(57)【要約】【課題】高周波焼入れ性に優れると共に、高強度特性に優れた高強度高周波焼入れ用鋼材及びその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ｃｒ：０．３５％以下（０％を含む）、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％を含有し、Ｎ、Ｐ、Ｏ含有量を制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、熱間圧延後の組織のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉの析出物を５個／μｍ２以上を有し、フェライト結晶粒径が２０μｍ以下であり、フェライト分率が３０％以下であり、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５８で規定する脱炭深さ：ＤＭ−Ｔ０．２ｍｍ以下であることを特徴とする高強度高周波焼き入れ用鋼材。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．２〜２％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、
Ｃｒ：０．３５％以下（０％を含む）、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．２％
を含有し、
Ｎ：０．００７％未満（０％を含む）、
Ｐ：０．０２５％（０％を含む）、
Ｏ：０．００２５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、熱間圧延後の組織のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉの析出物を５個／μｍ２以上を有し、フェライト結晶粒径が２０μｍ以下であり、フェライト分率が３０％以下であり、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５８で規定する脱炭深さ：ＤＭ−Ｔ０．２ｍｍ以下であることを特徴とする高強度高周波焼き入れ用鋼材。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．２〜２％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、
Ｃｒ：０．３５％以下（０％を含む）、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．１５％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％
を含有し、
Ｎ：０．００７％未満（０％を含む）
Ｐ：０．０２５％（０％を含む）、
Ｏ：０．００２５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、熱間圧延後の組織のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＮｂの析出物、Ｔｉの析出物、またはＮｂとＴｉの複合組成からなる析出物をその合計で５個／μｍ２以上を有し、フェライト結晶粒径が２０μｍ以下であり、フェライト分率が３０％以下であり、ＪＩＳＧ  ０５５８で規定する脱炭深さ：ＤＭ−Ｔ０．２ｍｍ以下であることを特徴とする高強度高周波焼き入れ用鋼材。
【請求項３】
さらに質量％で、
Ｍｏ：１％以下、
Ｎｉ：２．５％以下
Ｖ：０．４％以下
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載の高強度高周波焼き入れ用鋼材。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．２〜２％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、
Ｃｒ：０．３５％以下（０％を含む）、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．１５％
を含有し、
Ｎ：０．００７％未満（０％を含む）
Ｐ：０．０２５％（０％を含む）、
Ｏ：０．００２５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、鋳造後Ａ３点温度以下に冷却することなく分塊圧延を行う工程により製造された鋼片を用い、加熱温度を９００〜１０７０℃、熱間圧延の仕上げ温度を８００〜９７０℃、熱間圧延に引き続いて８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷する条件により線材または棒鋼に熱間圧延し、熱間圧延後の組織のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉの析出物を５個／μｍ２以上とし、フェライト結晶粒径が２０μｍ以下とし、フェライト分率が３０％以下とし、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５８で規定する脱炭深さ：ＤＭ−Ｔ０．２ｍｍ以下とすることを特徴とする高強度高周波焼き入れ用鋼材の製造方法。
