(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．５５％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５０％、
Ｍｎ：１．５５％未満、
Ｃｒ：０．８５〜２．００％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ：０．００２０〜０．０２００％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｐ：０．０３０％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０３０％以下（０％を含む）、
Ｃｕ：０．２０％以下（０％を含む）および
Ｎｉ：０．２０％以下（０％を含む）
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、表面から深さ７ｍｍまでの表層部の組織はマルテンサイトの面積率が７５％以上のマルテンサイト主体組織であり、該マルテンサイト主体組織の下層にベイナイトの面積率が７５％以上のベイナイト主体組織を有し、該ベイナイト主体組織の厚さが５ｍｍ以上であり、前記表層部と中心部との硬度差がビッカース硬さで６０以上である鋼材。
【請求項２】
前記成分組成は、さらに、
Ｔｉ：０．００１〜０．１００質量％
を含む請求項１に記載の鋼材。
【請求項３】
前記成分組成は、さらに、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０質量％
を含む請求項１または２に記載の鋼材。
【請求項４】
請求項１乃至３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間加工を施して円形断面材に成形したのち、８００〜１０００℃の温度域から表面より７ｍｍ深さ位置での冷却速度を１０℃／ｓ以上として冷却を行い、該冷却の開始から下記（１）式で定まる時間Ｐ［ｓ］の経過後は空冷に切り替えて冷却する、表面から深さ７ｍｍまでの表層部の組織はマルテンサイトの面積率が７５％以上のマルテンサイト主体組織であり、該マルテンサイト主体組織の下層にベイナイトの面積率が７５％以上のベイナイト主体組織を有し、該ベイナイト主体組織の厚さが５ｍｍ以上であり、前記表層部と中心部との硬度差がビッカース硬さで６０以上である鋼材の製造方法。
記
Ｐ［ｓ］＝０．０１×ｒ2±ｒ／１０  ・・・（１）
ここで、ｒ：冷却部位における円形断面材の半径（ｍｍ）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼材、特に強度−靭性バランスに優れ、且つ表面の高周波焼入れ性に優れる鋼材に関する。詳しくは、熱間圧延等の熱間加工によって製造した後、焼ならしや焼入れ、焼戻しなどの熱処理を施さず、熱間加工ままの状態から直接に切削加工を施した後に高周波焼入れを施して製造する部品、具体的には建設機械や産業機械のシャフト、自動車のピン等の素材として好適な、強度−靭性バランスに優れる非調質の鋼材に関する。この種の部品等に好適な強度−靭性バランスとしては、９００ＭＰａ以上の強度並びに４０Ｊ／ｃｍ2以上の靭性を確保する必要がある。
【背景技術】
【０００２】
元来鋼は、加工により金属組織中にひずみを導入せずとも、熱処理（焼入れ）により大量のひずみを導入して組織の微細化と強度向上を達成することができる、優れた素材である。その一方で、上記の熱処理においてエネルギー消費量を削減することや、該熱処理工程自体を省略すること、が強く要請されている。
【０００３】
このような要請に答える方法として、鋼に例えばＶなどの析出物形成元素を添加し、熱間加工後の冷却時にＶと炭素との微細な析出物を鋼中に分散させることによって、熱間加工後の鋼材の強度を高める手法がある。このように析出物形成元素を添加して上記の熱処理を省略可能とする鋼は、非調質鋼と呼ばれている。
【０００４】
しかし、Ｖなどの添加元素は高価であり、熱処理を省略することによるエネルギー消費削減、省工程化のメリットがある一方、部品の素材となる鋼価格の高騰は避けられなかった。
【０００５】
これに対して特許文献１では、Ｖに代えてＮｂの炭窒化物により高い強度（高い降伏強度と降伏比）を得る手法が提案されている。ここで記載の鋼を用いれば、良好な機械的特性を保持し、且つ鋼を非調質鋼化するための高価な添加元素を低減することもできる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特許公開２０１０−２８０９７８
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ところで、建設機械や産業機械の部品は、高周波焼入れを施して最終製品とする場合が多い。上記した非調質鋼において、高周波焼入れを施して表層を硬化する場合に、該表層部の品質を高めること、具体的には、高周波焼入れ層の硬さのばらつきを抑制することが重要になる。
