(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．６５〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ（酸素）：０．００２０％以下及びＴｉ：３．４Ｎ〜（３．４Ｎ＋０．０５）％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記（１）式で表されるｆｎ１の値が１．０以上を満たし、更に、組織が、フェライト分率が１５％以下でパーライトのラメラー間隔が１μｍ以下のフェライトとパーライトとの混合組織であることを特徴とする高周波焼入れ用鋼材。
ｆｎ１＝Ｃ＋Ｍｎ＋２Ｍｏ−２Ｓｉ−９Ｃｒ−２（Ｔｉ−３．４Ｎ）−６Ａｌ・・・・・（１）
但し、（１）式中の元素記号は、各元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．６５〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ（酸素）：０．００２０％以下及びＴｉ：３．４Ｎ〜（３．４Ｎ＋０．０５）％を含有するとともに、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．３０％以下及びＶ：０．２０％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記（２）式で表されるｆｎ２の値が１．０以上を満たし、更に、組織が、フェライト分率が１５％以下でパーライトのラメラー間隔が１μｍ以下のフェライトとパーライトとの混合組織であることを特徴とする高周波焼入れ用鋼材。
ｆｎ２＝Ｃ＋Ｍｎ＋２Ｍｏ−２Ｓｉ−９Ｃｒ−２（Ｔｉ−３．４Ｎ）−６Ａｌ−４Ｖ・・・・・（２）
但し、（２）式中の元素記号は、各元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【請求項３】
Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０１％以下を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高周波焼入れ用鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高周波焼入れ用鋼材に関する。詳しくは、切削加工性（以下、「被削性」ともいう。）に優れ、高周波焼入れによって浸炭焼入れの場合と同等以上の疲労強度、なかでも曲げ疲労強度を確保することができる高周波焼入れ用鋼材に関する。
【背景技術】
【０００２】
アクスルシャフト、ドライブシャフト、等速ジョイント用アウターレースなどの自動車部品や建設機械用部品は、所定形状への機械加工後、所望の機械的性質を具備させるための表面硬化処理が施され、表面硬化処理としては「浸炭焼入れ処理」が施されることが多い。そして、この「浸炭焼入れ処理」を施すために、前記部品の素材として、一般に、質量％で、０．２％程度のＣに加えて、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｒやＭｏ等の合金元素を含む低炭素合金鋼が使用されてきた。
【０００３】
しかしながら、「浸炭」は、拡散現象を利用する処理である。したがって、鋼材中に十分なＣを拡散させるために、８００〜１０５０℃程度のオーステナイト領域で、数時間から数十時間もの長時間の加熱処理を行うことが必要となる。このため、表面硬化処理として「浸炭焼入れ処理」を施す場合には、成形から熱処理までの製造工程をインライン化することが困難であるので生産能率を高めることが難しく、また、部品の製造コストも嵩んでしまう。
【０００４】
なお、浸炭処理としては通常「ガス浸炭法」が採用されるが、ガス浸炭の際に被処理材である鋼材の表面に、いわゆる「粒界酸化層」が形成されるので、浸炭処理後に疲労強度や衝撃特性の低下が生じてしまう。
【０００５】
上記の粒界酸化層の抑制のためには、鋼材中のＳｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量を低減し、代わりにＭｏやＮｉ等を含有させることが考えられるが、高価な合金元素を多量に含ませることになるので、鋼材コストの上昇を招く。
【０００６】
更に、浸炭処理は、上述のように、８００〜１０５０℃程度の高温領域で、数時間から数十時間の長時間加熱する処理であるため、一般に「異常粒成長」と称されるオーステナイト結晶粒の粗大化が生じる場合があり、この異常粒成長が、浸炭焼入れ後の熱処理歪みの発生や、疲労強度、更には衝撃特性の低下を招いてしまう。
【０００７】
このため、浸炭焼入れ処理に代わる表面硬化処理として高周波焼入れ処理の適用が検討され、特許文献１〜６に、高周波焼入れ部品や高周波焼入れプロセスに適した鋼材が提案されている。
【０００８】
特許文献１に、アクスルシャフト、ドライブシャフト、等速ジョイント用アウターレースなどの自動車の動力伝達系の部品の静的強度を確保し、且つ、衝撃曲げ特性及び耐衝撃ねじり特性に優れた「高周波焼入れ部品」、具体的には、重量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．１０％以下を含有し、更に、必要に応じて、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下及びＮｉ：１．０％以下の１種又は２種以上、及び／又は、Ｐｂ：０．２０％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２０％以下、Ｔｅ：０．１０％以下及びＣａ：０．０１％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、高周波焼入れ処理後の表面硬さが５０ＨＲＣ以上で、且つ、高周波焼入れ部組織のマルテンサイト率が９０％以上の均一なマルテンサイト組織であり、硬化深さ比ｔ（有効硬化深さ）／ｒ（部品半径又は部品厚さ）が０．２〜０．７である「高周波焼入れ部品」が開示されている。
【０００９】
