(57)【要約】    【課題】ハブユニット、等速ジョイントなどの部品の素材として好適な高周波焼入れ用鋼の提供。    【解決手段】C：0.45〜0.60％、Si：0.4〜0.9％、Mn：0.2〜1.0％、Cr：0.03〜0.6％、V：0.02〜0.15％、S：0.003〜0.05％、Al：0.012〜0.05％、N：0.007〜0.025％に加えてCu：0.04〜0.2％及びSn：0.003〜0.05％のうちの1種又は2種、並びに、Sb：0.001〜0.01％及びAs：0.001〜0.01％のうちの1種又は2種を含むとともに、Cuを含まない場合にはNi：0〜0.2％を、Cuを含む場合にはNi：（1/2）×Cu含有量〜0.2％をも含み、残部はFeと不純物からなり、不純物中のTi≦0.005％、P≦0.03％、O≦0.0015％で、かつ、Al×｛N−（14／48）×Ti｝≧1.5×10-4、N−（14／27）×Al−（14／48）×Ti−（14／51）×V≦-0.005を満たす高周波焼入れ用鋼。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６０％、Ｓｉ：０．４〜０．９％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｃｒ：０．０３〜０．６％、Ｖ：０．０２〜０．１５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ａｌ：０．０１２〜０．０５％、Ｎ：０．００７〜０．０２５％及びＳｎ：０．００３〜０．０５％、並びに、Ｓｂ：０．００１〜０．０１％及びＡｓ：０．００１〜０．０１％のうちの１種又は２種を含むとともに、Ｎｉ：０〜０．２％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、Ｐは０．０３％以下及びＯ（酸素）は０．００１５％以下であり、かつ下記(1)式で表されるｆｎ１の値が１．５×１０-4以上、下記(2)式で表されるｆｎ２の値が−０．００５以下を満たすことを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
ｆｎ１＝Ａｌ×｛Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ｝・・・(1)
ｆｎ２＝Ｎ−（１４／２７）×Ａｌ−（１４／４８）×Ｔｉ−（１４／５１）×Ｖ・・・(2)
なお、(1)式及び(2)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６０％、Ｓｉ：０．４〜０．９％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｃｒ：０．０３〜０．６％、Ｖ：０．０２〜０．１５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ａｌ：０．０１２〜０．０５％、Ｎ：０．００７〜０．０２５％及びＣｕ：０．０４〜０．２％、並びに、Ｓｂ：０．００１〜０．０１％及びＡｓ：０．００１〜０．０１％のうちの１種又は２種を含むとともに、Ｎｉ：（１／２）×［Ｃｕの含有量（％）］〜０．２％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、Ｐは０．０３％以下及びＯ（酸素）は０．００１５％以下であり、かつ下記(1)式で表されるｆｎ１の値が１．５×１０-4以上、下記(2)式で表されるｆｎ２の値が−０．００５以下を満たすことを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
ｆｎ１＝Ａｌ×｛Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ｝・・・(1)
ｆｎ２＝Ｎ−（１４／２７）×Ａｌ−（１４／４８）×Ｔｉ−（１４／５１）×Ｖ・・・(2)
なお、(1)式及び(2)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６０％、Ｓｉ：０．４〜０．９％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｃｒ：０．０３〜０．６％、Ｖ：０．０２〜０．１５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ａｌ：０．０１２〜０．０５％、Ｎ：０．００７〜０．０２５％、Ｃｕ：０．０４〜０．２％及びＳｎ：０．００３〜０．０５％、並びに、Ｓｂ：０．００１〜０．０１％及びＡｓ：０．００１〜０．０１％のうちの１種又は２種を含むとともに、Ｎｉ：（１／２）×［Ｃｕの含有量（％）］〜０．２％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、Ｐは０．０３％以下及びＯ（酸素）は０．００１５％以下であり、かつ下記(1)式で表されるｆｎ１の値が１．５×１０-4以上、下記(2)式で表されるｆｎ２の値が−０．００５以下を満たすことを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
ｆｎ１＝Ａｌ×｛Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ｝・・・(1)
ｆｎ２＝Ｎ−（１４／２７）×Ａｌ−（１４／４８）×Ｔｉ−（１４／５１）×Ｖ・・・(2)
なお、(1)式及び(2)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高周波焼入れ用鋼に関し、より詳しくは、自動車や各種産業機械のハブユニットや等速ジョイントなど、所定の形状に成形した後でその一部に高周波焼入れを施して高周波焼入れままの状態で用いられる部品の素材、或いは上記高周波焼入れ後に必要に応じて更に焼戻しを施した状態で用いられる部品の素材として好適な高周波焼入れ用鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、自動車や各種産業機械のハブユニットや等速ジョイントなどの部品は、転動疲労特性に優れた鋼材と回転曲げ疲労強度及び靱性に優れた鋼材とを組み合わせて製造されており、転動部分にはＪＩＳ規格のＳＵＪ２鋼などの軸受鋼、それ以外の部分には非調質鋼又は調質鋼が使用されてきた。
【０００３】
しかし近年、部品の軽量化及びコストダウンの観点から特定の鋼材に多くの機能を受け持たせ、その鋼材だけで部品を作り上げたいとの産業界からの要望が極めて大きくなり、例えば、ハブユニットや等速ジョイントにおいても、軸受鋼に要求されていた転動疲労特性と非調質鋼又は調質鋼に要求されていた引張強さ、回転曲げ疲労強度及び靱性などの特性とを兼ね備えた鋼材が求められるようになってきた。
【０００４】
このため、一部では、JIS G 4051のＳ５５ＣやSAE J 403の１０６５等のＣ含有量の高い鋼材を素材とし、高周波焼入れを施したり、必要に応じて更に焼戻しを施すことによって、上記産業界からの要望に応えることが行われている。
【０００５】
しかしながら、部品の小型化の進展に伴い、なお一層高い回転曲げ疲労強度が求められるようになり、上記JIS G 4051のＳ５５ＣやSAE J 403の１０６５等を素材としたものでは、所望の回転曲げ疲労寿命を確保できなくなっている。
【０００６】