【請求項５】
質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．２〜２％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、
Ｃｒ：０．３５％以下（０％を含む）、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．１５％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、
を含有し、
Ｎ：０．００７％未満（０％を含む）、
Ｐ：０．０２５％（０％を含む）、
Ｏ：０．００２５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、鋳造後Ａ３点温度以下に冷却することなく分塊圧延を行う工程により製造された鋼片を用い、加熱温度を９００〜１０７０℃、熱間圧延の仕上げ温度を８００〜９７０℃、熱間圧延に引き続いて８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷する条件により、線材または棒鋼に熱間圧延し、熱間圧延後の組織のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＮｂの析出物、Ｔｉの析出物、またはＮｂとＴｉの複合組成からなる析出物をその合計で５個／μｍ２以上とし、フェライト結晶粒径が２０μｍ以下とし、フェライト分率が３０％以下とし、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５８で規定する脱炭深さ：ＤＭ−Ｔ０．２ｍｍ以下とすることを特徴とする高強度高周波焼き入れ用鋼材の製造方法。
【請求項６】
さらに質量％で、
Ｍｏ：１％以下、
Ｎｉ：２．５％以下
Ｖ：０．４％以下
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４または５記載の高強度高周波焼き入れ用鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度高周波焼入れ用鋼材及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
高周波焼入れ工程で製造される各種歯車類、シャフト類は、近年の自動車エンジンの高出力化あるいは環境規制対応にともない、高強度化の指向が強い。また、研磨工程や矯正工程の省略を狙いとした高周波焼入れ時に発生する熱処理歪みの低減の要求も強い。
【０００３】
従来の高周波焼入れ鋼には、Ｃ：０．３５〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００２〜０．０１％を含有し、Ｐ、Ｃｕ、Ｏ量を特定量以下に制限し、またはさらに特定量のＮｂ、Ｖの１種または２種を含有し、またはさらにＣｒ、Ｎｉの１種または２種を含有し、かつミクロ組織がフェライトとラメラパーライトからなり、フェライトの組織分率が３５％以下で、フェライト結晶粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする高周波焼入れ前には冷間加工性に優れ、高周波焼入れ後は捩り疲労強度の優れた高周波焼入れ軸部品用として好適な鋼材（例えば特許文献１）、また、Ｃ：０．３８超〜０．５８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．８５〜１．７％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ｃｒ：０．３５％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｎ：０．００７％未満を含有し、ＴｉをＮ含有量に応じて、０．０１５〜３．４Ｎ＋０．０２％の範囲含有し、またはさらに、Ｍｏ：０．０２〜０．３％、Ｎｉ：０．０２〜１．０％の１種または２種を含有し、かつ、ミクロ組織は実質的にフェライト・パーライト組織であり、フェライト結晶粒径が２５μｍ以下であり、熱間圧延方向に平行な断面の組織のフェライトバンドの評点が１〜５である鋼材。また、上記成分の鋼を加熱温度を１０５０℃以上、熱間圧延の仕上げ温度を７５０〜１０００℃、熱間圧延に引き続いて７５０〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷する方法により冷間加工性に優れ、高周波焼入れ後には、高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた高周波焼入れ用鋼材とその製造方法がある（例えば特許文献２）。
【０００４】
これらの鋼材は、鋼成分及びミクロ組織を特定することにより高強度特性を備えるようにしているが、いまだ高強度特性は充分満足できるものではない。
【０００５】
【特許文献１】
特開平８−２８３９１０号公報
【特許文献２】
特開平１１−２３６６４４号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、高周波焼入れ性に優れると共に、高強度特性に優れた高強度高周波焼入れ用鋼材及びその製造方法を提供することを課題とする。