特許文献２に、被削性に優れ、しかも、浸炭プロセスを経て製造される例えば歯車の特性と同等以上の特性を確保できる「高周波焼入用鋼材」、具体的には、質量％で、Ｃ：０．５〜０．７５％、Ｓｉ：０．５〜１．８％、Ｍｎ：０．１〜０．４％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１９〜０．０５％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．００３〜０．０１５％を含有し、更に、必要に応じて、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％からなる４種の元素のうちの１種以上の元素、及び／又は、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％からなる２種の元素のうちの１種以上の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする「高周波焼入用鋼材」が開示されている。
【００１０】
特許文献３に、Ｐ含有量が高くても、疲労強度、衝撃特性及び被削性に優れた「高周波焼入用の歯車用鋼材」とその製造方法、具体的には、質量％で、Ｃ：０．５〜０．７５％、Ｓｉ：０．５〜１．８％、Ｍｎ：０．１〜０．４％、Ｐ：０．０１５超〜０．０３％、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１９〜０．０５％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０１５超〜０．０２％を含有し、更に、必要に応じて、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％のうちから選んだ少なくとも一種、及び／又は、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％のうちから選んだ少なくとも一種を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物の組成になることを特徴とする「高周波焼入用の歯車用鋼材」とその製造方法が開示されている。
【００１１】
特許文献４に、自動車等用の駆動伝達部品に適用できる、静的強度及び耐疲労特性の優れた「高周波焼入部品」とその製造方法、具体的には、重量％で、Ｃ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｓ：０．０１〜０．０３％、Ｖ：０．３０〜１．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００５０〜０．０２００％を含有し、更に、必要に応じて、Ｎｂ：０．０５〜０．５０％、及び／又は、Ｃｒ：０．１〜１．５０％を含有し、Ｐが０．０３０％以下で、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、高周波焼入れ硬化層のマルテンサイトの結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で１４番以上であることを特徴とする静的強度と耐疲労特性に優れた「高周波焼入れ部品」とその製造方法が開示されている。
【００１２】
特許文献５に、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」とその製造方法、具体的には、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、更に、必要に応じて、Ｍｏ：１％以下、Ｎｉ：２．５％以下、Ｖ：０．４％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、Ｎ：０．００７％未満（０％を含む）、Ｐ：０．０２５％（０％を含む）及びＯ：０．００２５％以下（０％を含む）に各々制限し、残部がＦｅ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等の「高強度高周波焼き入れ用鋼材」とその製造方法が開示されている。
【００１３】
特許文献６に、強度と靱性をともに高くし、強度と靱性とのバランスに優れた「高強度高靱性非調質棒鋼」とその製造方法、具体的には、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０２％、Ｖ：０．０５〜０．５０％を含み、更に、必要に応じて、Ｃｒ：０．６０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、の１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、鋼組織における、フェライト分率が２０〜４０％、パーライトの平均ラメラー間隔が０．０５〜０．２０μｍ、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径が２〜１０μｍであるフェライト−パーライト複相組織からなることを特徴とする「高強度高靱性非調質棒鋼」とその製造方法が開示されている。
【００１４】
【特許文献１】特開平１０−３６９３７号公報
【特許文献２】特開平９−４１０８５号公報
【特許文献３】特開平９−２４１７９８号公報
【特許文献４】特開平１１−７１６３３号公報
【特許文献５】特開２００４−１８３０６５号公報
【特許文献６】特開２００５−１３３１５５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
前述の特許文献１で提案された技術は、高周波焼入れ部品の表面硬さ及び硬化深さ比並びに、表層部の高周波焼入れ部が均一なマルテンサイト組織であることを規定するだけで、高周波焼入れした表面硬化層の結晶粒径や、高周波焼入れ時に熱影響を受けなかった部分の硬さについて配慮されていない。このため、高周波焼入れ部品の衝撃特性は向上するものの、必ずしも良好な曲げ疲労強度が得られるというものではなかった。
【００１６】