【０００８】
本発明は、かかる現状に鑑みてなされたものであり、その目的は、高周波焼入れを施した際に該高周波焼入れ層における硬さのばらつきが少なく、かつ強度と靭性とのバランスに優れる鋼材を、Ｖなどを添加しない非調質鋼において実現することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
発明者らは、上記課題の解決に向けて、鋼材の表層に高周波焼入れ層を形成した場合の該高周波焼入れ層の硬さのばらつきと高周波焼入れ前組織との関連を鋭意調査し、硬さのばらつきが最も少ない高周波焼入れ前組織はマルテンサイト組織であることを知見し、本発明を構想するに至った。本発明の要旨構成は、次のとおりである。
【００１０】
１．質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．５５％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５０％、
Ｍｎ：１．５５％未満、
Ｃｒ：０．８５〜２．００％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ：０．００２０〜０．０２００％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｐ：０．０３０％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０３０％以下（０％を含む）、
Ｃｕ：０．２０％以下（０％を含む）および
Ｎｉ：０．２０％以下（０％を含む）
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、表面から深さ７ｍｍまでの表層部の組織はマルテンサイトの面積率が７５％以上のマルテンサイト主体組織であり、該マルテンサイト主体組織の下層にベイナイトの面積率が７５％以上のベイナイト主体組織を有し、該ベイナイト主体組織の厚さが５ｍｍ以上であり、前記表層部と中心部との硬度差がビッカース硬さで６０以上である鋼材。
【００１１】
２．前記成分組成は、さらに、
Ｔｉ：０．００１〜０．１００質量％
を含む前記１に記載の鋼材。
【００１２】
３．前記成分組成は、さらに、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０質量％
を含む前記１または２に記載の鋼材。
【００１３】
４．前記１乃至３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間加工を施して円形断面材に成形したのち、８００〜１０００℃の温度域から表面より７ｍｍ深さ位置での冷却速度を１０℃／ｓ以上として冷却を行い、該冷却の開始から下記（１）式で定まる時間Ｐ［ｓ］の経過後は空冷に切り替えて冷却することを特徴とする鋼材の製造方法。
記
Ｐ［ｓ］＝０．０１×ｒ2±ｒ／１０  ・・・（１）
ここで、ｒ：冷却部位における円形断面材の半径（ｍｍ）
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、従来のフェライトおよびパーライトからなる組織に高周波焼入れ層を形成した場合に比べて高周波焼入れ層の硬さのばらつきが少なく、且つ鋼材中心と表層との中間部の強度および靭性がそれぞれ９００ＭＰａ以上および４０Ｊ／ｃｍ2以上である鋼材を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】高周波焼入れ層の硬度調査位置を示す概略図である。
【図２】高周波焼入れ前の組織の異なる鋼材の高周波焼入れ層の硬さのばらつきを比較して示す図である。
【図３】高周波焼入れ前の組織の異なる鋼材の高周波焼入れ後の組織を比較して示す図である。
【図４】鋼材各位置の冷却速度と連続冷却変態図とを示す図である。
【図５】鋼材各位置の冷却速度と連続冷却変態図とを示す図である。
【図６】鋼材の中心と表層との硬度差の異なる鋼材の静的曲げ試験結果を比較して示す図である。
【発明の実施の形態】
【００１６】
以下、本発明を具体的に説明する。
発明者らは、まず、鋼材に高周波焼入れを施した際の、高周波焼入れ部における硬さのばらつきを把握することから検討を始めた。すなわち、ＪＩＳ  Ｇ４０５３に規定のＳＣＭ４３５を素材とし、これを７０ｍｍφの円柱形状に熱間加工した。この熱間加工材から、圧延ままで全組織がフェライトおよびパーライトになる丸棒鋼と、焼入れにより少なくとも表面から１０ｍｍの表層域は面積率７５％以上がマルテンサイトのマルテンサイト主体組織である丸棒鋼とを、それぞれ作製し、これらの丸棒鋼に全く同一条件で高周波焼入れを施し、得られた高周波焼入れ層の硬さ並びに有効硬化層深さ（ＥＣＤ）を調査した。
