JP5423571B2

JP5423571B2 - 高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材

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Publication number: JP5423571B2
Application number: JP2010106900A
Authority: JP
Inventors: 善弘大藤
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-05-07
Filing date: 2010-05-07
Publication date: 2014-02-19
Anticipated expiration: 2030-05-07
Also published as: JP2011236451A

Description

本発明は、高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材、詳しくは、球状化焼鈍後に少なくとも一部分を高周波焼入れして製造される部品の素材として用いるのに好適な熱間加工された高炭素鋼材に関し、特に軸受要素部品の素材として用いるのに好適である。

自動車や産業機械に用いられる部品のうち、高炭素鋼を用いるものは、鋼線材・棒鋼を球状化焼鈍した後、あるいは、鋼線材・棒鋼を熱間鍛造してから球状化焼鈍した後、冷間鍛造、または／および、切削加工を施し、その後、炉加熱した後に油焼入れすることによって硬化処理することが多い。しかし、炉加熱の場合、部品全体が高温の状態から焼入れられるため、焼入れ時の変形が大きくなるし、焼割れが発生しやすい。また炉加熱の場合、多量のエネルギーを必要とする。

そのため、近年、部品の表層部のみを高周波焼入れされることが多くなっている。しかし、高周波焼入れの場合、粗大なセメンタイトが残存しやすい、あるいは過熱された際、オーステナイト粒が粗大化しやすい場合があり、その場合、面疲労試験での疲労寿命が低下してしまう。

そこで、高周波焼入れしても、粗大なセメンタイトの生成、および過熱された際のオーステナイト粒の粗大化を安定して防止できる鋼材が求められており、例えば、特許文献１〜３に高周波焼入れ用軸受鋼材に関する技術が開示されている。

特許文献１には、Ｔｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物の粒子を分散させるとともに高周波焼入れを行うことにより、冷間引抜き加工性に優れ、かつ長寿命で耐摩耗性の高い転動部材が開示されている。

特許文献２には、高周波加熱前の組織、およびＭｎ、Ｓｉなどの元素の含有量を調整することを特徴とする「高寿命高周波焼入れ軸受用鋼材」に関する技術が開示されている。また、特許文献２では、Ａｌ含有量、およびＮ含有量を限定することにより、ＡｌＮの析出挙動を通じて、オーステナイト粒の微細化に寄与することが開示されている。

特許文献３には、特定量のＳｉとＮｉを同時に含有させた場合に、優れた転動疲労寿命の得られることが開示されている。

特開２０００−８０４４６号公報特開平８−３１１６１５号公報特開平９−２９１３３７号公報

面疲労試験で優れた耐摩耗性を得るためには、高周波焼入れ後にセメンタイト粒子を分散させることが有効なため、鋼材のＣ含有量を増加させる必要があるが、そのために過共析鋼を用いると、熱間圧延、あるいは熱間鍛造後に初析セメンタイトが生成しやすい。初析セメンタイトはオーステナイト粒界に沿って生成するため、粗大になりやすく、その後の特性に影響を与えると考えられるが、特許文献１では、それに対する配慮がなされていない。

特許文献２および３で開示された技術は、Ｃ含有量が低いので、面疲労強度や耐摩耗性に劣る。また、特許文献２に開示された技術では、Ａｌ含有量とＮ含有量については配慮されているものの、ＡｌＮの分散状態については配慮されておらず、高周波加熱時のオーステナイト粒粗大化を必ずしも安定して防止できるというものではない。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、良好な面疲労強度、および耐摩耗性を有する高周波焼入れ部品の素材として好適な熱間加工高炭素鋼材、なかでも、高周波焼入れ後のオーステナイト粒の粗大化を安定して防止でき、高周波焼入れ部品の素材として好適な、高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材を提供することである。

なお、本発明では、加熱速度１５０℃／秒で１２００℃に加熱し、２秒保持後に急冷したときのオーステナイト結晶粒の平均粒度番号が６番未満である場合に、オーステナイト粒が粗大化したものとする。

本発明者は、良好な面疲労強度と耐摩耗性を有する高周波焼入れ部品を得るための化学成分、組織などについて調査・研究を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。