特許文献２で提案された技術は、Ｓｉ含有量の下限を質量％で、０．５％として、鋼材の焼戻し軟化抵抗を向上させ、また、Ｍｎ含有量の上限を質量％で、０．４％として、パーライトの層状化を抑制し、セメンタイトが分断した組織を形成させて、被削性を高めようとするものである。しかしながら、ＳｉはＡ3変態点を上昇させるので、高周波加熱の際にオーステナイトの単相組織が得られず、フェライトとオーステナイトの２相組織となるので焼入れしても均質なマルテンサイトが得られず、軟質なフェライトが残存し、高周波焼入れ性が低下するために疲労強度の低下を招く場合がある。また、Ｍｎの含有量を低下させることも高周波焼入れ前の鋼材の組織中にフェライトを増加させることになって、高周波焼入れ時の加熱段階で、オーステナイト単相組織が得られず、フェライトとオーステナイトの２相組織となるので焼入れしても均質なマルテンサイトが得られず、軟質なフェライトが残存することになって、たとえ被削性は向上しても、必ずしも良好な曲げ疲労強度が得られない。
【００１７】
特許文献３で提案された技術は、Ｓｉ含有量の下限を質量％で、０．５％として、鋼材の焼戻し軟化抵抗を向上させ、また、Ｍｎ含有量の上限を質量％で、０．４％として、パーライトの層状化を抑制し、セメンタイトが分断した組織を形成させて、被削性を高めようとするものである。このため、上記特許文献２の場合と同様に、高周波焼入れ後に均質なマルテンサイトを得ることが困難で、部材強度としての曲げ疲労強度が低下する。また、たとえ、オーステナイト粒径を１６μｍ以下にしても、質量％で、０．０１５％を超えるＰを含有させる必要があるので、粒界に偏析したＰによって曲げ疲労強度の低下を避けることができない。しかも、オーステナイト粒径を１６μｍ以下にするために、質量％で、０．０１５％を超えるＮを含有させる必要があるが、鋼材中のＮ含有量が増加すると、熱間圧延や熱間鍛造などの熱間加工過程で、変形能が低下し、熱間加工後に鋼材表面に割れなど欠陥の増加をきたす。
【００１８】
特許文献４で提案された技術は、高周波焼入れで得られる硬化層のマルテンサイト結晶粒度を１４番以上（粒径３．１μｍ以下）を得るために、未再結晶温度域（６００〜８００℃）で３０％以上の大ひずみ加工を２回以上行う必要がある。このため、例えば、鍛造加工する際に材料の変形抵抗が大きくなって鍛造金型への負荷が増大し、金型寿命が低下して製造コストの増加を招く。更に、微細組織を得るために、質量％で、０．３％以上ものＶを含有させる必要があって、合金コストの増加が避けられないばかりか、炭窒化物が過剰に析出するので、硬化層の靱性劣化を引き起こし、曲げ疲労強度の低下を招く。
【００１９】
特許文献５で提案された技術は、高周波焼入れ時に微細組織を得るために、鋼を鋳造後Ａ3点温度以下に冷却することなく分塊圧延する所謂「ＨＣＲ（Ｈｏｔ  Ｃｈａｒｇｅ  Ｒｏｌｌｉｎｇ）」を行う必要があるため、設備投資が必要になって製造コストが嵩む。また、棒鋼・線材の圧延に際して、低温加熱圧延することを前提にしているので、鋼材の変形抵抗が大きくなって圧延ロールへの負荷が増加し、結果的にロール寿命が低下するので製造コストの増大を招く。更に、高周波焼入れによる硬化層の旧オーステナイト粒径を微細化するために、質量％で、０．０５％以上ものＴｉを含有させて、高周波焼入れ前の段階でＴｉＣ系の析出物を多量に微細分散させる必要があるため、高周波焼入れ硬化層の靱性が低下して、必ずしも良好な曲げ疲労強度が得られない。
【００２０】
特許文献６で提案されたフェライト分率が２０〜４０％の「高強度高靱性非調質棒鋼」を素材として高周波焼入れを行うと、フェライト残存などの不完全焼入れが生じる場合があり、必ずしも良好な曲げ疲労強度が得られない。
【００２１】
そこで、本発明の目的は、切削加工性に優れ、従来の浸炭焼入れを高周波焼入れに変更して生産効率を向上させた場合でも浸炭焼入れの場合と同等以上の疲労強度、なかでも曲げ疲労強度を確保することが可能で、自動車部品や建設機械用部品の素材として好適な「高周波焼入れ部品用鋼」を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００２２】
高周波焼入れは、長時間での加熱時に表面から炭素が拡散し十分に焼入れ性を確保した状態から焼入れされる浸炭焼入れとは異なって、急速短時間で加熱された状態で焼入れされる。
【００２３】
そこで、本発明者らは、高周波焼入れ部における不完全焼入れを抑制するために、先ず、合金元素との関係を種々調査した。その結果、下記（ａ）〜（ｆ）の知見を得た。
【００２４】
（ａ）通常の長時間加熱してから焼入れする場合、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎなど合金元素の含有量を高めれば焼入れ性が向上するが、急速短時間加熱される高周波焼入れの場合には、その含有量を高めた場合に焼入れ性の低下を招く元素がある。
【００２５】
（ｂ）ＳｉとＡｌは、いずれも、含有量の増加に伴ってＡ3変態点を上昇させる元素である。このため、高周波焼入れのような急速短時間加熱の場合、Ｓｉ及びＡｌの含有量が高い鋼材ではオーステナイトの単相組織が得られず、フェライトとオーステナイトの２相組織となるので、加熱後急冷する焼入れ処理を行っても、均質なマルテンサイト組織が得られない。したがって、Ｓｉ及びＡｌの含有量は低くするのがよい。
【００２６】
（ｃ）Ｃｒは、セメンタイトを安定化する作用がある。このため、通常焼入れの場合には焼入れ性を増加させる元素の一つであるＣｒも、高周波焼入れの場合には、その含有量が高いと、焼入れ性の低下を招くことがある。したがって、Ｃｒの含有量も低くするのがよい。
【００２７】
（ｄ）高周波焼入れ時の不完全焼入れを防止するためには、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＢの含有量を高めてこれらの元素の焼入れ性向上作用を活用するのがよい。
【００２８】
（ｅ）Ｂの焼入れ性向上効果を確保するためにはＮ固定のためにＴｉを含有させるのがよいものの、含有量が多すぎる場合には、鋼材中のＣ量が減少してフェライトの割合が多くなって高周波焼入れ性の低下を招く。このため、Ｔｉの含有量を適正な範囲に調整するのがよい。
【００２９】
（ｆ）強度向上に有効なＶを含有させる場合、その量が多すぎる場合には、上記のＴｉ同様、鋼材中のＣ量が減少してフェライトの割合が多くなって高周波焼入れ性の低下を招く。このため、Ｖを含有させる場合には、その量を適正な範囲に調整するのがよい。