高周波焼入れ層は、鋼材の表層に均一に得られるため、図１に示すように、丸棒鋼１の周方向に等分１２箇所の位置Ｔにて、高周波焼入れ層２の厚さ方向（径方向）に０．２ｍｍ間隔でビッカース硬さを測定し、硬さ測定値に基づいて各深さ位置での硬さのばらつきを調査した。なお、有効硬化層深さ（ＥＣＤ）は、ＪＩＳ  Ｇ０５５７に従って測定した。この調査結果を、図２に示す。
【００１７】
図２に示すように、高周波焼入れ前の組織がフェライトおよびパーライトである丸棒鋼の硬さのばらつきが、同組織がマルテンサイト主体である丸棒鋼のそれより明らかに大きくなっている。また、有効硬化層深さ（ＥＣＤ）に関しても、マルテンサイト主体組織の丸棒鋼の方が深くなっている。これらのことから、同じ化学組成の鋼において組織の影響を比較すると、マルテンサイト主体組織のほうが高周波焼入れ性に優れることがわかる。
【００１８】
次に、上記の丸棒鋼のそれぞれについて、高周波焼入れ層のミクロ組織の顕微鏡写真を図３に示す。同図から、高周波焼入れ前組織がフェライトおよびパーライトの丸棒鋼は同マルテンサイト主体の丸棒鋼より白黒のコントラストが明らかに大きいことがわかる。このことから、フェライトおよびパーライト組織では、炭素濃度の低いフェライト部と炭素濃度の高いパーライト部で炭素濃度の差が有るために、高周波焼入れ後にもこの差に従う斑が残り、硬さのばらつきに繋がるのに対し、マルテンサイト主体組織は炭素の過飽和で均質な組織であるために高周波焼入れ後も均質な組織が得られることが推察される。
【００１９】
ところで、高周波焼入れ前の組織がマルテンサイト主体のものの方が、フェライトとパーライトのものより高周波焼入れ後の焼入れ層の硬さばらつきおよびＥＣＤが良好であるということは、非調質鋼は高周波焼入れ性の劣化と引き換えに熱処理工程の省略を実現した技術であると解することができる。かような観点からは、高周波焼入れ性を主眼に置くならば、非調質鋼を避けて調質鋼を用いることになるのが通常である。しかしながら、熱処理工程の縮小や省略が希求されていることから、熱間圧延ままの組織であっても調質鋼並みの高周波焼入れ性を有する、非調質鋼が強く求められている。
【００２０】
さて、高周波焼入れ性の優劣がそもそも、上記の図３に示したように、高周波焼入れ前組織における炭素濃度の斑に起因するのであれば、この炭素濃度の斑が少ない組織にすればよいことになる。ここで、熱間圧延により造り込める鋼組織として、炭素が均質に母相中に固溶しているのはマルテンサイトである。
そして、熱間圧延後にマルテンサイトを得るためには、熱間圧延直後の鋼材を急冷する必要がある。熱間圧延後にまだオーステナイトの温度域にある赤熱した鋼製品を水や湯、または油にどぶ漬けして急冷し、マルテンサイトを得るのもひとつの方法である。
【００２１】
しかし、この方法には種々の困難が付きまとう。例えば、焼入れままの鋼は非常に脆いことは良く知られている。つまり圧延後の搬送などにおいて焼き割れを起こし易く、その場合は製品として出荷できない状態になることが多い。また、このように鋼全体を冷却媒体中にどぶ漬けしたとしても、鋼全体が均一に冷却される保証は無い。もし冷却媒体が水であれば、水の沸騰により鋼材表面に蒸気膜が形成され、また沸騰し気化した水蒸気は水中を重力とは反対方向に上昇するため、鋼材に焼き斑ができ易い。焼き斑ができると、品質を保証できないばかりでなく、オーステナイトからの変態時の膨張率並びに変態を起こす温度は組織により異なるため、鋼材が歪んだり、または大きな残留応力が発生する原因となる。これを避けるために均一冷却に適した沸騰しにくい油で急冷するとしても、その設備の管理・維持にも膨大なコストがかかることが容易に想像される。
【００２２】
以上の技術的背景の下、本発明者らは、良好な高周波焼入れ性を非調質鋼において確立する手法を種々検討した。その結果、熱間圧延後に高周波焼入れを施す表層部のみをマルテンサイト主体組織とし、このマルテンサイト主体組織とした表層以外の部分は、実質的にはフェライトおよびパーライト組織とすることを着想した。
【００２３】
すなわち、熱間圧延後に鋼材の表層だけを急冷してマルテンサイト主体組織としたあと、急冷を停止することにより、表層は高周波焼入れに適した組織とする一方、これより内側の組織に関しては脆くない（靭性の高い）マルテンサイト以外の組織とする。このような組織構成にすることによって、上記した問題をまねくことなく、鋼材自体の靭性を担保しつつ高周波焼入れ性を向上することが可能となる。
【００２４】
