(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．３〜０．５８％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．８５〜１．７％、
Ｓ：０．００５〜０．０１８％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％
を含有し、さらに、
Ｔｅ：０．０００５〜０．０２％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、
Ｍｇ：０．００１〜０．０３５％、
Ｙ：０．００１〜０．１％、
希土類元素：０．００１〜０．１５％
のうち１種または２種以上を含有し、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｃｒ：０．３５％以下、
Ｎ：０．００７０％未満、
Ｏ：０．００２５％以下
に各々制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
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、
フェライトの組織面積率が含有炭素量Ｃ（％）に対して、１−１．０５×Ｃ以下であり、フェライト結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０５％以下
を含有することを特徴とする請求項１記載の捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０４％以下、
Ｖ：０．４％以下
のうち１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２記載の捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．３％以下、
Ｎｉ：１％以下
のうち１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１つに記載の捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼。
【請求項５】
さらに、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であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１つに記載の捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか１つに記載の高周波焼入れ用鋼を高周波焼入れした部品であって、ＭｎＳのアスペクト比が１０以下であることを特徴とする捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ部品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高周波焼入れ用鋼に関わり、さらに詳しくは、５〜４０ｋＨｚの周波数で高周波焼入れすることにより製造されるドライブシャフトや外輪のような各種シャフト類の素材として好適な、捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼に関するものである。本開発鋼を用いれば、高周波焼入れ時の焼き割れ防止にも有効である。本鋼の適用の対象となる部品の成形加工工程は、焼鈍を行わずに直接冷間鍛造を行う工程、冷間鍛造の前または中間に焼鈍を行う工程、これらに切削工程を含んだ工程、または主として切削により部品を成形加工する工程、一部焼鈍工程を含んだ切削で部品を成形加工する工程、さらにこれらのいずれかに転造加工を含む工程、あるいはこれらのいずれかに温間鍛造を組み合わせた工程等である。なお、本発明で対象としている部品はこのように切削や冷鍛等の冷間加工により製造されるために、冷間加工性についても留意されている。
【０００２】
【従来の技術】
高周波焼入れ工程で製造される各種シャフト類は、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。これらの部品の主たる所要特性は捩り疲労特性である。
【０００３】
本発明では、５〜４０ｋＨｚの周波数で高周波焼入れする製品を対象としている。従来の主流である１００ｋＨｚ前後の周波数で高周波焼入れされる製品は、そもそも硬化層深さが浅く（例えば、硬化層深さは半径の４分の１程度）、耐磨耗性等の確保が主体であり、最表面の硬さの確保が重要な課題であった。これに対して、本発明で対象とする、５〜４０ｋＨｚの周波数で高周波焼入れする技術は、硬化層深さを深くすることが可能なので、最近になって注目されている。
【０００４】