【０００７】
【課題を解決しようとする手段】
本発明者は、上記課題を解決すべく鋭意検討した。高周波焼き入れ材の高強度化を狙って、高周波焼き入れ硬化層の硬さを硬くしたり、硬化層深さを深くしていくと、靭性が劣化し、脆性破壊を起こすようになり、強度は逆に劣化する。脆性破壊を抑制して、硬さどおりの強度を得るには、高周波焼き入れ硬化層の旧オーステナイト粒径を微細化し、高周波焼き入れ硬化層の靭性を向上させることがポイントである。高周波焼き入れ硬化層の旧オーステナイト粒径を微細化するためには、高周波焼き入れ前の段階でＴｉＣ系析出物を多量微細分散させることが必要である。これを実現するための鋼材製造方法を鋭意検討した結果、ＴｉＣ系の微細析出物が生成するように鋼成分を選択し、鋳造後Ａ３温度以下に冷却することなく分塊圧延を行い、得られた鋼片を用いて低温加熱圧延をすることにより、ＴｉＣ系の析出物を多量微細分散した高強度高周波焼入れ鋼材が得られることを見出して本発明を完成した。
【０００８】
本発明の要旨は次のとおりである。
【０００９】
（１）  質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．２〜２％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、
Ｃｒ：０．３５％以下（０％を含む）、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．２％
を含有し、
Ｎ：０．００７％未満（０％を含む）、
Ｐ：０．０２５％（０％を含む）、
Ｏ：０．００２５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、熱間圧延後の組織のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉの析出物を５個／μｍ２以上を有し、フェライト結晶粒径が２０μｍ以下であり、フェライト分率が３０％以下であり、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５８で規定する脱炭深さ：ＤＭ−Ｔ０．２ｍｍ以下であることを特徴とする高強度高周波焼き入れ用鋼材。
【００１０】
（２）  質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．２〜２％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、
Ｃｒ：０．３５％以下（０％を含む）、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．１５％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％
を含有し、
Ｎ：０．００７％未満（０％を含む）
Ｐ：０．０２５％（０％を含む）、
Ｏ：０．００２５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、熱間圧延後の組織のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＮｂの析出物、Ｔｉの析出物、またはＮｂとＴｉの複合組成からなる析出物をその合計で５個／μｍ２以上を有し、フェライト結晶粒径が２０μｍ以下であり、フェライト分率が３０％以下であり、ＪＩＳＧ  ０５５８で規定する脱炭深さ：ＤＭ−Ｔ０．２ｍｍ以下であることを特徴とする高強度高周波焼き入れ用鋼材。
【００１１】
（３）  さらに質量％で、
Ｍｏ：１％以下、
Ｎｉ：２．５％以下
Ｖ：０．４％以下
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）記載の高強度高周波焼き入れ用鋼材。
【００１２】
（４）  質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．２〜２％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、
Ｃｒ：０．３５％以下（０％を含む）、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．１５％
を含有し、
Ｎ：０．００７％未満（０％を含む）
Ｐ：０．０２５％（０％を含む）、
Ｏ：０．００２５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、鋳造後Ａ３点温度以下に冷却することなく分塊圧延を行う工程により製造された鋼片を用い、加熱温度を９００〜１０７０℃、熱間圧延の仕上げ温度を８００〜９７０℃、熱間圧延に引き続いて８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷する条件により線材または棒鋼に熱間圧延し、熱間圧延後の組織のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉの析出物を５個／μｍ２以上とし、フェライト結晶粒径が２０μｍ以下とし、フェライト分率が３０％以下とし、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５８で規定する脱炭深さ：ＤＭ−Ｔ０．２ｍｍ以下とすることを特徴とする高強度高周波焼き入れ用鋼材の製造方法。