そこで、特許文献１には、Ｓｉの含有量を０．５〜１．０質量％にすることによって、非硬化部の硬さの上昇を最小限に抑えながら、疲労強度、被削性などを向上させ、更に、Ｖの含有量を０．０１〜０．１５質量％にすることによって、非硬化部の疲労強度と被削性を向上させるなどして、鍛造上がりの硬さ上昇を最小限に抑え、被削性、冷間加工性を確保しながら、非硬化部の疲労強度、硬化部の耐転がり強度、耐ピッチング強度、耐摩耗性、疲労強度等を向上させた「被削性に優れた高強度高周波焼入用鋼」が提案されている。
【０００７】
また、特許文献２には、Ｖを含有する鋼について、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒの含有量と初析フェライト面積率の関係を調査し、超短時間でも均質な硬化層が得られる式を見出し、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れで均質な硬化層組織が得られ、高い曲げ又はねじり疲労強度及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」が提案されている。
【０００８】
【特許文献１】特開２００２−３３２５３５号公報
【特許文献２】特開平１０−３１７０９５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明の目的は、所定の形状に成形した後でその一部に高周波焼入れを施して高周波焼入れままの状態で用いるか、或いは、上記高周波焼入れ後に必要に応じて更に焼戻しを施した状態で用いるハブユニット、等速ジョイントなどの部品において、高周波焼入れを施さない部分については引張強さ及び回転曲げ疲労強度を向上させても優れた靱性を確保することができ、また、高周波焼入れしたままの状態の部分や高周波焼入れ後に焼戻しを施した部分については工業的な規模の量産において良好な転動疲労寿命だけではなく安定して優れた回転曲げ疲労強度を確保することができる、上記部品の素材として好適な高周波焼入れ用鋼を提供することである。
【００１０】
前述の特許文献１及び２で開示された技術は、必ずしも靱性が十分ではなく、また、高周波焼入れした硬化部で、必ずしも安定して優れた特性を得ることができるものではない。
【００１１】
すなわち、特許文献１で開示された技術の場合、高強度化に伴う靱性低下に対する配慮が十分ではないし、また、Ａｌを含有していないため、結晶粒の成長を抑制する微細な粒子の量及び数が不十分で、高周波加熱した際のオーステナイト粒径が大きくなりやすいので、硬化部の特性が不安定である。
【００１２】
特許文献２で開示された技術の場合も、高強度化に伴う靱性低下に対する配慮が十分ではなく、また、Ｎの含有量に対する配慮がなされていないため、結晶粒の成長を抑制する微細な粒子の量及び数を安定して確保することが難しく、高周波加熱した際のオーステナイト粒径がばらつきやすいので、硬化部の特性が不安定である。
【００１３】
本発明者らは、上述のような問題点を解決するために、一般的な熱間鍛造条件、すなわち、１２００〜１２５０℃に加熱し、熱間鍛造を行って１０５０℃以上で仕上げ、仕上げ後は大気中放冷する条件で処理された鋼材の靱性及び疲労強度特性を向上させる方法について、種々調査・研究を重ねた。その結果、先ず、下記（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。
【００１４】
（ａ）靱性を向上させる最も有効な手段の１つは、高周波加熱して焼入れ処理する際のオーステナイト粒径（以下、「旧オーステナイト粒径」という）を微細化することであり、そのためには、熱間鍛造における１２００〜１２５０℃への加熱時のオーステナイト粒径を小さくする必要がある。
【００１５】
（ｂ）１２００〜１２５０℃への加熱時のオーステナイト粒径を小さくするためには、この温度域でも溶解しないＴｉＮ、ＭｎＳなどの粒子を分散させればよいが、これらの粒子は高周波焼入れ部の回転曲げ疲労強度や転動疲労寿命などの特性を大きく低下させるため、積極的には利用できない。
【００１６】
（ｃ）オーステナイト中に固溶するが粒界偏析する傾向が強く、かつ拡散係数があまり大きくない元素を含有していれば、高温におけるオーステナイト粒の成長速度を抑制できる。
【００１７】
（ｄ）上記（ｃ）の要件を満たす元素のうち、比較的添加が容易なＣｕ、Ｓｎに組み合わせて、周期律表で５Ｂ族の元素を微量に含有すると、高温でのオーステナイト粒の成長速度を大幅に抑制できる。
【００１８】
（ｅ）回転曲げ疲労強度向上のためにはＳｉ及びＶを含有することが有効であることが知られている。しかし、ＶはＣよりＮと結合しやすい。回転曲げ疲労強度向上の目的でＶを有効活用するためには、炭化物として析出させておく必要があり、そのためにはＮの含有量及びＶよりＮと結合しやすいＴｉ及びＡｌの含有量を制御する必要がある。
【００１９】
次に、本発明者らは、高周波焼入れままの部分、或いは上記高周波焼入れ後に必要に応じて焼戻しを施した部分の特性に影響する因子について調査・研究を重ね、その結果、下記（ｆ）及び（ｇ）の知見を得た。
【００２０】
（ｆ）高周波焼入れままの部分、或いは高周波焼入れ後に必要に応じて焼戻しを施した部分の特性に最も大きな影響を与えるのは硬度であるが、硬度に加えて旧オーステナイト粒径も大きな影響を及ぼす。そして、旧オーステナイト粒径の微細化のためには、高周波加熱の際に、微細な粒子が多く残存している必要がある。
【００２１】
（ｇ）高周波加熱の際に残存する微細な粒子としては、ＡｌＮを用いるのが最も効果的である。そして、高周波加熱する前にＡｌＮを確実に十分析出させておくためには、ＡｌとＮの含有量を管理しておく必要がある。
【００２２】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【課題を解決するための手段】
【００２３】
本発明の要旨は、下記（１）〜（３）に示す高周波焼入れ用鋼にある。
【００２４】
（１）質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６０％、Ｓｉ：０．４〜０．９％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｃｒ：０．０３〜０．６％、Ｖ：０．０２〜０．１５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ａｌ：０．０１２〜０．０５％、Ｎ：０．００７〜０．０２５％及びＳｎ：０．００３〜０．０５％、並びに、Ｓｂ：０．００１〜０．０１％及びＡｓ：０．００１〜０．０１％のうちの１種又は２種を含むとともに、Ｎｉ：０〜０．２％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、Ｐは０．０３％以下及びＯ（酸素）は０．００１５％以下であり、かつ下記(1)式で表されるｆｎ１の値が１．５×１０-4以上、下記(2)式で表されるｆｎ２の値が−０．００５以下を満たすことを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
ｆｎ１＝Ａｌ×｛Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ｝・・・(1)、
ｆｎ２＝Ｎ−（１４／２７）×Ａｌ−（１４／４８）×Ｔｉ−（１４／５１）×Ｖ・・・(2)。
