(57)【要約】高周波焼入れ時に鋼部品の突起部で生じるような１１００℃超の高温下でも、オーステナイト結晶粒の粗大化の発生を防止できる高周波焼入れ用鋼であって、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．２〜１．８％、Ｓ：０．００１〜０．１５％、Ａｌ：０．００１〜１％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０４％、を含有し、Ｎ：０．００６０％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００２５％以下、に制限し、かつ、Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
2011049006.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．２〜１．８％、
Ｓ  ：０．００１〜０．１５％、
Ａｌ：０．００１〜１％、
Ｔｉ：０．０５〜０．２％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０４％、
を含有し、
Ｎ  ：０．００６０％以下、
Ｐ  ：０．０２５％以下、
Ｏ  ：０．００２５％以下、
に制限し、かつ、
Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜０．２％、
Ｍｏ：０．０２〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜３．５％、
Ｖ  ：０．０２〜０．５％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００５％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高周波焼入れ用鋼。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延し線材又は棒鋼とした、ベイナイトの組織分率が３０％以下（０％を含む）、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１で規定するフェライト結晶粒度番号が８〜１１番であることを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
【請求項４】
請求項３に記載の高周波焼入れ用鋼の一部又は全部に、冷間加工を施した後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、該鋼部品の一部又は全部のＪＩＳ  Ｇ  ０５５１で規定するオーステナイト結晶粒度番号が、１１番以上であることを特徴とする高周波焼入れ鋼部品。
【請求項５】
質量％で、
Ｃ  ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．２〜１．８％、
Ｓ  ：０．００１〜０．１５％、
Ａｌ：０．００１〜１％、
Ｔｉ：０．０５〜０．２％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０４％、
を含有し
Ｎ  ：０．００６０％以下、
Ｐ  ：０．０２５％以下、
Ｏ  ：０．００２５％以下、
に制限し、かつ、
Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、
加熱温度：１１５０〜１３００℃、保熱時間：１０〜１８０分、仕上げ温度：８４０〜１０００℃で熱間圧延して線材又は棒鋼とし、
その後、８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度に制限して徐冷することを特徴とする高周波焼入れ用鋼の製造方法。
【請求項６】
さらに、前記鋼が、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜０．２％、
Ｍｏ：０．０２〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜３．５％、
Ｖ  ：０．０２〜０．５％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００５％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項５記載の高周波焼入れ用鋼の製造方法。
【請求項７】
請求項５又は６に記載の方法で製造した鋼の一部又は全部に、加工率が５０〜９０％の冷間加工を施し、その後、加熱時間を３秒以下として高周波焼入れを施すことを特徴とする高周波焼入れ鋼部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高周波による高温加熱でもオーステナイト結晶粒の粗大化が抑制される高周波焼入れ用鋼及び鋼部品、並びにそれらの製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ドライブシャフト、等速ジョイント外輪、等速ジョイント内輪などの自動車の動力伝達系を構成する軸部品は、通常は、中炭素鋼を切削、転造、鍛造等により所定の部品形状に成形加工し、高周波焼入れ、焼戻しを施して製造される。
高周波焼入れとは、高周波電源に接続された加熱コイルの中に被加熱部品を置き、高周波電流を流して交番磁束を発生させ、部品にうず電流損とヒステリシス損を生じさせて発熱させ、焼入れを行う方法である。通常は、表面を硬化することを目的として行う。
高周波による加熱は、原理上、部品の段つき部や溝部が他の部位に比べて昇温不足になりやすく、突起部が他の部位に比べて過熱されやすい。したがって、部品全体で温度が均一とはならない。
そのため、高周波焼入れするためには、高周波焼入れ処理する箇所の全体が昇温不足にならないように加熱する必要がある。
しかし、高周波焼入れ処理する箇所の全体が昇温不足にならないように加熱すると、突起部は、最大１１００〜１２００℃程度の過熱状態となる。そのため、オーステナイト結晶粒が粗大化し、それにより、部品に歪みが生じる。ここで、粗大化とは、具体的には、結晶粒度で６番未満となることをいう。
その対策として、現状は、部品毎に専用の加熱コイルを用いて、部品との距離を厳密に調整したり、又は、温度差を軽減するための予熱を施して突起部が過熱状態となるのを極力抑制したりしている。しかし、これらの対策は、必ずしも万全ではない。
特許文献１では、所定量のＣ、Ｓｉ等に加えて、質量％でＴｉ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．０１％未満を含有し、Ｔｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させたことを特徴とする粗大粒を防止する高周波焼入れ鋼が開示されている。
特許文献２では、所定量のＣ、Ｓｉ等に加えて、質量％でＭｏ：０．０５〜２．０％を含有し、素材の加工条件を規定することにより、Ｍｏ析出物を微細化させ、結晶粒を微細化する高周波焼入れ用部品が開示されている。
しかし、特許文献１及び特許文献２で開示された鋼や加工条件を用いても、突起部を有する部品を高周波焼入れした際のように、局所的に１１００℃超の過熱状態となるような場合には、その部位でのオーステナイト結晶粒の粗大化の発生が防げなかった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開平１１−７１６３０号公報
【特許文献２】特開２００７−２０４７９６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は、前記の問題を解決するための、高周波焼入れによるオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、高周波焼入れ鋼部品の歪が低減できる高周波焼入れ用鋼、及び、高周波焼入れ用鋼部品、並びに、それらの製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明者らは、前記の目的を達成するために、高周波焼入れ時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化の支配因子について鋭意調査し、次の点を明らかにした。
（１）高周波焼入れ時にオーステナイト結晶粒の粗大化を防止するためには、鋼中のＮの含有量を低く制限することにより、ＴｉＮの生成を抑制し、さらに、ＴｉＣ、ＴｉＣＳを主体とするＴｉ系析出物を高周波焼入れ時に微細析出させるとともに、ＮｂＣを主体とするＮｂの炭窒化物を高周波焼入れ時に微細析出させる必要がある。そのためには、鋼成分として、適量のＴｉ、Ｎｂを共に添加する必要がある。
（２）上記のＴｉ系析出物及びＮｂの炭窒化物を、高周波焼入れ時に微細析出させる方法として、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物のピン止め効果を利用する方法がある。この効果を安定して発揮させるためには、熱間圧延後のマトリックス中に、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物を微細析出させておくことが必要である。そのためには、熱間圧延時の冷却過程で、オーステナイトからの拡散変態時に、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物を相界面析出させる必要がある。
熱間圧延ままの組織にベイナイトが生成すると、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物の相界面析出が困難になるので、ベイナイトを極力含まない組織とすることが必要である。
（３）熱間圧延後の線材又は棒鋼に、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物をあらかじめ微細析出させるためには、熱間圧延時の加熱温度及び熱間圧延後の冷却条件を最適化すればよい。
