(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．４０〜０．６０％、Ｓｉ：０．１０％を超え０．３０％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．０５０％を超え０．１０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、不純物中のＰは０．０１５％以下、Ｓは０．０１５％以下、Ｃｕは０．１０％以下、Ｎｉは０．１０％以下、Ｃｒは０．１５％以下、Ｍｏは０．１０％以下、Ｎは０．００５％以下、Ｏ（酸素）は０．００５％以下であることを特徴とする冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼。
【請求項２】
母材が請求項１に記載の化学組成を有し、球状化された炭化物とオーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号５以上の整粒の焼入れ硬化層を備える機械構造用部品。
【請求項３】
１２００℃以上に加熱後に熱間加工され、次いで、球状化焼鈍された請求項１に記載の化学組成を有する鋼材を、冷間鍛造して所定の形状に成形し、その後高周波焼入れすることを特徴とする機械構造用部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高周波焼入れ性に優れた冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼並びに機械構造用部品及びその製造方法に関する。より詳しくは、冷間鍛造時における変形抵抗が小さく、高周波焼入れ性に優れ、しかも、例えば加熱部表面温度が１１５０℃で保持時間が１０秒というような、従来よりも高温且つ長時間の条件で高周波焼入れしても粗粒化することのない、つまり、整細粒である冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼と、その鋼を母材とした機械構造用部品及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、機械構造用部品、なかでも自動車の足廻り部品である等速ジョイントなどは、熱間鍛造されたＪＩＳの機械構造用中炭素鋼鋼材（Ｓ４５ＣやＳ４８Ｃなど）を切削して所定の形状に成形加工した後に高周波焼入れし、更に、必要に応じて焼戻しを行うことによって製造されていた。
【０００３】
しかしながら、熱間鍛造の場合は寸法精度が劣るので、所定の形状に成形するためには重切削する必要があり、切削加工のコストが嵩み、更に歩留りが低くなることを避けられなかった。そこで近年、寸法精度が高く、したがって、切削量を低減することが可能な冷間鍛造が採用されるようになってきた。
【０００４】
上記の冷間鍛造を行う場合には、変形抵抗を下げるために被加工材に予め球状化焼鈍が施される。しかし、前記したＪＩＳの機械構造用中炭素鋼鋼材を用いた場合、球状化焼鈍処理を行っても変形抵抗が高いので、冷間鍛造時に強加工を行うと工具寿命が低下し、又、変形能が低いので冷間鍛造された部品に割れが生ずる場合もあった。
【０００５】
更に近年においては、機械構造用部品の高強度化を目的に、従来に比べて高温且つ長時間の条件で高周波焼入れを行なうことが多くなってきた。しかし、このような条件で高周波焼入れすると、前記したＪＩＳの機械構造用中炭素鋼鋼材の場合には極めて粗粒化してしまう。
【０００６】
このような問題に対し、高周波焼入れ性を確保しつつ、冷間鍛造性を改善させる技術が特公平１−３８８４７号公報、特公平２−４７５３６号公報、特開平５−５９４８６号公報、特開平９−２６８３４４号公報、特開平９−２７２９４６号公報、特開平９−２８７０５４号公報、特開平９−２８７０５５号公報や特開平２−１４５７４４号公報などで提案されている。
【０００７】
しかし、特公平１−３８８４７号公報で提案された鋼は、Ａｌの含有量が少ないため、Ｂの焼入れ性向上効果が得難い場合があった。
【０００８】
特公平２−４７５３６号公報、特開平５−５９４８６号公報で提案された鋼は、Ａｌの含有量が少ないため、Ｂの焼入れ性向上効果が得難い場合があり、しかも、Ｎｂを含有していないので結晶粒の粗大化を生ずる場合があった。更に、Ｓｉの含有量が低いので、熱間加工前の加熱で生じたスケールの剥離性が劣る場合があった。
【０００９】
