(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．３８超〜０．５８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｎ：０．２〜０．６％、
Ｓ：０．００５〜０．０１６％、
Ｃｒ：０．１５〜０．６％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、
Ｎ：０．００７％未満（０％を含む）を含有し、
ＴｉをＮ含有量に応じて、０．０２２〜３．４Ｎ＋０．０２％の範囲含有し、
Ｐ：０．０２５％以下（０％を含む）、
Ｏ：０．００２５％以下（０％を含む）に各々制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を加熱温度を１０８０℃以上、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜８７０℃、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又は棒鋼に熱間加工することを特徴とする冷間加工性と高強度特性を兼備した高周波焼入れ用鋼材の製造方法。
【請求項２】
鋼が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０２〜０．３％、
Ｎｉ：０．０２〜１．０％
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記載の冷間加工性と高強度特性を兼備した高周波焼入れ用鋼材の製造方法。
【請求項３】
鋼が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００２〜０．０３５％
を含有することを特徴とする請求項１または請求項２記載の冷間加工性と高強度特性を兼備した高周波焼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、高周波焼入れ用鋼材の製造方法に関わり、さらに詳しくは、特に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各種歯車類、等速ジョイントの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、冷間加工性と高強度特性を兼備した高周波焼入れ用鋼材の製造方法に関するものである。本発明で言う冷間加工性とは、冷間鍛造性、切削性、転造性の総称である。また、本発明で言う強度特性とは、主として捩り強度、捩り疲労強度、曲げ疲労強度である。本鋼材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。
【０００２】
【従来の技術】
各種歯車類は現在その大部分が熱鍛工程で製造されているが、冷間鍛造へ切り替える傾向が強くなっている。これは、冷間鍛造は、製品の表面肌、寸法精度が良く、熱間鍛造に比べて製造コストが低く、歩留まりも良好であるためである。
【０００３】
熱間鍛造から冷間鍛造への切り替えに際しては、鋼材の冷間変形抵抗の低減と限界圧縮率の向上が重要な課題である。これは、前者は、鍛造工具の寿命を確保するためであり、後者は冷間鍛造時の鋼材の割れを防止するためである。
【０００４】
また、各種シャフト類や小物の歯車の一部は、現在、冷間鍛造工程または切削工程で製造されているが、現状では軟化焼鈍を必要とする場合が多く、焼鈍省略の指向も強い。
【０００５】
また、圧延材を直接切削工程で製造している各種シャフト類についても、切削性の向上、転造性の向上の指向が強い。
【０００６】
一方、当然のことながら、最終的な製品の強度は、従来材と同等のレベルが求められる。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）、耐摩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製品においては、捩り強度、捩り疲労強度の確保が主たる狙いであり、硬化層深さを深くすることと硬化層の硬さムラを防ぐことが、高強度化のポイントである。そのためには、高周波焼入れ性を確保することが必須である。高周波焼入れ性を増加させると通常は硬くなるために、一般には鋼材の冷間加工性と高周波焼入れ後の高強度特性は相反するものである。つまり、冷間加工性と高強度特性の兼備が、高周波焼入れ用鋼材の最大の課題と言える。即ち、冷間加工性の向上により、熱鍛から冷鍛への切り替え、あるいは焼鈍の簡略化・省略化、冷鍛、切削、転造加工の各工具の寿命向上等が可能であり、かつ高周波焼入れ後は高強度特性に優れて、必要な強度特性が確保できるような鋼材が求められている。
【０００７】
これに対して、特公平１−３８８４７号公報には、Ｃ：０．３５超〜０．６５％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、またはさらにＣｒ：０．５０％未満を含有し、またはさらにＰ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下に規制した冷間鍛造用鋼を素材として冷間鍛造を行ったのち高周波焼入れを施して機械構造用部品を製造することを特徴とする機械構造用部品の製造方法が開示されている。該公報の実施例には周波数１００ｋＨｚで高周波焼入れした材料の表面硬さと硬化層深さが開示されているが、強度特性については示されていない。そもそも、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には、周波数１００ｋＨｚで高周波焼入れした場合とは、硬化層硬さ、硬化層深さは大きく異なるために、該公報の実施例に記載された鋼をそのまま５〜４０ｋＨｚの周波数で焼入れしても、後ほど述べるように捩り強度等の十分な強度特性を得ることは困難と考えられる。
【０００８】
また、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が、該鋼材は冷間加工性が不十分であるため、▲１▼加工率の大きな部品への適用は不可能であり、また▲２▼高周波焼入れ性が不足するために、高周波焼入れ部の硬さの不足や、硬さムラの発生が問題となり、捩り強度等の強度特性は十分ではない場合が起きる。以上の経緯から、上記の鋼材は、必ずしも幅広く適用されていないのが現状である。
【０００９】
【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材では、冷間加工性は不十分であり、また高周波焼入れ後の強度特性が不足する。本発明はこのような問題を解決して、冷間加工性と高強度特性（捩り強度、捩り疲労強度、曲げ疲労強度）を兼備した高周波焼入れ用鋼材の製造方法を提供するものである。
【００１０】