なお、(1)式及び(2)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【００２５】
（２）質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６０％、Ｓｉ：０．４〜０．９％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｃｒ：０．０３〜０．６％、Ｖ：０．０２〜０．１５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ａｌ：０．０１２〜０．０５％、Ｎ：０．００７〜０．０２５％及びＣｕ：０．０４〜０．２％、並びに、Ｓｂ：０．００１〜０．０１％及びＡｓ：０．００１〜０．０１％のうちの１種又は２種を含むとともに、Ｎｉ：（１／２）×［Ｃｕの含有量（％）］〜０．２％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、Ｐは０．０３％以下及びＯ（酸素）は０．００１５％以下であり、かつ下記(1)式で表されるｆｎ１の値が１．５×１０-4以上、下記(2)式で表されるｆｎ２の値が−０．００５以下を満たすことを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
ｆｎ１＝Ａｌ×｛Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ｝・・・(1)、
ｆｎ２＝Ｎ−（１４／２７）×Ａｌ−（１４／４８）×Ｔｉ−（１４／５１）×Ｖ・・・(2)。
なお、(1)式及び(2)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【００２６】
（３）質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６０％、Ｓｉ：０．４〜０．９％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｃｒ：０．０３〜０．６％、Ｖ：０．０２〜０．１５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ａｌ：０．０１２〜０．０５％、Ｎ：０．００７〜０．０２５％、Ｃｕ：０．０４〜０．２％及びＳｎ：０．００３〜０．０５％、並びに、Ｓｂ：０．００１〜０．０１％及びＡｓ：０．００１〜０．０１％のうちの１種又は２種を含むとともに、Ｎｉ：（１／２）×［Ｃｕの含有量（％）］〜０．２％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、Ｐは０．０３％以下及びＯ（酸素）は０．００１５％以下であり、かつ下記(1)式で表されるｆｎ１の値が１．５×１０-4以上、下記(2)式で表されるｆｎ２の値が−０．００５以下を満たすことを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
ｆｎ１＝Ａｌ×｛Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ｝・・・(1)、
ｆｎ２＝Ｎ−（１４／２７）×Ａｌ−（１４／４８）×Ｔｉ−（１４／５１）×Ｖ・・・(2)。
なお、(1)式及び(2)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【００２７】
なお、本発明における上記のＡｌは、酸可溶Ａｌ（いわゆる「ｓｏｌ．Ａｌ」）のことをいう。
【００２８】
以下、上記 （１）〜（３）の高周波焼入れ用鋼に係る発明を、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。
【発明の効果】
【００２９】
本発明の鋼材を用いて、所定の形状に成形した後でその一部に高周波焼入れを施して高周波焼入れままの状態で用いる部品、或いは、上記高周波焼入れ後に必要に応じて更に焼戻しを施した状態で用いる部品は、高周波焼入れしない部分の引張強さ、回転曲げ疲労強度及び靱性が優れ、また、高周波焼入れしたままの部分や高周波焼入れ後に焼戻しを施した部分の転動疲労寿命及び回転曲げ疲労強度が優れるので、自動車や産業機械の部品であるハブユニット、等速ジョイントなどに用いることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３０】
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。また、以下の説明では、「高周波焼入れしない部分」を「母材」といい、「高周波焼入れしたままの部分」及び「高周波焼入れ後に焼戻しを施した部分」を「焼入れ部」という。
【００３１】
（Ａ）化学組成
Ｃ：０．４５〜０．６０％
本発明は、熱間圧延された棒鋼を一例とするような素材を、例えば、熱間又は温間で鍛造して所定の形状に成形した後冷却することによって、「母材」に、所望の機械的性質を付与し、一方、前記成形後に冷却したものに高周波焼入れ、或いは、その後必要に応じて更に焼戻しを施すことによって、「焼入れ部」に、所望の機械的性質を付与させるものである。しかし、Ｃの含有量が０．４５％未満では「焼入れ部」の硬度が不十分となって、転動疲労寿命、耐摩耗性が大きく低下するだけでなく、他の要件を満たしていても「焼入れ部」において所望の回転曲げ疲労強度（後述の環状半円溝付き試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における７１０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）が得られなくなる。一方、Ｃの含有量が０．６０％を超えると、「母材」の引張強さが高くなり過ぎて、冷間加工性及び切削性が大きく低下する。したがって、Ｃの含有量を０．４５〜０．６０％とした。なお、「母材」に一層良好な靱性が要求される場合には、Ｃ含有量の上限は０．５２％とすることが好ましい。
【００３２】
Ｓｉ：０．４〜０．９％
Ｓｉは、「母材」の引張強さ及び回転曲げ疲労強度、並びに「焼入れ部」の転動疲労寿命を高めるのに有効な元素である。Ｓｉには、脱酸剤としての作用や切削性を高める作用もある。しかし、その含有量が０．４％未満の場合には、他の要件を満たしていても、「母材」において所望の回転曲げ疲労強度（後述の平滑試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における３９０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）が得られなくなる。一方、Ｓｉの含有量が０．９％を超えると、「母材」の引張強さが高くなり過ぎて、冷間加工性及び切削性が大きく低下する。したがって、Ｓｉの含有量を０．４〜０．９％とした。なお、「焼入れ部」に一層良好な転動疲労寿命が要求される場合には、Ｓｉ含有量の下限は０．６％とすることが好ましい。
【００３３】
Ｍｎ：０．２〜１．０％
Ｍｎは、「母材」の引張強さ、回転曲げ疲労強度及び焼入れ性を向上させる作用を有する。Ｍｎには、Ｓによる熱間脆性を防止する作用もある。これらの効果を発揮させるためには、Ｍｎを０．２％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎ含有量が１．０％を超えると「母材」の引張強さが高くなり過ぎて、冷間加工性及び切削性が大きく低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．２〜１．０％とした。なお、前記したＭｎの効果をより積極的に利用するためには、Ｍｎ含有量の下限は０．６％とすることが好ましい。