（ａ）高周波焼入れ部品が、良好な面疲労強度と耐摩耗性を得るためには、Ｃ含有量が０．８５％以上必要である。

（ｂ）Ｃ含有量を０．８５％以上にすると、熱間加工の一形態である熱間圧延、あるいは熱間鍛造（以下、簡単のために、熱間圧延と熱間鍛造をまとめて「熱間圧延」ということがある。）の後に初析セメンタイトの生成量が多くなる。初析セメンタイトはオーステナイト粒界に沿って生成し、その長径が大きいと、球状化焼鈍後もセメンタイトが粗大、かつ点列状に存在するため、面疲労強度を低下させる。

（ｃ）高周波加熱では、角部や穴部で過熱されやすく、その部分でオーステナイト粒の粗大化が生じやすい。オーステナイト粒の粗大化が顕著になると面疲労強度が低下する。

（ｄ）オーステナイト粒の粗大化を抑制するためには、球状化焼鈍中にＡｌＮを析出させることが有効なため、熱間圧延、あるいは熱間鍛造後のＡｌＮの析出量を抑制する必要がある。

（ｅ）量産工程として一般的な、大断面での連続鋳造後の鋳片には、粗大なＡｌＮが生成しており、これが熱間圧延材で残存していると、たとえＡｌＮの析出量が少なくても、高周波加熱時にオーステナイト粒が粗大化しやすい。

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部品用熱間加工高炭素鋼材にある。

（１）高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材であって、
質量％で、Ｃ：０．８５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１〜１．２％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０５％およびＮ：０．００６〜０．０２０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）がそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下およびＯ：０．００２％以下の化学組成を有し、
ＡｌＮとして析出しているＡｌ量が０．００５％以下で、かつ、直径１００ｎｍ以上のＡｌＮの個数密度が５個／１００μｍ²以下であり、
さらに、組織がパーライトと初析セメンタイトで構成され、
極値統計法によって求められる初析セメンタイトの最大長径が、１００ｍｍ²中で６０μｍ以下である、
ことを特徴とする高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｉ：１．５％以下およびＭｏ：０．８％以下のうちから選ばれる１種以上を含有する、
ことを特徴とする上記（１）に記載の高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材。

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下およびＶ：０．２％以下のうちから選ばれる１種以上を含有する、
ことを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材。

なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップあるいは環境などから混入するものを指す。

ＡｌＮの「直径」とは、一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて観察したＡｌＮの長径と短径の算術平均を指す。

なお、「極値統計法」による初析セメンタイトの最大長径は、次に示す手順で求めたものを指す。

〔１〕鋼材の断面を鏡面研磨した後、その研磨面を被検面として、検査基準面積Ｓ₀（ｍｍ²）を決める。

〔２〕上記Ｓ₀（ｍｍ²）中で最大の長径を有する初析セメンタイトを選び、その長径Ｌmax（μｍ）を測定する。

〔３〕上述した測定を、重複しない場所でｎ回繰り返して行う。但し、ｎは１０以上の整数である。

〔４〕測定したｎ個のＬmaxを小さい順に並べ直し、それぞれＬmax_j（ｊ＝１〜ｎ）とする。

〔５〕それぞれのｊについて下記の基準化変数ｙjを計算する。
ｙj＝−ｌｎ［−ｌｎ｛ｊ／（ｎ＋１）｝］。

〔６〕極値確率用紙の座標横軸にＬmax_j、縦軸に基準化変数ｙjをとって、ｊ＝１〜ｎについてプロットし、最小二乗法により近似直線を求める。

〔７〕評価面積を１００ｍｍ²、Ｔ＝１００／Ｓ₀として下記の式からｙの値を求め、上記の近似直線を用いて、前記ｙの値におけるＬmaxの値を読みとり、これを評価面積１００ｍｍ²中での初析セメンタイトの最大長径とする。
ｙ＝−ｌｎ［−ｌｎ｛（Ｔ−１）／Ｔ｝］。

本発明の高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材は、高周波焼入れ後にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止でき、良好な面疲労強度、および耐摩耗性が要求される軸受要素部品等の高周波焼入れ部品の素材として好適に用いることができる。

