(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ：０．３８超〜０．５８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｎ：０．８５〜１．７％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、
Ｃｒ：０．３５％以下（０％を含む）、
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、０．０１５〜３．４Ｎ＋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り、
かつ、ミクロ組織はフェライト・パーライト組織であり、
フェライト結晶粒径が２５μｍ以下であり、
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高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた高周波焼入れ用鋼材。
【請求項２】
さらに、重量％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記載の高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた高周波焼入れ用鋼材。
【請求項３】
さらに、重量％で、
Ｎｂ：０．００２〜０．０３５％、
Ｖ：０．０３〜０．４％
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または請求項２記載の高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた高周波焼入れ用鋼材。
【請求項４】
請求項１から請求項３のいずれかに記載の成分の鋼を、加熱温度を１０５０℃以上、熱間圧延の仕上げ温度を７５０〜１０００℃、熱間圧延に引き続いて７５０〜５００℃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または棒鋼に熱間加工し、熱間加工後のミクロ組織がフェライト・パーライト組織であり、フェライト結晶粒径が２５μｍ以下であり、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である鋼材となるようにすることを特徴とする高強度特性と低熱処理歪み特性に優れ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、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、高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた高周波焼入れ用鋼材とその製造方法に関するものである。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。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歯車類、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。また、研磨工程や矯正工程の省略を狙いとした高周波焼入れ時に発生する熱処理歪みの低減の要求も強い。
【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。また、硬化層の硬さムラを防ぐことにより、熱処理歪みは減少する。以上のためには、正味の高周波焼入れ性を確保することが必須である。
【０００４】
これに対して、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。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静的捩り強度、捩り疲労強度、低熱処理歪み特性については、全く言及されていない。即ち、該公報記載の鋼材は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、低熱処理歪み特性については、言及されていない。また、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。やはり、該鋼材も正味の高周波焼入れ性が不足し、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、捩り疲労強度等は十分ではない場合が起きると考えられる。また、Ｎ量またはＳｉ量が高いために、冷間加工性が良くないと考えられる。
【０００６】
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。
【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材では、高周波焼入れ性は不十分であり、また高周波焼入れ後の強度特性と低熱処理歪み特性が不足すると考えられる。本発明はこのような問題を解決して、高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた高周波焼入れ用鋼材とその製造方法を提供するものである。尚、本発明で言う「高周波焼入れ」とは、５〜４０ｋＨｚの周波数で高周波焼入れを施すことを言う（以下、同様）。
【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。すなわち、本発明の請求項１〜３の発明は、
Ｃ：０．３８超〜０．５８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｎ：０．８５〜１．７％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、
Ｃｒ：０．３５％以下（０％を含む）、
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、０．０１５〜３．４Ｎ＋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、
または必要に応じてさらに、
Ｍｏ：０．０２〜０．３％、
Ｎｉ：０．０２〜１．０％のうち１種または２種を含有し、
または必要に応じてさらに、
Ｎｂ：０．００２〜０．０３５％、
Ｖ：０．０３〜０．４％のうち１種または２種を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
かつ、ミクロ組織はフェライト・パーライト組織であり、
フェライト結晶粒径が２５μｍ以下であり、
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高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた高周波焼入れ用鋼材である。
【０００９】
本発明の請求項４の発明は、上記に記載の成分の鋼を、加熱温度を１０５０℃以上、熱間圧延の仕上げ温度を７５０〜１０００℃、熱間圧延に引き続いて７５０〜５００℃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または棒鋼に熱間加工し、熱間加工後のミクロ組織がフェライト・パーライト組織であり、フェライト結晶粒径が２５μｍ以下であり、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である鋼材となるようにすることを特徴とする高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた高周波焼入れ用鋼材の製造方法である。
【００１０】
本発明の鋼材と製造方法を用いることにより、高周波焼入れ後に高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた製品得ることができる。
【００１１】
【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高強度特性と低熱処理歪み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。
【００１２】
優れた高強度特性と低熱処理歪み特性を実現するためには、上記のように硬化層の硬さムラを低減することがポイントであり、そのためには正味の高周波焼入れ性を高くすることが重要である。通常の炉加熱の場合の焼入れ性に比較して、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。従来技術の項で示した特開平５−１７９４００号公報、特開平３−１７７５３７号公報には、上記のようなフェライトバンドに関する規定がないために、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、捩り疲労強度等の強度特性は十分ではない場合が起きるものと考えられる。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．４Ｃｌａｓｓｉｆｉｃａｔｉｏｎｓ  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。
【００１３】
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１０５０℃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。
【００１４】
上記の炭化物のとけ込み不良を防止し、硬さムラを低減するためには、Ｃｒの含有量を低減し、Ｍｎの含有量を高くして焼入れ性を確保するとさらに有効である。
【００１５】
さらに、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。
【００１６】
次に、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、Ｓｉの低減と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、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％以下に低減する。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。
【００１７】
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、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。熱間加工後の鋼材にベイナイト組織の生成を抑えてフェライト・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。
【００１８】
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。
【００１９】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００２０】
まず、成分の限定理由について説明する。
【００２１】
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。
【００２２】
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。
【００２３】
Ｍｎは、高周波焼入れ性の向上に有効な元素である。高強度特性と低熱処理歪み特性を重視して、十分な焼入れ性を確保するためには、０．８５％未満ではその効果は不十分である。一方、１．７％を越えると、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。
【００２４】
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、０．１５％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０．００５〜０．１５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．００５〜０．０４％である。