【００１３】
（５）  質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．２〜２％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、
Ｃｒ：０．３５％以下（０％を含む）、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．１５％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％
を含有し、
Ｎ：０．００７％未満（０％を含む）、
Ｐ：０．０２５％（０％を含む）、
Ｏ：０．００２５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、鋳造後Ａ３点温度以下に冷却することなく分塊圧延を行う工程により製造された鋼片を用い、加熱温度を９００〜１０７０℃、熱間圧延の仕上げ温度を８００〜９７０℃、熱間圧延に引き続いて８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷する条件により、線材または棒鋼に熱間圧延し、熱間圧延後の組織のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＮｂの析出物、Ｔｉの析出物、またはＮｂとＴｉの複合組成からなる析出物をその合計で５個／μｍ２以上とし、フェライト結晶粒径が２０μｍ以下とし、フェライト分率が３０％以下とし、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５８で規定する脱炭深さ：ＤＭ−Ｔ０．２ｍｍ以下とすることを特徴とする高強度高周波焼き入れ用鋼材の製造方法。
【００１４】
（６）  さらに質量％で、
Ｍｏ：１％以下、
Ｎｉ：２．５％以下
Ｖ：０．４％以下
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする上記（４）または（５）記載の高強度高周波焼き入れ用鋼材の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００１６】
本発明では、ＨＣＲ（Ｈｏｔ  Ｃｈａｒｇｅ  Ｒｏｌｌｉｎｇ）により鋼を鋳造後Ａ３点温度以下に冷却することなく分塊圧延を行って製造した鋼片を用い、棒鋼線材圧延に際して低温加熱圧延すると、ＴｉＣの微細析出物がそのまま析出した状態で保持される。その結果、その後の高周波焼き入れ材の旧オーステナイト粒径の微細化に有効となる。また、低温加熱圧延すると、ＴｉＣの溶体化を伴う通常加熱圧延や高温加熱圧延に比較すると、析出強化量は低減する。また、全脱炭量も低減し、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５８で規定する脱炭深さ：ＤＭ−Ｔ０．２ｍｍ以下とすることができる。
【００１７】
これによって高周波焼き入れ材の旧オーステナイト粒径の微細化でき、脆性破壊を抑制することによって、高周波焼き入れ材の高強度特性を発揮させることができる。まず、成分の限定理由について説明する。
【００１８】
Ｃは鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素であるが、０．３５％未満では必要な強さを確保することができず、０．６％を超えると硬くなって冷間加工性が劣化するとともに、高周波焼き入れ後の靭性が顕著に劣化し、かえって強度が劣化する。以上の理由から、Ｃ量は、０．３５〜０．６％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．４〜０．５６％である。
【００１９】
Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、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。特に高周波焼き入れ材の粒界強度を増加させ粒界破壊を抑制し、靭性の改善を介して高強度化に顕著な効果を有する。しかしながら、０．０１％未満ではその効果は不十分である。一方、１％を超えると、硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０１〜１％の範囲内にする必要がある。なお、特に冷間加工性を重視する場合の好適範囲は、０．０１〜０．１５％である。また、高周波焼き入れ材の高強度特性を重視する場合の好適範囲は、０．２〜１％であり、高周波焼き入れ材の高強度特性を特に重視する場合の好適範囲は、０．４〜１％である。
【００２０】
Ｍｎは、高周波焼入れ性の向上に有効な元素である。高強度特性と低熱処理歪み特性を重視して、十分な焼入れ性を確保するためには、０．２％未満ではその効果は不十分である。一方、２％を超えると、硬さの顕著な上昇を招き冷間加工性が劣化するので、０．２％〜２％の範囲内にする必要がある。