すなわち、熱間圧延時の加熱温度を高温にすることによって、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物を、一旦マトリックス中に固溶させる。そして、熱間圧延後に、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物の析出温度域で徐冷することによって、これらの炭窒化物を多量、微細に分散させることができる。
Ｔｉ系析出物は硬質であり、また角張っているので、粗大なＴｉ系析出物は疲労破壊の起点となる。そのため、従来は、Ｔｉ量を極力制限することが志向されてきた。
しかし、上記のようにＴｉ系析出物を微細化させることによって、Ｔｉを有効活用できるようになった。
（４）熱間圧延後の鋼材のフェライト粒が過度に微細であると、高周波焼入れ時に粗大粒が発生しやすくなる。そのため、圧延仕上げ温度を適正にすることも重要である。
（５）熱間圧延後の鋼材に冷間加工を施し、その後、焼きならしを行うことなく、短時間の高周波焼入れを施すことによって、オーステナイト結晶粒の粗大粒の防止だけでなく、細粒化も図れ、従来以上に疲労特性の向上も可能となる。
本発明は、以上の新たな知見に基づいてなされたものであり、本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．２〜１．８％、
Ｓ  ：０．００１〜０．１５％、
Ａｌ：０．００１〜１％、
Ｔｉ：０．０５〜０．２％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０４％、
を含有し、
Ｎ  ：０．００６０％以下、
Ｐ  ：０．０２５％以下、
Ｏ  ：０．００２５％以下、
に制限し、かつ、
Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
（２）さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜０．２％、
Ｍｏ：０．０２〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜３．５％、
Ｖ  ：０．０２〜０．５％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００５％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）の高周波焼入れ用鋼。
（３）前記（１）又は（２）の成分組成を有する鋼を熱間圧延し線材又は棒鋼とした、ベイナイトの組織分率が３０％以下（０％を含む）、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１で規定するフェライト結晶粒度番号が８〜１１番であることを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
（４）前記（３）に記載の高周波焼入れ用鋼の一部又は全部に、冷間加工を施した後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、該鋼部品の一部又は全部のＪＩＳ  Ｇ  ０５５１で規定するオーステナイト結晶粒度番号が、１１番以上であることを特徴とする高周波焼入れ鋼部品。
（５）質量％で、
Ｃ  ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．２〜１．８％、
Ｓ  ：０．００１〜０．１５％、
Ａｌ：０．００１〜１％、
Ｔｉ：０．０５〜０．２％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０４％、
を含有し
Ｎ  ：０．００６０％以下、
Ｐ  ：０．０２５％以下、
Ｏ  ：０．００２５％以下、
に制限し、かつ、
Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、
加熱温度：１１５０〜１３００℃、保熱時間：１０〜１８０分、仕上げ温度：８４０〜１０００℃で熱間圧延して線材又は棒鋼とし、
その後、８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度に制限して徐冷することを特徴とする高周波焼入れ用鋼の製造方法。
（６）さらに、前記鋼が、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜０．２％、
Ｍｏ：０．０２〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜３．５％、
Ｖ  ：０．０２〜０．５％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００５％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（６）の高周波焼入れ用鋼の製造方法。
前記（５）又は（６）の方法で製造した鋼の一部又は全部に、加工率が５０〜９０％の冷間加工を施し、その後、加熱時間を３秒以下として高周波焼入れを施すことを特徴とする高周波焼入れ鋼部品の製造方法。
【発明の効果】
【０００６】
本発明の高周波焼入れ用鋼を用いれば、ドライブシャフト、等速ジョイント外輪、等速ジョイント内輪などの、突起部を有する自動車の動力伝達系を構成する軸部品に製造において、高周波焼入れ時に、突起部での粗大粒の生成が防止できる。その結果、歪みが軽減された高周波焼入れ鋼部品を製造できるので、歪みに起因する騒音が軽減できる。さらに、従来以上に疲労特性が向上した高周波焼入れ鋼部品を製造できる。
【図面の簡単な説明】
【０００７】
図１は、Ｔｉ＋Ｎｂ複合添加による粗大粒防止能の改善効果を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【０００８】
以下、本発明を実施するための形態として、高周波焼入れ用鋼及び高周波焼入れ鋼部品、並びに、その製造方法について詳細に説明する。
まず、本発明の鋼の成分組成の限定理由について説明する。以下、「％」は「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．３５〜０．６％
Ｃは、鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素である。Ｃの含有量が０．３５％未満では、鋼に必要な強度が得られず、Ｃの含有量が０．６％を越えると、鋼が硬くなって冷間加工性が劣化し、さらに、高周波焼入れ後の靭性が劣化する。したがって、Ｃの含有量は、０．３５〜０．６％の範囲内にする必要がある。より好ましいＣの含有量は、０．４〜０．５６％である。
Ｓｉ：０．０１〜１％
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、さらに、鋼に必要な強度、焼入れ性を与え、焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、その効果が十分に得られない。Ｓｉの含有量が１％を越えると、鋼の硬さが上昇し、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０１〜１％の範囲内にする必要がある。Ｓｉは冷間での変形抵抗を高くするので、冷鍛部品用途の鋼材の場合、より好ましいＳｉ含有量は、０．０１〜０．１５％である。
Ｍｎ：０．２〜１．８％
Ｍｎは、鋼の脱酸に有効な元素であり、さらに、鋼に必要な強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。Ｍｎの含有量が０．２％未満では、その効果が十分に得られない。Ｍｎの含有量が１．８％を越えると、その効果は飽和し、さらに、鋼の硬さが上昇し、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は、０．２〜１．８％の範囲内にする必要がある。より好ましいＭｎの含有量は、０．５〜１．２％である。冷間加工性を重視する場合は、Ｍｎの含有量は、０．５〜０．７５％の範囲とするのがさらに好ましい。
Ｓ：０．００１〜０．１５％
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、これによる被削性が向上する。Ｓの含有量が０．００１％未満では、その効果を十分に得られない。Ｓの含有量が０．１５％を超えると、その効果は飽和し、さらに、粒界偏析を起こし粒界脆化を招く。したがって、Ｓの含有量は、０．００１〜０．１５％の範囲内にする必要がある。鋼の被削性を重視する場合は、Ｓの含有量は、０．００５〜０．１５％の範囲とするのが好ましい。粒界強度を重視する場合は、Ｓの含有量は、０．００１〜０．０３０％の範囲とするのが好ましい。被削性と粒界強度の両方を重視する場合は、Ｓの含有量は、０．００５〜０．０７０％の範囲とするのが好ましい。
Ａｌ：０．００１〜１％
Ａｌは、鋼の脱酸及び被削性向上に有効な元素である。Ａｌの含有量が０．００１％未満では、脱酸の効果が十分に得られない。鋼中のＡｌは、一部はＮと結びついてＡｌＮとして析出し、また、一部はＯと結びついてアルミナとして存在し、残りは、固溶Ａｌとして存在する。固溶Ａｌは、被削性向上に有効に作用する。よって、被削性を重視する場合には、Ａｌの含有量を０．０５％超とする必要がある。Ａｌの含有量が１％を超えると、鋼の変態特性に大きく影響を与えるため、上限は１％とする。鋼の被削性を重視する場合は、Ａｌの含有量は、０．０５〜１％の範囲とすることが好ましい。被削性をそれほど重視しない場合、Ａｌの含有量は、０．０２〜０．０５％の範囲とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０５〜０．２％
