(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量基準で、Ｃ：０．４５〜０．８０％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．６０〜１．５０％、Ｃｒ：０．１０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、およびｓ−Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる合金組成を有し、かつ、下記の式で定義される焼入性指数が０．３以下であることを特徴とする高周波輪郭焼入用非調質鋼。
焼入性指数：１．２−１．４×Ｃ(％)−０．２８×Ｍｎ(％)−０．４９×Ｃｒ(％)
【請求項２】
請求項１に規定した合金成分に加えて、さらにＢ：０．０００５〜０．００５０％およびＴｉ：０．００５〜０．０５０％を含有する合金組成を有する請求項１の高周波輪郭焼入用非調質鋼。
【請求項３】
請求項１に規定した合金成分に加えて、さらにＳ：０．２０％以下およびＴｅ：０．１０％以下の１種または２種を含有する合金組成を有する請求項１の高周波輪郭焼入用非調質鋼。
【請求項４】
請求項１に規定した合金成分に加えて、さらにＢ：０．０００５〜０．００５０％およびＴｉ：０．００５〜０．０５０％に加えて、Ｓ：０．２０％以下およびＴｅ：０．１０％以下の１種または２種を含有する合金組成を有する請求項１の高周波輪郭焼入用非調質鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は，熱間鍛造で成形される機械構造用部品で機械加工後，高周波焼入により表面硬化処理を施す部品，例えば変速ギヤ，無段変速機用転動体，等速ジョイントアウターレース，ドライブシャフトその他で曲げ疲労強度，ねじり疲労強度および転がり接触疲労強度に優れた高強度高周波焼入用鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
中炭素鋼に微量のＶを添加した非調質鋼は熱間鍛造後の焼入・焼戻し処理を省略しても目的とした強度が得られるため，広く機械構造用部品に適用されている。このような非調質鋼鍛造品において高い接触疲労強度や曲げ，ねじり疲労強度が要求される部品には熱間鍛造後，機械加工を施した後に高周波焼入を行うことが一般的である。しかし，中炭素鋼に微量のＶを添加した従来の非調質鋼は初析フェライト面積率が多く，均質な高周波焼入組織を得るためには十分に長い時間加熱する必要があった。
【０００３】
近年ではこれらの部品に対してさらなる高強度化が要求されており，０．１〜１．０ｓｅｃ．の超短時間の加熱で部品形状に沿った焼入を行う技術が開発されている。このような高周波輪郭焼入技術を用いた焼入材は高い圧縮残留応力が付与されるため，優れた強度を得られることが特徴である。従来の非調質鋼に加熱時間の短い高周波輪郭焼入技術を適用する場合には前にも述べた理由により均質な硬化層を得ることができず，かえって強度が低下する問題があった。
【０００４】
また，非調質鋼でない炭素鋼では，高周波輪郭焼入の場合には均質な硬化層組織を得るために熱間鍛造後に焼入・焼戻しなどの調質処理を行うことが行われているが，非調質鋼は調質処理を行わないのが特徴であり調質処理を行うことはその工程省略によるコストメリットを失うことになり好ましくない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は，上記のような事情を背景としてなされたもので，本発明の目的とするところは，熱間鍛造後に目的とする部品形状に加工し，調質処理を行うことなく，超短時間加熱の高周波輪郭焼入で均質な硬化層組織が得られ，高い曲げまたはねじり疲労強度および転がり接触疲労強度を有する高周波輪郭焼入用非調質鋼に関する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は，種々の合金元素の組み合わせについて検討した結果，曲げまたはねじり疲労強度および転がり接触疲労強度を向上させるためにはＣ含有量を通常のＳ４０Ｃ〜Ｓ４５Ｃの炭素鋼より高い０．４５％以上の添加とした。また，Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ含有量と初析フェライト面積率の関係を調査し各々の合金元素が下式で表わされる焼入性指数が０．３以下となる様に調整することにより超短時間でも均質な硬化層を得ることができることを見い出した。
焼入性指数：１．２−１．４×Ｃ（％）−０．２８×Ｍｎ（％）−０．４９×Ｃｒ（％）≦０．３
【０００７】
また，場合によってはＢを添加することにより焼入性を向上させるとともに硬化層組織の強度を改善した。これにより熱間鍛造後に目的とする部品形状に加工し，調質処理を行うことなく，超短時間加熱の高周波輪郭焼入で均質な硬化層組織が得られ，高い曲げまたはねじり疲労強度および転がり接触疲労強度を有する高周波輪郭焼入用非調質鋼を開発した。