特開平９−２６８３４４号公報、特開平９−２７２９４６号公報で開示された鋼は、Ａｌの含有量が少ないため、Ｂの焼入れ性向上効果が得難い場合があり、しかも、Ｎｂを含有していないので結晶粒の粗大化を生ずる場合があった。
【００１０】
特開平９−２８７０５４号公報で提案された鋼は、Ｓｉの含有量が高いために冷間鍛造性の劣化を避け難いものであった。
【００１１】
特開平９−２８７０５５号公報で開示された鋼は、Ｍｎの含有量が高いために冷間鍛造性の劣化を避け難いものであった。
【００１２】
特開平２−１４５７４４号公報で開示された技術は、ＮｂとＴｉが複合添加されていない。このため、この公報で提案された鋼を高周波焼入れすると、結晶粒の粗大化を生ずる場合があった。特に、機械構造用部品を高強度化することを目的に、従来に比べて高温且つ長時間の条件で高周波焼入れを行なうと、極めて粗粒化してしまう。更に、上記の公報で提案された鋼はＢを必須元素として含まないので、所望の高周波焼入れ深さが得られない場合があった。しかも、Ｂを含まない鋼の場合には、同等の焼入れ性を有するＢを含む鋼と比べて合金元素の含有量が多いため、冷間鍛造時の変形抵抗が高くなって冷間鍛造性が劣ることがあった。加えて、熱間加工や球状化焼鈍で生成したスケールが脱スケールの工程で落ちにくく、脱スケールに長時間要したりその工程が複雑になったりすることを避け難いものであった。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、冷間鍛造における変形抵抗が小さく、高周波焼入れ性に優れ、しかも、従来よりも高温且つ長時間の条件で高周波焼入れしても粗粒化せず整細粒を呈する低コスト型の冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼と、その鋼を母材とした機械構造用部品及びその製造方法を提供することを目的とする。具体的には、同等のＣ含有量のＪＩＳ機械構造用炭素鋼に対して、冷間鍛造時における変形抵抗が１０％以上低く、しかも、変形能としての割れが発生する限界の据え込み率が８５％以上で、高周波焼入れした時にビッカース硬度（Ｈｖ）で４００となる硬化深さをｔ、高周波焼入れ部の平均直径をｒとしてｔ／ｒが０．３以上であり、加熱部表面温度が１１５０℃で保持時間が１０秒というような条件で高周波焼入れしても、高周波焼入れ後の硬化部、つまり、後述する焼入れ硬化層のオーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号５以上で、且つ、整粒であることを目標とする。なお、高周波焼入れ後の硬化部である「焼入れ硬化層」はＨｖで４００以上となる部分のことを指す。「整粒」とは、粒度番号で３以上差のない粒からなることをいう。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明は、下記（１）に示す高周波焼入れ性に優れた冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼、並びに、（２）に示す機械構造用部品及び（３）に示す機械構造用部品の製造方法を要旨とする。
【００１５】
（１）重量％で、Ｃ：０．４０〜０．６０％、Ｓｉ：０．１０％を超え０．３０％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．０５０％を超え０．１０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、不純物中のＰは０．０１５％以下、Ｓは０．０１５％以下、Ｃｕは０．１０％以下、Ｎｉは０．１０％以下、Ｃｒは０．１５％以下、Ｍｏは０．１０％以下、Ｎは０．００５％以下、Ｏは０．００５％以下であることを特徴とする冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼。
【００１６】
（２）母材が上記（１）に記載の化学組成を有し、球状化された炭化物とオーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号５以上の整粒の焼入れ硬化層を備える機械構造用部品。
【００１７】
（３）１２００℃以上に加熱後に熱間加工され、次いで、球状化焼鈍された上記（１）に記載の化学組成を有する鋼材を、冷間鍛造して所定の形状に成形し、その後高周波焼入れすることを特徴とする機械構造用部品の製造方法。
【００１８】
なお、上記（２）でいう「焼入れ硬化層」とは、既に述べたように焼入れでＨｖ４００以上となった部分のことを指し、「整粒」とは、粒度番号で３以上差のない粒からなることをいう。