２円筒型面疲労試験に用いた小ローラー試験片の形状を示す図である。なお、寸法の単位は「ｍｍ」である。２円筒型面疲労試験に用いた大ローラー試験片の形状を示す図である。なお、寸法の単位は「ｍｍ」である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成：
Ｃ：０．８５〜１．１０％
Ｃは、高周波焼入れ後の鋼材組織中のマトリックス中のＣ濃度、およびセメンタイト残存量を適正化して面疲労強度と耐摩耗性を高める作用を有する。しかし、その含有量が０．８５％未満ではその効果が不十分であり、所望の耐摩耗性を確保し難い。一方、Ｃの含有量が１．１０％を超えると鋼の凝固時に非常に粗大なセメンタイトが生成しやすいために、目標とする面疲労寿命が得られない。したがって、Ｃの含有量を０．８５〜１．１０％とした。なお、Ｃの含有量は０．９０％以上、１．００％以下とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．１〜１．２％
Ｓｉは、面疲労寿命を高めるとともに脱酸作用を有する。これらの効果を発揮させるためには、０．１％以上のＳｉを含有させることが必要である。一方、Ｓｉの含有量が１．２％を超えると冷間加工性の低下が顕著になる。したがって、Ｓｉの含有量を０．１〜１．２％とした。なお、Ｓｉの含有量は０．２％以上、０．８％以下とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるとともにＳによる熱間脆性を防止する作用を有する。これらの効果を発揮させるためには、Ｍｎを０．３％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると冷間加工性の低下が顕著になる。したがって、Ｍｎの含有量を０．３〜１．５％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．５％以上、１．０％以下とすることが好ましい。

Ｓ：０．０５％以下
Ｓは、鋼中に不純物として含有される元素である。また、積極的に含有させればＭｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる作用を有するが、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり、面疲労強度を低下させる傾向があり、特に、その含有量が０．０５％を超えると、面疲労強度の低下が顕著になる。したがって、Ｓの含有量０．０５％以下とした。なお、Ｓの含有量は０．０１５％以下であることが好ましい。一方、被削性を高める観点からは、Ｓは０．００１％以上を含有させることが好ましく、０．００３％以上含有させればより好ましい。

Ｃｒ：０．１〜１．０％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を発揮させるためには、Ｃｒを０．１％以上含有させる必要がある。しかし、Ｃｒは過剰に含有するとセメンタイト中に濃化してオーステナイト中でセメンタイトを安定化させるので、高周波加熱後に粗大なセメンタイトが残存してしまう。特に、その含有量が１．０％を超えると、その傾向が顕著になる。したがって、Ｃｒの含有量を０．１〜１．０％とした。なお、Ｃｒの含有量は０．２％以上、０．７％以下とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０１５〜０．０５％
Ａｌは、脱酸作用を有すると同時に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、高周波加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０１５％未満では、他の要件を満たしていても、本発明で目標とするオーステナイト粒粗大化防止効果が得られない。また、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると、粗大な酸化物系介在物の生成が顕著になり、面疲労強度が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．０１５〜０．０５％とした。なお、Ａｌの含有量は０．０２％以上、０．０４％以下であることが好ましい。

Ｎ：０．００６〜０．０２０％
Ｎは、Ａｌと結合して窒化物を、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと結合して炭化物、窒化物、炭窒化物を形成しやすい元素である。本発明においては、上記の窒化物のうちＡｌの窒化物、Ｎｂの炭化物、窒化物、炭窒化物、Ｖの炭化物、窒化物、炭窒化物、が、高周波加熱時のオーステナイト粒粗大化防止効果を有する。しかしながら、Ｎの含有量が０．００６％未満では、他の要件を満たしていても、本発明で目標とするオーステナイト粒粗大化防止効果が得られない。一方、Ｎの含有量が０．０２０％を超えると、特に製鋼工程において、安定して量産することが難しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００６〜０．０２０％とした。なお、Ｎの含有量は０．００８％以上、０．０１５％以下であることが好ましい。

本発明の高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材の化学組成の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）がそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下およびＯ：０．００２％以下のものである。

以下、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯについて説明する。

Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素で、０．０２５％を超えると、面疲労強度を低下させる。したがって、不純物中のＰの含有量を０．０２５％以下とした。なお、不純物中のＰの含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００３％以下
Ｔｉは、Ｎと結合して硬質で粗大な窒化物を形成しやすく、面疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｔｉの含有量が０．００３％を超えると、面疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＴｉ含有量を０．００３％以下とした。なお、不純物元素としてのＴｉの含有量は０．００２％以下にすることが好ましく、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることがさらに望ましい。

Ｏ（酸素）：０．００２％以下
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、面疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が０．００２％を超えると、面疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＯ含有量を０．００２％以下とした。なお、不純物元素としてのＯの含有量は０．００１％以下にすることが好ましく、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることがさらに望ましい。