【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。すなわち、本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）  質量％で、
Ｃ：０．３８超〜０．５８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｎ：０．２〜０．６％、
Ｓ：０．００５〜０．０１６％、
Ｃｒ：０．１５〜０．６％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、
Ｎ：０．００７％未満（０％を含む）を含有し、
ＴｉをＮ含有量に応じて、０．０２２〜３．４Ｎ＋０．０２％の範囲含有し、
Ｐ：０．０２５％以下（０％を含む）、
Ｏ：０．００２５％以下（０％を含む）に各々制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を加熱温度を１０８０℃以上、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜８７０℃、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又は棒鋼に熱間加工することを特徴とする冷間加工性と高強度特性を兼備した高周波焼入れ用鋼材の製造方法。
【００１１】
（２） 鋼が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０２〜０．３％、
Ｎｉ：０．０２〜１．０％
のうち１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）記載の冷間加工性と高強度特性を兼備した高周波焼入れ用鋼材の製造方法。
（３） 鋼が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００２〜０．０３５％を含有することを特徴とする上記（１）または（２）記載の冷間加工性と高強度特性を兼備した高周波焼入れ用鋼材の製造方法。
【００１２】
本発明の製造方法を用いることにより、素材の段階では冷間加工性に優れ、高周波焼入れ後の製品の状態においては優れた強度特性を有する鋼材を得ることができる。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、優れた冷間加工性と高周波焼入れ性を実現するために、鋭意調査し、次の点を明らかにした。
【００１４】
（１）  鋼材の冷間加工性を向上させるために、固溶体硬化元素であるＳｉ、Ｐを低減することが必要である。また、同じ理由からＭｎ量を低めに抑えることが有効である。一方、高周波焼入れ後の高強度特性を得るためにＣ量を０．３８％超とし、高周波焼入れ性を確保する必要がある。
【００１５】
（２）  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、Ｃｒの添加、および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、固溶Ｎの固定が必要であり、そのために通常Ｔｉを添加する。ここで、ＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）は、冷間加工性を劣化させる。つまり、ＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）による析出硬化により冷間変形抵抗がアップするとともに、冷鍛割れの原因となる。そのため、Ｎ量を０．００７％未満に低減する。特開平３−１７７５３７号公報の技術が冷間加工性が不十分であるのは、その実施例の第１表から明らかなように、実施例５、７、１０を除いて、Ｎ量が０．００７０％以上であることが原因の一つと推定される。なお、実施例５、７、１０はＣｒ量が０．１５％未満であり、焼入れ性が不足していると推定される。さらに、固溶Ｎを固定するために添加するＴｉ量もＮ量に対応して、必要最小限とすることが必要である。また、酸化物系介在物は冷間鍛造性を劣化させるので酸素量を特定量以下に制限する必要がある。
【００１６】
（３）  素材の段階で硬さの向上を抑えて優れた冷間加工性を確保するためには、圧延ままで、実質的にベイナイト組織を含まないフェライト・パーライト組織とすることが必要である。
【００１７】
（４）  通常加熱の場合の焼き入れ性に比較して、高周波焼入れ性は急速加熱のために、前組織の影響を大きく受ける。粗大なフェライトがフェライトバンドとして列状に存在すると、炭化物の溶体化が不十分であり、高周波焼入れ後、硬さ不足や硬さムラを生じ、硬化層深さも浅くなる。本状態では、高周波焼入れ後の強度特性が不足する。つまり、高周波焼入れ後の高強度特性を確保するためには、前組織を適正な組織として、炭化物の溶体化不良を抑制することがポイントである。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そって、剪断き裂が発生・伝播し、低強度での破壊を招く。歯車のような曲げ応力が作用する場合も同様で、歯元において、低炭素マルテンサイト層に沿って、曲げ応力によるき裂が発生・伝播する。さらに、フェライト粒径が粗大なほど炭素の拡散距離が長くなり、上記の硬さムラは顕著になるため、硬さムラの防止と硬化層深さを深くするためには、フェライト粒径の微細化も重要である。以上から、フェライトの結晶粒径をある値以下に制限し、フェライトバンドを抑制することが必須である。従来技術の項で述べたように、特公平１−３８８４７号公報の実施例に記載された鋼をそのまま５〜４０ｋＨｚの周波数で高周波焼入れしても、捩り強度等の十分な強度特性を得ることは困難と考えられるのは、該材料がフェライトバンドとフェライト粒径という組織因子を全く配慮していないためである。ここで、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およ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。高周波焼入れ後の硬さムラを抑制するためには、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であることが必要である。なお、フェライトバンドの影響は、球状化焼鈍等の焼鈍後の組織にも引き継がれるため、球状化焼鈍材についてもフェライトの結晶粒径をある値以下に制限し、フェライトバンドを抑制することは有効である。
【００１８】
（５）  熱間加工後の鋼材のフェライトバンドの程度を軽減するためには、熱間加工時の加熱温度を１０８０℃以上と高めに設定し、圧延後の仕上げ温度・冷却条件を最適化すれば良い。
【００１９】
（６）  熱間加工後の鋼材のべイナイト組織の生成を抑えて実質的にフェライト・パーライト組織を得るためには、圧延後の仕上げ温度・冷却条件を最適化する必要がある。
【００２０】