さらに、鋼材自体の強度を高めることも重要である。ここに、鋼材の強度や靭性を検討するとき、強度や靭性の調査に用いる試験片はＪＩＳ  Ｚ２２４１に規定の４号試験片（引張試験片）や、ＪＩＳ  Ｚ２２４２に規定のＵノッチ試験片（シャルピー衝撃試験片）であることが多い。しかしこれらの試験片は、今回高周波焼入れ性の調査に用いたような、７０ｍｍφの丸棒に比して小さい。このような場合は、試験片を７０ｍｍφのどこから採取するか、つまり７０ｍｍφの丸棒のどこの位置の強度や靭性が７０ｍｍφの丸棒を代表していると見做すかが重要となる。そこで、丸棒の中心と表面との中間の位置から丸棒長手方向と平行に採取した試験片にて、強度および靭性を調査することが、種々の径の丸棒における強度および靭性を的確に比較するのに最も適していることを確認し、以下の諸実験を行った。なお、試験片の採取位置が中心と表面との中間位置が適している理由は、一般的に中心部には鋳造時に強度に悪影響を及ぼすＰなどの元素が偏析し、今回のような径の太い鋼材を代表する強度や靭性としては適さないからであり、また中間部よりも表層側から試験片を採取すると、残留応力の影響を排除できないからである。
【００２５】
なお、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に規定の４号試験片（引張試験片）の平行部径は１４ｍｍであり、掴み部はこれより太い、径２０ｍｍとすることが多い。つまり、おおよそ４０ｍｍφ未満の丸棒では中間から上記の４号試験片を採取すると中心も含む試験片となってしまう。これを避けるため、このような場合は１４Ａ号試験片で対応することとした。この１４Ａ号試験片でも上記のような問題に直面した場合は、中心位置から試験片を採取することとした。シャルピー試験片についても同様にした。
【００２６】
上記のように採取した試験片を用いて、強度や靭性を調査したところ、表層にマルテンサイト主体組織を形成し残部をフェライトおよびパーライトとすると、靭性は４０Ｊ／ｃｍ2以上となるが、非調質鋼として十分な強度、具体的には９００ＭＰａ以上の強度が得られないことが明らかとなった。９００ＭＰａ以上の強度並びに４０Ｊ／ｃｍ2以上の靭性を確保するためには、急冷により形成したマルテンサイト組織の直下にベイナイト組織を形成させることが有効であることが新たに判明した。
【００２７】
ところで、鋼の連続冷却図からも明らかなように、鋼材の表層に形成されたマルテンサイト相の直下にベイナイト相を形成することは、冶金的に当然であるように解される。しかし、上記した鋼材の表層のみにマルテンサイト相を形成させる独特な熱処理、つまり、熱延材を急冷して熱延材表層にマルテンサイト相を形成させた後は急冷を停止し、残部にフェライトとパーライトを形成させるために空冷するという、熱処理を行うため、マルテンサイト層直下にベイナイトを形成させることは非常に困難である。この辺の事情を、以下模式図を用いて説明する。
【００２８】
鋼材への急冷を途中で停止し、大気中での放冷に切り替えると、鋼材は、それ全体で均質な温度になろうとする。これを表面からの温度変化として捉えると、一度室温まで冷却された表層部が中央部からの熱で再び温度上昇を起こすという、復熱が生じている。つまり、急冷停止後は、急冷されて温度の下がった表層部やその直下の表層近傍は再び温度が上昇することになる。この様子を、鋼材の連続冷却線図（ＣＣＴ線図）に重ね合わせて図４に示す。図４において、復熱を示す線はＭｓ点から一旦γ領域に戻った後、最終的にフェライト＋パーライト（Ｆ＋Ｐ）の領域に入っている。炭素を固溶する鉄の変態後の組織は、変態を起こすときの温度によって決まる。これは、変態後の炭素の形態を決定するのは炭素の拡散しやすさによって決まり、炭素の拡散しやすさは温度によって決まるからである。つまり、鋼の冷却において、γ領域でどのような熱処理履歴を経ようと、最終的な変態組織は変態するときの温度によって決定されるため、図４に示したようなＣＣＴ線図を持つ鋼の場合、冷却時にマルテンサイト変態を起こした部分以外は全て復熱時の変態となってしまい、必然的にフェライトおよびパーライトの組織となってしまう。つまり、マルテンサイト変態を起こした最表層以外は全てフェライトおよびパーライトとなってしまうのである。
これに対して、図５に示すように、フェライトおよびパーライトの領域のみがＣＣＴ線図の右側（冷却速度がより遅い側）にある鋼では、復熱時の変態がベイナイトとなる。このような鋼、つまり復熱時にベイナイト変態を起こす鋼はフェライトおよびパーライト変態を起こす鋼よりも、内部、具体的には上記した中間位置のような丸棒内部において高強度となることを知見した。
【００２９】