【００２１】
Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、これによる被削性の向上を目的として添加するが、０．００５％未満ではその効果は不十分である。一方、０．１５％を超えるとその効果は飽和し、むしろ粒界偏析を起こし粒界脆化を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０．００５〜０．１５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．００５〜０．０４％である。
【００２２】
Ｃｒは焼入れ性の向上に有効な元素である。但し、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。そのために、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、硬さムラの原因となる。この挙動は、特に０．３５％を超えると顕著になる。以上の理由から、その含有量を０．３５％以下（０％を含む）に制限する必要がある。好適範囲は０．１５％以下である。硬さムラを厳密に抑制したい場合には、Ｃｒを０．１５％以下に制限することが望ましい。
【００２３】
Ｂは次の２点を狙いとして添加する。▲１▼高周波焼入れに際して、鋼に焼入れ性を付与する。▲２▼高周波焼入れ材の粒界強度を向上させることにより、靭性の向上を介して、強度を飛躍的に向上させる。０．０００５％未満の添加では、上記の効果は不十分であり、０．００５％を超えるとその効果は飽和するので、その含有量を０．０００５〜０．００５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．００１〜０．００３％である。
【００２４】
Ａｌは脱酸剤として添加する。０．０１５％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０５％を超えると、ＡｌＮが圧延加熱時に溶体化しないで残存し、Ｔｉの析出物の析出サイトとなり、冷間加工性を劣化させる。以上の理由から、その含有量を０．０１５〜０．０５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０２〜０．０４％である。
【００２５】
Ｎは以下の２点の理由から極力制限することが望ましい。▲１▼Ｂは上記のように焼入れ性向上、粒界強化等を目的として添加するが、これらのＢの効果は鋼中で固溶Ｂの状態で初めて効果を発現するため、Ｎ量を低減してＢＮの生成を抑制することが必須である。▲２▼また、Ｎは鋼中のＴｉと結びつくと粒制御にほとんど寄与しない粗大なＴｉＮを生成し、これがＮｂＣ、ＮｂＣ主体のＮｂ（ＣＮ）とＴｉＣ、ＴｉＣ主体のＴｉ（ＣＮ）の析出サイトとなり、これらのＴｉの炭窒化物、Ｎｂの炭窒化物の微細析出を阻害し、高周波焼き入れ材の旧オーステナイト粒の微細化に悪影響を及ぼす。上記の悪影響はＮ量が０．００７％以上の場合特に顕著である。以上の理由から、その含有量を０．００７％未満（０％を含む）に制限する必要がある。好適範囲は０．００５％以下である。
【００２６】
Ｔｉは本発明においては最も重要な成分であり、Ｎと結合してＴｉＮを生成して固溶Ｎを固定し、ＢＮの生成を抑制する作用を有する。このため鋼中に添加したＢによる高周波焼入れ性増加等の作用を発揮させることができる。また、鋼を鋳造後Ａ３点以下に冷却することなく分塊圧延すると、ＴｉはＣ、Ｎと結合してＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）を生成し、鋼片には、これらの析出物が微細分散する。この鋼片を用いて低温加熱圧延により、棒鋼線材圧延を行うことにより、棒鋼線材の鋼中にＴｉ系析出物を多量微細分散させることができる。これにより、高周波焼き入れ後の旧オーステナイト粒径を微細化することが可能となる。高周波焼き入れ材の高強度化を図るためには、高周波焼き入れ硬化層の硬さを増加させることが有効であるが、従来の検討では、硬化層の靭性が劣化して脆性破壊を起こし、かえって強度が劣化することが多かった。これに対して、上記のように鋼中にＴｉ系析出物を多量微細分散させて、高周波焼き入れ後の旧オーステナイト粒径を微細化すると、靭性が向上し脆性破壊が抑制され、結果的に従来にはないレベルの高強度化の実現が可能となる。
【００２７】
Ｔｉ含有量が０．０５％未満では、ＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）を多量・微細に生成させるには不十分であり、０．２％を超えるとＴｉＣによる析出硬化が顕著になり、冷鍛割れの原因となるので好ましくない。
【００２８】
したがって、Ｔｉの含有量を０．０５〜０．２％とした。好適範囲は０．０６〜０．１５％である。また、より一層高周波焼き入れ材の細粒化を図り、靭性の改善と高強度化を図る場合の好適範囲は、０．０７〜０．１５％である。
【００２９】