Ｔｉは、鋼中で微細なＴｉＣ、ＴｉＣＳを生成させ、これにより高周波焼入れ時にオーステナイト結晶粒が微細化する。Ｔｉの含有量が０．０５％未満では、その効果が十分に得られない。Ｔｉの含有量が０．１％超となると、顕著にオーステナイト結晶粒の微細化が図れる。Ｔｉの含有量が０．２％を超えると、ＴｉＣによる析出硬化により、冷間加工性が顕著に劣化し、さらに、ＴｉＮ主体の析出物により、転動疲労特性が劣化する。したがって、Ｔｉの含有量の上限は０．２％とする。より好ましいＴｉの含有量は、０．１超〜０．２％である。
Ｎｂ：０．００１〜０．０４％，Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５
Ｎｂは、高周波焼入れの際に鋼中のＣ、Ｎと結びついてＮｂ（ＣＮ）を形成し、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。
図１に、Ｔｉ、Ｎｂの添加量を変えたときの、高周波焼入れ温度とオーステナイト結晶粒度番号の関係を示す。ＴｉとＮｂの各々の添加量は、Ｔｉの単独添加時は、Ｔｉ：０．１３％、ＴｉとＮｂの複合添加時は、Ｔｉ：０．１３％、Ｎｂ：０．００５％である。その他の成分組成は、Ｃ：０．５３〜０．５４％、Ｓｉ：０．０１〜０．０２％、Ｍｎ：０．６１〜０．６３％、Ｓ：０．００９〜０．０１０％、Ａｌ：０．０２５〜０．０２６％、Ｎ：０．００４８〜０．００５０％、Ｐ：０．０１３〜０．０１４％、Ｏ：０．０００８〜０．０００９％であり、残部は鉄及び不可避的不純物である。
図１から分かるように、ＴｉとＮｂの複合添加することにより、Ｔｉ系析出物による粗大粒防止効果が、より効果的になる。これは、Ｔｉ系析出物にＮｂが固溶し、Ｔｉ系析出物の粗大化を抑制するためである。この効果を得るためには、Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５を満足する必要がある。
本発明は、ＴｉとＮｂの両方を添加することが特徴である。ＴｉとＮｂの両方を添加することによる粗大粒防止効果の向上は、１１００℃未満でもみられる。本発明の重要な点は、より高温において、具体的には、高周波焼入れ時の突起部の温度である１１００〜１２００℃において、より一層、粗大粒防止効果が向上する点にある。
ただし、Ｎｂを添加すると、鋼の切削性や冷間加工性が劣化する。特に、Ｎｂの添加量が０．０４％以上となると、鋼の硬さが硬くなって切削性、冷間加工性が劣化し、さらに、熱間圧延の加熱時の溶体化が困難になる。したがって、Ｎｂの含有量は０．０４％以下にする必要がある。切削性、冷間加工性等の加工性を重視する場合は、Ｎｂの含有量は０．０３％未満とすることが好ましい。Ｎｂの含有量が０．００１％未満になると、安定的にＮｂ／Ｔｉ≧０．０１５を満足させることはできないので、Ｎｂの含有量の下限は０．００１％とする。
Ｎ：０．００６０％以下に制限
Ｎは不可避的に鋼中に含有され、鋼中のＴｉと結びつくと、結晶粒の制御にほとんど寄与しない粗大なＴｉＮを生成する。これが、ＴｉＣ、ＴｉＣＳ主体のＴｉ系析出物、及び、ＮｂＣ、ＮｂＣ主体のＮｂ（ＣＮ）の析出サイトとなり、これらのＴｉ系析出物、Ｎｂの炭窒化物の微細析出を阻害し、粗大粒の生成を促進する。Ｎの含有量が０．００６０％を超えると、特に顕著にこの影響が現れる。したがって、Ｎの含有量は０．００６０％以下、より好ましくは０．００５０％未満に制限する。
Ｐ：０．０２５％以下に制限
Ｐは、不可避的に鋼中に含有され、冷間加工時の変形抵抗を高め、靭性を劣化させる元素であるので、その結果、鋼の冷間加工性が劣化する。また、焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させることによって、疲労強度を劣化させるので、Ｐの含有量は、できるだけ低減することが望ましい。したがって、Ｐの含有量を０．０２５％以下、より好ましくは、０．０１５％以下に制限する。
Ｏ：０．００２５％以下に制限
Ｏは、不可避的に鋼中に含有される。本発明のような高Ｔｉ鋼においては、Ｏは、鋼中でＴｉ系の酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物が鋼中に多量に存在すると、ＴｉＣの析出サイトとなり、熱間圧延時にＴｉＣが粗大に析出し、その結果、高周波焼入れ時にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。したがって、Ｏの含有量は、できるだけ低減することが望ましい。よって、Ｏの含有量は０．００２５％以下に制限する。より好ましい範囲は、０．００２０％以下である。軸受部品、転動部品においては、酸化物系介在物が転動疲労破壊の起点となるので、Ｏの含有量が低いほど転動寿命は向上する。そのため、軸受部品、転動部品においては、Ｏの含有量を０．００１２％以下に制限するのが、さらに好ましい。
本発明の鋼は、強度、焼入れ性の向上を目的として、さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂの１種又は２種以上を選択成分として含有することができる。
Ｃｒ：０．０５〜０．２％
Ｃｒは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。Ｃｒの含有量が０．０５％未満では、その効果を十分に得られない。Ｃｒは、セメンタイト中に固溶してセメンタイトを安定化するので、高周波焼入れの短時間加熱時にセメンタイトの溶け込み不良を起こしやすくなり、硬さむらの原因ともなる。したがって、Ｃｒの含有量の上限は、０．２％とする。より好ましいＣｒの含有量は、０．０７〜０．１５％である。
Ｍｏ：０．０２〜１．５％
Ｍｏは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与える効果がある。Ｍｏの含有量が０．０２％未満では、その効果を十分に得られない。Ｍｏの含有量が１．５％を越えると、鋼の硬さが上昇し、切削性、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｍｏの含有量は１．５％以下、より好しくは、０．５％以下とする。
Ｎｉ：０．１〜３．５％
Ｎｉは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与える効果がある。Ｎｉの含有量が０．１％未満では、その効果を十分に得られない。Ｎｉの含有量が３．５％を越えると、鋼の硬さが上昇し、切削性、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｎｉの含有量は３．５％以下、より好ましくは、２．０％以下とする。
Ｖ：０．０２〜０．５％
Ｖは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与える効果がある。Ｖの含有量が０．０２％未満では、その効果を十分に得られない。Ｖの含有量が０．５％を越えると、鋼の硬さが上昇し、切削性、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｖの含有量は０．５％以下、より好ましくは０．２％以下とする。
Ｂ：０．０００２〜０．００５％
Ｂは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。さらに、Ｂは、以下の効果も有する。
（１）熱間圧延により線材又は棒鋼を得る際に、圧延後の冷却過程でボロン鉄炭化物を生成することにより、フェライトの成長速度を増加させ、圧延ままで軟質化を促進する効果。
（２）高周波焼入れ材の粒界強度を向上させることにより、高周波焼入れ鋼部品としての疲労強度・衝撃強度を向上させる効果。
Ｂの含有量が０．０００２％未満では、以上の効果は得られない。Ｂの含有量が０．００５％を超えると、その効果は飽和し、さらに、衝撃強度が劣化する等の悪影響が懸念される。したがって、Ｂの含有量を０．００５％以下、より好ましくは、０．００３％以下とする。
本発明の鋼は、被削性の改善のために、上記の各成分に加えて、本発明の効果を損なわない範囲で、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂの１種又は２種以上を含有することができる。
次に、本発明の鋼の組織について説明する。
本発明の高周波焼入れ用鋼は、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下（０％を含む）に制限する。これは、熱間圧延後の鋼材にベイナイト組織が混入すると、高周波焼入れ時の粗大粒発生の原因になるからである。また、ベイナイトの混入を抑制することは、冷間加工性改善の視点からも望ましい。
これらの悪影響は、ベイナイトの組織分率が３０％を超えると特に顕著になり、少ない方が好ましい。以上の理由から、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下（０％を含む）に制限する必要がある。
また、本発明の高周波焼入れ用鋼では、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号をＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２００５年版）で規定されている８〜１１番とする。
熱間圧延後のフェライト粒が過度に微細であると、高周波焼入れ時にオーステナイト粒が過度に微細化し、オーステナイト粒が過度に微細になると、粗大粒が生成しやすくなる。特に、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ  ０５５１で規定されている１１番を超えると、その傾向が顕著になる。また、オーステナイト粒が過度に微細になると、焼入れ性の劣化による強度不足等の弊害を生じる。
一方、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号が８番未満の粗粒になると、熱間圧延材の延性が劣化し、冷間加工性が劣化する。
したがって、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号をＪＩＳ  Ｇ  ０５５１で規定されている８〜１１番の範囲内にする必要がある。