特開平３−１７７５３７号公報には、Ｃ：０．３８〜０．４５％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．０１％以下、フェライト結晶粒度番号：６以上、ミクロ組織：フェライトとパーライト、硬さＨＲＢ８０〜９０、ＪＩＳ０５５８で規定する脱炭深さ：ＤＭ−Ｔ０．２ｍｍ以下を有する直接切削・高周波焼入れ用鋼材が示されている。該発明では、被削性を一層高めるためにさらにＳ：０．００５〜０．３０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｐｂ：０．００５〜０．３０％、Ｔｅ：０．００５〜０．１０％のような快削性成分を必要に応じて添加することができるとしている。該発明鋼材はＢ鋼を適用し、脱炭深さを規定した点が特徴である。該公報には、周波数１００ｋＨｚで高周波焼入れした場合の特性は記載されているが、本発明で対象とする、５〜４０ｋＨｚの周波数で高周波焼入れした場合の特性は記載されていない。また、該公報には、そもそも、本発明で着眼している捩り疲労強度特性については、全く言及されていない。実施例として提示されている鋼は、Ｓ：０．０２前後添加されており、伸長ＭｎＳが多量に存在すると考えられ、また高周波焼入れ部の硬さムラの発生が問題になると考えられ、捩り疲労強度特性は十分ではないと考えられる。
【０００５】
また、特開平５−１７９４００号公報には、Ｃ：０．３８〜０．４５％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：１．０％超〜１．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．０１％以下、フェライト結晶粒度番号：６以上の細粒組織を有する直接切削・高周波焼入れ用鋼材が示されている。該発明の請求項４では、Ｐｂ：０．０１〜０．２０％、Ｓ：０．００５〜０．３０％、Ｂｉ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｅ：０．０００５〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％の１種または２種以上を含有する旨が示されている。該発明鋼材は特開平３−１７７５３７号公報に対してＭｎ量を増加させた鋼材である。該公報には、捩り強度は記載されているが、捩り疲労強度は記載されていない。実施例として提示されている鋼は、Ｓ：０．０２前後添加されており、伸長ＭｎＳが多量に存在するため、また高周波焼入れ部の硬さムラの発生が問題になると考えられ、捩り疲労強度等は十分ではないと考えられる。
【０００６】
また、特開平１１−１７４９号公報には、線状または棒状圧延材の軸心を通る縦断面において、該軸心と平行でかつ該軸心から１／４・Ｄ（Ｄは圧延材の直径を表す）離れた仮想線を中心線として含む被検面積１００ｍｍ2中に存在する、酸化物系と硫化物系からなる直径１０μｍ以上の複合介在物が２０個以下であることを特徴とする曲げ疲労強度および転動疲労強度に優れた高周波焼入れ用鋼が示されている。該発明では、選択元素として、Ｓ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｔｅ：０．１％以下、Ｚｒ：０．１％以下を含有することができるとしている。該発明のＣａ、Ｔｅ、Ｚｒの添加の狙いはＭｎＳを球状化して異方性を改善することと、靭性や曲げ疲労特性を劣化させずに被削性を向上させることにある。該発明は高周波焼入れにより卓越した曲げ疲労特性と転動疲労特性を発現し得るような高周波焼入れ用鋼を提供することを目的とし、酸化物系と硫化物系からなる直径１０μｍ以上の粗大な複合介在物を上記の範囲で制限した点が特徴である。しかしながら、該発明では、捩り疲労特性に関しては全く言及されていない。曲げ疲労は、表面または表面近傍において、引張応力により、軸方向と垂直な断面でき裂が発生伝播し、破壊に至る現象である。これに対して、本発明で取り上げている、捩り疲労は、表面または表面近傍において、剪断応力により、軸方向に平行な面でき裂が発生し、その後軸方向と４５度をなす面で伝播する現象である。つまり、捩り疲労破壊と曲げ疲労破壊とでは、破壊の原因となる作用応力、き裂の発生する断面、破壊の形態がいずれも異なる。また、転動疲労は転動体の繰り返し接触現象において、接触部の表面または表面直下からき裂が発生・伝播する現象であり、転動疲労と捩り疲労では、応力状態、き裂の発生・伝播の機構が全く異なる。以上から、特開平１１−１７４９号公報における曲げ疲労特性と転動疲労特性に関する記述は、本発明で取り上げた捩り疲労強度に関して何ら示唆を与えるものではない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上記のような開示された鋼では、伸長ＭｎＳの存在や、フェライト組織が不適正なこと等が原因で捩り疲労特性が不十分であると考えられる。本発明はこのような問題を解決して、捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼ならびに高周波焼入れ部品を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、以下の手段を用いて上記の課題を解決した。
【０００９】
すなわち、質量％で、
Ｃ：０．３〜０．５８％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．８５〜１．７％、
Ｓ：０．００５〜０．０１８％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％