本発明の高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材の化学組成の他の一つは、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ、Ｍｏ、ＮｂおよびＶのうちから選ばれる１種以上の元素を含有するものである。

以下、任意元素である上記Ｎｉ、Ｍｏ、ＮｂおよびＶの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

ＮｉおよびＭｏは、いずれも、焼入れ性を高める作用を有する。このため、より大きな焼入れ性を得たい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＮｉおよびＭｏについて説明する。

Ｎｉ：１．５％以下
Ｎｉは、焼入れ性を高める効果があり、より面疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が１．５％を超えると、焼入れ性の向上による面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、冷間加工性の低下が顕著になる。したがって、含有させる場合のＮｉの含有量を１．５％以下とした。なお、含有させる場合のＮｉの含有量は０．８％以下であることが好ましい。

一方、前記したＮｉの焼入れ性の向上による面疲労強度を高める効果を確実に得るためには、含有させる場合のＮｉの含有量は、０．１％以上であることが好ましい。

Ｍｏ：０．８％以下
Ｍｏは、焼入れ性を高める効果があり、より面疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．８％を超えると、面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、冷間加工性の低下が顕著になる。したがって、含有させる場合のＭｏの含有量を０．８％以下とした。なお、含有させる場合のＭｏの含有量は０．４％以下であることが好ましい。

一方、前記したＭｏの焼入れ性の向上による面疲労強度を高める効果を確実に得るためには、含有させる場合のＭｏの含有量は、０．０５％以上であることが好ましい。

上記のＮｉおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は２．３％以下であってもよいが、１．２％以下とすることが好ましい。

ＮｂおよびＶは、いずれも、前述したＡｌＮによる高周波加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を補完する作用を有するため、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＮｂおよびＶについて説明する。

Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、Ｃ、Ｎと結合して炭化物、窒化物、炭窒化物を形成しやすく、前述したＡｌＮによる高周波加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を補完するのに有効な元素である。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０５％を超えると、オーステナイト粒粗大化防止の効果がむしろ低下する。このため、合金コストが嵩んで、経済性を損なうことになる。したがって、含有させる場合のＮｂの含有量を０．０５％以下とした。なお、含有させる場合のＮｂの含有量は０．０３％以下であることが好ましい。

一方、前記したＮｂのオーステナイト粒粗大化防止効果を確実に得るためには、含有させる場合のＮｂの含有量は、０．００５％以上であることが好ましい。

Ｖ：０．２％以下
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合して炭化物、窒化物、炭窒化物を形成しやすく、前述したＡｌＮによる高周波加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を補完するのに有効である。しかしながら、Ｖの含有量が０．２％を超えると、オーステナイト粒粗大化防止の効果がむしろ低下する。このため、合金コストが嵩んで、経済性を損なうことになる。したがって、含有させる場合のＶの含有量を０．２％以下とした。なお、含有させる場合のＶの含有量は０．１％以下であることが好ましい。

一方、前記したＶのオーステナイト粒粗大化防止効果を確実に得るためには、含有させる場合のＶの含有量は、０．０２％以上であることが好ましい。

上記のＮｂおよびＶは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は０．２５％以下であってもよいが、０．１４％以下とすることが好ましい。

（Ｂ）ＡｌＮとして析出しているＡｌ量、および直径１００ｎｍ以上のＡｌＮの個数密度：
熱間加工鋼材において、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量が０．００５％以下で、かつ、直径１００ｎｍ以上のＡｌＮの個数密度が５個／１００μｍ²以下であれば、高周波加熱時のオーステナイト粒粗大化を抑制することができる。

したがって、本発明においては、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量が０．００５％以下で、かつ、直径１００ｎｍ以上のＡｌＮの個数密度が５個／１００μｍ²以下であることと規定した。

なお、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量は、例えば、適宜の試験片を採取し、一般的な条件である、１０％ＡＡ系電解液を用い、電流密度２５０〜３５０Ａ／ｍ²で抽出（電気分解）し、抽出した溶液をメッシュサイズ０．２μｍのフィルタでろ過して、ろ過物について一般的な化学分析を行うことによって求めることができる。なお、前述した１０％ＡＡ系電解液とは、１０体積％アセチルアセトン−１質量％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール溶液である。