さらに、本発明によれば、上記の高周波焼入れ用鋼の一部又は全部に、冷間加工を施した後、高周波焼入れを施し、一部又は全部がＪＩＳ  Ｇ  ０５５１で規定するオーステナイト結晶粒度番号が１１番以上である高周波焼入れ鋼部品を製造することができる。
以下、本発明の高周波焼入れ用鋼、及び、高周波焼入れ鋼部品の製造方法について説明する。
上記の成分組成からなる鋼は、転炉、電気炉等を用いて通常の方法で、成分調整を行い溶製し、得ることができる。その後、鋳造工程、必要に応じて分塊圧延工程を経て、線材又は棒鋼に熱間圧延するための圧延素材とする。
次に、圧延素材を１１５０℃以上、１３００℃以下の温度に加熱し、１０分以上、１８０分以下の時間、保熱する。加熱温度が、１１５０℃未満、又は、保熱時間が１０分未満の場合は、Ｔｉ系析出物、Ｎｂの析出物を一旦マトリックス中に固溶させることができないので、熱間圧延後の鋼材に、必要な量のＴｉ系析出物、及び、Ｎｂの析出物をあらかじめ微細析出させることができない。その結果、熱間圧延後に、粗大なＴｉ系析出物、Ｎｂの析出物が生じ、高周波焼入れ時に、粗大粒の発生を抑制することができなくなる。
したがって、熱間圧延では、１１５０℃以上の温度に加熱し、１０分以上保熱することが必要である。より好ましい条件は、加熱温度１１８０℃以上、保熱時間１０分以上である。
加熱温度が１３００℃超、又は、保熱時間が１８０分超の場合、鋼材に脱炭されたり、スケールが生成し、歩留りが著しく低下する。したがって、加熱温度は１３００℃以下、保熱時間は１８０分以下とした。
熱間圧延の仕上げ温度は、８４０℃以上、１０００℃以下とする。仕上げ温度が８４０℃未満では、フェライト結晶粒度が過度に微細になりすぎて、高周波焼入れ時に、粗大粒が発生しやすくなる。仕上げ温度が１０００℃を超えると、圧延材の硬さが硬くなって、冷間加工性が劣化する。
次に、熱間圧延後の線材又は棒鋼を、８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度に制限して徐冷する。冷却速度が１℃／ｓを越えると、Ｔｉ系析出物の析出温度域を短時間しか通過させることができないので、微細なＴｉＣ系析出物、ＮｂＣの析出量が不十分となり、さらに、ベイナイトの組織分率が大きくなる。その結果、高周波焼入れ時に、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することができなくなる。
また、冷却速度が大きいと圧延材の硬さが上昇し、冷間加工性が劣化するので、冷却速度はできるだけ小さくするのが望ましい。より好ましい冷却速度は０．７℃／ｓ以下である。
冷却速度を小さくする方法としては、圧延ラインの後方に保温カバー又は熱源付き保温カバーを設置し、これにより、徐冷する方法が挙げられる。冷却速度は１℃／秒以下に制限すればよく、下限は設備条件や操業条件を勘案して設定すればよい。
鋳片のサイズ、凝固時の冷却速度、分塊圧延条件については特に限定するものではなく、本発明の要件を満足すればいずれの条件でもよい。
本発明の高周波焼入れ鋼部品は、上記の方法で製造した高周波焼入れ用鋼に、必要に応じて、加工率が５０〜９０％となる冷間加工を施した後、その一部又は全部に、加熱時間を３秒以下に制限した高周波焼入れを施すことにより得ることができる。
加工率を５０〜９０％とするのは、再結晶温度（約５００℃）以下の冷間で加工率が５０〜９０％の鋼材を高周波焼入れを施すと、冷間加工により導入された転位がオーステナイト粒の生成核となり、いたるところからオーステナイト粒ができからである。
加工率が５０％未満の場合は、オーステナイト粒の生成核となる転位の導入が不十分となる。加工率が９０％以上の場合は、高周波焼入れ時にオーステナイト粒が過度に微細化し、その結果、異常粒成長が起きやすくなる。
それによって、さらに、高周波焼入れ時間を３秒以下に制限することにより、突起部のように、最大１１００〜１２００℃程度に過熱される部位においても、オーステナイト結晶粒度番号が１１番以上の高周波焼入れ鋼部品を、安定的に得ることができる。
高周波焼入れ時間は、３秒以下の時間内で、焼入れのために必要な温度が得られる加熱時間を、適宜設定すればよい。
以上の方法により、従来、高周波焼入れ鋼部品において、突起部でオーステナイト結晶粒が粗大化して結晶粒度が６番未満となり、それにより歪みが発生する問題を解決し、突起部も含めてオーステナイト結晶粒度番号が１１番以上の高周波焼入れ鋼部品を得ることができる。これによって、歪みの発生が防止でき、さらには、従来の高周波焼入れ鋼部品と比べ、転動疲労、捩り疲労強度等の疲労強度に優れた高周波焼入れ鋼部品を得ることができる。
オーステナイト結晶粒度番号は、特に限定するものではないが、焼入れによるマルテンサイト変態を促進するには、１４番以下とするのが好ましい。
また、冷間加工後、高周波焼入れ前に焼きならしを施すと、冷間加工により導入された転位が消滅し、細粒化効果が得られなくなるので、冷間加工後、高周波焼入れ前には、焼きならしは施さない。
【実施例】
【０００９】
以下に、本発明の効果を、実施例により、さらに具体的に示す。
表１〜２に示す成分組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて分塊圧延工程を経て、１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて、熱間圧延により、直径２４〜３０ｍｍの棒鋼を製造した。
ここで、表１〜２中の固溶Ａｌとは、Ａｌの分析過程で生じる、ろ紙上の不溶解残渣を控除して測定したＡｌを意味する。Ａｌの分析方法は、Ａｌが０．１％未満の場合は、ＪＩＳ  Ｇ  １２５８による分析方法、Ａｌが０．１％以上の場合は、ＪＩＳ  Ｇ  １２２４による分析方法とした。
【表１】
2011049006.tif 000003
【表２】
2011049006.tif 000004
熱間圧延後の棒鋼について、ミクロ観察を行い、ベイナイト分率を測定し、さらに、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２００５年）の規定に従って、フェライト結晶粒度の測定を行った。
ベイナイト分率は、サンプルを製作し、サンプルをナイタールで腐食した後に、光学顕微鏡で組織を観察したときの、観察面全体に占めるベイナイト組織の面積率とした。
次いで、上記の工程で製造した棒鋼から、又は、棒鋼に加工率が５０〜９２％の冷間加工を行った後、φ３ｍｍ×１０ｍｍＬの円筒試験片を製作して、高周波焼入れ鋼部品の突起部をシミュレートした高周波焼入れを行った。
高周波焼入れの条件は、富士電波工機（株）製の、Ｔｈｅｒｍｅｃｍａｓｔｏｒ＿Ｚ（周波数４００ｋＨｚ）を用いて、１４０℃／秒で１１５０℃まで昇温し、０．２秒保持し、その後、ヘリウムガス雰囲気で焼入れとした。
その後、切断面を研磨し、腐食させ、旧オーステナイト粒径を観察して、オーステナイト粒度を求めた。オーステナイト粒度の測定は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２００５年）に準じて行い、４００倍で１０視野程度観察して、平均を求めた。オーステナイト粒度が６番未満のものを、粗大粒として判定した。
これらの測定結果を、表３〜４に示す。
【表３】
2011049006.tif 000005
【表４】
2011049006.tif 000006
本発明例の棒鋼の高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号は６番以上であり、良好であった。本発明例の棒鋼に冷間加工を施した試験片の高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号は、１１番以上であり良好であった。
この結果から、本発明の高周波焼入れ鋼を用いれば、棒鋼ままで高周波焼入れを施した場合であっても、オーステナイト結晶粒の粗大化が抑制できることが分かる。
さらに、冷間加工を施すことにより、突起部も含めてオーステナイト結晶粒度番号が１１番以上の高周波焼入れ鋼部品を得ることができ、より一層の本発明の効果を得られることが分かる。これによって、高周波焼入れ鋼部品の歪みの発生が防止できる。
比較例２９は、Ｔｉの含有量が本発明で規定する範囲よりも下回ったものである。比較例２９は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が５番と粗大粒となった。
比較例３０は、Ｎの含有量が本発明で規定する範囲よりも上回ったものである。比較例３０は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が４番と粗大粒となった。
比較例３１は、Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５を満足しなかったものである。比較例３１は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が５番と粗大粒となった。
比較例３２は、Ｎｂの含有量が本発明で規定する範囲よりも上回ったものである。比較例３２は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が４番と粗大粒となった。
比較例３３は、Ｔｉの含有量が本発明で規定する範囲よりも下回り、さらに冷間加工の加工率が本発明で規定する範囲を上回ったものである。比較例３３は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が３番と粗大粒となった。
比較例３４は、熱間圧延時の保熱時間が本発明で規定する範囲よりも下回ったものである。比較例３４は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が４番と粗大粒となった。
比較例３５は、熱間圧延後の冷却速度が本発明で規定する範囲よりも上回ったものである。比較例３５は、熱間圧延後のベイナイトの組織分率が本発明で規定する範囲よりも上回り、また、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が４番と粗大粒となった。