【００３４】
Ｃｒ：０．０３〜０．６％
Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を微細化し、「母材」の靱性を高める作用を有する。この効果を発揮させるためには、Ｃｒの含有量は０．０３％以上とする必要がある。一方、Ｃｒの含有量が０．６％を超えると、「母材」の引張強さが高くなり過ぎて、冷間加工性及び切削性が大きく低下する。したがって、Ｃｒの含有量を０．０３〜０．６％とした。なお、前記したＣｒの効果をより積極的に利用するためには、Ｃｒ含有量の下限は０．１％とすることが好ましく、また、冷間加工性及び切削性が重視される場合には、Ｃｒ含有量の上限は０．３％とすることが好ましい。
【００３５】
Ｖ：０．０２〜０．１５％  
Ｖは、「母材」中に微細な窒化物又は炭化物として析出する。これらの析出物のうちで特に炭化物は、「母材」の引張強さ及び回転曲げ疲労強度を向上させるのに有効である。これらの効果、なかでも、所望の回転曲げ疲労強度（後述の平滑試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における３９０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）を確保するための「母材」の回転曲げ疲労強度を高める効果を得るためには、Ｖの含有量は０．０２％以上で、しかも前記(2)式で表されるｆｎ２の値が−０．００５以下を満たすことが必要である。一方、Ｖの含有量が０．１５％を超えると、「母材」の靱性が大きく低下し、他の要件を満たしていても、所望の衝撃値（後述のノッチ下高さ８ｍｍのＵノッチ試験片を用いた室温でのシャルピー衝撃試験で、４１Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値）が得られなくなる。したがって、Ｖの含有量を０．０２〜０．１５％とした。なお、「母材」に一層良好な靱性が要求される場合には、Ｖ含有量の上限は０．０７％とすることが好ましい。
【００３６】
Ｓ：０．００３〜０．０５％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削性を向上させる作用を有する。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、粗大なＭｎＳは転動疲労寿命を低下させる傾向があり、特に、Ｓの含有量が０．０５％を超えると、転動疲労寿命の低下が大きくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００３〜０．０５％とした。なお、良好な切削性が要求される場合には、Ｓの含有量は０．０１〜０．０５％とその下限を０．０１％とすることが好ましい。また、良好な転動疲労寿命が要求される場合には、Ｓ含有量は０．００３〜０．０２％とその上限を０．０２％とすることが好ましい。更に、良好な切削性と良好な転動疲労寿命がともに要求される場合には、Ｓ含有量は０．０１〜０．０２％とするのがよい。
【００３７】
Ａｌ：０．０１２〜０．０５％
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「焼入れ部」の旧オーステナイト粒径の微細化に有効であり、旧オーステナイト粒径が微細化すると「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度が向上する。この効果を確実に得るためには、Ａｌの含有量は０．０１２％以上で、しかも前記(1)式で表されるｆｎ１の値が１．５×１０-4以上を満たすことが必要である。更に、前記したＶの炭化物の「母材」の引張強さ及び回転曲げ疲労強度を向上させる効果、なかでも、所望の回転曲げ疲労強度（後述の平滑試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における３９０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）を確保するための「母材」の回転曲げ疲労強度を高める効果を得るために、Ａｌの含有量は前記(2)式で表されるｆｎ２の値が−０．００５以下を満たすことも必要である。一方、Ａｌは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、粗大な酸化物系介在物を形成しやすくなるので「焼入れ部」の転動疲労寿命が低下するだけでなく、他の要件を満たしていても、「焼入れ部」において所望の回転曲げ疲労強度（後述の環状半円溝付き試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における７１０ＭＰａ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０．０１２〜０．０５％とした。ＡｌＮ形成による「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度の向上効果をより積極的に活用するためには、Ａｌの含有量は０．０２５〜０．０５％とすることが好ましい。なお、既に述べたように、本発明におけるＡｌは、酸可溶Ａｌ（いわゆる「ｓｏｌ．Ａｌ」）のことを指し、酸化物以外の介在物に含まれるＡｌ及びマトリックス中に固溶しているＡｌのことである。
【００３８】
Ｎ：０．００７〜０．０２５％
Ｎは、Ｔｉ、Ａｌ及びＶと結合して、ＴｉＮ、ＡｌＮ及びＶＮを形成しやすい元素である。本発明では、上記の窒化物のうちのＡｌＮが有する「焼入れ部」の旧オーステナイト粒径を微細化して「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度を高める作用を利用する。この効果を確実に得るためには、Ｎの含有量は０．００７％以上でしかも前記(1)式で表されるｆｎ１の値が１．５×１０-4以上を満たすことが必要である。更に、前記したＶの炭化物の「母材」の引張強さ及び回転曲げ疲労強度を向上させる効果、なかでも、所望の回転曲げ疲労強度（後述の平滑試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における３９０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）を確保するための「母材」の回転曲げ疲労強度を高める効果を得るために、Ｎの含有量は前記(2)式で表されるｆｎ２の値が−０．００５以下を満たすことも必要である。一方、Ｎ含有量が多くなると粗大なＴｉＮが形成され、「焼入れ部」において回転曲げ疲労の破壊起点になりやすく、特にＮの含有量が０．０２５％を超えると、他の要件を満たしていても、「焼入れ部」において所望の回転曲げ疲労強度（後述の環状半円溝付き試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における７１０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）を確保することができなくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００７〜０．０２５％とした。なお、ＡｌＮ形成による「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度の向上効果をより積極的に活用するためには、Ｎの含有量は０．０１２〜０．０２５％とすることが好ましい。