また、１００ｎｍ以上のＡｌＮについては、例えば、鋼材の中心部を含むように抽出レプリカ試料を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて、倍率２００００倍、１視野あたりの面積１０μｍ²で、ランダムに各１０視野観察することによって、面積１００μｍ²当たりの個数密度として求めることができる。

なお、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量は０．００３％以下であることが好ましく、また、直径１００ｎｍ以上のＡｌＮの個数密度は３個／１００μｍ²以下であることが好ましい。

（Ｃ）組織
熱間圧延後、あるいは熱間鍛造後のミクロ組織は、球状化焼鈍を行った後も粗大なセメンタイトの分布状態などに傾向としては引き継がれ、それが、高周波焼入れ後の面疲労強度に影響を及ぼすと考えられる。

このため、ミクロ組織を適正なものにする必要がある。そして、組織がパーライトと初析セメンタイトで構成され、極値統計法によって求められる初析セメンタイトの最大長径が、１００ｍｍ²中で６０μｍ以下の場合に、優れた面疲労強度を得ることができる。

組織中にベイナイトやマルテンサイトを含む場合には、マルテンサイトやベイナイトが硬質で延性が低いことに起因して、熱間加工鋼材の矯正や運搬時に割れが発生しやすくなる。

上記の組織における「相」は、例えば、熱間加工鋼材の長手方向に垂直、かつ、中心部を含む断面を切り出した後、鏡面研磨してナイタールで腐食した試験片について、走査型電子顕微鏡を用いて倍率１０００倍で、視野の大きさを１００μｍ×１００μｍとして重複しない場所でランダムに各１５視野観察することによって同定することができる。

また、上記の各視野に関し、極値統計法に基づく前述の〔１〕〜〔７〕の手順において、「ｎ＝１５」とすることにより、１００ｍｍ²中での初析セメンタイトの最大長径を求めることができる。前記の初析セメンタイトの最大長径は４０μｍ以下であることが好ましい。なお、工業的な規模で安定した量産を行うためには、鋼材の広い領域で初析セメンタイトの最大長径を評価する必要があるが、「極値統計法」はその評価方法として優れた方法である。

上記のＡｌＮとして析出しているＡｌ量、ＡｌＮの個数密度（分散状態）およびミクロ組織には、鋼の化学組成、鋳片や鋼片の製造条件、鋳片や鋼片における成分元素の偏析、熱間加工鋼材（熱間圧延棒鋼、線材、熱間鍛造粗形部品など）を製造する際の熱間加工条件、および熱間加工の後の冷却速度などが影響する。

そこで、上記のＡｌＮとして析出しているＡｌ量、ＡｌＮ分散状態およびミクロ組織を得る方法の一例として、以下、０．９５〜１．００％のＣ、０．４〜０．６％のＳｉ、０．６〜１．０％のＭｎ、０．３〜０．６％のＣｒ、０．０２〜０．０４％のＡｌおよび０．００８〜０．０１５％のＮを含有する鋼を用いた場合について示す。なお、本発明の高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材の製造方法は、これに限るものではないことはもちろんである。

・鋳片に加熱温度１２３０〜１２８０℃、かつ、加熱時間５時間以上の加熱を施してから分塊圧延すること、
・分塊圧延後の鋼片の冷却は放冷とすること、
・鋼片の加熱温度を１２３０〜１２５０℃、かつ、加熱時間を１．５時間以上として熱間加工すること、
・熱間加工仕上げ温度を９５０〜１０５０℃とし、仕上げ加工後は、大気中での放冷（以下、単に「放冷」という。）程度の平均冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却すること、
・熱間加工鋼材が断面の形状が円形の棒鋼または線材の場合には、直径が１５〜５０ｍｍであること。熱間加工鋼材が断面の形状が円形でない棒鋼または線材の場合には、長手方向に垂直な横断での断面積が１８０〜２０００ｍｍ²であること。熱間加工鋼材が粗形部品の場合には、主たる部位の横断での断面積が１８０〜２０００ｍｍ²であること。

なお、熱間加工における仕上げ加工後の冷却は、６００℃以下の温度に至った時点で、ミスト冷却、水冷など、適宜の手段で冷却してもよい。

本明細書における加熱温度とは加熱炉の炉内温度の平均値、加熱時間とは在炉時間を意味する。また、熱間加工の仕上げ温度とは熱間加工で所定の形状に成形した際の棒鋼、線材、粗形部品の表面温度を指し、さらに、仕上げ加工後の平均冷却速度も、棒鋼、線材、粗形部品の表面平均冷却速度を指す。