そこで、復熱時にベイナイト変態を起こさせるための成分設計、より具体的には、ＣＣＴ線図においてベイナイト領域にあまり影響を与えることなく、Ｆ＋Ｐの領域のみを低冷却速度側にシフトさせる、上記の図５に示したようなＣＣＴ線図を有する鋼の成分設計を模索した結果、Ｃｒを一定量以上添加すること、およびＮｂを適量添加することが有効であることを知見した。ＣｒおよびＮｂは共に変態時のセメンタイトに濃化する元素であるが、パーライトが形成されるような比較的高温域では、炭素よりも拡散速度が遅いため、セメンタイトの形成を遅らせる効果を発揮する。その一方で、ベイナイト変態時に形成されるセメンタイトは、炭素の拡散に伴うセメンタイト形成ではなく、大きな過冷却に伴ってフェライト析出核の臨界半径が低下して微小に析出したフェライト相から排出される炭素によるため、ＣｒおよびＮｂの影響は受けない。よって、ＣｒおよびＮｂの添加は既述のような復熱時のベイナイトの形成促進に好ましい元素である。なお、上述の特許文献１に記載の技術において、Ｎｂは析出強化のため添加されているが、本発明では冷却・復熱時の変態挙動に影響を与える元素として添加している。
【００３０】
ここまで、高周波焼入れ性を高めるための鋼材表層のマルテンサイト組織と、中間での強度を高めるためのベイナイト組織とについて述べてきたが、上記以外の中心部側の組織については特に制約はない。
ただし、中間での強度とは別に、鋼材全体の強さや粘り強さを考えた場合、できるだけ表層のみが高硬度である、いわゆるＵ字型に近い断面の硬度分布を持つほうが、焼入れ・焼戻し鋼のようにフラットな硬度分布のものより、丸棒としての撓みの余地が大きいことが明らかとなった。すなわち、図６に示すＬ１は、７０ｍｍφのＳＣＭ４３５を焼入れ・焼戻して、表層と中心とでビッカース硬さの差を３２とした丸棒の、３点曲げ試験結果を示している。同様に、Ｌ２は表層だけにマルテンサイトを形成させるよう急冷後に大気放置し、その後、適宜焼戻しして表層と中心との硬さの差を６４とした丸棒の、３点曲げ試験結果を示している。
【００３１】
ここで、上記の表層と中心とのビッカース硬さの差は、次のように測定した硬さから算出した。すなわち、鋼材の中心の硬さは、中心から半径５ｍｍの円周上の等分５点で測定したビッカース硬さの平均値である。同様に、表層の硬さは、表面から２ｍｍの深さ位置から円周方向へ任意の５点で測定したビッカース硬さの平均値である。
【００３２】
図６に示すように、表層と中心との硬度差が大きいほうが、破断に至るまでのストロークが大きい。３点曲げのストロークは丸棒としての撓みを示しており、表層と中心との硬度差が大きいほうがより大きく撓む余地があることを示している。このように、最終的な丸棒製品での外部応力に対する撓み余地を大きくし、焼入れ・焼戻し材との差別化を図るためには、表層と中心との硬度差をビッカース硬さで６０以上とする必要があることを知見し、本発明を完成するに至った。
【００３３】
なお、表層に導入するマルテンサイト主体組織の厚さであるが、高周波焼入れにより６ｍｍ以上の焼入れ層を形成することは部品製造の観点からは不可能であるため、余裕を見て７ｍｍの厚さがあれば十分である。また、ベイナイト主体組織の厚みは、十分な引張強度確保の観点から５ｍｍ以上、より好ましくは６ｍｍ以上、さらに好ましくは７ｍｍ以上とする。
なお、表層に形成させるマルテンサイト主体組織は、高周波焼入れ後の硬さのばらつきを抑制するためには、面積率で７５％以上がマルテンサイトであればよい。また、下限に形成させるベイナイト主体組織は、強度および靭性確保の観点から面積率で７５％以上がベイナイトであればよい。
【００３４】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
［成分組成］
以下、鋼材の化学組成に関する％表示は、特に断らない限り質量％を意味する。
Ｃ：０．３０〜０．５５％
Ｃは、Ｆｅ中に固溶または微細な炭化物として析出し、鋼材を強化する元素である。また熱処理中にオーステナイト中に固溶し、オーステナイトを固溶強化することで焼入性を調整することができる、極めて有用な元素である。しかしながら、Ｃを０．５５％超で含有すると、鋼材の焼入性が高くなりすぎて、復熱時の変態ですらマルテンサイトとなってしまい、中間位置で十分な靭性が得られなくなる。一方、Ｃの含有量を０．３０％未満とすると、焼入性が低くなりすぎる結果、ＣｒおよびＮｂ等の添加によってＣＣＴ線図におけるＦ＋Ｐの領域を低冷却速度側にシフトとさせても復熱時の変態でベイナイトを得ることが困難になる。したがって、Ｃの含有量は０．３０〜０．５５％とした。好ましくは０．３３〜０．５０％の範囲である。
【００３５】
Ｓｉ：０．０５〜１．５０％
Ｓｉは、Ｆｅ中に固溶し、鋼材を固溶強化する元素である。また、焼戻しの際に焼戻し軟化抵抗を示し、焼戻し後の強度維持にも有効な成分である。しかし、Ｓｉは脱炭を促進する元素であり、１．５０％を超えると熱間圧延の加熱時の脱炭が避けられなくなる。一方、Ｓｉの含有量を０．０５％未満とすると十分な固溶強化と焼戻し軟化抵抗を得られなくなる。したがって、Ｓｉの含有量は０．０５〜１．５０％とした。好ましくは０．０８〜１．３０％の範囲である。
【００３６】
Ｍｎ：１．５５％未満