を含有し、さらに、
Ｔｅ：０．０００５〜０．０２％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、
Ｍｇ：０．００１〜０．０３５％、
Ｙ：０．００１〜０．１％、
希土類元素：０．００１〜０．１５％
のうち１種または２種以上を含有し、またはさらに、
Ｔｉ：０．０５％以下
を含有し、またはさらに、
Ｎｂ：０．０４％以下、
Ｖ：０．４％以下
のうち１種または２種を含有し、またはさらに、
Ｍｏ：０．３％以下、
Ｎｉ：１％以下
のうち１種または２種を含有し、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｃｒ：０．３５％以下、
Ｎ：０．００７０％未満、
Ｏ：０．００２５％以下
に各々制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
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、
フェライトの組織面積率が含有炭素量Ｃ（％）に対して、１−１．０５×Ｃ以下であり、フェライト結晶粒径が２５μｍ以下であり、またはさらに、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であることを特徴とする捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼である。
【００１０】
また、請求項６の発明は、請求項１〜５のいずれか１つに記載の高周波焼入れ用鋼を高周波焼入れした部品であって、ＭｎＳのアスペクト比が１０以下であることを特徴とする捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ部品である。
【００１１】
本発明の鋼ならびに部品を用いることにより、高周波焼入れ後に捩り疲労特性に優れた製品を得ることができる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、高周波焼入れ部品の製造において、高周波焼入れ後に優れた捩り疲労特性を実現するために、鋭意調査し、次の点を明らかにした。
【００１３】
（１）高周波焼入れ部材の捩り疲労破壊は次の過程で起きる。
Ａ．表面または硬化層と芯部の境界で軸方向に平行な面でき裂が発生する。
Ｂ．軸方向に平行な面でき裂が初期伝播する。これを以下モードＩＩＩ破壊と呼ぶ。
Ｃ．モードＩＩＩ破壊の後、軸方向に４５度の面で粒界割れを伴って脆性破壊を起こし、最終破壊を起こす。これを以下モードＩ破壊と呼ぶ。
【００１４】
（２）捩り疲労き裂の発生、初期伝播は軸方向に平行な面で起きるが、この際、軸方向に伸長ＭｎＳが存在すると、伸長ＭｎＳに沿ってき裂の発生と初期伝播が起きるので、き裂の発生と初期伝播は促進される。図１の（ｃ）は応力負荷時の破壊挙動を示したものであるが、伸長ＭｎＳは通常、図中で示した低炭素マルテンサイト部に沿って存在し、図中に示したき裂の発生が伸長ＭｎＳの存在によって促進される。以上の理由から、ＭｎＳを粒状化、微細化することによって、き裂の発生・初期伝播は抑制され、捩り疲労強度が飛躍的に向上する。伸長ＭｎＳの生成防止、ＭｎＳの粒状化、微細化のためにはＴｅ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｙ、希土類元素の添加が有効である。なおこれらの元素の多量添加は、粗大ＺｒＮ等の窒化物、酸化物生成の原因となり、冷間加工性を阻害するので、不適正である。これらの元素の添加によるＭｎＳの粒状化は高周波焼入れ時の焼き割れ防止にも有効である。なお、先行技術のところで述べたように、特開平１１−１７４９号公報には、ＭｎＳを球状化して異方性を改善することと、被削性を向上させることを狙いとして、Ｃａ、Ｔｅ、Ｚｒを添加することが記述されている。しかしながらＣａ、Ｔｅ、Ｚｒ添加してＭｎＳを粒状化する狙いは、該公報では異方性を改善することと靭性や曲げ疲労特性を劣化させずに被削性を向上させることであるが、これに対して本発明では捩り疲労特性の向上と、両者で明らかに異なっている。また、該発明には曲げ疲労には言及しているものの、捩り疲労特性に関しては一切言及しておらず、上記のように、捩り疲労破壊と曲げ疲労破壊では、破壊の原因となる作用応力、き裂の発生する断面、破壊の形態がいずれも大きく異なることから、特開平１１−１７４９号公報には本発明の上記の技術思想を示唆するような情報は全く含まれていない。
【００１５】
（３）次に、フェライト分率が大きくフェライト粒が粗大であると、高周波焼入れ後、元々フェライトの部分が低炭素マルテンサイトとなり、硬さムラを生じる。フェライトは通常軸方向に平行にバンド状に存在するため、高周波焼入れ後、硬さの低い部分が軸方向に平行な面で存在することになる。図１は、高周波焼入れ前の組織にフェライトバンドが存在すると、高周波焼入れ後にどのような影響がでるかを模式的に表した図である。フェライトバンドが顕著であると、図１に示したように、高周波焼入れ後、元々パーライト組織の部分が高炭素マルテンサイト、元々フェライトバンドの部分が低炭素マルテンサイトとなり、硬い層と軟らかい層が軸方向に沿って層状に存在することになる。このような鋼材に、捩り応力を負荷した場合、軸方向が剪断応力最大の方向になるため、軟らかい低炭素マルテンサイト層に沿って、剪断き裂が発生・伝播し、低強度での破壊を招く。以上の理由から、フェライト分率が高く、フェライト粒が粗大であると、高周波焼入れ後軸方向に平行な面での捩り疲労き裂の発生、初期伝播が促進される。そのため、これを防止するためには、ＭｎＳの粒状化と併せて、フェライト分率を規制し、フェライト粒を微細化することが必須である。