以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。

（実施例１）
表１に示す化学組成を有する鋼Ｚ、鋼αおよび鋼βを７０トン転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角の鋳片（ブルーム）を作製し、６００℃まで冷却した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。上記の鋼αおよび鋼βはいずれも、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Ｚは、化学組成が本発明で規定する範囲外にある鋼である。なお、この鋼Ｚは、高周波焼入れ部品の素材として一般的に用いられるＪＩＳ規格のＳ５５Ｃ鋼に相当する鋼であり、面疲労強度および耐摩耗性の評価基準とするために用いた。

このようにして作製した鋳片を、上記の６００℃から１２５０℃に加熱した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を作製し、室温まで冷却した。さらに、上記１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を加熱した後、熱間圧延を行って直径３０ｍｍの棒鋼を得た。

表２に、製造条件〈１〉〜〈８〉として、４００ｍｍ×３００ｍｍの鋳片から直径３０ｍｍの棒鋼に仕上げるに際しての、鋳片の加熱条件、分塊圧延後の冷却条件、鋼片の加熱条件、棒鋼圧延の圧延仕上げ温度と圧延後の冷却条件の詳細を示す。

上記のようにして得た直径３０ｍｍの各棒鋼について、横断面において中心部から半径の１／３までの領域を観察して、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量および直径１００ｎｍ以上のＡｌＮの個数密度を調査した。また、組織については、横断面について、走査型電子顕微鏡を用いて倍率１０００倍で、視野の大きさを１００μｍ×１００μｍとして重複しない場所でランダムに各１５視野観察して「相」の同定を行った。また、上記の各視野に関して、極値統計法に基づく前述の〔１〕〜〔７〕の手順において、「ｎ＝１５」とすることにより、１００ｍｍ²中での初析セメンタイトの最大長径を求めた。以下、その具体的な調査方法について説明する。

先ず、直径３０ｍｍの棒鋼から、中心部を含むように直径１０ｍｍの円柱形状の試験片を採取した。この試験片について、一般的な条件である、１０％ＡＡ系電解液を用いて、電流密度２５０〜３５０Ａ／ｍ²で抽出（電気分解）した。抽出した溶液をメッシュサイズ０．２μｍのフィルタでろ過して、ろ過物について一般的な化学分析を行って、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量を求めた。

また、直径３０ｍｍの棒鋼の横断面において中心部から半径の１／３までの領域から、一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて、倍率２００００倍、１視野あたりの面積１０μｍ²で、ランダムに各１０視野観察し、直径が１００ｎｍ以上のＡｌＮについて面積１００μｍ²当たりの個数密度を求めた。

さらに、直径３０ｍｍの棒鋼の長手方向に垂直、かつ、中心部を含む断面を切り出した後、鏡面研磨してナイタールで腐食した試験片について、走査型電子顕微鏡を用いて倍率１０００倍で、視野の大きさを１００μｍ×１００μｍとして重複しない場所でランダムに各１５視野観察して「相」の同定を行った。

また、上記の各視野について、極値統計法に基づく前述の〔１〕〜〔７〕の手順において、「ｎ＝１５」とすることによって、すなわち、
〔１〕検査基準面積を０．０１ｍｍ²とし、
〔２〕上記検査基準面積０．０１ｍｍ²中で最大の長径を有する初析セメンタイトを選び、その長径Ｌmax（μｍ）を測定し、
〔３〕上述した測定を、重複しない場所で１５回繰り返して行い、
〔４〕測定した１５個のＬmaxを小さい順に並べ直し、それぞれＬmax_j（ｊ＝１〜１５）とし、
〔５〕それぞれのｊについて、
ｙj＝−ｌｎ｛−ｌｎ（ｊ／１６）｝
の式から基準化変数ｙjを計算し、
〔６〕極値確率用紙の座標横軸にＬmax_j、縦軸に基準化変数ｙjをとって、ｊ＝１〜１５についてプロットし、最小二乗法により近似直線を求め、
〔７〕Ｔ＝１００／０．０１＝１００００を、
ｙ＝−ｌｎ［−ｌｎ｛（Ｔ−１）／Ｔ｝］
の式に代入して、ｙの値９．２を求め、上記の近似直線を用いて、前記ｙの値におけるＬmaxの値を読みとることによって、
評価面積１００ｍｍ²中での初析セメンタイトの最大長径を求めた。