【００３０】
そこで次に、高周波焼入れする際の不完全焼入れ組織と合金元素との関係を更に詳細に調査した。その結果、下記の知見（ｇ）が得られた。
【００３１】
（ｇ）高周波焼入れ時の不完全焼入れを抑止するためには、Ｖを含まない場合には、「Ｃ＋Ｍｎ＋２Ｍｏ−２Ｓｉ−９Ｃｒ−２（Ｔｉ−３．４Ｎ）−６Ａｌ」で表される式の値を、また、Ｖを含む場合には、「Ｃ＋Ｍｎ＋２Ｍｏ−２Ｓｉ−９Ｃｒ−２（Ｔｉ−３．４Ｎ）−６Ａｌ−４Ｖ」で表される式の値を適正な範囲に調整すればよい。
【００３２】
更に、本発明者らは、高周波焼入れ部における不完全焼入れを抑制するために、高周波焼入れ前の鋼材の組織との関係を種々調査した。その結果、下記（ｈ）の重要な知見が得られた。
【００３３】
（ｈ）高周波焼入れ前の鋼材の組織をフェライト分率が１５％以下でパーライトのラメラー間隔が１μｍ以下であるフェライトとパーライトとの混合組織（以下、「フェライト・パーライト組織」ともいう。）とすれば、高周波焼入れ性を高めることができる。
【００３４】
本発明者らは、更に、高周波焼入れした場合の静的強度、耐衝撃曲げ強度及び疲労強度を向上させるために、なかでも曲げ疲労強度を向上させるために種々の調査も実施した。その結果、下記（ｉ）及び（ｊ）の知見が得られた。
【００３５】
（ｉ）曲げ疲労強度と静的曲げ強度との間には良い相関関係が存在する。
【００３６】
（ｊ）静的曲げ強度を向上させるためには、高周波焼入れ後に、その硬化層を均一硬質なマルテンサイト組織にして硬さを高めることに加えて、硬化層の靱性を高めることが重要である。
【００３７】
一般に、硬さと靱性は相反する特性を示し、硬化層の硬さ増加や、硬化層深さの増加は、靱性の低下を招くと考えられる。また、硬さ、靱性ともに、鋼材のＣ含有量の影響が非常に大きい。
【００３８】
そこで更に、本発明者らは、相反する靱性と硬さについて精査した。その結果、下記（ｋ）及び（ｌ）の知見が得られた。
【００３９】
（ｋ）高周波焼入れで形成された硬化層の旧オーステナイト結晶粒径を２０μｍ以下に微細化することによって、硬さを低下させずに靱性を確保することが可能である。
【００４０】
（ｌ）化学組成を適正化するとともに、高周波焼入れ前の組織をパーライトのラメラー間隔が１μｍ以下であるフェライト・パーライト組織とした鋼材は、オーステナイト変態時に、オーステナイト生成核が増加し，高周波焼入れによって、その硬化層の旧オーステナイト結晶粒径を２０μｍ以下に微細化することができる。
【００４１】
なお、自動車部品や建設機械用部品の加工工程には、必ず所定形状への「切削加工」がある。このため、浸炭焼入れの代替として高周波焼入れを適用する場合にも被削性を考慮する必要がある。そこで、本発明者らは、介在物形態に大きく左右される被削性を高める技術についても検討した。その結果、下記（ｍ）及び（ｎ）の知見を得た。
【００４２】
（ｍ）鋼中のＯ（酸素）の含有量を低減して、被削性に影響を与えるＭｎＳの形態を微細化することで被削性を高めることができる。
【００４３】
（ｎ）適正量のＣａを含有させて低融点酸化物を形成させれば、工具寿命を大きくすることもできる。
【００４４】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（３）に示す高周波焼入れ用鋼材にある。
【００４５】
（１）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．６５〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ（酸素）：０．００２０％以下及びＴｉ：３．４Ｎ〜（３．４Ｎ＋０．０５）％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記（１）式で表されるｆｎ１の値が１．０以上を満たし、更に、組織が、フェライト分率が１５％以下でパーライトのラメラー間隔が１μｍ以下のフェライトとパーライトとの混合組織であることを特徴とする高周波焼入れ用鋼材。
ｆｎ１＝Ｃ＋Ｍｎ＋２Ｍｏ−２Ｓｉ−９Ｃｒ−２（Ｔｉ−３．４Ｎ）−６Ａｌ・・・・・（１）
但し、（１）式中の元素記号は、各元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【００４６】
（２）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．６５〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ（酸素）：０．００２０％以下及びＴｉ：３．４Ｎ〜（３．４Ｎ＋０．０５）％を含有するとともに、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．３０％以下及びＶ：０．２０％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記（２）式で表されるｆｎ２の値が１．０以上を満たし、更に、組織が、フェライト分率が１５％以下でパーライトのラメラー間隔が１μｍ以下のフェライトとパーライトとの混合組織であることを特徴とする高周波焼入れ用鋼材。
ｆｎ２＝Ｃ＋Ｍｎ＋２Ｍｏ−２Ｓｉ−９Ｃｒ−２（Ｔｉ−３．４Ｎ）−６Ａｌ−４Ｖ・・・・・（２）
但し、（２）式中の元素記号は、各元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【００４７】
（３）Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０１％以下を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の高周波焼入れ用鋼材。
【００４８】
以下、上記 （１）〜（３）の高周波焼入れ用鋼材に係る発明を、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】
【００４９】
本発明の高周波焼入れ用鋼材は、切削加工性に優れ、従来の浸炭焼入れを高周波焼入れに変更して生産効率を向上させた場合でも浸炭焼入れの場合と同等以上の疲労強度、なかでも曲げ疲労強度を確保することができるので、アクスルシャフト、ドライブシャフト、等速ジョイント用アウターレースなどの自動車部品や建設機械用部品の素材として用いることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００５０】