Ｍｎは、Ｆｅ中に固溶し、鋼材を固溶強化すると共に、鋼材の焼入性を劇的に上げるのに有効である。具体的には、Ｆ＋Ｐの領域とともにＢの領域も低冷却速度側にシフトさせてしまう元素である。このため、Ｍｎを過度に含有すると、復熱時でもマルテンサイト変態を追い越すことになってしまう。従って、上限は１．５５％、好ましくは、１．２０％とする。より好ましくは１．００％である。一方、鉄鋼製品中には、鋼材の性能を劣化させる原料由来のＳが不可避的に含まれるが、Ｍｎは、このＳと化合物を形成して、Ｓの鋼材に対する悪影響を取り除く効果がある。よって、焼入れ性に影響しない程度、例えば０．５０％程度、より好ましくは０．３０％程度であれば含有しても構わない。
【００３７】
Ｃｒ：０．８５〜２．００％
Ｃｒは、上述のように、Ｆｅ中に固溶して鋼材を固溶強化すると共に、Ｆ＋Ｐ領域のみを低冷却速度側にシフトさせる効果のある添加元素である。しかし、Ｃｒを２．００％超で添加すると、加熱中のオーステナイトがＣｒにより固溶強化されてしまう結果、全体の焼入性が上がりすぎて復熱時でもマルテンサイト変態を起こすようになってしまう。一方で、０．８５％未満では、上述のような効果が十分に得られない。したがって、Ｃｒの含有量は０．８５〜２．００％とした。好ましくは０．９０〜１．８０％の範囲である。
【００３８】
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％
Ａｌは、鉄鋼製品の製造過程で不可避的に大気から混入する酸素を酸化物として固定し、酸素が鋼材に及ぼす悪影響を無害化する元素である。さらに、後述するＮと窒化物を形成し加熱中の鋼材のオーステナイト粒径の粗大化を抑制する効果が得られる元素である。そのためには、０．０１０％以上で含有させる。しかし、Ａｌを０．０５０％超含有すると、粗大な酸化物が形成され、鋼材内部でのクラックの発生起点となるおそれが生じる。したがって、Ａｌの含有量は０．０１０〜０．０５０％とした。好ましくは０．０２５〜０．０４５％の範囲である。
【００３９】
Ｎ：０．００２０〜０．０２００％
Ｎは、上記のＡｌと窒化物を形成して加熱中の鋼材のオーステナイト粒径の粗大化を抑制する効果が得られる元素である。そのためには、０．００２０％以上で含有させる。しかし、０．０２００％超の含有量ではＦｅ中に固溶して、常温でいわゆる歪時効を起こすため、鋼材の伸びを著しく低下させるおそれが生じる。したがって、Ｎの含有量は０．００２０〜０．０２００％とした。好ましくは０．００４０〜０．０１８０％の範囲である。
【００４０】
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％
Ｎｂは、上述のように、Ｆ＋Ｐ領域のみを低冷却速度側にシフトさせるのに有用な元素である。０．００５％以下ではこの効果が十分に得られない。一方で０．１００％以上含有すると、鋳造時にオーステナイト結晶粒界に炭窒化物として析出し、粒界割れの原因となる。よってＮｂの含有量は０．００５〜０．１００％とした。好ましくは０．００７〜０．０８０％の範囲である。
【００４１】
Ｐ：０．０３０％以下（０％を含む）
Ｐは、オーステナイト結晶粒界に偏析して、常温まで冷却されても旧オーステナイト粒界部を脆化して鋼材の靭性を低下させる有害な元素である。よって、低ければ低いほど望ましいが、不純物として許容できる上限は０．０３０％である。好ましくは０．０２５％以下であり、０％であっても良い。
【００４２】
Ｓ：０．０３０％以下（０％を含む）
Ｓは、鋼材中に固溶して鋼の強度を低下させる有害な元素である。Ｓの悪影響はＭｎを添加して化合物を形成させることで取り除くことができる。しかし、その量が限度を超えると、Ｍｎでも影響を取り去りきれなくなるばかりでなく、Ｍｎが大量にＳと化合物を形成する結果、Ｍｎの本来の添加目的である、鋼材の強化と焼入性の向上とが得られなくなる。これらの観点から、Ｓの含有量は低ければ低いほど望ましいが、許容できる上限は０．０３０％である。好ましくは０．０２５％以下であり、０％であっても良い。
【００４３】
Ｃｕ：０．２０％以下（０％を含む）
本発明において、Ｃｕは鋼材に悪影響を及ぼす元素である。すなわち、Ｃｕは、鋼材の熱間圧延中に鋼表面の結晶粒界で液相を形成し、結晶粒界の結合力を低下させることで表面割れの発生を招く。これを防ぐためには、Ｃｕの量を一定以下に管理すればよく、この上限は０．２０％である。この上限は、好ましくは０．１７％であり、０％であっても良い。
【００４４】
Ｎｉ：０．２０％以下（０％を含む）
Ｎｉは、鋼材の焼入性を上げてしまうため、過剰に添加するとＣや、Ｍｎ、Ｃｒなどの焼入性を調整する元素の添加を抑制するだけでは焼入性の調整が困難になる。また、Ｎｉは強烈なオーステナイト安定化元素であるため、冷却時の鋼表面で形成されるマルテンサイト中に残留オーステナイトが残存し、部品となった後の使用時の経年劣化を早めてしまう。これを抑制するために、Ｎｉの量を一定以下に管理する必要があり、この上限は０．２０％である。この上限は、好ましくは０．１５％、より好ましくは０．１２％であり、０％であっても良い。