【００３９】
Ｓｎ：０．００３〜０．０５％、Ｃｕ：０．０４〜０．２％、Ｓｂ：０．００１〜０．０１％及びＡｓ：０．００１〜０．０１％
本発明に係る高周波焼入れ用鋼においては、「母材」における所望の衝撃値（後述のノッチ下高さが８ｍｍのＵノッチ試験片を用いた室温でのシャルピー衝撃試験で、４１Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値）の確保及び「焼入れ部」における所望の回転曲げ疲労強度（後述の環状半円溝付き試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における７１０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）の確保のために、次に述べる元素を必須の構成元素として含む必要がある。
【００４０】
すなわち、本発明（１）は、前記ＣからＮまでの元素に加えて、Ｓｎ：０．００３〜０．０５％、並びに、Ｓｂ：０．００１〜０．０１％及びＡｓ：０．００１〜０．０１％のうちの１種又は２種を含有する必要がある。
【００４１】
また、本発明（２）は、前記ＣからＮまでの元素に加えて、Ｃｕ：０．０４〜０．２％、並びに、Ｓｂ：０．００１〜０．０１％及びＡｓ：０．００１〜０．０１％のうちの１種又は２種を含有する必要がある。
【００４２】
更に、本発明（３）は、前記ＣからＮまでの元素に加えて、Ｃｕ：０．０４〜０．２％及びＳｎ：０．００３〜０．０５％、並びに、Ｓｂ：０．００１〜０．０１％及びＡｓ：０．００１〜０．０１％のうちの１種又は２種を含有する必要がある。
【００４３】
これは、「母材」が前記所望の衝撃値を有するためには、前記ＣからＮまでの元素に加えて、０．０４％以上のＣｕ及び０．００３％以上のＳｎのうちの１種又は２種、並びに、０．００１％以上のＳｂ及び０．００１％以上のＡｓのうちの１種又は２種を含む必要があり、一方、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ及びＡｓの含有量が、それぞれ、０．２％、０．０５％、０．０１％及び０．０１％を超えると、「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度が低下して、前記所望の回転曲げ疲労強度が得られないためである。
【００４４】
以下、上記のことについて、本発明者らが旧オーステナイト粒径を微細にして靱性を高める元素のうちで、高温加熱した際にオーステナイト中に固溶するが粒界偏析する傾向が大きいものに着目して行った検討内容を基にして、詳しく説明する。
【００４５】
鋼中で粒界偏析しやすい元素として、周期律表１Ｂ族のＣｕ、３Ｂ族のＢ、４Ｂ族のＣとＳｎ、５Ｂ族のＮ、Ｐ、ＡｓとＳｂ、６Ｂ族のＯ、ＳとＳｅが知られている。しかし、これらの元素のうちでＢ、Ｃ及びＮは高温での拡散係数が大きいため、また、Ｏはオーステナイト中への固溶量が小さいため、更に、Ｓ及びＳｅはＭｎと結合しやすくオーステナイト中への固溶量が小さいため、いずれも、粒成長抑制の効果をほとんど期待できない。そこで、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｐ、Ａｓ及びＳｂについて検討を行った。
【００４６】
すなわち、表１に示すとおりの、０．５４％Ｃ−０．７％Ｓｉ−０．９％Ｍｎ−０．０１４％Ｓ−０．１６％Ｃｒ−０．０２％Ａｌ−０．００１％Ｔｉ−０．０５％Ｖ−０．０１４０％Ｎ−０．０００８％Ｏの化学組成をベースとして、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｐ、Ａｓ及びＳｂの含有量を変化させた鋼ａ〜ｘを５０ｋｇ真空溶解炉を用いて溶製し、インゴットに鋳造した。なお、上記においては、鋼のＣｕ含有量によってＮｉの含有量も変化させた。
【００４７】
【表１】
2006089764.tif 000002
【００４８】
これらの鋼のインゴットを１２５０℃に加熱して１０時間均質化熱処理した後、熱間鍛造を行って、直径４０ｍｍの丸棒を作製した。次いで、上記の各丸棒を１２５０℃に加熱し、熱間鍛造を行って１０５０℃以上で仕上げ、厚さ２０ｍｍの鋼板を作製した。
【００４９】
このようにして得た厚さ２０ｍｍの各鋼板から、試験片の長さ方向が鍛錬軸に平行になるように、JIS Z 2202で規定される長さが５５ｍｍ、高さと幅がいずれも１０ｍｍでノッチ下高さが８ｍｍのＵノッチ試験片を採取し、通常の方法によって室温でシャルピー衝撃試験を行い、各３回の試験における衝撃値の平均値を求めた。
【００５０】
更に、前記の厚さ２０ｍｍの各鋼板から、試験片の長さ方向が鍛錬軸に平行になるように、平行部の直径と長さがそれぞれ、１０ｍｍと２１ｍｍで、半径が１ｍｍの環状半円溝付きの小野式回転曲げ疲労試験片を採取した。上述の小野式回転曲げ疲労試験片に環状半円溝底での有効硬化層深さが１．３±０．２ｍｍになるように高周波焼入れを施した後、１６０℃で１時間の焼戻しを行い、更に、８００番のエメリー紙を用いて、スケールを除去する程度の研削を行った。なお、上記の高周波焼入れにおける「有効硬化層深さ」は、硬化層の表面からビッカース硬さ（以下、「Ｈｖ硬さ」という。）で５００の位置までの距離をいう。
【００５１】
ここで、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。
【００５２】
表２に、上記の各試験結果をまとめて示す。なお、前記の衝撃試験片は、鍛造した鋼板から採取したままのもので、これには高周波焼入れを施していない。このため、表２において衝撃値を、「母材衝撃値」と表記した。一方、小野式回転曲げ疲労試験片は、上述の高周波焼入れを施したものであるため、表２において「回転曲げ疲労強度」を、「焼入れ部回転曲げ疲労強度」と表記した。
【００５３】
【表２】
2006089764.tif 000003
【００５４】
表２に示した「母材」の衝撃値及び「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度の結果から以下の（ｈ）〜（ｍ）が判明した。
【００５５】
（ｈ）Ｐの含有量を増加させると、「母材」の衝撃値及び「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度が低下する（鋼ａ〜ｃの比較）。
【００５６】
（ｉ）ＮｉとともにＣｕの含有量を増加させると、「母材」の衝撃値がわずかに向上するが、前記した所望の衝撃値、すなわち、ノッチ下高さが８ｍｍのＵノッチ試験片を用いた室温でのシャルピー衝撃試験における４１Ｊ／ｃｍ2以上という衝撃値が得られない。一方、ＮｉとともにＣｕを添加した場合に、Ｃｕの含有量が０．２％を超えると、「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度が低下する（鋼ａ、鋼ｄ及び鋼ｅの比較）。
【００５７】