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。
【００５１】
（Ａ）化学組成
Ｃ：０．３５〜０．６５％
Ｃは、鋼の強度を確保する作用及び高周波焼入れ後の硬化層硬さを確保する作用を有する。しかしながら、その含有量が０．３５％未満では、前記作用による所望の効果が得られない。一方、Ｃの含有量が０．６５％を超えると、鋼の靱性が劣化する。したがって、Ｃの含有量を０．３５〜０．６５％とした。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｃの含有量は０．４５〜０．５５％とすることが好ましい。
【００５２】
Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは、脱酸元素ではあるが、高周波焼入れ時のＡ3変態点を上昇させ、高周波焼入れ性の低下を招く。特に、その含有量が０．５０％を超える場合には、脱酸効果は期待できるものの、高周波焼入れ性の低下が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．５０％以下とした。なお、良好な高周波焼入れ性の確保という点からは、Ｓｉ含有量は可能な限り低減することが好ましい。
【００５３】
Ｍｎ：０．６５〜２．００％
Ｍｎは、高周波焼入れ性を向上させる有効な元素であるとともに、フェライトの生成を抑制する元素でもある。しかしながら、Ｍｎの含有量が０．６５％未満の場合、前記作用による所望の効果が得られない。一方、２．００％を超えてＭｎを含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｍｎの含有量を０．６５〜２．００％とした。なお、    合金コストを低く抑えたうえで前記の効果を安定して得るためには、Ｍｎの含有量は０．７５〜１．５０％に調整するのが好ましい。
【００５４】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、高周波焼入れ時の硬化層の靱性を劣化させ、特に、その含有量が０．０１５％を超えると、硬化層の靱性低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を、０．０１５％以下とした。なお、Ｐの含有量は、０．０１０％以下にするのが好ましい。
【００５５】
Ｓ：０．０１０〜０．０８０％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性、なかでも切り屑処理性を高める作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０１０％未満では前記の効果が得られない。一方、Ｓは、結晶粒界に偏析して粒界強度を劣化させ、鋼の強度低下を招き、特に、Ｓの含有量が０．０８０％を超えると、鋼の強度低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．０１０〜０．０８０％とした。なお、Ｓの含有量は０．０１２〜０．０６％とすることが好ましい。
【００５６】
Ｃｒ：０．０１〜０．５％
Ｃｒは、ＣやＭｎと同様、鋼の焼入れ性を高めて強度を向上させる作用を有し、高周波焼入れの場合に焼入れ性向上効果を確実に得るには、０．０１％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．５％を超えると、高周波焼入れの場合には却って焼入れ性が低下する。更に、熱間加工性の劣化も生じる。したがって、Ｃｒの含有量を０．０１〜０．５％とした。なお、Ｃｒの含有量は０．０８〜０．２％とすることが好ましい。
【００５７】
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｍｏも、ＣやＭｎと同様、鋼の焼入れ性を高めて強度を向上させる作用がある。しかしながら、強度向上効果を確実に得るには、０．０５％以上の含有量が必要である。一方、０．５％を超えてＭｏを含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｍｏの含有量を０．０５〜０．５％とした。なお、Ｍｏの含有量は０．１０〜０．３％とすることが好ましい。
【００５８】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、高周波焼入れ性を向上させる作用を有し、その効果はＢの含有量が０．０００５％以上で顕著である。しかしながら、０．００５０％を超えてＢを含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｂの含有量を０．０００５〜０．００５０％とした。Ｂの含有量は０．００１０〜０．００２０％とすることが好ましい。
【００５９】
なお、上記した範囲の量のＢを含有する場合であっても、Ｂが鋼中の不純物として存在するＮと結合してＢＮを形成した場合には、高周波焼入れ性を高めることができない。したがって、Ｂの高周波焼入れ性向上効果を発揮させるためには、鋼中の不純物として存在するＮを可能な限り低減する必要がある。このことについては後述する。
【００６０】
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様に、脱酸元素ではあるが、高周波焼入れ時のＡ3変態点を上昇させ、高周波焼入れ性の低下を招く。特に、その含有量が０．１０％を超える場合には、前記の脱酸効果やＡｌが鋼中のＮと結合して形成されたＡｌＮの高周波焼入れ時の結晶粒粗大化防止作用は期待できるものの、高周波焼入れ性の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．１０％以下とした。なお、良好な高周波焼入れ性の確保という点からは、Ａｌ含有量は可能な限り低減することが好ましい。
【００６１】
Ｎ：０．０１５０％以下