比較例３６は、熱間圧延後での仕上げ温度が本発明で規定する範囲よりも下回ったものである。比較例３６は、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号が本発明で規定する範囲よりも上回り、また、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が４番と粗大粒となった。
比較例３７は、熱間圧延時の加熱温度が本発明で規定する範囲よりも下回ったものである。比較例３７は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が５番と粗大粒となった。
比較例３８及び３９は、加工率が本発明で規定する範囲よりも下回ったものである。比較例３８及び３９は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が、それぞれ、７番、９番となり、冷間加工によりオーステナイト粒を微細化する効果が、十分に得られなかった。
【産業上の利用可能性】
【００１０】
本発明の高周波焼入れ用鋼を用いれば、ドライブシャフト、等速ジョイント外輪、等速ジョイント内輪などの、自動車の動力伝達系を構成する軸部品の突起部の粗大粒が防止でき、歪みが軽減され、さらに、従来以上に疲労特性が向上した高周波焼入れ鋼部品を製造できるので、歪みに起因する騒音が軽減できる。したがって、本発明による産業上の効果は極めて顕著なるものがある。
【図１】
2011049006.tif 000007
【手続補正書】
【提出日】平成23年7月5日(2011.7.5)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高周波による高温加熱でもオーステナイト結晶粒の粗大化が抑制される高周波焼入れ用鋼及び鋼部品の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ドライブシャフト、等速ジョイント外輪、等速ジョイント内輪などの自動車の動力伝達系を構成する軸部品は、通常は、中炭素鋼を切削、転造、鍛造等により所定の部品形状に成形加工し、高周波焼入れ、焼戻しを施して製造される。
【０００３】
高周波焼入れとは、高周波電源に接続された加熱コイルの中に被加熱部品を置き、高周波電流を流して交番磁束を発生させ、部品にうず電流損とヒステリシス損を生じさせて発熱させ、焼入れを行う方法である。通常は、表面を硬化することを目的として行う。
【０００４】
高周波による加熱は、原理上、部品の段つき部や溝部が他の部位に比べて昇温不足になりやすく、突起部が他の部位に比べて過熱されやすい。したがって、部品全体で温度が均一とはならない。
【０００５】
そのため、高周波焼入れするためには、高周波焼入れ処理する箇所の全体が昇温不足にならないように加熱する必要がある。
【０００６】
しかし、高周波焼入れ処理する箇所の全体が昇温不足にならないように加熱すると、突起部は、最大１１００〜１２００℃程度の過熱状態となる。そのため、オーステナイト結晶粒が粗大化し、それにより、部品に歪みが生じる。ここで、粗大化とは、具体的には、結晶粒度で６番未満となることをいう。
【０００７】
その対策として、現状は、部品毎に専用の加熱コイルを用いて、部品との距離を厳密に調整したり、又は、温度差を軽減するための予熱を施して突起部が過熱状態となるのを極力抑制したりしている。しかし、これらの対策は、必ずしも万全ではない。
【０００８】
特許文献１では、所定量のＣ、Ｓｉ等に加えて、質量％でＴｉ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．０１％未満を含有し、Ｔｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させたことを特徴とする粗大粒を防止する高周波焼入れ鋼が開示されている。
【０００９】
特許文献２では、所定量のＣ、Ｓｉ等に加えて、質量％でＭｏ：０．０５〜２．０％を含有し、素材の加工条件を規定することにより、Ｍｏ析出物を微細化させ、結晶粒を微細化する高周波焼入れ用部品が開示されている。
【００１０】
しかし、特許文献１及び特許文献２で開示された鋼や加工条件を用いても、突起部を有する部品を高周波焼入れした際のように、局所的に１１００℃超の過熱状態となるような場合には、その部位でのオーステナイト結晶粒の粗大化の発生が防げなかった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開平１１−７１６３０号公報
【特許文献２】特開２００７−２０４７９６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は、前記の問題を解決するための、高周波焼入れによるオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、高周波焼入れ鋼部品の歪が低減できる高周波焼入れ用鋼、及び、高周波焼入れ用鋼部品の製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、前記の目的を達成するために、高周波焼入れ時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化の支配因子について鋭意調査し、次の点を明らかにした。
【００１４】
（１）高周波焼入れ時にオーステナイト結晶粒の粗大化を防止するためには、鋼中のＮの含有量を低く制限することにより、ＴｉＮの生成を抑制し、さらに、ＴｉＣ、ＴｉＣＳを主体とするＴｉ系析出物を高周波焼入れ時に微細析出させるとともに、ＮｂＣを主体とするＮｂの炭窒化物を高周波焼入れ時に微細析出させる必要がある。そのためには、鋼成分として、適量のＴｉ、Ｎｂを共に添加する必要がある。
【００１５】
（２）上記のＴｉ系析出物及びＮｂの炭窒化物を、高周波焼入れ時に微細析出させる方法として、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物のピン止め効果を利用する方法がある。この効果を安定して発揮させるためには、熱間圧延後のマトリックス中に、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物を微細析出させておくことが必要である。そのためには、熱間圧延時の冷却過程で、オーステナイトからの拡散変態時に、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物を相界面析出させる必要がある。
【００１６】
熱間圧延ままの組織にベイナイトが生成すると、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物の相界面析出が困難になるので、ベイナイトを極力含まない組織とすることが必要である。
【００１７】
（３）熱間圧延後の線材又は棒鋼に、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物をあらかじめ微細析出させるためには、熱間圧延時の加熱温度及び熱間圧延後の冷却条件を最適化すればよい。
【００１８】
すなわち、熱間圧延時の加熱温度を高温にすることによって、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物を、一旦マトリックス中に固溶させる。そして、熱間圧延後に、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物の析出温度域で徐冷することによって、これらの炭窒化物を多量、微細に分散させることができる。
【００１９】
Ｔｉ系析出物は硬質であり、また角張っているので、粗大なＴｉ系析出物は疲労破壊の起点となる。そのため、従来は、Ｔｉ量を極力制限することが志向されてきた。
【００２０】
しかし、上記のようにＴｉ系析出物を微細化させることによって、Ｔｉを有効活用できるようになった。
【００２１】
（４）熱間圧延後の鋼材のフェライト粒が過度に微細であると、高周波焼入れ時に粗大粒が発生しやすくなる。そのため、圧延仕上げ温度を適正にすることも重要である。
【００２２】
（５）熱間圧延後の鋼材に冷間加工を施し、その後、焼きならしを行うことなく、短時間の高周波焼入れを施すことによって、オーステナイト結晶粒の粗大粒の防止だけでなく、細粒化も図れ、従来以上に疲労特性の向上も可能となる。
【００２３】
本発明は、以上の新たな知見に基づいてなされたものであり、本発明の要旨は以下のとおりである。
【００２４】
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．２〜１．８％、
Ｓ  ：０．００１〜０．１５％、
Ａｌ：０．００１〜１％、
Ｔｉ：０．０５〜０．２％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０４％、
を含有し
Ｎ  ：０．００６０％以下、
Ｐ  ：０．０２５％以下、
Ｏ  ：０．００２５％以下、
に制限し、かつ、
Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、
加熱温度：１１５０〜１３００℃、保熱時間：１０〜１８０分、仕上げ温度：８４０〜１０００℃で熱間圧延して線材又は棒鋼とし、
その後、８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度に制限して徐冷することを特徴とする高周波焼入れ用鋼の製造方法。
【００２５】
（２）さらに、前記鋼が、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜０．２％、
Ｍｏ：０．０２〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜３．５％、