【００１９】
本発明者らは、球状化焼鈍後に冷間鍛造し、次いで従来よりも高温長時間での高周波焼入れによって製造される機械構造用部品の母材となる鋼の化学組成について調査・検討を行った。その結果、下記の知見を得た。
【００２０】
〈１〉ＮｂとＴｉを複合添加した鋼が凝固する際に析出するニオブチタン炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕は粗大であるため、高周波焼入れ時のオーステナイト粒の粗大化防止には効果がない。しかし、前記の〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を微細化すると、所謂「ピン止め作用」が発揮されるので、オーステナイト粒の粗大化を防止することができる。
【００２１】
〈２〉〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を微細化するには、熱間加工の際の加熱温度を高くして一旦素地に固溶させ、次の加工・冷却時に再析出させれば良い。
【００２２】
〈３〉前記の微細な〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕によるオーステナイト粒の粗大化防止は、特に鋼のＭｎ含有量が低い場合に大きく発揮され、加熱部表面温度が１１５０℃で保持時間が１０秒というような、従来よりも高温且つ長時間の条件で高周波焼入れしても粗粒化せず整細粒となる。
【００２３】
〈４〉Ｍｎ含有量を低く抑えるとともに適正量のＳｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ及びＢを含有させた鋼の場合、〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕が微細であっても通常の球状化焼鈍で充分に軟化する。したがって、同等のＣ含有量のＪＩＳ機械構造用炭素鋼に比べて冷間鍛造時における変形抵抗は低く、しかも、変形能は充分大きい。
【００２４】
〈５〉Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ及びＢの含有量を調整し、不純物元素としてのＮの含有量を低く調整した鋼は、良好な高周波焼入れ性を有する。
【００２５】
〈６〉Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ及びＢの含有量を調整し、不純物元素としてのＮの含有量を低く調整した鋼は、加熱部表面温度が１１５０℃で保持時間が１０秒というような、従来よりも高温且つ長時間の条件で高周波焼入れしても、前記したｔ／ｒが０．３以上を容易に満たすことができる。
【００２６】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００２７】
【発明の実施の形態】
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「重量％」を意味する。
【００２８】
（Ａ）母材鋼の化学組成
Ｃ：０．４０〜０．６０％
Ｃは、高周波焼入れ性に影響を及ぼす元素で、焼入れ硬化層の硬さ及び深さを確保して機械構造用部品に所望の機械的性質を付与するのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．４０％未満では添加効果に乏しい。一方、０．６０％を超えて含有させると、球状化焼鈍しても充分に軟化せずに冷間鍛造性が劣化したり、靭性の劣化や焼割れの発生を招くことがある。したがって、Ｃの含有量を０．４０〜０．６０％とした。
【００２９】
Ｓｉ：０．１０％を超え０．３０％以下
Ｓｉは、鋼の脱酸の安定化及び強度を高める効果がある。更に、Ｓｉを添加した鋼は、熱間加工のための加熱中に低融点酸化物であるファイアライト（Ｆｅ2ＳｉＯ4）を生成するので、その融点（１１７３℃）以上に加熱すれば、脱スケール性が極めて良好になる。しかし、その含有量が０．１０％以下では添加効果に乏しい。一方、０．３０％を超えて含有量させると、冷間鍛造時の変形抵抗が大きくなって冷間鍛造性の低下を招く。したがって、Ｓｉの含有量を０．１０％を超え０．３０％以下とした。なお、好ましくはＳｉを０．１５％を超えて含有させるのが良い。
【００３０】
Ｍｎ：０．１０〜０．６０％