Ｎは、Ｂ、Ａｌ、Ｔｉなどとの親和力が大きく、鋼中のＢと結合してＢＮを形成した場合には、高周波焼入れ性を高めることができない。特に、Ｎの含有量が多くなって０．０１５０％を超えると、ＡｌＮやＴｉＮの高周波焼入れ時の結晶粒粗大化防止作用は期待できるものの、ＢＮ形成による高周波焼入れ性向上効果が期待できない。したがって、Ｎの含有量を、０．０１５０％以下とした。なお、鋼中の不純物としてのＮの含有量は可能な限り低減することが好ましい。
【００６２】
Ｏ（酸素）：０．００２０％以下
Ｏは、鋼中の元素と結合して酸化物を形成し、強度低下、なかでも疲労強度の低下を招く。特に、Ｏの含有量が０．００２０％を超えると、形成される酸化物が多くなるとともにＭｎＳが粗大化して、疲労強度の低下が顕著になる。したがって、不純物元素としてのＯの含有量を０．００２０％以下とした。なお、Ｏの含有量は０．００１５％以下とすることが好ましい。
【００６３】
Ｔｉ：３．４Ｎ〜（３．４Ｎ＋０．０５）％
Ｔｉは、鋼中の不純物として存在しているＮと優先的に結合することでＢＮの形成を抑制し、Ｂの高周波焼入れ性向上効果を確保するのに有効な元素である。この効果を得るためには、３．４Ｎ％以上のＴｉを含有させる必要がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が多すぎる場合には、鋼中のＣと結合して炭化物を形成するため、鋼材中のＣ量が減少してフェライトの割合が多くなり、却って高周波焼入れ性の低下を招くし、高周波焼入れされた硬化層の靱性の低下をも招く。特に、Ｔｉの含有量が多くなって、（３．４Ｎ＋０．０５）％を超えると、高周波焼入れ性及び硬化層の靱性の著しい低下をきたす。したがって、Ｔｉの含有量を３．４Ｎ〜（３．４Ｎ＋０．０５）％とした。
【００６４】
ｆｎ１の値：１．０以上
前記（１）式で表されるｆｎ１の値を１．０以上とすることで、Ｖを含まない本発明（１）に係る鋼材を高周波焼入れする際の不完全焼入れを抑止することができる。
【００６５】
上記の理由から、本発明（１）に係る高周波焼入れ用鋼材の化学組成を、上述した範囲のＣからＴｉまでの元素を含有するとともに、残部はＦｅ及び不純物からなり、前記（１）式で表されるｆｎ１の値が１．０以上を満たすことと規定した。
【００６６】
なお、本発明に（２）に係る高周波焼入れ用鋼材の化学組成は、上述した範囲のＣからＴｉまでの元素を含有するとともに、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．３０％以下及びＶ：０．２０％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、前記（２）式で表されるｆｎ２の値が１．０以上を満たすものである。以下、上記ＣｕからＶまでの元素と前記（２）式で表されるｆｎ２の値について説明する。
【００６７】
Ｃｕ：０．２０％以下
Ｃｕは、鋼の強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｃｕは、ＣやＭｎと同様に鋼の焼入れ性を高めて、強度を向上させる作用を有する。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．２０％を超えると、焼入れ性は向上するものの、疲労強度の低下を招く場合がある。したがって、Ｃｕの含有量を０．２０％以下とした。なお、Ｃｕの含有量は、０．００８〜０．０１５％とすることが好ましい。
【００６８】
Ｎｉ：０．２０％以下
Ｎｉは、鋼の強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｎｉは、ＣやＭｎと同様に鋼の焼入れ性を高めて、強度を向上させる作用を有する。しかしながら、Ｎｉの含有量が０．２０％を超えると、焼入れ性は向上するものの、高周波焼入れ時に焼割れを生じる場合がある。したがって、Ｎｉの含有量を０．２０％以下とした。なお、Ｎｉの含有量は、０．００８〜０．０１５％％とすることが好ましい。
【００６９】
Ｎｂ：０．３０％以下
Ｎｂは、鋼の強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｎｂは、炭化物、窒化物或いは炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、鋼の強度を高める作用を有する。しかしながら、０．３０％を超えてＮｂを含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｎｂの含有量を０．３０％以下とした。なお、Ｎｂの含有量は、０．０１〜０．３０％とすることが好ましい。
【００７０】
Ｖ：０．２０％以下
Ｖは、鋼の強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｖは、ＣやＭｎと同様に鋼の焼入れ性を高めて、また、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、強度を向上させる作用を有する。しかしながら、Ｖの含有量が０．２０％を超えると、炭窒化物が過剰に析出して高周波焼入れされた硬化層の靱性劣化を引き起こして疲労寿命の低下を招くし、鋼中のＣと結合して炭化物を多く形成することにもなるため、鋼材中のＣ量が減少してフェライトの割合が多くなって高周波焼入れ性の低下を招く。したがって、Ｖの含有量を０．２０％以下とした。なお、Ｖの含有量は、０．０１〜０．２０％とすることが好ましい。
【００７１】
なお、上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｎｂ及びＶは、そのうちのいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で含有することができる。
【００７２】
ｆｎ２の値：１．０以上
前記（２）式で表されるｆｎ１の値を１．０以上とすることで、Ｖを含む本発明（２）に係る鋼材を高周波焼入れする際の不完全焼入れを抑止することができる。
【００７３】
上記の理由から、本発明（２）に係る高周波焼入れ用鋼材の化学組成を、前述した範囲のＣからＴｉまでの元素を含有するとともに、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．３０％以下及びＶ：０．２０％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、前記（２）式で表されるｆｎ２の値が１．０以上を満たすことと規定した。