Ｐは冷間鍛造時の変形抵抗を高め、靭性を劣化させる元素であるため、冷間加工性が劣化する。また、高周波焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させることによって、最終製品の疲労強度を劣化させるのでできるだけ低減することが望ましい。従ってその含有量を０．０２５％（０％を含む）以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０１５％以下である。
【００３０】
また、Ｏは鋼中でＡｌ２Ｏ３のような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、冷間加工性が劣化する。Ｏ含有量が０．００２５％を超えると特にその傾向が顕著になる。以上の理由から、その含有量を０．００２５％以下（０％を含む）に制限する必要がある。好適範囲は０．００２％以下である。
【００３１】
ＮｂはＴｉと同様の効果を有し、鋼中のＣ、Ｎと結びついてＮｂ（ＣＮ）を形成し、高周波焼き入れ硬化層の結晶粒の微細を通じて高強度化に有効な元素である。０．００２％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０５％を超えると、素材の硬さが硬くなって冷間加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．００２〜０．０５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は、０．００５〜０．０４％である。また、より一層高周波焼き入れ材の細粒化を図り、靭性の改善と高強度化を図る場合の好適範囲は、０．０２〜０．０４％である。
【００３２】
次に、本発明では、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖの１種又は２種以上を含有することができる。
【００３３】
Ｍｏは鋼に強度、焼入れ性を与えるとともに、高周波焼き入れ材の粒界強度を増加させ粒界破壊を抑制し、靭性の改善を介して高強度化に顕著な効果を有する元素である。しかしながら、１％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。
【００３４】
Ｎｉも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、２．５％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。Ｖも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．４％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。
【００３５】
次に本発明では、熱間圧延後のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉの析出物を５個／μｍ２以上を有するが、このように限定した理由を以下に述べる。
【００３６】
高周波焼き入れ材の旧オーステナイト粒径を微細化するためには、結晶粒界をピン止めする粒子を多量、微細に分散させることが有効であり、粒子の直径が小さいほど、また量が多いほどピン止め粒子の数が増加するため好ましい。本発明でいうＴｉの析出物はＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）をさす。熱間圧延後の直径０．２μｍ以下のＴｉの微細析出物をその合計で５個／μｍ２以上分散させると、高周波加熱温度域において結晶粒が微細なまま保持され、高周波焼き入れ後には、微細な旧オーステナイト粒径を有する優れた強度靭性を有する組織が得られる。微細析出物の個数がその合計で５個／μｍ２未満ではこのような効果は小さい。以上の理由から、マトリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉの析出物を５個／μｍ２以上分散していることが必要である。好適範囲は１０個／μｍ２以上である。
【００３７】
また、ミクロ組織をフェライト結晶粒径が２０μｍ以下であり、フェライト分率が３０％以下としたのは、高周波焼入れ性の観点から粒径とフェライト分率を規定したものである。高周波焼入れは急速加熱であるために、高周波焼入れ前の組織のフェライトが粗大であると、フェライトの部分は、オーステナイト化後、炭素の拡散が不十分であり、炭素濃度が添加炭素濃度よりも低くなり、焼入れ後、その位置での硬さが小さくなる。
【００３８】
フェライト結晶粒径が２０μｍを超え、フェライト分率が３０％を超えると焼入れ後の硬さムラが特に顕著になり、低い強度で破壊しやすくなる。
【００３９】
なお、本発明でいうフェライト結晶粒径とは、フェライトの形態が粒状の場合はその円相当径に相当し、フェライトの形態が板状の場合はその幅に相当する。なお、本発明では、フェライト以外の組織は、パーライトまたはベイナイトであることが望ましいが、一部マルテンサイトが混入しても特に問題ない。
【００４０】
また、脱炭深さは強度と密接に関係しており、脱炭深さが深いと強度が低下すると共に、表面層の十分な硬さが得られない。本発明では後述する低温加熱圧延を施すことにより、ＪＩＧ  Ｇ  ０５５８で規定する脱炭深さ：ＤＭ−Ｔ０．２ｍｍ以下とすることができ、従来の脱炭深さよりも浅くすることが可能となり、高強度高周波焼入れ用鋼材が得られる。このため、本発明では、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５８で規定する脱炭深さ：ＤＭ−Ｔ０．２ｍｍ以下に制限した。