Ｍｎは、鋼中のＳを固定して熱間加工性を高めるとともに強度を確保するために有効な元素で、０．１０％以上含有させることが必要である。一方、Ｍｎの含有量が０．６０％を超えると、変形抵抗が大きくなって冷間鍛造性の劣化をきたす。したがって、Ｍｎの含有量を０．１０〜０．６０％とした。なお、Ｍｎ含有量は０．１０〜０．４０％とすることが好ましい。
【００３１】
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂは、冷間鍛造性を阻害することなく良好な高周波焼入れ性を確保するのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．０００５％未満では添加効果に乏しい。一方、０．００５％を超えて含有させるとその効果が飽和するばかりか、粒界脆化を招く場合がある。したがって、Ｂの含有量を０．０００５〜０．００５％とした。
【００３２】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、Ｔｉと結合して〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を形成するが、この〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を微細に析出させると、従来よりも高温且つ長時間の条件で高周波焼入れした場合でも粗粒化を防止することができる。しかし、その含有量が０．００５％未満では所望の効果が得られない。一方、０．０５％を超えると、変形抵抗を増加させることが避けられず、又、粗大な未固溶炭窒化物が残留して冷間鍛造性の劣化を招くことがある。したがって、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．０５％とした。なお、Ｎｂ含有量の上限は０．０３％とすることが好ましく、０．０２％とすれば一層好ましい。
【００３３】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、Ｎｂと結合して〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を形成するが、この〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を微細に析出させると、従来よりも高温且つ長時間の条件で高周波焼入れした場合でも粗粒化を防止することができる。しかし、その含有量が０．００５％未満では添加効果に乏しい。一方、０．０５％を超えると、変形抵抗を増加させることが避けられず、又、粗大な未固溶炭窒化物が残留して冷間鍛造性の劣化を招くことがある。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０５％とした。なお、Ｔｉ含有量の上限は０．０３％とすることが好ましく、０．０１５％とすれば一層好ましい。
【００３４】
Ａｌ：０．０５０％を超え０．１０％以下
Ａｌは、脱酸作用を有する。更に、窒化物を生成して鋼中のＮを固定するので、冷間鍛造時の加工硬化を抑制する作用がある。又、鋼中Ｎの固定によってＢの高周波焼入れ性向上効果を確保するのにも有効である。しかし、その含有量が０．０５０％以下では添加効果に乏しい。一方、０．１０％を超えて含有させると、冷間鍛造時に鋼の変形能が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．０５０％を超えて０．１０％以下とした。
【００３５】
本発明においては、不純物元素としてのＰ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ及びＯを下記のとおりに制限する。
【００３６】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、冷間鍛造時の変形能を低下させてしまう。特に、Ｐの含有量が０．０１５％を超えると、冷間鍛造時の変形能の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＰの含有量を０．０１５％以下とした。
【００３７】
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓも冷間鍛造時の変形能を低下させてしまう。特に、Ｓの含有量が０．０１５％を超えると、冷間鍛造時の変形能の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＳの含有量を０．０１５％以下とした。
【００３８】
Ｃｕ：０．１０％以下