【００７４】
なお、本発明に係る高周波焼入れ用鋼材の化学組成は、必要に応じて、本発明（１）又は本発明（２）のＦｅの一部に代えて、後述する量のＣａを任意に含有させたものでもよい。以下、このことについて説明する。
【００７５】
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、脱酸元素であり、且つ、工具寿命向上に有効な、低融点酸化物を形成する。しかしながら、Ｃａの含有量が０．０１％を超えると、Ｃａの添加歩留りが低いために、製造コストが嵩んでしまうし、却って低融点酸化物の形成が難しくなる。更に、Ｃａを固溶するＭｎＳが増加して粗大なＭｎＳを形成しやすくなるため、被削性は確保できても、疲労強度の低下を招いてしまう。したがって、Ｃａの含有量を０．０１％以下とした。なお、疲労強度を低減することなく、被削性向上効果を、より安定して得るために、Ｃａの含有量は、０．０００５〜０．００５％とすることが好ましい。
【００７６】
上記の理由から、本発明（３）に係る高周波焼入れ用鋼材の化学組成を、本発明（１）又は本発明（２）における高周波焼入れ用鋼材のＦｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０１％以下を含有することと規定した。
【００７７】
（Ｂ）組織
前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する本発明に係る高周波焼入れ用鋼材の組織は、フェライト分率が１５％以下でパーライトのラメラー間隔が１μｍ以下のフェライト・パーライト組織でなければならない。これは、化学組成に加えて、鋼材の組織を上記の組織とすることによって、高周波焼入れ時の不完全焼入れが抑制されて高周波焼入れで形成された硬化層が均一硬質なマルテンサイト組織になり、硬化層の硬さを高めることができ、また、ラメラー間隔が１μｍ以下の緻密なパーライト組織にすることで、オーステナイト変態の生成核が増加し、高周波焼入れ後の硬化層の旧オーステナイト結晶粒径が２０μｍ以下に微細化されるので硬化層の靱性も確保することができて、良好な静的曲げ強度、したがって、良好な曲げ疲労強度を確保できるからである。
【００７８】
フェライト分率が５％以下、パーライトのラメラー間隔が０．５μｍ以下であれば、より安定して高周波焼入れ時の不完全焼入れが抑制される。このため、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する本発明に係る高周波焼入れ用鋼材の組織は、フェライト分率が５％以下でパーライトのラメラー間隔が０．５μｍ以下のフェライト・パーライト組織であることが好ましい。
【００７９】
また、フェライト分率の下限は高周波焼入れ時の不完全焼入れを抑制する観点から小さいほどよく、全面パーライト単相組織となるフェライト分率が０が下限である。また、パーライトのラメラー間隔の下限は小さいほどよいが、加工や特殊熱処理が必要となりコストも嵩むため、その下限値は０．０５μｍであることが好ましい。
【００８０】
なお、フェライト分率には、パーライトを構成するフェライトとセメンタイトにおけるフェライトは含まない。
【００８１】
高周波焼入れ前の鋼材の組織調整方法としては、高周波焼入れが熱間圧延後に実施される場合は熱間圧延段階で、高周波焼入れが熱間鍛造後に実施されるのであれば、熱間鍛造段階で、組織調整をすればよい。なお、いずれの場合も、高周波焼入れ処理前に組織調整用の熱処理を行ってもよい。
【００８２】
熱間圧延段階或いは熱間鍛造段階で鋼材の組織を調整する場合、仕上加工段階で、加工温度を９００〜１２００℃として５％以上の塑性変形を付与し、その後、１０℃／秒以上の冷却速度で５００〜６００℃の温度範囲に冷却し、次いで、冷却速度０．５℃／秒以下で徐冷するか、或いは、上記１０℃／秒以上の冷却速度で５００〜６００℃の温度範囲に冷却し、更に、５００〜６００℃の温度範囲で５分以上保持してから冷却すればよい。なお、上記５００〜６００℃の温度範囲で５分以上保持してから冷却する場合、その冷却速度は任意である。
【００８３】
高周波焼入れ処理前に熱処理して鋼材の組織を調整する場合、オーステナイト単相組織になるように、例えば９００℃に加熱した後、冷却速度１０℃／ｓ以上で５００〜６００℃の温度範囲、望ましくは５００〜５５０℃の温度範囲に冷却し、その後、この温度域で５分以上保持してパーライト変態させた後、大気中で放冷すればよい。例えば、高周波焼入れする前の部品を、電気炉を用いて大気雰囲気中で９００℃に加熱した後、５５０℃に加熱した塩浴炉中に５秒以内に素早く投入し、投入後、１０分間等温保持してから大気中で室温まで冷却すればよい。
【００８４】
上記の鋼材の組織を調整の際、オーステナイト単相領域から５００〜６００℃の温度範囲までの冷却速度が、パーライトのラメラー間隔に影響し、冷却速度が早いほど、ラメラー間隔を微細化できる。また、オーステナイト単相領域から冷却する温度である５００〜６００℃の温度域の高低により、フェライト分率が変化し、この冷却する温度が低温になるほどフェライト分率が減少する。
【００８５】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【実施例】
【００８６】
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ１〜Ａ１１及び鋼Ｂ１〜Ｂ８を真空炉溶製して１５０ｋｇ鋼塊を作製した。
【００８７】
表１中の鋼Ａ１〜Ａ１１は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｂ１〜Ｂ８は、化学組成が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、表１では、鋼がＶを含まない場合の前記（１）式で表されるｆｎ１の値及びＶを含む場合の前記（２）式で表されるｆｎ２の値を「ｆｎの値」と表記した。
【００８８】
【表１】
0004488228.tif 000002
【００８９】