【００１６】
（４）次に、フェライト組織の適正化に加えて、フェライトバンド自体を抑制することも有効である。フェライトバンドの程度は、図２に示すように昭和４５年社団法人日本金属学会発行「日本金属学会誌第３４巻第９号第９６１頁」において１〜７の７段階に評点化されている。すなわち、上記の日本金属学会誌第３４巻第９号の第９５７頁〜９６２頁には、標題のとおり「フェライト縞状組織に及ぼすオーステナイト結晶粒度と鍛造比の影響について」が記載されており、第９６１頁左欄第７〜８行には「縞状組織の程度を数量的に表示するために、Ｐｈｏｔｏ．４の基準写真を作成した。」と記載されており、同頁の「Ｐｈｏｔｏ．４  Ｃｌａｓｓｉｆｉｃａｔｉｏｎｓ  ｏｆ  ｆｅｒｒｉｔｅ  ｂａｎｄｓ  （×５０×２／３×５／６）」には１〜７の基準写真が掲載されている。該評点では、評点の番号が小さいほどフェライトバンドが軽微であり、評点の番号が大きいほどフェライトバンドが顕著であることを示している。高周波焼入れ後の捩り疲労特性の向上を図るには、熱間圧延方向に平行な断面の組織の、上記の日本金属学会誌第３４巻第９６１頁で定義されたフェライトバンドの評点が１〜５であることが有効である。
【００１７】
（５）さらに、フェライト分率が大きいことに起因する硬さムラの低減には、Ｃｒ含有量の上限値を規制することが有効である。これは、炭化物の溶け込み不良を防止し、フェライト分率起因による硬さムラを低減する効果による。
【００１８】
（６）なお、捩り疲労特性の向上に及ぼすＭｎＳの粒状化の効果とフェライト組織適正化の効果はほぼ同じ大きさである。
【００１９】
（７）次に、上記捩り疲労破壊過程「Ｃ．」の欄で述べた、軸方向に４５度の面で粒界割れを伴う脆性破壊モードＩを抑制するためには、次の方法による粒界強化が有効である。
▲１▼必須元素としてＢを添加。Ｂは粒界偏析Ｐを粒界から追い出す効果による。
▲２▼粒界偏析元素であるＰ、Ｏ量の低減。
▲３▼前組織のフェライト組織の微細化によるオーステナイト粒組織の微細化。
▲４▼より一層捩り疲労強度の向上を図るためには、Ｓｉ増量による粒界炭化物の微細化が有効。
【００２０】
（８）なお、本発明で対象としている部品は切削や冷鍛等の冷間加工により製造されるものが多いために、冷間加工性の確保も重要な課題である。素材の段階で硬さの向上を抑えて、高周波焼入れ性を向上させるためには、ＭｎとＢの添加が有効である。Ｂを焼入れ性に効かせるためには、Ｎの低減が必要であり、本発明では、Ｎ量を０．００７０％未満に低減する。
【００２１】
本発明は以上の新規なる知見にもとづいてなされたものである。
【００２２】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００２３】
Ｃは高周波焼入れ後、鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素であるが、０．３％未満では必要な強さを確保することができず、０．５８％を超えると硬くなって冷間加工性が劣化するので、０．３〜０．５８％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．４〜０．５６％である。
【００２４】
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が、０．０１％未満ではその効果は不十分である。一方、１．０％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０．０１〜１．０％の範囲内にする必要がある。冷間加工性を重視する場合の好適範囲は０．０１〜０．５％であり、特別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、捩り疲労特性を重視する場合の好適範囲は０．３５超〜１．０％であり、特に高強度化を指向する場合は、０．５〜１．０％の範囲の添加が望ましい。
【００２５】
Ｍｎは、高周波焼入れ性の向上に有効な元素である。捩り疲労特性を得るために十分な硬化層深さを得るためには、０．８５％未満ではその効果は不十分である。一方、１．７％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、０．８５％〜１．７％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．８５〜１．４％である。
【００２６】