Ｖ  ：０．０２〜０．５％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００５％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）の高周波焼入れ用鋼の製造方法。
【００２６】
（３）前記（１）又は（２）の方法で製造した鋼の一部又は全部に、加工率が５０〜９０％の冷間加工を施し、その後、加熱時間を３秒以下として高周波焼入れを施すことを特徴とする高周波焼入れ鋼部品の製造方法。
【発明の効果】
【００２７】
本発明の高周波焼入れ用鋼を用いれば、ドライブシャフト、等速ジョイント外輪、等速ジョイント内輪などの、突起部を有する自動車の動力伝達系を構成する軸部品に製造において、高周波焼入れ時に、突起部での粗大粒の生成が防止できる。その結果、歪みが軽減された高周波焼入れ鋼部品を製造できるので、歪みに起因する騒音が軽減できる。さらに、従来以上に疲労特性が向上した高周波焼入れ鋼部品を製造できる。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１】Ｔｉ＋Ｎｂ複合添加による粗大粒防止能の改善効果を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
以下、本発明を実施するための形態として、高周波焼入れ用鋼及び高周波焼入れ鋼部品、並びに、その製造方法について詳細に説明する。
【００３０】
まず、本発明の鋼の成分組成の限定理由について説明する。以下、「％」は「質量％」を意味するものとする。
【００３１】
Ｃ：０．３５〜０．６％
Ｃは、鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素である。Ｃの含有量が０．３５％未満では、鋼に必要な強度が得られず、Ｃの含有量が０．６％を越えると、鋼が硬くなって冷間加工性が劣化し、さらに、高周波焼入れ後の靭性が劣化する。したがって、Ｃの含有量は、０．３５〜０．６％の範囲内にする必要がある。より好ましいＣの含有量は、０．４〜０．５６％である。
【００３２】
Ｓｉ：０．０１〜１％
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、さらに、鋼に必要な強度、焼入れ性を与え、焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、その効果が十分に得られない。Ｓｉの含有量が１％を越えると、鋼の硬さが上昇し、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０１〜１％の範囲内にする必要がある。Ｓｉは冷間での変形抵抗を高くするので、冷鍛部品用途の鋼材の場合、より好ましいＳｉ含有量は、０．０１〜０．１５％である。
【００３３】
Ｍｎ：０．２〜１．８％
Ｍｎは、鋼の脱酸に有効な元素であり、さらに、鋼に必要な強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。Ｍｎの含有量が０．２％未満では、その効果が十分に得られない。Ｍｎの含有量が１．８％を越えると、その効果は飽和し、さらに、鋼の硬さが上昇し、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は、０．２〜１．８％の範囲内にする必要がある。より好ましいＭｎの含有量は、０．５〜１．２％である。冷間加工性を重視する場合は、Ｍｎの含有量は、０．５〜０．７５％の範囲とするのがさらに好ましい。
【００３４】
Ｓ：０．００１〜０．１５％
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、これによる被削性が向上する。Ｓの含有量が０．００１％未満では、その効果を十分に得られない。Ｓの含有量が０．１５％を超えると、その効果は飽和し、さらに、粒界偏析を起こし粒界脆化を招く。したがって、Ｓの含有量は、０．００１〜０．１５％の範囲内にする必要がある。鋼の被削性を重視する場合は、Ｓの含有量は、０．００５〜０．１５％の範囲とするのが好ましい。粒界強度を重視する場合は、Ｓの含有量は、０．００１〜０．０３０％の範囲とするのが好ましい。被削性と粒界強度の両方を重視する場合は、Ｓの含有量は、０．００５〜０．０７０％の範囲とするのが好ましい。
【００３５】
Ａｌ：０．００１〜１％
Ａｌは、鋼の脱酸及び被削性向上に有効な元素である。Ａｌの含有量が０．００１％未満では、脱酸の効果が十分に得られない。鋼中のＡｌは、一部はＮと結びついてＡｌＮとして析出し、また、一部はＯと結びついてアルミナとして存在し、残りは、固溶Ａｌとして存在する。固溶Ａｌは、被削性向上に有効に作用する。よって、被削性を重視する場合には、Ａｌの含有量を０．０５％超とする必要がある。Ａｌの含有量が１％を超えると、鋼の変態特性に大きく影響を与えるため、上限は１％とする。鋼の被削性を重視する場合は、Ａｌの含有量は、０．０５〜１％の範囲とすることが好ましい。被削性をそれほど重視しない場合、Ａｌの含有量は、０．０２〜０．０５％の範囲とすることが好ましい。
【００３６】
Ｔｉ：０．０５〜０．２％
Ｔｉは、鋼中で微細なＴｉＣ、ＴｉＣＳを生成させ、これにより高周波焼入れ時にオーステナイト結晶粒が微細化する。Ｔｉの含有量が０．０５％未満では、その効果が十分に得られない。Ｔｉの含有量が０．１％超となると、顕著にオーステナイト結晶粒の微細化が図れる。Ｔｉの含有量が０．２％を超えると、ＴｉＣによる析出硬化により、冷間加工性が顕著に劣化し、さらに、ＴｉＮ主体の析出物により、転動疲労特性が劣化する。したがって、Ｔｉの含有量の上限は０．２％とする。より好ましいＴｉの含有量は、０．１超〜０．２％である。
【００３７】
Ｎｂ：０．００１〜０．０４％，Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５
Ｎｂは、高周波焼入れの際に鋼中のＣ、Ｎと結びついてＮｂ（ＣＮ）を形成し、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。
【００３８】
図１に、Ｔｉ、Ｎｂの添加量を変えたときの、高周波焼入れ温度とオーステナイト結晶粒度番号の関係を示す。ＴｉとＮｂの各々の添加量は、Ｔｉの単独添加時は、Ｔｉ：０．１３％、ＴｉとＮｂの複合添加時は、Ｔｉ：０．１３％、Ｎｂ：０．００５％である。その他の成分組成は、Ｃ：０．５３〜０．５４％、Ｓｉ：０．０１〜０．０２％、Ｍｎ：０．６１〜０．６３％、Ｓ：０．００９〜０．０１０％、Ａｌ：０．０２５〜０．０２６％、Ｎ：０．００４８〜０．００５０％、Ｐ：０．０１３〜０．０１４％、Ｏ：０．０００８〜０．０００９％であり、残部は鉄及び不可避的不純物である。
【００３９】
図１から分かるように、ＴｉとＮｂの複合添加することにより、Ｔｉ系析出物による粗大粒防止効果が、より効果的になる。これは、Ｔｉ系析出物にＮｂが固溶し、Ｔｉ系析出物の粗大化を抑制するためである。この効果を得るためには、Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５を満足する必要がある。
【００４０】
本発明は、ＴｉとＮｂの両方を添加することが特徴である。ＴｉとＮｂの両方を添加することによる粗大粒防止効果の向上は、１１００℃未満でもみられる。本発明の重要な点は、より高温において、具体的には、高周波焼入れ時の突起部の温度である１１００〜１２００℃において、より一層、粗大粒防止効果が向上する点にある。
【００４１】
ただし、Ｎｂを添加すると、鋼の切削性や冷間加工性が劣化する。特に、Ｎｂの添加量が０．０４％以上となると、鋼の硬さが硬くなって切削性、冷間加工性が劣化し、さらに、熱間圧延の加熱時の溶体化が困難になる。したがって、Ｎｂの含有量は０．０４％以下にする必要がある。切削性、冷間加工性等の加工性を重視する場合は、Ｎｂの含有量は０．０３％未満とすることが好ましい。Ｎｂの含有量が０．００１％未満になると、安定的にＮｂ／Ｔｉ≧０．０１５を満足させることはできないので、Ｎｂの含有量の下限は０．００１％とする。
【００４２】
Ｎ：０．００６０％以下に制限
Ｎは不可避的に鋼中に含有され、鋼中のＴｉと結びつくと、結晶粒の制御にほとんど寄与しない粗大なＴｉＮを生成する。これが、ＴｉＣ、ＴｉＣＳ主体のＴｉ系析出物、及び、ＮｂＣ、ＮｂＣ主体のＮｂ（ＣＮ）の析出サイトとなり、これらのＴｉ系析出物、Ｎｂの炭窒化物の微細析出を阻害し、粗大粒の生成を促進する。Ｎの含有量が０．００６０％を超えると、特に顕著にこの影響が現れる。したがって、Ｎの含有量は０．００６０％以下、より好ましくは０．００５０％未満に制限する。
【００４３】
Ｐ：０．０２５％以下に制限
Ｐは、不可避的に鋼中に含有され、冷間加工時の変形抵抗を高め、靭性を劣化させる元素であるので、その結果、鋼の冷間加工性が劣化する。また、焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させることによって、疲労強度を劣化させるので、Ｐの含有量は、できるだけ低減することが望ましい。したがって、Ｐの含有量を０．０２５％以下、より好ましくは、０．０１５％以下に制限する。
【００４４】
Ｏ：０．００２５％以下に制限
Ｏは、不可避的に鋼中に含有される。本発明のような高Ｔｉ鋼においては、Ｏは、鋼中でＴｉ系の酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物が鋼中に多量に存在すると、ＴｉＣの析出サイトとなり、熱間圧延時にＴｉＣが粗大に析出し、その結果、高周波焼入れ時にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。したがって、Ｏの含有量は、できるだけ低減することが望ましい。よって、Ｏの含有量は０．００２５％以下に制限する。より好ましい範囲は、０．００２０％以下である。軸受部品、転動部品においては、酸化物系介在物が転動疲労破壊の起点となるので、Ｏの含有量が低いほど転動寿命は向上する。そのため、軸受部品、転動部品においては、Ｏの含有量を０．００１２％以下に制限するのが、さらに好ましい。