このようにして得た鋼塊を、１２００〜１３００℃に加熱した後、熱間鍛造して直径３０ｍｍの丸棒とした。なお、熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。
【００９０】
次いで、上記直径３０ｍｍの丸棒を、９００℃で３０分加熱してオーステナイト単相組織にした後、表２に示す冷却速度で冷却し、次いで表２に示す温度に制御した塩浴中に１０分間保持してから空冷する熱処理を施し、高周波焼入れ前の丸棒の組織を変化させた。
【００９１】
上記の熱処理を施した直径３０ｍｍの丸棒を用いて、ミクロ組織を調査した。すなわち、熱処理した丸棒の横断面での状態を観察できるように切断して樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、ナイタルで腐食してミクロ組織を現出させ、光学顕微鏡を用いてフェライト分率を測定し、また、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いてパーライトのラメラー間隔を測定した。
【００９２】
具体的には、任意に１０視野撮影した倍率１００〜４００倍の光学顕微鏡写真を画像処理して、フェライト分率を算出した。また、パーライトのラメラー間隔は、任意に１０視野撮影した倍率２０００〜５０００倍のＳＥＭ写真を用いて、棒状セメンタイトの間隔を測定して平均値を求め、この平均値をパーライトのラメラー間隔とした。
【００９３】
前記の熱処理を施した直径３０ｍｍの丸棒を用いて旋削試験を実施し、工具摩耗量を測定して切削加工性も調査した。すなわち、熱処理後の直径３０ｍｍの各丸棒を、ＴｉＮコーティング処理が施されたＰ２０種の超硬工具を用いて下記の条件で１０分間旋削し、超硬工具の平均逃げ面摩耗量を測定し、これを工具摩耗量として切削加工性を評価した。
【００９４】
・切削速度：１２０ｍ／分、
・切り込み量：１．５ｍｍ、
・送り量：０．４０ｍｍ／ｒｅｖ．、
・潤滑：湿式（水溶性潤滑油剤を使用）。
【００９５】
なお、切削加工性の目標は、工具摩耗量が１００μｍ以下である。
【００９６】
更に、前記の熱処理を施した直径３０ｍｍの丸棒から、断面が１０ｍｍ×１０ｍｍで長さが１００ｍｍの直方体の長手中央部の１つの面に、半径２ｍｍの半円切欠きを設けた３点曲げ試験片を機械加工によって切り出した。次いで、上記の３点曲げ試験片の半円切り欠きを設けた面を、周波数２０ｋＨｚ、出力５０ｋＷの条件で３．０秒間加熱した後水冷する高周波焼入れを行って、高周波焼入れ性及び硬化層の旧オーステナイト粒径の調査を行った。
【００９７】
高周波焼入れ性は、上記高周波焼入れ後の３点曲げ試験片の半円切欠き部での横断面が調査できるように樹脂に埋め込み、JIS G 2244(2003)に規定された方法でビッカース硬さ試験を行って評価した。すなわち、試験力を２．９４Ｎとしてビッカース硬さ試験を行って硬さ分布を求め、切欠き底からビッカース硬さ（以下、「ＨＶ硬さ」という。）が５００となる位置までの距離（ｍｍ）を求めた。なお、以下においては、切欠き底からＨＶ硬さが５００となる位置までの距離を「ＥＣＤ」という。
【００９８】
高周波焼入れ性の目標は、ＥＣＤが０．８ｍｍ以上である。
【００９９】
硬化層の旧オーステナイト粒径は、上記高周波焼入れ後の３点曲げ試験片の横断面が観察できるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、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、任意に５視野撮影した倍率４００倍の光学顕微鏡写真を用い、切断法によって求めた「平均切片長さ」Ｌを求め、「熱処理、第２４巻、第６号（１９８４）」の３３４〜３３８ページに記載された方法に従って「１．１２８×Ｌ」を旧オーステナイト粒径とした。
【０１００】
旧オーステナイト粒径は２０μｍ以下が目標である。
【０１０１】
更に、上記条件で高周波焼入れした３点曲げ試験片を１８０℃で１時間焼戻しして、静的曲げ強度及び曲げ疲労強度を調査することも行った。
【０１０２】
静的曲げ強度試験は、支点間距離４５ｍｍ、試験片切欠き部底の歪み速度０．０１／秒で行い、最大到達荷重から静的曲げ強度を算出した。なお、１７００ＭＰａ以上の静的曲げ強度を有することが目標である。
【０１０３】
曲げ疲労強度試験も、支点間距離４５ｍｍで行い、繰り返し回数１×１０4回での亀裂発生強度を曲げ疲労強度として評価した。なお、８００ＭＰａ以上の曲げ疲労強度を有することが目標である。
【０１０４】
表２に、上記の各試験結果を併せて示す。
【０１０５】
【表２】
0004488228.tif 000003
【０１０６】
表２から、本発明（１）〜（３）で規定する条件を満たす試験番号１〜１１の場合、切削加工性は良好で、高周波焼入れ性に優れ、しかも、良好な曲げ疲労強度を有していることが明らかである。
【０１０７】
これに対して、本発明で規定する条件から外れた試験番号１２〜２３の曲げ疲労強度は低く、しかも、切削加工性や高周波焼入れ性に劣る場合もあることが明らかである。
【０１０８】
なお、別途JIS G 4053(2003)に記載されたＳＣｒ４２０の鋼材に９２５℃で１時間加熱後空冷する焼準処理を施した後、先に述べた形状の３点曲げ試験片を採取し、その３点曲げ試験片をカーボンポテンシャル０．８％の状態下で、９４０℃で３時間保持してから８７０℃に冷却して更に１時間保持した後、油焼入する条件で浸炭焼入れし、更に、１８０℃で１時間焼戻しして、先に述べたのと同じ条件で静的曲げ強度及び曲げ疲労強度を調査した。その結果、浸炭焼入れしたＳＣｒ４２０の静的曲げ強度は１６９０ＭＰａ，曲げ疲労強度は７００ＭＰａであった。したがって、本発明（１）〜（３）で規定する条件を満たす試験番号１〜１１の曲げ疲労強度が、浸炭焼入れ材と同等以上の曲げ疲労強度を有するものであることが確認できた。
【産業上の利用可能性】
【０１０９】
本発明の高周波焼入れ用鋼材は、切削加工性に優れ、従来の浸炭焼入れの場合と同等以上の疲労強度、なかでも曲げ疲労強度を確保することができるので、アクスルシャフト、ドライブシャフト、等速ジョイント用アウターレースなどの自動車部品や建設機械用部品の素材として用いることができる。