（ｊ）Ｓｎの含有量を増加させると、「母材」の衝撃値がわずかに向上するが、前記した所望の衝撃値が得られない。一方、Ｓｎの含有量が０．０５％を超えると、「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度が低下する（鋼ａ、鋼ｆ及び鋼ｇの比較）。
【００５８】
（ｋ）Ａｓの含有量を増加させると、「母材」の衝撃値がわずかに向上するが、前記した所望の衝撃値が得られない。一方、Ａｓの含有量が０．０１％を超えると、「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度が低下する（鋼ａ、鋼ｈ及び鋼ｉの比較）。
【００５９】
（ｌ）Ｓｂの含有量を増加させると、「母材」の衝撃値がわずかに向上するが、前記した所望の衝撃値が得られない。一方、Ｓｂの含有量が０．０１％を超えると、「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度が低下する（鋼ａ、鋼ｊ及び鋼ｋの比較）。
【００６０】
（ｍ）「焼入れ部」において前記した所望の回転曲げ疲労強度（前述の環状半円溝付き試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における７１０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）を確保し、しかも、「母材」の靱性を高めて前記した所望の衝撃値（前述のノッチ下高さが８ｍｍのＵノッチ試験片を用いた室温でのシャルピー衝撃試験における４１Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値）を得るためには、Ｃｕ、Ｓｎ、Ａｓ及びＳｂの含有量の上限を、それぞれ、０．２％、０．０５％、０．０１％及び０．０１％としたうえで、Ｃｕ及びＳｎのうちの１種又は２種の含有量を増加させることに加えて、Ｓｂ及びＡｓのうちの１種又は２種の含有量を増加させればよい（鋼ａ及び鋼ｍ〜ｗの比較）。
【００６１】
したがって、本発明（１）は、Ｓｎ：０．００３〜０．０５％、並びに、Ｓｂ：０．００１〜０．０１％及びＡｓ：０．００１〜０．０１％のうちの１種又は２種を含有するものとした。また、本発明（２）は、Ｃｕ：０．０４〜０．２％、並びに、Ｓｂ：０．００１〜０．０１％及びＡｓ：０．００１〜０．０１％のうちの１種又は２種を含有するものとした。更に、本発明（３）は、Ｃｕ：０．０４〜０．２％及びＳｎ：０．００３〜０．０５％、並びに、Ｓｂ：０．００１〜０．０１％及びＡｓ：０．００１〜０．０１％のうちの１種以上を含有するものとした。
【００６２】
Ｎｉ：０〜０．２％（本発明（１））、（１／２）×［Ｃｕの含有量（％）］〜０．２％（本発明（２）、本発明（３））
Ｃｕを含まない鋼の場合には、Ｎｉの添加は任意である。添加すれば、靱性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｎｉは０．０２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｉは高価な元素であるので、合金コストを考慮するとその含有量は０．２％以下にする必要がある。したがって、本発明（１）においては、Ｎｉの含有量を０〜０．２％とした。
【００６３】
一方、Ｎｉには上記の靱性を高める作用に加えて、Ｃｕに起因する熱間加工性の低下を抑制する作用がある。この効果を得るには、Ｎｉの含有量を（１／２）×［Ｃｕの含有量（％）］以上とする必要がある。しかし、上述のとおり、Ｎｉは高価な元素であるので、合金コストを考慮するとその含有量は０．２％以下にする必要がある。したがって、本発明（２）及び本発明（３）においては、Ｎｉの含有量を（１／２）×［Ｃｕの含有量（％）］〜０．２％とした。
【００６４】
本発明においては、不純物元素としてのＰ、Ｔｉ及びＯ（酸素）の各含有量を下記のとおりに制限する。
【００６５】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、粒界に偏析して粒界を脆化させやすい元素であり、先に（ｈ）の項で述べたように、「母材」の衝撃値及び「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｐの含有量が０．０３％を超えると、「母材」の衝撃値及び「焼入れ部」の回転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、「母材」における所望の衝撃値（前述のノッチ下高さが８ｍｍのＵノッチ試験片を用いた室温でのシャルピー衝撃試験で、４１Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値）と「焼入れ部」における所望の回転曲げ疲労強度（前述の環状半円溝付き試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における７１０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）の双方ともが得られない。したがって、Ｐの含有量を０．０３％以下とした。
【００６６】
Ｔｉ：０．００５％以下
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、粗大なＴｉＮは「焼入れ部」において回転曲げ疲労の破壊起点になりやすく、特に、Ｔｉの含有量が０．００５％を超えると、他の要件を満たしていても、「焼入れ部」において所望の回転曲げ疲労強度（前述の環状半円溝付き試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における７１０ＭＰａ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％以下にすることが好ましい。
【００６７】
Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
Ｏは、酸化物系介在物を形成し、粗大な酸化物系介在物は「焼入れ部」において回転曲げ疲労及び転動疲労の破壊起点になりやすく、特に、Ｏの含有量が０．００１５％を超えると、他の要件を満たしていても、「焼入れ部」において所望の回転曲げ疲労強度（前述の環状半円溝付き試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における７１０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）が得られなくなる。したがって、Ｏの含有量を０．００１５％以下とした。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、原料及び製鋼でのコストを考慮すると０．０００９％以下にすることが好ましい。
【００６８】
本発明に係る高周波焼入れ用鋼においては、「焼入れ部」における旧オーステナイト粒径を微細にして、所望の回転曲げ疲労強度（前述の環状半円溝付き試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における７１０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）の確保のために、前記(1)式で表されるｆｎ１の値を１．５×１０-4以上とする必要がある。
【００６９】
以下、上記の規定について詳しく説明する。
【００７０】