【００４１】
次に熱間圧延条件について説明する。
【００４２】
本発明成分からなる鋼を、転炉、電気炉等の通常の方法によって溶製し、成分調整を行い、鋳造後、Ａ３点以下に冷却することなく分塊圧延工程を経て、線材または棒鋼に以下の低温加熱圧延を行う。
【００４３】
即ち、加熱温度は９００〜１０７０℃のＡｒ３点直上の温度として、熱間圧延の仕上げ温度を８００〜９７０℃の熱間圧延を行う。熱間圧延に引き続いて８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷する条件で線材または棒鋼に熱間加工する。
【００４４】
加熱温度を９００〜１０７０℃のＡｒ３点直上の温度とするのは、鋳造後にＡ３点温度以下に冷却することなしに分塊圧延することによって生成した微細ＴｉＣ析出物をマトリックスに固溶させないようにするためであり、９００℃未満では圧延温度がフェライト域圧延となるので好ましくなく、また１０７０℃を超えると析出物がマトリックスに固溶するので好ましくない。微細ＴｉＣ析出物をそのままの状態で保持することにより、高周波焼入れ時に微細な組織が得られることができるようにするため、加熱温度を９００〜１０７０℃とした。なお、加熱温度が１０７０℃を超えると全脱炭が顕著になるため、全脱炭抑制の視点からも、加熱温度をこの温度範囲に制限とした。
【００４５】
次に、熱間圧延の仕上げ温度を８００〜９７０℃とするのは次の理由による。仕上げ温度が８００℃未満では、圧延材のフェライト脱炭が進行するために、結果的に全脱炭も顕著になり、高周波焼入れ材の表面硬さが出なくなる。一方、仕上げ温度が９７０℃を超えると、圧延材のフェライト粒径が粗大となり、高周波焼き入れ性の劣化を招く。以上の理由から、熱間圧延の仕上げ温度を８００〜９７０℃とする。好適温度は８５０〜９６０℃である。
【００４６】
次に、熱間圧延に引き続いて８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷するのは次の理由による。冷却速度が１℃／秒を超えると、圧延材の硬さが上昇し冷間鍛造性・冷間加工性が劣化する。そのため、冷却速度１℃／秒以下に制限する。好適範囲は０．７℃／秒以下である。なお、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または熱源付き保温カバーを設置し、これにより、徐冷を行う方法が挙げられる。
【００４７】
本発明では、鋳片のサイズ、凝固時の冷却速度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良い。また、本発明鋼は、圧延ままの棒鋼を冷間鍛造や切削加工で部品に成形する工程だけでなく、冷間鍛造や切削加工の前に焼鈍工程や温・熱間鍛造を経由する場合、温・熱間鍛造工程で部品に成形される場合、全て切削工程で部品に成形される場合にも適用できる。
【００４８】
【実施例】
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。
【００４９】
表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、鋳造後、鋼をＡ３点温度以下に冷却することなく分塊圧延を行い、１６２ｍｍ角の鋼片（圧延素材）とした（分塊圧延条件Ｉ）。比較鋼ｃ、ｄについては、連続鋳造後、鋼を一旦常温まで冷却した後、再度Ａ３点以上に加熱して分塊圧延を行い、１６２ｍｍ角の鋼片（圧延素材）とした（分塊圧延条件ＩＩ）。
【００５０】
続いて、熱間加工により、直径３７〜４４ｍｍの棒鋼を製造した。熱間加工条件を表２に示す。熱間加工後の冷却速度は冷却床に設置した徐冷カバーを用いて調整した。比較鋼ａ、ｂはＪＩＳのＳ４５ＣおよびＳ５３Ｃである。
【００５１】
熱間加工後の棒鋼のＴｉの析出物、Ｎｂの析出物の分散状態を調べるために、棒鋼のマトリックス中に存在する析出物を抽出レプリカ法によって採取し、透過型電子顕微鏡で観察した。観察方法は３００００倍で２０視野程度観察し、１視野中の直径０．２μｍ以下のＴｉの析出物、Ｎｂの析出物、ＴｉとＮｂの複合組成からなる析出物の数を数え、１平方μｍ当たりの数に換算した。
【００５２】
圧延後の棒鋼の組織観察を行い、フェライト粒径およびフェライト分率を測定した。また、圧延後の棒鋼のビッカース硬さを測定した。硬さを冷間鍛造性、冷間転造性の指標とした。また、全脱炭深さの調査も行った。
【００５３】
次に、圧延ままの棒鋼について、ハイスドリルによる寿命速度を用いて、被削性を評価した。用いたドリルはＪＩＳ−ＳＫＨ５１で直径３ｍｍのハイスドリルであり、穴あけ条件は送り０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、穴深さ９ｍｍ、切削油はスピンドル油を用い、２リットル／分である。評価試験は、切削速度を種々変化させて各切削速度における切削不能になるまでのドリル寿命から切削−ドリル寿命曲線を求め、これを寿命速度とした。