Ｃｕは変形抵抗を高めて冷間鍛造性を劣化させてしまう。特に、Ｃｕの含有量が０．１０％を超えると、冷間鍛造性の劣化が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＣｕの含有量を０．１０％以下とした。なお、Ｃｕ含有量は０．０５％以下に規制することが好ましい。
【００３９】
Ｎｉ：０．１０％以下
Ｎｉは変形抵抗を高めて冷間鍛造性を劣化させてしまう。更に、球状化焼鈍後のスケール除去を困難にする。特に、Ｎｉの含有量が０．１０％を超えると、冷間鍛造性の低下とスケール除去性の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＮｉ含有量を０．１０％以下とした。なお、Ｎｉ含有量は０．０５％以下に規制することが好ましい。
【００４０】
Ｃｒ：０．１５％以下
Ｃｒも変形抵抗を高めて冷間鍛造性を劣化させてしまう。更に、球状化焼鈍後のスケール除去を困難にする。特に、Ｃｒの含有量が０．１５％を超えると、冷間鍛造性の低下とスケール除去性の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＣｒ含有量を０．１５％以下とした。なお、Ｃｒ含有量は０．１０％以下に規制することが好ましい。
【００４１】
Ｍｏ：０．１０％以下
Ｍｏは変形抵抗を高めて冷間鍛造性を劣化させてしまう。更に、球状化焼鈍後のスケール除去を困難にしてしまう。特に、Ｍｏの含有量が０．１０％を超えると、冷間鍛造性の低下とスケール除去性の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＭｏ含有量を０．１０％以下とした。なお、Ｍｏ含有量は０．０５％以下に規制することが好ましい。
【００４２】
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、変形抵抗を高めて冷間鍛造性を劣化させてしまう。更に、容易にＢと結びついてＢＮを形成するので、Ｂの高周波焼入れ性向上効果が確保できなくなる。特に、Ｎの含有量が０．００５％を超えると、冷間鍛造性の低下が著しくなるとともにＢの高周波焼入れ性向上効果が得難くなる。したがって、不純物元素としてのＮ含有量を０．００５％以下とした。なお、Ｎ含有量は０．００４％以下に規制することが好ましく、０．００３％以下とすれば一層好ましい。
【００４３】
Ｏ（酸素）：０．００５％以下
Ｏは、酸化物を形成して冷間鍛造時の変形能を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が０．００５％を超えると、冷間鍛造時の変形能の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＯの含有量を０．００５％以下とした。
【００４４】
（Ｂ）熱間加工
ＮｂとＴｉを複合添加した上記（Ａ）に記載の化学組成を有する鋼は、その凝固組織中に粗大な〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕が存在するものである。この粗大な〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕は、後の冷間鍛造における加工割れの起点となり、又、高周波焼入れ時のオーステナイト粒の粗大化防止にも効果を有さない。
【００４５】
しかしながら、熱間圧延を初めとする熱間加工の際の加熱温度を１２００℃以上の高い温度とすれば、〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕は一旦素地に固溶し、次の加工・冷却時に微細に再析出するので、所謂「ピン止め作用」が発揮できるので、オーステナイト粒の粗大化防止が可能となる。したがって、熱間加工の加熱温度を１２００℃以上とした。なお、この加熱温度の上限は特に規定する必要はないが、加熱のためのエネルギーコストを抑え、更に、スケールロスを抑えて歩留りを高めるために、１３５０℃とすることが好ましい。
【００４６】
（Ｃ）球状化焼鈍
前記（Ａ）に記載の化学組成を有する鋼は、上記（Ｂ）に記載の条件で加熱された後熱間で加工され、更に、冷間鍛造時の変形抵抗を下げるために球状化焼鈍を施される。この球状化焼鈍は特に規定されるものではなく、通常の方法で行えば良い。
【００４７】
（Ｄ）冷間鍛造
熱間加工後に球状化焼鈍された前記（Ａ）に記載の化学組成を有する鋼材は、冷間鍛造を施されて所定の形状の機械構造用部品に成形される。この冷間鍛造の方法は特に規定されるものではなく、通常の方法で行えば良い。