【００４５】
以上の基本成分の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えばＣａ、Ｍｇなどのスラブから混入する元素や希土類元素（ＲＥＭ）がある。さらに、必要に応じて、Ｔｉおよび／またはＢを以下の範囲で添加することができる。
【００４６】
Ｔｉ：０．００１〜０．１００％
Ｔｉは、炭化物や窒化物を高温で形成し、加熱中の鋼材のオーステナイト粒径の粗大化を抑制して、鋼材の靭性を向上させる効果のある元素であるため、０．００１％以上で添加してもよい。しかし、このＴｉ添加の効果は０．１００％を超えると、逆にＴｉ化合物の粗大化を引き起こし効果が得られなくなる、おそれがある。したがって、Ｔｉを添加する場合は、０．００１〜０．１００％の範囲、好ましくは０．００４０〜０．０８０％の範囲とする。
【００４７】
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
Ｂは、微量でも鋼の焼入れ性を劇的に向上させる元素であり、添加しても良い。添加量が０．０００２％未満では焼入れ性向上の効果が得られない。一方、０．００５０％を超えると、Ｎと結びついて鋳造中にＢＮを形成し、粒界割れの原因となってしまう。したがって、Ｂを添加する場合は、０．０００２〜０．００５０％、好ましくは０．０００５〜０．００３０％の範囲とした。
【００４８】
［組織］
上述のとおり、鋼材の組織は、表層をマルテンサイトの面積率が７５％以上のマルテンサイト主体組織とし、該マルテンサイト主体組織の下層にベイナイト主体組織を有することが重要である。すなわち、かような組織構成とすることによって、高周波焼入れを施した際の該焼入れ層の硬さばらつきを抑制しつつ、鋼材として優れた強度および靭性を確保することができる。
ここで、表層とは、鋼材の表面から深さ７ｍｍまでの領域であり、ベイナイト主体組織である下層は厚さ５ｍｍ以上の領域である。表層におけるマルテンサイト組織の比率は７５％以上とする。勿論、１００％であってもよい。同様に、下層におけるベイナイト組織の比率は７５％以上とする。勿論、１００％であってもよい。
【００４９】
なお、該表層域および下層域以外の組織は、特に限定する必要はない。例えば、フェライト、パーライトおよびベイナイトのいずれでもよいが、中心部を高靭性にして良好な撓みを得るという、観点からはフェライトおよびパーライトである。
【００５０】
［硬さ規定］
鋼材の中心と表層との硬度の差がビッカース硬さで６０以上であることが肝要である。なぜなら、鋼材全体の強さや粘り強さを付与するには、鋼材の表面から深さ方向へ硬度分布を持つほうが、深さ方向の硬度が一様のものより、鋼材としての撓みの余地が大きくなる。
【００５１】
［製造方法］
上述の成分組成を有する鋼素材に、熱間加工を施したのち、８００〜１０００℃の温度域から、表面より７ｍｍ深さ位置での冷却速度を１０℃／ｓ以上として冷却を行い、該冷却の開始から下記（１）式で定まる時間Ｐ［ｓ］の経過後は空冷に切り替えて冷却する。
記
Ｐ［ｓ］＝０．０１×ｒ2±ｒ／１０  ・・・（１）
ここで、ｒ：冷却部位における円形断面材の半径（ｍｍ）
まず、鋼材の表層をマルテンサイト主体組織とすることが肝要であるのは、上述のとおりである。そのために、円形断面材への熱間加工を施した後、８００〜１０００℃の温度域から冷却速度を１０℃／ｓ以上として急速冷却を行う。好ましくは、１１℃／ｓ以上、より好ましく１２℃／ｓ以上の速度にて冷却する。なお、表面から７ｍｍ深さ位置までの表層をマルテンサイト主体組織とするために、８００〜１０００℃の温度域から１０℃／ｓ以上の速度での冷却は、鋼材の表面から７ｍｍ深さの位置における温度にて制御する。
【００５２】
また、熱間加工の仕上げ温度が８００〜１０００℃の範囲にあれば、熱間加工後の鋼材を直ちに冷却処理に供してもよい。勿論、８００〜１０００℃の範囲に再加熱してから冷却を行ってもよい。
【００５３】
そして、この急速冷却を上式（１）に従うＰ［ｓ］とする理由は、以下のとおりである。すなわち、上述のとおり、急冷によりマルテンサイト主体組織を表層に形成させ、この表層下にベイナイト主体組織を形成させることが有効であるが、表層（マルテンサイト主体組織層）下にベイナイトを形成させるためには、図５に示すＣＣＴ線図において表層にマルテンサイトを形成させた後、表層下のマルテンサイト変態していない部分が復熱およびその後の冷却時にベイナイト変態する温度履歴を経る必要がある。この温度履歴を経るためには、ある段階で急速冷却を停止する必要がある。このとき、急速冷却時間Ｐが長すぎると、中心部に近い領域までマルテンサイト変態が進行してしまい、また、ベイナイト主体組織が必要以上に大きくなったりして、中心部の硬さが大きくなり、前述の表層部と中心部との硬度差を確保できなくなり、靭性が劣化する。