また、直径３０ｍｍの棒鋼を一般的な大気炉を用いて、７７０℃で３時間加熱した後、５℃／時間の冷却速度で６８０℃まで冷却し、その後放冷する条件で、球状化焼鈍を行った。次いで、上記の球状化焼鈍した直径３０ｍｍの棒鋼から、直径３．０ｍｍ、長さ１０ｍｍの試験片と、図１に示す形状の２円筒型面疲労試験用の小ローラー試験片を作製した。なお、図１における寸法の単位は「ｍｍ」である。

上記の試験片のうちで、直径３．０ｍｍ、長さ１０ｍｍの試験片は、高周波加熱での過熱を模擬するための試験に供した。

先ず、富士電波製フォーマスタ試験機を用いて、上記の試験片を平均加熱速度１５０℃／秒で、１２００℃に加熱し、２秒保持後にヘリウムガスによって急冷した。次に、上記のようにして得た各試験片の横断面を鏡面研磨し、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食した後、光学顕微鏡を用いてＪＩＳＧ０５５１（２００５）に規定される方法によってオーステナイト粒度番号を測定した。

オーステナイト結晶粒の平均粒度番号が６番未満である場合に、オーステナイト粒が粗大化したと判定した。なお、オーステナイト粒粗大化防止効果の目標は、上記条件で熱処理した場合にオーステナイト粒が粗大化しないこととした。

一方、図１に示す形状の２円筒型面疲労試験用の小ローラー試験片は、その直径２６ｍｍの部分を高周波加熱により、平均加熱速度３００℃／秒で表面温度が１０００〜１０３０℃になるまで加熱した後、水冷によって冷却した。なお、１７０℃で１時間焼戻しを行った後のビッカース硬さが５５０以上である表面からの距離が１．５〜２．０ｍｍになるように高周波焼入れ条件を調整した。上記水冷後の試験片は、一般的な大気炉を用いて、１７０℃で１時間焼戻しを行った後、室温まで放冷した。

２円筒型面疲労試験は、上記の２円筒型面疲労試験用小ローラーと図２に示す形状の２円筒型面疲労試験用大ローラーの組み合わせで、表３に示す条件で行った。上記大ローラーのクラウニングは１００ｍｍＲとした。なお、図２における寸法の単位は「ｍｍ」である。

上記２円筒型面疲労試験用大ローラーは、ＪＩＳ規格のＳＵＪ２鋼を用い、一般的な工程、すなわち通常の「球状化焼鈍→試験片加工→焼入れ→焼戻し→研磨」の工程で作製した。

各試験番号について、２円筒型面疲労試験における試験数は７とし、縦軸に面圧を、横軸に破壊までの繰り返し数をとったＳ−Ｎ線図を作成し、繰り返し数２．０×１０⁷回での面圧を面疲労強度とした。

前述のとおり、鋼Ｚは、高周波焼入れ部品の素材として一般的に用いられるＪＩＳ規格のＳ５５Ｃ鋼に相当する鋼であるため、鋼Ｚを用いた試験番号１の面疲労強度を１００として規格化し、これを２０％以上上回ることを面疲労強度の目標とした。また、面圧２８００ＭＰａで試験したときに、２．０×１０⁶回で試験を中断し、その時の最大摩耗量を粗さ計を用いて測定し、鋼Ｚを用いた上記試験番号１の摩耗量を１００として規格化し、それを４０％以上下回ることを耐摩耗性の目標とした。

表４に、上記の各調査結果を、棒鋼の製造条件とともにまとめて示す。なお、表４における製造条件記号は、前記表２に記載した条件記号に対応するものである。

表４から、化学組成が本発明で規定する範囲内にあり、しかも、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量、直径１００ｎｍ以上のＡｌＮの個数密度、組織および極値統計法によって求められる１００ｍｍ²中での初析セメンタイトの最大長径の全てが本発明で規定する条件を満たす「本発明例」の試験番号３および１１の場合には、１２００℃に加熱し、２秒保持しても粗粒が発生しておらず、目標とするオーステナイト粒粗大化防止効果が得られていることがわかる。上記試験番号の場合には、２円筒型面疲労試験を行った場合の面疲労強度および耐摩耗性も良好で、目標を達成できていることが明らかである。