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、０．０１８％を超えると、捩り疲労特性の劣化を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０．００５〜０．０１８％の範囲内にする必要がある。なお、ＭｎＳが伸長していると、捩り疲労特性が劣化するために、ＭｎＳを粒状微細分散させるために、Ｔｅ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、希土類元素の１種または２種以上を必須元素として含有させる必要がある。
【００２７】
Ｂは次の３点を狙いとして添加する。▲１▼棒鋼・線材圧延において、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、圧延ままでの軟質化を促進する。▲２▼高周波焼入れに際して、鋼に焼入れ性を付与する。▲３▼高周波焼入れ材の粒界強度を向上させることにより、機械部品としての疲労強度・衝撃強度を向上させる。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。
【００２８】
Ａｌは脱酸剤として有用であるとともに、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定し、固溶Ｂを確保するのに有用である。しかしＡｌ量が多すぎるとＡｌ2Ｏ3が過度に生成することとなり、内部欠陥が増大するとともに冷間加工性を劣化することとなる。したがって、本発明では０．００１〜０．１％とした。また固溶Ｎを固定する作用を有するＴｉ無添加の場合には、Ａｌは０．０４〜０．１％とすることが好ましい。
【００２９】
次に、本発明では、Ｔｅ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｙ、Ｍｇ、希土類元素のうち１種または２種以上を必須元素として含有させる。これらの元素は各々酸化物を生成し、この酸化物がＭｎＳの生成核となるとともに、ＭｎＳが（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓや（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓのように組成改質される。これにより熱間圧延時にこれらの硫化物の延伸性が改善され、粒状ＭｎＳが微細分散するため、高周波焼入れ後の捩り疲労特性が向上する。このような効果は、Ｔｅ：０．０００５％未満、Ｃａ：０．０００５％未満、Ｚｒ：０．０００３％未満、Ｍｇ：０．００１％未満、Ｙ：０．００１％未満、希土類元素：０．００１％未満の添加は不十分である。一方、Ｔｅ：０．０２％超、Ｃａ：０．０２％超、Ｚｒ：０．０１％超、Ｍｇ：０．０３５％超、Ｙ：０．１％超、希土類元素：０．１５％超を添加すると、上記のような効果は飽和し、これらの過剰添加はむしろＣａＯ、ＭｇＯ等の粗大酸化物やそのクラスターを生成したり、ＺｒＮ等の硬質析出物を生成し、冷間加工性の劣化を招く。以上の理由から、これらの含有量をＴｅ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、Ｍｇ：０．００１〜０．０３５％、Ｙ：０．００１〜０．１％、希土類元素：０．００１〜０．１５％とした。なお、本発明でいう希土類元素とは原子番号５７〜７１番の元素を指す。
【００３０】
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。したがってその含有量を０．０２５％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０１５％以下である。
【００３１】
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、硬さムラの原因となり、捩り疲労特性の劣化を引き起こす。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％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．１５％以下である。
【００３２】
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Ａｌ、Ｔｉと結びつくと粗大な窒化物を生成し、冷鍛割れの原因となるなど、冷間加工性が顕著に劣化する。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％未満にする必要がある。好適範囲は０．００５％以下である。
【００３３】
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％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．００２％以下である。
【００３４】
以上が本発明が対象とする鋼の基本成分であるが、本発明の第２請求項ではさらに、Ｔｉを添加することにより、ＴｉによりＮをＴｉＮとして固定し、Ｎを無害化することにした。また、Ｔｉは脱酸作用を有する元素である。但し、Ｔｉを０．０５％を超えて添加すると、ＴｉＣによる析出硬化が顕著になり、冷間加工性が顕著に劣化する。このため、必要に応じて、Ｔｉ：０．０５％以下含有させることとした。
【００３５】
次に、本発明第３請求項では、Ｎｂ、Ｖの１種または２種を含有する。
【００３６】