一方、急速冷却時間Ｐが短すぎると、急速冷却停止後の空冷の際、表層下のマルテンサイト変態していない部分が復熱後にパーライト変態してしまい、この領域にベイナイト主体組織を形成させることができなくなる。つまり、ベイナイト主体組織の領域を確保し、かつ、表層部と中心部とに必要な高度差を付与するためには、急速冷却時間Ｐには適正値がある。そして、この急速冷却時間の適正値は、鋼材の径が大きいほど長くなると考えられる。そこで、発明者らは、鋼材を円形断面材として、冷却部位における円形断面材の半径毎に急速冷却時間の適正範囲を調査したところ、上式（１）を満足すれば、マルテンサイト主体組織の表層下に上述のベイナイト主体組織を形成させ、かつ、表層部と中心部とに上述の硬度差を付与できることが確認できた。よって、上式（１）に従う急速冷却時間Ｐ［ｓ］の経過後は、空冷に切り替えて冷却する必要がある。
【００５４】
上記Ｐ［ｓ］後に大気中に放置する空冷を、室温まで行うことによって、上記した成分組成を有する鋼材は、マルテンサイト主体組織である表面から７ｍｍ以上の深さの表層と、この表層下に厚さ５ｍｍ以上のベイナイト主体組織の層を有する組織となる。
【実施例】
【００５５】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す成分組成を有する鋼種Ｎｏ．１〜７９を、１５０ｋｇ真空溶解炉を用いて溶製して鋼塊を作製した後、一旦、直径：１２０ｍｍの円柱に熱間鍛造し、この円柱を１１５０℃×１時間保持後空冷の条件で焼準した後に、表２に示す直径の丸棒を切り出した。
なお、表１中の鋼種Ｎｏ．１−５６は、化学組成が本発明で規定する範囲内に適合する適合鋼である。一方、鋼種Ｎｏ．５７−７７は、下線を引いた成分が本発明で規定する含有量の範囲から外れた比較鋼である。さらに、鋼種Ｎｏ．７８および７９は、本発明の選択成分を添加した事例であり、これら選択成分の添加範囲が外れている比較鋼である。
【００５６】
【表１】
0006443324.tif 000002
【００５７】
【表２】
0006443324.tif 000003
【００５８】
【表３】
0006443324.tif 000004
【００５９】
上記の丸棒を、さらに１８０ｍｍ長さに切断し、その軸中心まで８００〜９００℃に加熱して鋼全体をオーステナイト化した後に、表２に示す条件で水槽中にて、時間：Ｐ（ｓ）だけ水冷し、その後大気中で放冷した。
なお、丸棒の表面から７ｍｍ深さ位置における冷却速度は、丸棒の所定の位置までドリルで穴を開け、その穴に接触型熱伝対を設置することで測定した。また、冷却速度を計算する範囲は水冷開始から時間Ｐ（ｓ）が経過するまでとし、水冷時間：Ｐはストップウオッチで計測した。
【００６０】
上記のようにして作製した丸棒の中間位置（表面からＤ／４深さ位置：Ｄは丸棒の直径）から各種の試験片を採取して、ＴＳ（引張強さ［ＭＰａ］）および靭性（シャルピー衝撃試験値［Ｊ／ｃｍ2］）を調査した。引張試験片はＪＩＳ  Ｚ２２０１に定める４号試験片とし、引張速度が引張試験機のストロークの速度で１０ｍｍ／ｍｉｎにて測定した。シャルピー衝撃試験片はＪＩＳ  Ｚ２２４２で定めるＵノッチ試験片（ノッチ下高さ８ｍｍ）とし、測定温度は２５℃とした。ミクロ組織観察用試験片はＣ断面に垂直な方向の厚さ１０ｍｍの試験片を切り出し、そのＣ断面を観察に供した。観察面は鏡面研磨してナイタール溶液で腐食した後、倍率１００倍とした光学顕微鏡で観察して、ミクロ組織の判定を行った。
【００６１】
上記の各試験結果を表３にまとめて示す。さらに、表層部と中心部とのビッカース硬さの差は、次のように測定した硬さから算出した。すなわち、鋼材の中心部の硬さは、中心から半径５ｍｍの円周上の等分５点で測定したビッカース硬さの平均値である。同様に、表層部の硬さは、表面から２ｍｍの深さ位置から円周方向へ任意の５点で測定したビッカース硬さの平均値である。ビッカース硬さの測定はＪＩＳ  Ｚ２２４４に準拠した。
【００６２】
最後に、高周波焼入れ後の丸棒表層の硬さのばらつきを、前組織がマルテンサイト組織の場合とフェライトとパーライト組織の場合とで比較した。上記の各試験片に４ｍｍの高周波焼入れ層を形成し、表面から３ｍｍの位置でのビッカース硬さを１２箇所で測定し、その平均を、同一の鋼材で高周波焼入れ前に表層にマルテンサイト層を形成させた場合とフェライトとパーライトの場合とで比較した。前組織がフェライトとパーライトの場合を分母として、表層にマルテンサイト層を形成させた場合を分子として、その比率（％）を表３に併記する。
【図１】
0006443324.tif 000005
【図２】
0006443324.tif 000006
【図３】
0006443324.tif 000007
【図４】
0006443324.tif 000008
【図５】
0006443324.tif 000009
【図６】
0006443324.tif 000010