【００４８】
なお、冷間鍛造で所定の形状に成形された機械構造用部品の高周波焼入れ後の硬化部（焼入れ硬化層）が、安定して後述するＪＩＳ度番号５以上のオーステナイト結晶粒度の整粒組織を確保できるようにするために、冷間鍛造は被加工部品において最も大きな加工が加わる部分での加工量が下記（ａ）式で表される相当歪で２．５以下となるように行うのが良く、相当歪で２．０以下となるように行えば一層好ましい。
【００４９】
ε＝｛（ε12＋ε22＋ε32）×２／３｝1/2・・・・（ａ）。
ここで、（ａ）式におけるε1、ε2、ε3は主方向の対数歪である。
【００５０】
（Ｅ）高周波焼入れ
前記（Ａ）に記載の化学組成を有し、熱間加工後に球状化焼鈍され、その後で冷間鍛造されて所定の形状に成形された鋼材は、高周波焼入れされて、あるいは、必要に応じて高周波焼入れ後に焼戻しが施されて、所望の機械的性質を有する機械構造用部品に仕上げられる。
【００５１】
機械構造用部品の焼入れ硬化層におけるオーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で５を下回ったり、整粒でない、つまり混粒である場合には、熱処理歪が生ずることに加えて、靭性が低下し、硬さ（強度）のばらつきが生じ、特に、機械構造用部品の強度が高い場合の靭性の低下は著しいものである。したがって、機械構造用部品の焼入れ硬化層を、ＪＩＳ粒度番号５以上のオーステナイト結晶粒度の整粒であるように規定した。なお、ＪＩＳ粒度番号は６以上であることが好ましい。オーステナイト結晶粒は小さければ小さいほど、つまりＪＩＳ粒度番号は大きければ大きいほど靭性は向上するので、ＪＩＳ粒度番号には上限を設けなくて良い。
【００５２】
前記（Ａ）に記載の化学組成を有する本発明に係る鋼は、通常の条件、つまり加熱部表面温度が９５０℃程度で保持時間が数秒程度である条件での高周波焼入れに対しては、結晶粒が粗大化することはなく、オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号５以上の整細粒が得られる。更に、加熱部表面温度が１１５０℃で保持時間が１０秒というような、従来よりも高温且つ長時間の条件で高周波焼入れしてもオーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号５以上の整細粒が得られるように調整されたものである。このため、高周波焼入れの方法は特に規定されるものではない。
【００５３】
なお、冷間鍛造後に高周波焼入れした鋼材の捩り強度は、高周波焼入れ深さとしてのＨｖで４００以上となる硬化深さに依存し、ｔ／ｒが０．３未満では捩り強度が小さくなる。したがって、高周波焼入れされる部品が大型である場合、つまりｒが大きい場合には、通常の条件で高周波焼入れするとｔ／ｒで０．３以上が得られないことがある。このような場合には、ｔ／ｒで０．３以上を確保するために、例えば既に述べたような、加熱部表面温度が１１５０℃で保持時間が１０秒というような、従来よりも高温且つ長時間の条件で高周波焼入れすることが必要になる。前記（Ａ）に記載の化学組成を有する本発明に係る鋼は、そうした場合であっても結晶粒が粗大化することはないのである。
【００５４】
以下、実施例により本発明を説明する。
【００５５】
【実施例】
表１、表２に示す化学組成を有する鋼を通常の方法によって試験炉を用いて溶製した。表１における鋼Ａ〜Ｄ、Ｉ、Ｌは化学組成が本発明で規定する含有量の範囲内にある本発明例の鋼、表２における鋼ａ〜ｒは成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れた比較例の鋼である。比較例の鋼のうち鋼ｐ、鋼ｑ及び鋼ｒはそれぞれＪＩＳ規格のＳ４０Ｃ、Ｓ５０Ｃ及びＳ５８Ｃに相当する鋼である。
【００５６】
【表１】
0004006857.tif 000002
【００５７】
【表２】
0004006857.tif 000003
【００５８】
次いで、これらの鋼を通常の方法によって鋼片にした後、１１００℃あるいは１２５０℃に加熱して熱間鍛造し、直径６５ｍｍの丸棒とした。この後、Ｃ含有量に応じて通常の方法で球状化焼鈍を行った。
【００５９】