Ｎｂは鋼中のＣ、Ｎと結びついてＮｂ（ＣＮ）を形成し、結晶粒の微細化および析出硬化による芯部硬さの増加に有効な元素である。但し、０．０４％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とともに、棒鋼・線材圧延加熱時の溶体化が困難になる。以上の理由から、その含有量を０．０４％以下にする必要がある。好適範囲は、０．０３％以下である。
【００３７】
ＶもＮｂと同様の効果を狙いとして添加する。但し、０．４％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とともに、棒鋼・線材圧延加熱時の溶体化が困難になる。以上の理由から、その含有量を０．４％以下にする必要がある。好適範囲は、０．３％以下である。
【００３８】
次に、本発明第４請求項では、Ｍｏ、Ｎｉの１種または２種を含有する。
【００３９】
Ｍｏは鋼に強度、焼入れ性を与えるとともに、高周波焼入れ後の粒界強度を向上させて強度特性を増加させるのに有効な元素である。但し、０．３％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。以上の理由から、その含有量を０．３％以下にする必要がある。
【００４０】
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、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。以上の理由から、その含有量を１％以下にする必要がある。
【００４１】
次は、本発明の組織について説明する。
【００４２】
フェライト分率が大きくフェライト粒が粗大であると、上記のように高周波焼入れ後、元々フェライトの部分が低炭素マルテンサイトとなり、硬さムラを生じる。フェライトは通常軸方向に平行にバンド状に存在するため、高周波焼入れ後、硬さの低い部分が軸方向に平行な面で存在することになる。以上の理由から、フェライト分率が高く、フェライト粒が粗大であると、高周波焼入れ後軸方向に平行な面での捩り疲労き裂の発生、初期伝播が促進される。そのため、これを防止するためには、ＭｎＳの粒状化と併せて、フェライト分率を規制し、フェライト粒を微細化することが必須である。フェライトの組織面積率が含有炭素量Ｃ（％）に対して、１−１．０５×Ｃを超えるか、フェライト結晶粒径が２５μｍを超える場合に、上記のようなフェライト組織に起因する悪影響が顕著になる。以上の理由から、組織をフェライトの組織面積率が含有炭素量Ｃ（％）に対して、１−１．０５×Ｃ以下であり、フェライト結晶粒径が２５μｍ以下であることが必要である。ここで、フェライトの組織面積率は分率で表示し、つまり組織全体の面積を１としたときのフェライトの組織面積率で表示する。例えば、０．４％Ｃ鋼では１−１．０５×Ｃ＝０．５８であり、フェライトの組織面積率を０．５８以下（百分率で表示すれば５８％以下）に規制する。
【００４３】
次に、本発明請求項５では、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の範囲に制限する。フェライトバンドの評点は、上記のように日本金属学会誌第３４巻第９６１頁で定義された評点である。本発明において、組織因子をこのように限定した理由を以下に述べる。
【００４４】
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。ここで、一般的に、熱間圧延後の鋼材の圧延方向に平行な断面ではフェライトバンドと呼ばれる縞状組織が認められる。粗大なフェライトがフェライトバンドとして列状に連続して存在すると、焼入れ後の硬さムラが特に顕著になり、長手方向に元のフェライトバンドに対応して硬さの軟らかいバンドを形成する。そのため、最終部品に繰り返し捩りモーメントを負荷した時に、この軟質なバンドに沿って剪断応力によって疲労き裂が生成し、低い強度で破壊する。以上の現象は、フェライトバンドの評点が５を超えると特に顕著になる。以上の理由から、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とした。好適範囲は、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１〜４の範囲である。
【００４５】
次に、請求項６の発明は、捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ部品についての発明である。請求項１〜５のいずれか１つに記載の高周波焼入れ用鋼を高周波焼入れした部品であって、ＭｎＳのアスペクト比が１０以下に制限する。図３に高周波焼入れ軸部品について、ＭｎＳのアスペクト比と捩り疲労における時間強度の関係を調査した結果を示す。ＭｎＳのアスペクト比が１０を超えると捩り疲労特性は顕著に劣化する。以上の理由から、ＭｎＳのアスペクト比を１０以下に制限した。
【００４６】
本発明では、鋳片のサイズ、凝固時の冷却速度、分塊圧延条件、棒鋼圧延条件・冷却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良い。
【００４７】
【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。