一般に、高周波焼入れする際の加熱温度は９００〜１０５０℃で、熱間鍛造の際の加熱温度に比べて低く、また、加熱時間も短時間である。したがって、コスト低減を目的に鋼に特殊な元素を添加することなく旧オーステナイト粒径を微細化するためには、高周波での加熱処理の前に鋼中にＡｌＮ粒子を分散・析出させておくことが有効である。
【００７１】
なお、ＡｌＮの析出は、鋼中のＡｌ量とＮ量の積、すなわち溶解度積が大きい方が生じやすいことが知られている。しかし、鋼中のＡｌは、ＮよりもまずＯ（酸素）と結びつきやすい。このため、Ａｌについては、酸化物以外のＡｌ量としてのいわゆる「ｓｏｌ．Ａｌ」の量、つまり、本発明でいうＡｌ量で考える必要がある。一方、鋼中のＮはＡｌよりもＴｉとの親和力が大きいので、Ｎについては、Ｔｉと結合するＮ以外のＮ量で考える必要がある。
【００７２】
上述のことから、ＡｌＮの析出状況は、原子量を考慮すると、前記(1)式で表される次のｆｎ１によって評価できると考えられる。
【００７３】
ｆｎ１＝Ａｌ×｛Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ｝。
【００７４】
そこで、本発明者らは、表３に示すとおりの、０．５４％Ｃ−０．７％Ｓｉ−０．９％Ｍｎ−０．０１１％Ｐ−０．０１３％Ｓ−０．１５％Ｃｒ−０．０７％Ｎｉ−０．００１％Ｔｉ−０．０６％Ｖ−０．０００８％Ｏ−０．１０％Ｃｕ−０．００８％Ｓｎ−０．００３％Ａｓの化学組成をベースとし、Ａｌ及びＮの含有量を変化させることによって前記(1)式で表されるｆｎ１の値を変えた鋼α〜δを５０ｋｇ真空溶解炉を用いて溶製し、インゴットに鋳造した。
【００７５】
【表３】
2006089764.tif 000004
【００７６】
これらの鋼のインゴットを１２５０℃に加熱して１０時間均質化熱処理した後、熱間鍛造を行って、直径４０ｍｍの丸棒を作製した。次いで、上記の各丸棒を１２５０℃に加熱し、熱間鍛造を行って１０５０℃以上で仕上げ、厚さ２０ｍｍの鋼板を作製した。
【００７７】
このようにして得た厚さ２０ｍｍの各鋼板から、試験片の長さ方向が鍛錬軸に平行になるように、平行部の直径と長さがそれぞれ、１０ｍｍと２１ｍｍで、半径が１ｍｍの環状半円溝付きの小野式回転曲げ疲労試験片を各８本ずつ採取した。上述の小野式回転曲げ疲労試験片に環状半円溝底での有効硬化層深さ、つまり、硬化層の表面からＨｖ硬さで５００の位置までの距離が１．３±０．２ｍｍになるように高周波焼入れを施した後、１６０℃で１時間の焼戻しを行い、更に、８００番のエメリー紙を用いて、スケールを除去する程度の研削を行った。
【００７８】
次いで、試験本数を各７本として、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。また、残りの各１本ずつの試験片について、その環状半円溝底部の横断面（つまり、試験片の長さ方向に直角な切断面）を鏡面研磨した後、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食して旧オーステナイト粒界を現出させ、表層から１ｍｍまでの範囲を光学顕微鏡で観察し、JIS G 0551における付図１のオーステナイト結晶粒度標準図を用いた比較法によって、オーステナイト粒度番号を求めた。
【００７９】
表４に、上記の各試験結果をまとめて示す。なお、表４に記載のオーステナイト粒度番号は「旧オーステナイト粒径」に対応するものである。
【００８０】
【表４】
2006089764.tif 000005
【００８１】
表４に示した「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度とオーステナイト粒度番号の結果から以下の（ｎ）が判明した。
【００８２】
（ｎ）「焼入れ部」において前記した所望の回転曲げ疲労強度（前述の環状半円溝付き試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における７１０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）を確保するためには、前記(1)式で表されるｆｎ１の値を１．５×１０-4以上とすればよい（鋼α〜δの比較）。
【００８３】
したがって、本発明に係る高周波焼入れ用鋼は、前記(1)式で表されるｆｎ１の値が１．５×１０-4以上を満たすものとした。
【００８４】
本発明に係る高周波焼入れ用鋼においては、上述した各規定に加えて、特に、「母材」における所望の回転曲げ疲労強度（後述の平滑試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における３９０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）の確保のために、前記(2)式で表されるｆｎ２の値を−０．００５以下とする必要がある。
【００８５】
以下、上記の規定について詳しく説明する。
【００８６】
Ｖは、「母材」中にＶＣ（炭化物）として析出して、「母材」の引張強さ及び回転曲げ疲労強度を高める作用を有している。しかし、ＶのＣとの親和力はＮとの親和力よりも小さい。このため、前記のＶの効果、なかでも、所望の回転曲げ疲労強度（後述の平滑試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における３９０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）を確保するための「母材」の回転曲げ疲労強度を高める効果を得るためには、Ｖの量を化学量論的にＮと結合する量よりも多くしておく必要がある。一方、ＮはＶよりもＴｉ及びＡｌと結合しやすい。
【００８７】
上述のことから、ＶＣとして析出するＶの効果を確保するためには、前記(2)式で表される次のｆｎ２の値を少なくとも０以下にする必要があるとの結論に至った。
【００８８】
ｆｎ２＝Ｎ−（１４／２７）×Ａｌ−（１４／４８）×Ｔｉ−（１４／５１）×Ｖ。
【００８９】
そこで、本発明者らは、表５に示すとおりの、０．５４％Ｃ−０．７％Ｓｉ−０．９％Ｍｎ−０．０１３％Ｐ−０．０１４％Ｓ−０．１５％Ｃｒ−０．０７％Ｎｉ−０．０２％Ａｌ−０．００１％Ｔｉ−０．０００８％Ｏ−０．０９％Ｃｕ−０．００８％Ｓｎ−０．００４％Ａｓの化学組成をベースとし、Ｖ及びＮの含有量を変化させることによって前記(2)式で表されるｆｎ２の値を変えた）鋼ε〜θを５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製し、インゴットに鋳造した。
【００９０】
【表５】
2006089764.tif 000006
【００９１】
これらの鋼のインゴットを１２５０℃に加熱して１０時間均質化熱処理した後、熱間鍛造を行って、直径４０ｍｍの丸棒を作製した。次いで、上記の各丸棒を１２５０℃に加熱し、熱間鍛造を行って１０５０℃以上で仕上げ、厚さ２０ｍｍの鋼板を作製した。
【００９２】
このようにして得た厚さ２０ｍｍの各鋼板から、試験片の長さ方向が鍛錬軸に平行になるように、平行部の直径と長さがそれぞれ、１０ｍｍと２１ｍｍの平滑小野式回転曲げ疲労試験片を採取した。
【００９３】
次いで、試験本数を各７本として、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。
【００９４】