【００４５】
本発明の鋼は、強度、焼入れ性の向上を目的として、さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂの１種又は２種以上を選択成分として含有することができる。
【００４６】
Ｃｒ：０．０５〜０．２％
Ｃｒは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。Ｃｒの含有量が０．０５％未満では、その効果を十分に得られない。Ｃｒは、セメンタイト中に固溶してセメンタイトを安定化するので、高周波焼入れの短時間加熱時にセメンタイトの溶け込み不良を起こしやすくなり、硬さむらの原因ともなる。したがって、Ｃｒの含有量の上限は、０．２％とする。より好ましいＣｒの含有量は、０．０７〜０．１５％である。
【００４７】
Ｍｏ：０．０２〜１．５％
Ｍｏは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与える効果がある。Ｍｏの含有量が０．０２％未満では、その効果を十分に得られない。Ｍｏの含有量が１．５％を越えると、鋼の硬さが上昇し、切削性、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｍｏの含有量は１．５％以下、より好しくは、０．５％以下とする。
【００４８】
Ｎｉ：０．１〜３．５％
Ｎｉは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与える効果がある。Ｎｉの含有量が０．１％未満では、その効果を十分に得られない。Ｎｉの含有量が３．５％を越えると、鋼の硬さが上昇し、切削性、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｎｉの含有量は３．５％以下、より好ましくは、２．０％以下とする。
【００４９】
Ｖ：０．０２〜０．５％
Ｖは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与える効果がある。Ｖの含有量が０．０２％未満では、その効果を十分に得られない。Ｖの含有量が０．５％を越えると、鋼の硬さが上昇し、切削性、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｖの含有量は０．５％以下、より好ましくは０．２％以下とする。
【００５０】
Ｂ：０．０００２〜０．００５％
Ｂは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。さらに、Ｂは、以下の効果も有する。
【００５１】
（１）熱間圧延により線材又は棒鋼を得る際に、圧延後の冷却過程でボロン鉄炭化物を生成することにより、フェライトの成長速度を増加させ、圧延ままで軟質化を促進する効果。
【００５２】
（２）高周波焼入れ材の粒界強度を向上させることにより、高周波焼入れ鋼部品としての疲労強度・衝撃強度を向上させる効果。
【００５３】
Ｂの含有量が０．０００２％未満では、以上の効果は得られない。Ｂの含有量が０．００５％を超えると、その効果は飽和し、さらに、衝撃強度が劣化する等の悪影響が懸念される。したがって、Ｂの含有量を０．００５％以下、より好ましくは、０．００３％以下とする。
【００５４】
本発明の鋼は、被削性の改善のために、上記の各成分に加えて、本発明の効果を損なわない範囲で、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂの１種又は２種以上を含有することができる。
【００５５】
次に、本発明の鋼の組織について説明する。
【００５６】
本発明の高周波焼入れ用鋼は、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下（０％を含む）に制限する。これは、熱間圧延後の鋼材にベイナイト組織が混入すると、高周波焼入れ時の粗大粒発生の原因になるからである。また、ベイナイトの混入を抑制することは、冷間加工性改善の視点からも望ましい。
【００５７】
これらの悪影響は、ベイナイトの組織分率が３０％を超えると特に顕著になり、少ない方が好ましい。以上の理由から、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下（０％を含む）に制限する必要がある。
【００５８】
また、本発明の高周波焼入れ用鋼では、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号をＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２００５年版）で規定されている８〜１１番とする。
【００５９】
熱間圧延後のフェライト粒が過度に微細であると、高周波焼入れ時にオーステナイト粒が過度に微細化し、オーステナイト粒が過度に微細になると、粗大粒が生成しやすくなる。特に、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ  ０５５１で規定されている１１番を超えると、その傾向が顕著になる。また、オーステナイト粒が過度に微細になると、焼入れ性の劣化による強度不足等の弊害を生じる。
【００６０】
一方、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号が８番未満の粗粒になると、熱間圧延材の延性が劣化し、冷間加工性が劣化する。
【００６１】
したがって、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号をＪＩＳ  Ｇ  ０５５１で規定されている８〜１１番の範囲内にする必要がある。
【００６２】
さらに、本発明によれば、上記の高周波焼入れ用鋼の一部又は全部に、冷間加工を施した後、高周波焼入れを施し、一部又は全部がＪＩＳ  Ｇ  ０５５１で規定するオーステナイト結晶粒度番号が１１番以上である高周波焼入れ鋼部品を製造することができる。
【００６３】
以下、本発明の高周波焼入れ用鋼、及び、高周波焼入れ鋼部品の製造方法について説明する。
【００６４】
上記の成分組成からなる鋼は、転炉、電気炉等を用いて通常の方法で、成分調整を行い溶製し、得ることができる。その後、鋳造工程、必要に応じて分塊圧延工程を経て、線材又は棒鋼に熱間圧延するための圧延素材とする。
【００６５】
次に、圧延素材を１１５０℃以上、１３００℃以下の温度に加熱し、１０分以上、１８０分以下の時間、保熱する。加熱温度が、１１５０℃未満、又は、保熱時間が１０分未満の場合は、Ｔｉ系析出物、Ｎｂの析出物を一旦マトリックス中に固溶させることができないので、熱間圧延後の鋼材に、必要な量のＴｉ系析出物、及び、Ｎｂの析出物をあらかじめ微細析出させることができない。その結果、熱間圧延後に、粗大なＴｉ系析出物、Ｎｂの析出物が生じ、高周波焼入れ時に、粗大粒の発生を抑制することができなくなる。
【００６６】
したがって、熱間圧延では、１１５０℃以上の温度に加熱し、１０分以上保熱することが必要である。より好ましい条件は、加熱温度１１８０℃以上、保熱時間１０分以上である。
【００６７】
加熱温度が１３００℃超、又は、保熱時間が１８０分超の場合、鋼材に脱炭されたり、スケールが生成し、歩留りが著しく低下する。したがって、加熱温度は１３００℃以下、保熱時間は１８０分以下とした。
【００６８】
熱間圧延の仕上げ温度は、８４０℃以上、１０００℃以下とする。仕上げ温度が８４０℃未満では、フェライト結晶粒度が過度に微細になりすぎて、高周波焼入れ時に、粗大粒が発生しやすくなる。仕上げ温度が１０００℃を超えると、圧延材の硬さが硬くなって、冷間加工性が劣化する。
【００６９】
次に、熱間圧延後の線材又は棒鋼を、８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度に制限して徐冷する。冷却速度が１℃／ｓを越えると、Ｔｉ系析出物の析出温度域を短時間しか通過させることができないので、微細なＴｉＣ系析出物、ＮｂＣの析出量が不十分となり、さらに、ベイナイトの組織分率が大きくなる。その結果、高周波焼入れ時に、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することができなくなる。
【００７０】
また、冷却速度が大きいと圧延材の硬さが上昇し、冷間加工性が劣化するので、冷却速度はできるだけ小さくするのが望ましい。より好ましい冷却速度は０．７℃／ｓ以下である。
【００７１】
冷却速度を小さくする方法としては、圧延ラインの後方に保温カバー又は熱源付き保温カバーを設置し、これにより、徐冷する方法が挙げられる。冷却速度は１℃／秒以下に制限すればよく、下限は設備条件や操業条件を勘案して設定すればよい。
【００７２】
鋳片のサイズ、凝固時の冷却速度、分塊圧延条件については特に限定するものではなく、本発明の要件を満足すればいずれの条件でもよい。
【００７３】
本発明の高周波焼入れ鋼部品は、上記の方法で製造した高周波焼入れ用鋼に、必要に応じて、加工率が５０〜９０％となる冷間加工を施した後、その一部又は全部に、加熱時間を３秒以下に制限した高周波焼入れを施すことにより得ることができる。
【００７４】
加工率を５０〜９０％とするのは、再結晶温度（約５００℃）以下の冷間で加工率が５０〜９０％の鋼材を高周波焼入れを施すと、冷間加工により導入された転位がオーステナイト粒の生成核となり、いたるところからオーステナイト粒ができからである。
【００７５】
加工率が５０％未満の場合は、オーステナイト粒の生成核となる転位の導入が不十分となる。加工率が９０％以上の場合は、高周波焼入れ時にオーステナイト粒が過度に微細化し、その結果、異常粒成長が起きやすくなる。
【００７６】
それによって、さらに、高周波焼入れ時間を３秒以下に制限することにより、突起部のように、最大１１００〜１２００℃程度に過熱される部位においても、オーステナイト結晶粒度番号が１１番以上の高周波焼入れ鋼部品を、安定的に得ることができる。
【００７７】
高周波焼入れ時間は、３秒以下の時間内で、焼入れのために必要な温度が得られる加熱時間を、適宜設定すればよい。