【００４８】
（実施例１）
表１に示す組成を有する鋼を溶製した。ここで、鋼中のＺｒの分析方法であるが、ＪＩＳ  Ｇ  １２３７−１９９７付属書３と同様の方法でサンプル処理した後、鋼中Ｎｂ量の分析同様に鋼中Ｚｒ量をＩＣＰ（誘導結合プラズマ発光分光分析法）によって測定した。但し本発明での実施例の測定に供したサンプルは２ｇで、ＩＣＰにおける検量線も微量Ｚｒに適するように設定して測定した。すなわちＺｒ濃度が１〜２００ｐｐｍとなるようにＺｒ標準液を希釈して異なるＺｒ濃度の溶液を作成し、そのＺｒ量を測定することで検量線を作成した。なおこれらのＩＣＰに関する共通的な方法についてはＪＩＳ  Ｋ  ０１１６−１９９５（発光分光分析方法通則）およびＪＩＳ  Ｚ  ８００２−１９９１（分析、試験の許容差通則）による。
【００４９】
１６２ｍｍ角の圧延素材としたのち、熱間圧延により、直径３６〜４５ｍｍの棒鋼を製造した。熱間圧延後の冷却は、一部の材料は空冷、また一部の材料は冷却床に設置した保温カバーを用いて冷却速度を空冷よりも遅くした。
【００５０】
圧延後の棒鋼の組織観察を行い、フェライト分率、フェライト結晶粒径を求めた。
【００５１】
また、圧延後の棒鋼のビッカース硬さを測定した。さらに、圧延ままの棒鋼から、据え込み試験片を作成し、冷間加工性の指標として、冷間変形抵抗と限界据え込み率を求めた。冷間変形抵抗は相当歪み１．０における変形抵抗で代表させた。
【００５２】
さらに、圧延材から平行部直径２０ｍｍの静的捩り試験片、捩り疲労試験片を採取した。静的捩り試験片、捩り疲労試験片について周波数８．５ｋＨｚ、最高加熱温度１０００℃の条件で高周波焼入れを行い、その後１７０℃×１時間の条件で焼戻しを行った。その後、静的捩り試験、捩り疲労試験を行った。捩り疲労特性は１×１０5サイクルでの時間強度で評価した。また、捩り試験片の長手方向の断面において、画像解析装置を用いて、ＭｎＳのアスペクト比を求めた。
【００５３】
これらの調査結果を表２、３に示す。高周波焼入れ材の硬化層深さは、ＨＶ４５０の深さｔと半径ｒの比で表示した。
【００５４】
比較例２２はＪＩＳのＳ４０Ｃの特性、比較例２３はＪＩＳのＳ４５Ｃの特性、また比較例２４はＪＩＳのＳ５３Ｃの特性である。また、比較例２５は０．４Ｃ、比較例２６は０．４５Ｃ、比較例２７は０．５３Ｃのボロン鋼の特性である。これらの比較例では、いずれもＭｎＳのアスペクト比が本発明規定の範囲を上回っている。そして、同一Ｃ量について、本発明例と比較例を比較すると、本発明例の捩り疲労強度は比較例に比べて顕著に優れている。
【００５５】
次に、比較例２８、２９、３０は圧延後、引き続いて６５０℃の炉において焼鈍を行った場合であり、比較例２８、２９はフェライト分率が本発明規定の範囲を上回った場合であり、比較例３０はフェライト結晶粒径が本発明規定の範囲を上回った場合であり、ともに捩り疲労特性が本発明例に比べて劣っている。
【００５６】
【表１】
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【００５７】
【表２】
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【００５８】
【表３】
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【００５９】
（実施例２）
次に、表１に示す鋼水準Ｂ、Ｍ、Ｓ、Ｘについて、圧延仕上げ温度８５０〜９８０℃および７００〜８４０℃の二つの条件で圧延した。前者の条件が本発明例、後者の条件が比較例の圧延条件である。これらの材料について、実施例１と同様の評価を行った。さらに、圧延材について圧延方向に平行な断面のフェライトバンドの評点を求めた。
【００６０】
調査結果を表４に示す。比較例３５〜３８では、フェライトバンドの評点が本発明規定の範囲を上回っている。そして、本発明例の捩り疲労強度は比較例に比べて顕著に優れている。
【００６１】
【表４】
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【００６２】
【発明の効果】
本発明の捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼ならびに高周波焼入れ部品を用いれば、高周波焼入れ部品の製造に際して、優れた捩り疲労特性を有する製品を得ることができる。本発明鋼と本発明部品を用いることによって、高周波焼入れすることにより製造されるＣＶＪ部品等の各種シャフト類の捩り疲労強度の向上が可能になる。以上のように、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。
【図面の簡単な説明】
【図１】高周波焼入れ前のフェライトバンド組織が高周波焼入れ後に及ぼす影響を示す図である。
【図２】縞状組織の程度を数量的に表示する金属組織の写真（倍率：２８倍）である。
【図３】捩り疲労試験における時間強度とＭｎＳのアスペクト比の関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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