表６に、上記の試験結果を示す。なお、前記の小野式回転曲げ疲労試験片は、鍛造した鋼板から採取したままのもので、これには高周波焼入れを施していない。このため、表６において回転曲げ疲労強度を、「母材回転曲げ疲労強度」と表記した。
【００９５】
【表６】
2006089764.tif 000007
【００９６】
表６に示した「母材」の回転曲げ疲労強度の結果から以下の（ｏ）が判明した。
【００９７】
（ｏ）「母材」において前記した所望の回転曲げ疲労強度（前述の平滑試験片を用いた常温大気中での小野式回転曲げ疲労試験における３９０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）を確保するためには、前記(2)式で表されるｆｎ２の値を−０．００５以下とすればよい（鋼ε〜θの比較）。
【００９８】
したがって、本発明に係る高周波焼入れ用鋼は、前記(2)式で表されるｆｎ２の値が−０．００５以下を満たすものとした。
【００９９】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【実施例】
【０１００】
表７及び表８に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｚ、鋼ＡＡ及び鋼ＡＢを５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製し、インゴットに鋳造した。表７における鋼Ｃ、鋼Ｅ、鋼Ｆ、鋼Ｈ、鋼Ｉ、鋼Ｋ及び鋼Ｎは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼である。一方、表７及び表８における鋼Ａ、鋼Ｂ、鋼Ｄ、鋼Ｇ、鋼Ｊ、鋼Ｌ、鋼Ｍ、鋼Ｏ〜Ｚ、鋼ＡＡ及び鋼ＡＢは本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。なお、比較例の鋼のうち鋼ＡはJIS G 4051のＳ５５Ｃに相当する鋼である。
【０１０１】
【表７】
2006089764.tif 000008
【０１０２】
【表８】
2006089764.tif 000009
【０１０３】
これらの鋼のインゴットを１２５０℃に加熱して１０時間均質化熱処理した後、熱間鍛造を行って、直径４０ｍｍの丸棒を作製した。次いで、上記の各丸棒を１２５０℃に加熱し、熱間鍛造を行って１０５０℃以上で仕上げ、厚さ２０ｍｍの鋼板を作製した。
【０１０４】
このようにして得た厚さ２０ｍｍの各鋼板から、試験片の長さ方向が鍛錬軸に平行になるように、JIS Z 2202で規定される長さが５５ｍｍ、高さと幅がいずれも１０ｍｍでノッチ下高さが８ｍｍのＵノッチ試験片を採取し、通常の方法によって室温でシャルピー衝撃試験を行い、各３回の試験における衝撃値の平均値を求めた。
【０１０５】
更に、前記の厚さ２０ｍｍの各鋼板から、試験片の長さ方向が鍛錬軸に平行になるように、平行部の直径と長さがそれぞれ、１０ｍｍと２１ｍｍで、半径が１ｍｍの環状半円溝付きの小野式回転曲げ疲労試験片及び平行部の直径と長さがそれぞれ、１０ｍｍと２１ｍｍの平滑小野式回転曲げ疲労試験片を採取した。
【０１０６】
環状半円溝付きの小野式回転曲げ疲労試験片は、環状半円溝底での有効硬化層深さ、つまり、硬化層の表面からＨｖ硬さで５００の位置までの距離が１．３±０．２ｍｍになるように高周波焼入れを施し、その後１６０℃で１時間の焼戻しを行い、更に、８００番のエメリー紙を用いて、スケールを除去する程度の研削を行った。
【０１０７】
また、転動疲労試験片は、試験片の長さ方向が鍛錬軸に平行になるように、直径１２ｍｍ、長さ２２ｍｍの試験片を作製した。この試験片に有効硬化層深さ、つまり、硬化層の表面からＨｖ硬さで５００の位置までの距離が２．０±０．２ｍｍになるように高周波焼入れを施し、更に、通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間の焼戻しを施した後、表面を鏡面研磨して試験片を作製した。
【０１０８】
次いで、上記のようにして得た環状半円溝付きの小野式回転曲げ疲労試験片及び平滑小野式回転曲げ疲労試験片のいずれの場合も、試験本数を各７本として、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。
【０１０９】
また、転動疲労試験における転動疲労寿命は次の方法で測定した。
【０１１０】
・試験機：円筒式ラジアル型転動疲労試験機、
・最大面圧：６０００ＭＰａ、
・試験片回転数：４６０００回／分
・試験片数：各１２個。
【０１１１】
転動疲労寿命は、各条件に付き１２個の直径が１２ｍｍの試験片の各転動疲労寿命を、縦軸に累積破損確率、横軸に転動疲労寿命をとったワイブル確率紙にプロットして、それに対する線形近似直線を引き、累積頻度破損確率が１０％になる転動疲労寿命（以下、「Ｌ１０寿命」という。）を求めた。
【０１１２】
なお、JIS G 4051のＳ５５Ｃに相当する鋼Ａを用いた試験番号１の各試験結果を基準として、各特性の目標値を設定した。すなわち、「母材」の靱性は、試験番号１の「母材」の衝撃値である２７Ｊ／ｃｍ2の１５０％を超える４１Ｊ／ｃｍ2以上を目標とした。また、「母材」の回転曲げ疲労特性については、試験番号１の「母材」の回転曲げ疲労強度である３００ＭＰａを３０％以上上回る３９０ＭＰａ以上に目標を設定した。「焼入れ部」の回転曲げ疲労特性は、試験番号１の「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度である６１０ＭＰａの１１５％を超える７１０ＭＰａ以上を目標とした。更に、転動疲労寿命はＬ１０寿命が２．０×１０7以上を目標とした。
【０１１３】
表９に、上記の各試験結果をまとめて示す。なお、前記の衝撃試験片及び平滑小野式回転曲げ疲労試験片は、鍛造した鋼板から採取したままのもので、これには高周波焼入れを施していない。したがって、これらを用いた試験結果は、表９において「母材」の特性として示した。一方、環状半円溝付きの小野式回転曲げ疲労試験片は、上述の高周波焼入れを施したものであるため、表９において「焼入れ部」の特性として示した。
【０１１４】
【表９】
2006089764.tif 000010
【０１１５】
表９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、「母材」の衝撃値、「母材」の回転曲げ疲労強度、「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度及び転動疲労寿命の少なくとも１つの特性が目標とする値に達していないことが明らかである。
【０１１６】
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、「母材」の衝撃値、「母材」の回転曲げ疲労強度、「焼入れ部」の回転曲げ疲労強度及び転動疲労寿命の全てにおいて目標値に達していることが明らかである。
【産業上の利用可能性】
【０１１７】
本発明の鋼材を用いて、所定の形状に成形した後でその一部に高周波焼入れを施して高周波焼入れままの状態で用いる部品、或いは、上記高周波焼入れ後に必要に応じて更に焼戻しを施した状態で用いる部品は、高周波焼入れしない部分の引張強さ、回転曲げ疲労強度及び靱性が優れ、また、高周波焼入れしたままの部分や高周波焼入れ後に焼戻しを施した部分の転動疲労寿命及び回転曲げ疲労強度が優れるので、自動車や産業機械の部品であるハブユニット、等速ジョイントなどに用いることができる。