（７）  なお、高周波焼入れ材の強度特性を向上させるためには、旧オーステナイト粒界の粒界強化がポイントである。旧オーステナイト粒界の粒界強化には、低Ｐ化、Ｂ添加が有効である。
【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】
まず、成分の限定理由について説明する。
【００２４】
Ｃは鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素であるが、０．３８％以下では必要な強さを確保することができず、０．５８％を越えると硬くなって冷間加工性が劣化するので、０．３８超〜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。
【００２５】
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、０．１５％を越えると、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０．０１〜０．１５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０３〜０．１％である。
【００２６】
Ｍｎは、高周波焼入れ性の確保に有効な元素であるが、０．２％未満ではその効果は不十分である。一方、０．６％を越えると、硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化するので、０．２％〜０．６％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．２５〜０．５％である。
【００２７】
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、０．０１６％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０．００５〜０．０１６％の範囲内にする必要がある。
【００２８】
Ｃｒは素材硬さの増加を抑えて高周波焼入れ性を向上させるのに有効な元素であるが、０．１５％未満ではその効果は不充分であり、０．６％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０．１５〜０．６％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．３〜０．５％である。
【００２９】
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。
【００３０】
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％を越えると、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。
【００３１】
Ｎは以下の２点の理由から極力低く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と結びつくと粗大なＴｉＮを生成し、硬さを増加させるとともに、ＴｉＮが冷鍛割れの原因となるため、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％未満に制限する必要がある。好適範囲は０．００５％以下である。
【００３２】
Ｔｉは鋼中でＮと結合してＴｉＮを生成するが、これによる固溶Ｎの固定によるＢＮの析出防止、つまり固溶Ｂの確保を目的として添加する。しかしながら、０．０２２％未満ではその効果は不十分である。一方、ＴｉをＮ含有量に応じて、３．４Ｎ＋０．０２％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。以上の理由から、その含有量をＮ含有量に応じて、０．０２２〜３．４Ｎ＋０．０２％の範囲内にする必要がある。好適範囲は、０．０２２〜３．４Ｎ＋０．０１５％である。
【００３３】
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％以下（０％を含む）に制限する必要がある。好適範囲は０．０１５％以下（０％を含む）である。
【００３４】
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（０％を含む）である。
【００３５】
次に、本願発明第２請求項では、Ｍｏ、Ｎｉの１種又は２種を含有する。
【００３６】
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が、０．０２％未満ではその効果は不十分であり、０．３％を越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０．０２〜０．３％の範囲内にする必要がある。
【００３７】
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、０．０２％未満ではその効果は不十分であり、１．０％を越えて添加すると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０２〜１．０％の範囲内にする必要がある。
【００３８】
次に、本願発明第３請求項では、Ｎｂを含有する。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、０．０３５％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０．００２〜０．０３５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は、０．００５〜０．０３％である。
【００４２】
次に、本発明は、加熱温度を１０８０℃以上、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜８７０℃、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。
【００４３】
まず、加熱温度を１０８０℃以上とするのは、次の理由による。加熱温度が１０８０℃未満では、フェライトバンドの評点が５を超えるほどにフェライトバンドが顕著になり、その後の高周波焼入れ後の硬さムラが増大する。また、加熱温度が１０５０℃未満では、加熱時にＴｉＣが溶体できずＴｉ（ＣＮ）として粗大化し、冷間加工性を劣化させる。そのため、熱間加工に際して、１０８０℃以上の温度で加熱することが必要である。好適範囲は１１００℃以上である。特に、Ｎｂ添加鋼において、高周波焼入れ後のオーステナイト粒度を１０番以上に微細化して高強度化を図るためには、加熱温度を１１００℃以上とするのが望ましい。
【００４４】