【０００８】
すなわち、本発明の高強度高周波焼入用鋼は、基本的な合金組成としては、重量基準で、Ｃ：０．４５〜０．８０％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．６０〜１．５０％、Ｃｒ：０．１０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、およびｓ−Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、かつ、下記の式により定義される焼入性指数が０．３以下である高周波輪郭焼入用非調質鋼である。
焼入性指数：１．２−１．４×Ｃ(％)−０．２８×Ｍｎ(％)−０．４９×Ｃｒ(％)
【０００９】
本発明の高周波輪郭焼入用非調質鋼は、変更態様として、上記の基本的な合金成分に加えて、重量基準で、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、およびＴｉ：０．００５〜０．０５０％を含有することができる。さらにこの非調質鋼は、上記の基本的な合金成分に加えて、または上記の変更態様に従う合金成分に加えて、重量基準で、Ｓ：０．２０％以下およびＴｅ：０．１０％以下の１種または２種を含有することができる。
【００１０】
以下に各合金成分の限定理由について説明する。
Ｃ：０．４５〜０．８０％
Ｃは高周波焼入後，鋼の強度を保持するための必須の元素であり，高周波焼入後の表面硬さを確保し，静的強度や曲げ疲労強度および転がり接触疲労強度を向上させるために０．４５％以上添加する必要がある。しかし，その含有量が０．８０％の共析点を超えて添加するとむしろ表面硬さが低下し，強度向上の劣化を招く。また，初析セメンタイトが生成して靭性を損なうなどの弊害をもたらすので，Ｃ含有量の上限を０．８０％にした。
【００１１】
Ｓｉ：０．０１〜１．００％
Ｓｉは溶製時の脱酸剤として作用する元素である。しかし多量に添加すると被削性や熱間加工性を低下させるので０．０１〜１．００％に規定した。
【００１２】
Ｍｎ：０．６０〜１．５０％
Ｍｎは溶製時の脱酸剤として作用する元素であり、また高周波焼入性を向上させる元素である。この効果は、０．１０％以上の添加により認められるが、０．６０％以上の添加で確実になる。過剰に添加すると、熱間鍛造後ベイナイトが発生して、被削性を低下させる。このため、Ｍｎ含有量の上限を１．５０％とする。
【００１３】
Ｃｒ：０．１０〜１．００％
ＣｒはＭｎと同様に高周波焼入性を向上させる元素であるが，多量の添加はベイナイトの生成により素材硬さを高め被削性および加工性を劣化させるので０．１０〜１．００％に規定した。
【００１４】
Ｖ：０．０５〜０．２５％
Ｖは熱間鍛造後、空冷時に炭窒化物として微細析出し強度を高める元素であり、調質処理を行うことなく目的とする強度を得ることができる、非調質鋼には必須の元素である。このような効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要である。しかし、多量の添加は経済的に不利となるため、０．２５％以下とする必要がある。
【００１５】
ｓ−Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％
ｓ−Ａｌは溶製時の脱酸剤として作用する元素であり，０．０１５％以上添加する必要がある．しかし，多量に添加すると靭性や疲労強度の低下をきたすので０．０５０％以下に限定した．
【００１６】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは焼入性を高め安定した硬化層深さを得るために役立つとともにＭｎ，Ｃｒ含有量の変化による焼入性の変動を効果的に抑制することができる。この効果を安定して得るためにも０．０００５％以上の添加を必要とする。しかし，過剰に添加してもその効果はかえって低下するので上限を０．００５０％以下にした。
【００１７】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
Ｔｉは鋼中のＮと結びつき，ＴｉＮ化合物の生成によりＢＮ化合物の生成を抑制し，Ｂによる焼入性向上効果を確保するために必要な元素である。このため，Ｂを添加する場合には必ず添加する必要がある。しかし，多量に添加すると靭性や疲労強度の低下をきたすので０．００５〜０．０５０％に限定した。また，Ｔｉ望ましい添加量はＴｉ／Ｎ≧３．４である。
【００１８】
Ｓ  ：０．２０％以下
Ｔｅ：０．１０％以下
Ｓ，Ｔｅは被削性を高める元素であって，それぞれ０．２０％以下，０．１０％以下の範囲で単独に，または複合添加しても良い。ただしこれ以上添加すると機械的性質が劣化するので上限を定めた。
【００１９】
焼入性指数：１．２−１．４×Ｃ（％）−０．２８×Ｍｎ（％）−０．４９×Ｃｒ（％）≦０．３