上記のようにして得られた直径が６５ｍｍの丸棒のＲ／２部（Ｒは丸棒の半径）から、直径が１５ｍｍで長さが２２．５ｍｍの冷間加工用試験片を切り出し、５００ｔ高速プレス機による通常の方法で冷間（室温）拘束型据え込み試験を行い、割れが発生する限界の据え込み率を測定した。なお、据え込み率が８５％まで、各条件ごとに５回の据え込み試験を行い、５個の試験片のうち３個以上に割れが発生する最小の加工率（据え込み率）を限界据え込み率として評価した。据え込み率８５％で３個以上割れを生じないものは、そこで試験を終了した。
【００６０】
更に、すべての鋼の限界据え込み率以下である６０％の据え込み率（最も大きな加工が加わる試験片中心部における相当歪は１．５）の場合の変形抵抗を測定した。なお、図１に示すように、変形抵抗をＣの含有量で整理し、ＪＩＳ規格のＳ４０Ｃ、Ｓ５０Ｃ及びＳ５８Ｃに相当する鋼ｐ、鋼ｑ及び鋼ｒの変形抵抗から求めた直線をＪＩＳ機械構造用鋼の変形抵抗とし、鋼Ａ〜Ｄ、Ｉ、Ｌの本発明例の鋼及び鋼ａ〜ｏの比較例の鋼の変形抵抗と比較した。
【００６１】
又、上記の直径６５ｍｍの丸棒から、直径が６３ｍｍで長さが５０ｍｍの試験片を切り出し、通常の方法によって冷間で直径が４０ｍｍまで前方押し出し加工（減面率６０％（最も大きな加工が加わる試験片側表面部、つまり、試験片最外層の相当歪で１．３））を行った。この直径４０ｍｍに冷間で押し出し加工したものから長さ５０ｍｍの試験片を採取し、これに高周波焼入れを行った。高周波加熱は、平均加熱速度を２００℃／秒として、次の２条件で行った。すなわち、周波数２０ｋＨｚ、加熱部表面温度９５０℃、保持時間２秒の一般的な高周波加熱条件、及び、硬化深さを大きくして高強度化するための周波数２０ｋＨｚ、加熱部表面温度１１５０℃、保持時間１０秒の高温・長時間での高周波加熱条件である。なお、冷却媒体には水を用いた。
【００６２】
高周波焼入れを行った後、通常の方法によって表面硬度とＨｖで４００となる硬化深さ（つまり、焼入れ硬化層の深さ）ｔを測定した。次いで、電気炉を用いて１５０℃で３０分の焼戻しを行い、通常の方法によって高周波焼入れ後の硬化部、つまり焼入れ硬化層のオーステナイト結晶粒度を測定した。
【００６３】
表３及び表４に上記の試験結果をまとめて示す。なお、本実施例におけるｒは直径４０ｍｍの試験片の半径、つまり２０ｍｍである。
【００６４】
【表３】
0004006857.tif 000004
【００６５】
【表４】
0004006857.tif 000005
【００６６】
表３から、化学組成が本発明で規定する含有量の範囲内にある本発明例の鋼Ａ〜Ｄ、Ｉ、Ｌを母材とし、熱間鍛造時に１２５０℃で加熱を行ったもの（試験番号１〜４、９、１２）は、同等のＣ含有量のＪＩＳ機械構造用炭素鋼に対して据え込み率６０％（試験片各部の平均相当歪で１．０）での変形抵抗が１０％以上低く、変形能としての割れが発生する限界の据え込み率は８５％以上である。しかも、ｔ／ｒが０．３以上であり、加熱部表面温度１１５０℃、保持時間１０秒という従来よりも高温且つ長時間の条件で高周波焼入れしても、焼入れ硬化層のオーステナイト結晶粒度はＪＩＳ粒度番号５以上で整粒である。
【００６７】
表４から、化学組成が本発明で規定する含有量の範囲内にある本発明例の鋼であっても、熱間鍛造時の加熱温度が１１００℃と本発明の規定を下回る場合（試験番号１５）には、限界の据え込み率が８５％に達していない。
【００６８】
又、比較例の鋼を母材とする場合には、（イ）同等のＣ含有量のＪＩＳ機械構造用炭素鋼に対して変形抵抗の低下代が１０％に満たない、（ロ）限界の据え込み率が８５％に満たない、（ハ）高周波焼入れした時のｔ／ｒが０．３未満である、（ニ）高周波焼入れ後の硬化部、つまり焼入れ硬化層のオーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号５未満であるか、オーステナイト結晶粒度はＪＩＳ粒度番号５以上であるものの混粒である、のいずれか１つ以上に該当する。このため、冷間鍛造性と高周波焼入れ性とが両立しない。
【００６９】
【発明の効果】
本発明鋼は、球状化焼鈍後の冷間鍛造性と高周波焼入れ性に優れ、しかも加熱部表面温度１１５０℃、保持時間１０秒というような高温・長時間の条件で高周波焼入れしても粗粒化せず整細粒を呈するので、機械構造用部品、なかでも自動車の足廻り部品である等速ジョイントなどの母材として利用することができる。この機械構造用部品は、本発明の方法によって比較的容易に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  変形抵抗とＣの含有量との関係を示す図である。
【図１】
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