【００７８】
以上の方法により、従来、高周波焼入れ鋼部品において、突起部でオーステナイト結晶粒が粗大化して結晶粒度が６番未満となり、それにより歪みが発生する問題を解決し、突起部も含めてオーステナイト結晶粒度番号が１１番以上の高周波焼入れ鋼部品を得ることができる。これによって、歪みの発生が防止でき、さらには、従来の高周波焼入れ鋼部品と比べ、転動疲労、捩り疲労強度等の疲労強度に優れた高周波焼入れ鋼部品を得ることができる。
【００７９】
オーステナイト結晶粒度番号は、特に限定するものではないが、焼入れによるマルテンサイト変態を促進するには、１４番以下とするのが好ましい。
【００８０】
また、冷間加工後、高周波焼入れ前に焼きならしを施すと、冷間加工により導入された転位が消滅し、細粒化効果が得られなくなるので、冷間加工後、高周波焼入れ前には、焼きならしは施さない。
【実施例】
【００８１】
以下に、本発明の効果を、実施例により、さらに具体的に示す。
【００８２】
表１〜２に示す成分組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて分塊圧延工程を経て、１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて、熱間圧延により、直径２４〜３０ｍｍの棒鋼を製造した。
【００８３】
ここで、表１〜２中の固溶Ａｌとは、Ａｌの分析過程で生じる、ろ紙上の不溶解残渣を控除して測定したＡｌを意味する。Ａｌの分析方法は、Ａｌが０．１％未満の場合は、ＪＩＳ Ｇ １２５８による分析方法、Ａｌが０．１％以上の場合は、ＪＩＳ Ｇ １２２４による分析方法とした。
【００８４】
【表１】
2011049006.tif 000008
【００８５】
【表２】
2011049006.tif 000009
【００８６】
熱間圧延後の棒鋼について、ミクロ観察を行い、ベイナイト分率を測定し、さらに、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２００５年）の規定に従って、フェライト結晶粒度の測定を行った。
【００８７】
ベイナイト分率は、サンプルを製作し、サンプルをナイタールで腐食した後に、光学顕微鏡で組織を観察したときの、観察面全体に占めるベイナイト組織の面積率とした。
【００８８】
次いで、上記の工程で製造した棒鋼から、又は、棒鋼に加工率が５０〜９２％の冷間加工を行った後、φ３ｍｍ×１０ｍｍＬの円筒試験片を製作して、高周波焼入れ鋼部品の突起部をシミュレートした高周波焼入れを行った。
【００８９】
高周波焼入れの条件は、富士電波工機（株）製の、Ｔｈｅｒｍｅｃｍａｓｔｏｒ＿Ｚ（周波数４００ｋＨｚ）を用いて、１４０℃／秒で１１５０℃まで昇温し、０．２秒保持し、その後、ヘリウムガス雰囲気で焼入れとした。
【００９０】
その後、切断面を研磨し、腐食させ、旧オーステナイト粒径を観察して、オーステナイト粒度を求めた。オーステナイト粒度の測定は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２００５年）に準じて行い、４００倍で１０視野程度観察して、平均を求めた。オーステナイト粒度が６番未満のものを、粗大粒として判定した。
【００９１】
これらの測定結果を、表３〜４に示す。
【００９２】
【表３】
2011049006.tif 000010
【００９３】
【表４】
2011049006.tif 000011
【００９４】
本発明例の棒鋼の高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号は６番以上であり、良好であった。本発明例の棒鋼に冷間加工を施した試験片の高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号は、１１番以上であり良好であった。
【００９５】
この結果から、本発明の高周波焼入れ鋼を用いれば、棒鋼ままで高周波焼入れを施した場合であっても、オーステナイト結晶粒の粗大化が抑制できることが分かる。
【００９６】
さらに、冷間加工を施すことにより、突起部も含めてオーステナイト結晶粒度番号が１１番以上の高周波焼入れ鋼部品を得ることができ、より一層の本発明の効果を得られることが分かる。これによって、高周波焼入れ鋼部品の歪みの発生が防止できる。
【００９７】
比較例２９は、Ｔｉの含有量が本発明で規定する範囲よりも下回ったものである。比較例２９は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が５番と粗大粒となった。
【００９８】
比較例３０は、Ｎの含有量が本発明で規定する範囲よりも上回ったものである。比較例３０は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が４番と粗大粒となった。
【００９９】
比較例３１は、Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５を満足しなかったものである。比較例３１は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が５番と粗大粒となった。
【０１００】
比較例３２は、Ｎｂの含有量が本発明で規定する範囲よりも上回ったものである。比較例３２は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が４番と粗大粒となった。
【０１０１】
比較例３３は、Ｔｉの含有量が本発明で規定する範囲よりも下回り、さらに冷間加工の加工率が本発明で規定する範囲を上回ったものである。比較例３３は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が３番と粗大粒となった。
【０１０２】
比較例３４は、熱間圧延時の保熱時間が本発明で規定する範囲よりも下回ったものである。比較例３４は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が４番と粗大粒となった。
【０１０３】
比較例３５は、熱間圧延後の冷却速度が本発明で規定する範囲よりも上回ったものである。比較例３５は、熱間圧延後のベイナイトの組織分率が本発明で規定する範囲よりも上回り、また、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が４番と粗大粒となった。
【０１０４】
比較例３６は、熱間圧延後での仕上げ温度が本発明で規定する範囲よりも下回ったものである。比較例３６は、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号が本発明で規定する範囲よりも上回り、また、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が４番と粗大粒となった。
【０１０５】
比較例３７は、熱間圧延時の加熱温度が本発明で規定する範囲よりも下回ったものである。比較例３７は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が５番と粗大粒となった。
【０１０６】
比較例３８及び３９は、加工率が本発明で規定する範囲よりも下回ったものである。比較例３８及び３９は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が、それぞれ、７番、９番となり、冷間加工によりオーステナイト粒を微細化する効果が、十分に得られなかった。
【産業上の利用可能性】
【０１０７】
本発明の高周波焼入れ用鋼を用いれば、ドライブシャフト、等速ジョイント外輪、等速ジョイント内輪などの、自動車の動力伝達系を構成する軸部品の突起部の粗大粒が防止でき、歪みが軽減され、さらに、従来以上に疲労特性が向上した高周波焼入れ鋼部品を製造できるので、歪みに起因する騒音が軽減できる。したがって、本発明による産業上の効果は極めて顕著なるものがある。
【手続補正２】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．２〜１．８％、
Ｓ  ：０．００１〜０．１５％、
Ａｌ：０．００１〜１％、
Ｔｉ：０．０５〜０．２％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０４％、
を含有し
Ｎ  ：０．００６０％以下、
Ｐ  ：０．０２５％以下、
Ｏ  ：０．００２５％以下、
に制限し、かつ、
Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、
加熱温度：１１５０〜１３００℃、保熱時間：１０〜１８０分、仕上げ温度：８４０〜１０００℃で熱間圧延して線材又は棒鋼とし、
その後、８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度に制限して徐冷することを特徴とする高周波焼入れ用鋼の製造方法。
【請求項２】
さらに、前記鋼が、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜０．２％、
Ｍｏ：０．０２〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜３．５％、
Ｖ  ：０．０２〜０．５％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００５％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の高周波焼入れ用鋼の製造方法。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の方法で製造した鋼の一部又は全部に、加工率が５０〜９０％の冷間加工を施し、その後、加熱時間を３秒以下として高周波焼入れを施すことを特徴とする高周波焼入れ鋼部品の製造方法。
【国際調査報告】
2011049006.tif 000012
2011049006.tif 000013