上述した式で示される焼入性指数が０．３を超えるとでは熱間鍛造後の初析フェライト量が多く超短時間の焼入では均質な硬化層が得られず，高周波焼入後も充分な強度を得ることができない。
【００２０】
【実施例】
表１に示す化学組成をもつ各鋼材を高周波誘導炉で溶解し１５０ｋｇの鋼塊に鋳造した。その後，１２００℃で熱間鍛造し直径３２ｍｍの丸棒にした。鍛造後は適当な間隔をおいて室温まで放冷した。たこれらの丸棒より下記の試験条件にて転動試験，回転曲げ疲労試験を下記の条件で行い評価した。その結果を表２に示す。また実施例に示される鋼には通常の鋼に含まれるＰ：０．０３０％以下，Ｃｕ：０．３０％以下，Ｎｉ：０．２０％以下，Ｎ：０．０３０％以下，Ｏ：０．００３％以下の不純物が含有されている．
【００２１】
転動試験は試験部直径１２．３ｍｍの疲労試験片を削りだし，周波数：１５０ｋＨｚ，方式：定置焼入，加熱時間：０．３ｓ，電力：６００ｋＷ，最高加熱温度：９８０℃，冷却水：水，焼戻し：なしの条件で高周波焼入焼戻し処理を施した。試験はラジアル型転動試験機により，ＳＵＪ２製ボールを用いて面圧５８８０ＭＰａにて試験を実施した。回転曲げ疲労試験は応力集中係数１．８の切欠きを有し，切欠き底半径８ｍｍの試験片を用い周波数：１５０ｋＨｚ，方式：定置焼入，加熱時間：０．２５ｓ，電力：６００ｋＷ，最高加熱温度：９８０℃，冷却水：水，焼戻し：なしの条件で高周波焼入焼戻し処理を施し小野式回転曲げ疲労試験を行った。
【００２２】
被削性は歯切り試験によって行った。１５０ｋｇ鋼塊を直径９０ｍｍの丸棒に鍛造し，これを１１００℃で１時間の焼ならし処理により非調質鍛造をシミュレーションした。その後，焼ならしままで直径８６．４ｍｍの試験片に加工し，表３に示した条件で試験に供した。表２に示す工具寿命はクレーター磨耗が５０μｍに達した時点とし，従来鋼Ｂの工具寿命を１としたときの相対値で示した。
【００２３】
【表１】
0003687275.tif 000002
【００２４】
【表２】
0003687275.tif 000003
【００２５】
【表３】
0003687275.tif 000004
【００２６】
表１の実施例１〜１２は本発明にかかわる成分組成および焼入性指数の全ての条件を満足する実施例であり，回転曲げ疲労強度，転動疲労特性および歯切り被削性のすべてに優れている。また，快削元素を添加した９，８，１１，１２鋼は同じ硬さの発明鋼に比べて被削性が改善されていることがわかる。
【００２７】
これに対して比較鋼Ａ，ＢはＣ含有量が請求範囲外であり，Ａ鋼はＣ含有量が低すぎるために硬化層の焼入硬さが低く強度が低下している。また，Ｂ鋼はＣ含有量が多すぎるために初析セメンタイトが発生し強度を低下させている。
【００２８】
比較鋼Ｃ，Ｄ，Ｅ，ＦはそれぞれＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ含有量が高すぎるため熱間鍛造後の素材硬さが高くなりすぎて被削性を著しく低下させている。
【００２９】
比較鋼Ｇはｓ−Ａｌ含有量が低すぎるために熱間鍛造後の結晶粒が粗大化し，強度が低下している。また，比較鋼Ｈはｓ−Ａｌ含有量が高すぎるため，Ａｌの窒化物が過剰に生成し，強度を低下させている。
【００３０】
比較鋼ＪはＴｉ含有量が高すぎるためにＴｉの炭窒化物が介在物として多量に存在するため強度低下を招いている。また，比較鋼Ｌは化学成分は請求範囲内であるが，焼入性指数が大きすぎるために超短時間高周波加熱では均質な硬化層組織が得られず，強度が低下している。
【００３１】
比較鋼ｌ，ＫはＳ，Ｔｅを過剰に添加しているため被削性は大きく改善されるが強度は低下している。
【００３２】
【発明の効果】
以上説明してきたように，本発明の高周波輪郭焼入用非調質鋼は重量基準でＣ：０．４５〜０．８０％，Ｓｉ：０．０１〜１．００％，Ｍｎ：０．１０〜１．５０％，Ｃｒ：０．１０〜１．００％，Ｖ  ：０．０５〜０．３０％，ｓ−Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％また，必要に応じて，Ｂ  ：０．０００５〜０．００５０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％を含有すことができ，同じく必要に応じてＳ  ：０．２０％以下，Ｔｅ：０．１０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含み，残部Ｆｅおよび不純物よりなり，かつ下記の式を満たすことを特徴とし，熱間鍛造後に目的とする部品形状に加工したのち調質処理を行うことなく，超短時間加熱の高周波輪郭焼入で均質な硬化層組織が得られ，高い曲げまたはねじり疲労強度および転がり接触疲労強度を有する高強度高周波焼入用非調質鋼を得ることができる。
焼入性指数：１．２−１．４×Ｃ（％）−０．２８×Ｍｎ（％）−０．４９×Ｃｒ（％）≦０．３