次に、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜８７０℃とするのは次の理由による。仕上げ温度が８４０℃未満では、フェライトバンドが評点５を超えるほどに顕著になり、その後の高周波焼入れ後の硬さムラが増大する。一方、仕上げ温度が８７０℃を超えると、圧延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、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜８７０℃とする。
【００４５】
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℃／ｓを越えると、圧延ままでの硬さの増加が顕著になり、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℃／ｓ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。
【００４６】
本願発明では、鋳片のサイズ、凝固時の冷却速度、分塊圧延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】
表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて、熱間加工により、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。
【００４９】
圧延後の棒鋼の組織観察を行い、フェライト結晶粒度、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。
【００５０】
また、圧延後の棒鋼のビッカース硬さを測定した。切削性は硬さに比例することから、硬さを切削性の指標とした。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。
【００５１】
また、圧延ままの棒鋼を球状化焼鈍した材料についても、上記の要領で硬さと冷鍛性の評価を行った。
【００５２】
さらに、圧延材から平行部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。
【００５３】
これらの調査結果を熱間加工条件とあわせて表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３５はＪＩＳのＳ４０Ｃの特性、また比較例３６はＪＩＳのＳ５３Ｃの特性である。本願発明例の０．４〜０．４２％Ｃ鋼については比較例３５と、本願発明例の０．４８〜０．５３％Ｃ鋼については比較例３６と比較すると、本発明例の冷間変形抵抗は、各比較例に比較して、概ね約１割以上小さく、また限界据え込み率も優れている。硬さも軟らかい。球状化焼鈍材についても同様のことが言える。さらに、本発明例の高周波焼入れ材の静的捩り強度、捩り疲労強度ともに優れている。
【００５５】
次に、表３において、比較例２４はＣの含有量が本願規定の範囲を下回った場合であり、高周波焼入れ材の硬化層硬さが低く、強度特性が不足する。比較例２５はＣの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、比較例２６はＳｉの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、本発明例に比較して、硬く、冷間加工性が劣る。比較例２７はＭｎの含有量が本願規定の範囲を下回った場合であり、高周波焼入れ材の硬化層深さが浅く、強度特性が不足する。比較例２８はＭｎの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、本発明例に比較して、硬く、冷間加工性が劣る。比較例２９はＣｒの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、本発明例に比較して、硬く、冷間加工性が劣る。
【００５６】
比較例３０はＮの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、冷鍛性の限界圧縮率が顕著に劣る。比較例３１はＴｉの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、硬く、冷間変形抵抗は高く、限界圧縮率も顕著に劣る。
【００５７】
比較例３２はＰの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、冷鍛性の限界圧縮率が劣化するとともに、高周波焼入れ後の強度特性が不足する。比較例３３はＯの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、冷鍛性の限界圧縮率が顕著に劣る。比較例３４はＮｂの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、硬く、冷間変形抵抗は高く、限界圧縮率も劣る。
【００５８】
次に、比較例３７は、熱間圧延加熱温度が本願規定の範囲を下回り、圧延方向に平行な断面のフェライトバンドの評点が本願規定の範囲を上回った場合であり、また、比較例３８は熱間圧延時の仕上げ温度が本願規定の範囲を下回り、圧延方向に平行な断面のフェライトバンドの評点が本願規定の範囲を上回った場合であり、ともに高周波焼入れ材の硬化層の硬さムラが大きく、静的捩り強度、捩り疲労強度ともに顕著に劣っている。比較例３９は、熱間圧延仕上げ温度が本願規定の範囲を上回った場合であり、比較例４０は熱間圧延に引き続く冷却速度が本願規定の範囲を上回った場合であり、ともに、ベイナイトを生成し、冷間加工性が顕著に劣る。
【００５９】
【表１】
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【００６０】
【表２】
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【００６１】
【表３】
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【００６２】
本発明の冷間加工性と高強度特性を兼備した高周波焼入れ用鋼材の製造方法を用いれば、得られた鋼材を使用して冷間鍛造や切削工程で製造される高強度高周波焼入れ部品の製造に際して、部品成形時には冷間加工性に優れ、同時に高周波焼入れ後には、優れれた強度特性を有する製品を得ることができる。本発明によって得られた鋼を用いることによって、製造工程の熱間鍛造から冷間鍛造への切り替え、工具寿命の向上、焼鈍の簡略化や省略が可能になる。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である。
【図１】
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【図２】
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