【００５４】
次に、圧延ままの棒鋼を周波数８．５ｋＨｚで高周波焼き入れを行い、その後１７０℃×１時間の条件で焼戻しを行った。当該材について、最表面から硬さを測定い、これを高周波焼き入れ硬さとした。
【００５５】
また、圧延ままの棒鋼から、平行部２０ｍｍの静的捩り試験片を採取した。試験片平行部の中央の上下に深さ２ｍｍ、先端曲率１．０Ｒの切欠きを付けた。本試験片を周波数８．５ｋＨｚで高周波焼き入れを行い、その後１７０℃×１時間の条件で焼戻しを行った。高周波焼き入れ材について、硬化層深さ、硬化層の旧オーステナイト粒度を測定した。また、静的捩り試験を行い、静的捩り強度を評価した。
【００５６】
これらの調査結果を熱間加工条件とあわせて表２に示す。ハイスドリル寿命は、比較例２８（Ｓ５３Ｃ）のドリル寿命を１００とした時の相対値で示した。また、静的捩り強度試験における試験片の破壊モードを、せん断延性的に破壊した場合には延性、主応力により脆性的に破壊した場合には脆性と記載した。
【００５７】
比較例２７、２８はＪＩＳのＳ４５ＣおよびＳ５３Ｃの特性であるが、本発明例の切削性は、比較例２７、２８に比較して、同一炭素量で比較すると、概ね同等以上の良好な被削性を示す。次に、同一炭素量で比較すると、本発明例は比較例２７、２８に比較して、高周波焼き入れ硬さは硬い。またγ粒度は顕著に微細であり、静的捩り破壊はいずれも延性モードで破壊し、捩り強度は優れた特性が得られている。
【００５８】
次に、表２において、比較例２０はＣの含有量が本願規定の範囲を下回った場合であり、本発明例に比較して、高周波焼き入れ材の捩り強度特性が劣る。比較例２１はＣの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、圧延材の切削性が不良であるとともに、高周波焼き入れ材の捩り試験において、脆性破壊を呈し、本発明例に比較して捩り強度特性が劣る。
【００５９】
比較例２２はＣｒの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、高周波焼き入れ時に炭化物の溶け込み不良が顕著なため、高周波焼き入れ硬さが低めになり、硬化層深さも浅く、本発明例に比較して捩り強度特性が劣る。
比較例２３はＢの含有量が本願規定の範囲を下回った場合であり、高周波焼き入れ材の硬化層深さが浅く、高周波焼き入れ材の捩り試験において、脆性破壊を呈し、本発明例に比較して捩り強度特性が劣る。
【００６０】
比較例２４はＴｉの含有量が本願規定の範囲を下回った場合であり、比較例２６はＮの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、いずれも圧延ままでの析出物の個数が不十分であり、高周波焼き入れ材の硬化層のオーステナイト粒が十分に微細化されておらず、高周波焼き入れ材の捩り試験において脆性破壊を呈し、本発明例に比較して捩り強度特性が劣る。
【００６１】
比較例２５はＴｉの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、圧延ままの硬さが硬くなり切削性が劣る。高周波焼き入れ材の捩り試験において、ＴｉＮによる脆化により、脆性破壊を呈し、本発明例に比較して捩り強度特性が劣る。
【００６２】
比較例２９、３０は鋼片の製造方法が本願発明と異なり、鋳造後、鋼をＡ３点温度以下に一旦冷却した後分塊圧延を行う方法で製造した場合である。いずれも圧延ままでの析出物の個数が不十分であり、高周波焼き入れ材の硬化層のオーステナイト粒が十分に微細化されておらず、高周波焼き入れ材の捩り試験において脆性破壊を呈し、本発明例に比較して捩り強度特性が劣る。
【００６３】
比較例３１は熱間加工の加熱温度が本願規定の範囲を上回った場合であり、析出物個数は本願発明の範囲を下回り、全脱炭深さも本願発明の範囲を上回る。そして、高周波焼き入れ硬さも低く、高周波焼き入れ材の硬化層のオーステナイト粒が十分に微細化されておらず、高周波焼き入れ材の捩り試験において脆性破壊を呈し、本発明例に比較して捩り強度特性が劣る。
【００６４】
比較例３２は熱間加工の仕上げ温度が本願規定の範囲を上回った場合であり、フェライト粒径も本願規定の範囲を上回り、高周波焼き入れ硬さは低く高周波焼き入れ深さは浅く、捩り強度特性は劣る。
【００６５】
比較例３３は熱間加工の仕上げ温度が本願規定の範囲を下回った場合であり、フェライト分率も本願規定の範囲を上回り、全脱炭深さも本願発明の範囲を上回り、同一炭素量の本発明例に比較して高周波焼き入れ硬さも低く、高周波焼き入れ深さは浅く、捩り強度特性は劣る。
【００６６】
比較例３４は熱間加工後の冷却速度が本願規定の範囲を上回った場合であり、圧延ままの硬さが硬く、切削性が不良である。
【００６７】
【表１】
2004183065.tif 000002
【００６８】
【表２】
2004183065.tif 000003
【００６９】
【発明の効果】
本発明の高強度高周波焼入れ用鋼材とその製造方法を用いれば、冷間鍛造や切削加工時には冷間加工性に優れ、高周波焼入れ後には靭性に富んだ微細な組織が得られ、脆性破壊が抑制され、硬化層の硬さに見合った優れた強度特性を得ることが可能となり、産業上の効果は極めて顕著なるものがある。