【００２５】
Ｃｒは焼入れ性の向上に有効な元素である。但し、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やすくなり、硬さムラの原因となる。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（０％を含む）に制限する必要がある。好適範囲は０．１５％以下である。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
【００２８】
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（０％を含む）に制限する必要がある。好適範囲は０．００５％以下である。
【００２９】
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、０．０１５％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、０．０１５〜３．４Ｎ＋０．０２％の範囲内にする必要がある。好適範囲は、０．０２〜３．４Ｎ＋０．０１５％である。
【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。従ってその含有量を０．０２５％（０％を含む）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】
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％以下である。
【００３２】
次に、本発明第２請求項では、Ｍｏ、Ｎｉの１種又は２種を含有する。
【００３３】
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。
【００３４】
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。
【００３５】
次に、本発明第３請求項では、Ｎｂ、Ｖの１種又は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。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。
【００３７】
ＶもＮｂと同様の効果を狙いとして添加する。０．０３％未満ではその効果は不十分である。一方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０．０３〜０．４％の範囲内にする必要がある。好適範囲は、０．０５〜０．３％である。
【００３８】
次に、本発明では、熱間加工後のミクロ組織がフェライト・パーライト組織であり、フェライト結晶粒径を２５μｍ以下に制限し、かつ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。
【００３９】
まず、ミクロ組織をフェライト・パーライト組織としたのは、ミクロ組織にベイナイトやマルテンサイト組織のような硬質組織が混入すると、冷間加工性が顕著に劣化し、冷間鍛造や切削が困難になるためである。
【００４０】
次に、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、図１に示したように、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き裂力が生成し、低い強度で破壊する。以上の現象は、フェライト粒径が２５μｍを超え、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、フェライト結晶粒径を２５μｍ以下に制限し、かつ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、フェライト結晶粒径を２０μｍ以下、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。なお、本発明で言うフェライト粒径とは、フェライトの形態が粒状の場合はその円相当径に相当し、またフェライトの形態が板状の場合はその幅に相当する。
【００４１】
次に、本発明の請求項４は、加熱温度を１０５０℃以上、熱間圧延の仕上げ温度を７５０〜１０００℃、熱間圧延に引き続いて７５０〜５００℃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。
【００４２】
まず、加熱温度を１０５０℃以上とするのは、次の理由による。加熱温度が１０５０℃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が溶体化できず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、１０５０℃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。
【００４３】
次に、熱間圧延の仕上げ温度を７５０〜１０００℃とするのは次の理由による。仕上げ温度が７５０℃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１０００℃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７５０〜１０００℃とする。好適範囲は８００〜９６０℃である。
【００４４】
次に、熱間圧延に引き続いて７５０〜５００℃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。
【００４５】
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。
【００４６】
【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。
【００４７】
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。比較鋼Ｎｏ．ｋはＪＩＳのＳ４０Ｃであり、Ｎｏ．ｌはＪＩＳのＳ５３Ｃである。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。
【００４８】
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。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
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９５０℃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。なお、比較例３７、３８については、最高加熱温度１０３０℃の条件で高周波焼入れを行った。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。
【００５２】
さらに、圧延材から直径２２ｍｍ×長さ２００ｍｍの試験片を作成した。本試験片について、上記の捩り試験片と同じ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、試験片の中央部の振れ量を測定することにより、高周波焼入れによる熱処理歪み量を測定した。
【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３７はＪＩＳのＳ４０Ｃの特性、また比較例３８はＪＩＳのＳ５３Ｃの特性である。本発明例の０．４〜０．４２％Ｃ鋼については比較例３７と、本発明例の０．４７〜０．５４％Ｃ鋼については比較例３８と比較すると、本発明例の冷間変形抵抗は概ね小さく、限界据え込み率は概ね優れており、また硬さは概ね小さい。つまり、本発明例の冷間加工性は、比較例３７、３８に比較して優れている。球状化焼鈍材についても同様のことが言える。一方、本発明例は、比較例３７、３８に比較して高周波焼入れ時の最高加熱温度を低めに設定しているが、それにもかかわらず、本発明例の高周波焼入れ材の静的捩り強度、捩り疲労強度は比較例３７、３８に比較してともに優れている。熱処理歪みも小さい。
【００５５】
次に、表３において、比較例２７はＣの含有量が本発明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２８はＣの含有量が本発明規定の範囲を上回った場合であり、比較例２９はＳｉの含有量が本発明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３０はＭｎの含有量が本発明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、硬さムラも大きく、強度特性が不足する。比較例３１はＭｎの含有量が本発明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３２はＣｒの含有量が本発明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、また高周波焼入れ後の硬さムラも大きく、熱処理歪みも大きい。
【００５６】
比較例３３はＮの含有量が本発明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Ｔｉの含有量が本発明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３５はＰの含有量が本発明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３６はＯの含有量が本発明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。
【００５８】
次に、比較例３９は、熱間圧延加熱温度が本発明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発明規定の範囲を上回った場合であり、また、比較例４０は熱間圧延時の仕上げ温度が本発明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発明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４１は、熱間圧延仕上げ温度が本発明規定の範囲を上回った場合であり、比較例４２は熱間圧延に引き続く冷却速度が本発明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。比較例４３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、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。
【００５９】
【表１】
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【００６０】
【表２】
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【００６１】
【表３】
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【００６２】
【発明の効果】
本発明の高強度特性と低熱処理歪みに優れた高周波焼入れ用鋼材とその製造方法を用いれば、５〜４０ｋＨｚの周波数で高周波焼入れを施す高強度高周波焼入れ部品の製造に際して、高周波焼入れ後の硬さムラが低減でき、優れた強度特性と低熱処理歪み特性を有する製品を得ることができる。本発明鋼を用いることによって、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歯車類やシャフト類の高強度化が可能になる。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顕微鏡写真である（倍率：２８倍）。
【図１】
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【図２】
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