これに対して、化学組成が本発明で規定する範囲内にあり、組織がパーライトと初析セメンタイトで構成されていても、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量、直径１００ｎｍ以上のＡｌＮの個数密度および極値統計法によって求められる１００ｍｍ²中での初析セメンタイトの最大長径のうちの少なくともいずれかが本発明で規定する条件から外れた「比較例」の試験番号２、４〜１０および１２〜１７の場合には、オーステナイト粒および面疲労強度のうちのいずれか一方または双方が目標に達していない。

（実施例２）
表５に示す化学組成を有する鋼ａ〜ｌを７０トン転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角の鋳片（ブルーム）を作製し、６００℃まで冷却した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。

上記の鋼のうち、鋼ｂ、鋼ｄおよび鋼ｉ〜ｌ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ａ、鋼ｃおよび鋼ｅ〜ｈは、化学組成が本発明で規定する範囲から外れた比較例の鋼である。

このようにして作製した鋳片を、上記の６００℃から１２５０℃に加熱した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を作製し、室温まで放冷した。さらに、上記１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を加熱した後、熱間圧延を行って直径３０ｍｍの棒鋼を得た。

４００ｍｍ×３００ｍｍの鋳片から直径３０ｍｍの棒鋼に仕上げるための製造条件は、各鋼について、前記表２に記載の製造条件記号〈２〉と、製造条件記号〈１〉および製造条件記号〈３〉〜〈８〉のうちのいずれかの１つとの、計２条件とした。

表６に、各鋼を４００ｍｍ×３００ｍｍの鋳片から直径３０ｍｍの棒鋼に仕上げた製造条件を、表２に記載の製造条件記号を用いて示す。

上記のようにして得た直径３０ｍｍの各棒鋼を用いて、前記の（実施例１）におけるのと同じ方法で各種の調査を実施した。

すなわち、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量および直径１００ｎｍ以上のＡｌＮの個数密度を調査し、また、相の同定を行うとともに、極値統計法によって１００ｍｍ²中での初析セメンタイトの最大長径を求めた。

また、前記の直径３０ｍｍの棒鋼に球状化焼鈍を施し、直径３．０ｍｍ、長さ１０ｍｍの試験片および図１に示す形状の２円筒型面疲労試験用の小ローラー試験片を切り出して、（実施例１）におけるのと同様にして、オーステナイト粒度番号を測定するとともに、２円筒型面疲労試験を実施して面疲労強度と摩耗量を調査した。

なお、面疲労強度および耐摩耗性を評価するに際しては、前記の（実施例１）に示したのと同じ基準を用いた。すなわち、面疲労強度は前記（実施例１）の鋼Ｚを用いた試験番号１の面疲労強度を１００として規格化し、これを２０％以上上回ることを目標とした。また、上記試験番号１の摩耗量を１００として規格化し、それを４０％以上下回ることを耐摩耗性の目標とした。

表６に、上記の各調査結果を、棒鋼の製造条件記号とともにまとめて示した。なお、表６における製造条件記号も、前記表２に記載した条件記号に対応するものである。

表６から、化学組成が本発明で規定する範囲内にあり、しかも、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量、直径１００ｎｍ以上のＡｌＮの個数密度、組織および極値統計法によって求められる１００ｍｍ²中での初析セメンタイトの最大長径の全てが本発明で規定する条件を満たす「本発明例」の試験番号２０、２４、３４、３６、３８および４０の場合には、１２００℃に加熱し、２秒保持しても粗粒が発生しておらず、目標とするオーステナイト粒粗大化防止効果が得られていることが明らかである。さらに、上記「本発明例」の各試験番号の場合には、２円筒型面疲労試験を行った場合の面疲労強度および耐摩耗性が本発明の目標を満たしていることも明らかである。

これに対して、本発明で規定する条件の全てを同時に満たしていない「比較例」の試験番号１８、１９、２１〜２３、２５〜３３、３５、３７、３９および４１の場合には、少なくともオーステナイト粒粗大化防止効果、面疲労強度、耐摩耗性のいずれかが目標に達していない。

Claims

高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材であって、
質量％で、Ｃ：０．８５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１〜１．２％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０５％およびＮ：０．００６〜０．０２０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）がそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下およびＯ：０．００２％以下の化学組成を有し、
ＡｌＮとして析出しているＡｌ量が０．００５％以下で、かつ、直径１００ｎｍ以上のＡｌＮの個数密度が５個／１００μｍ²以下であり、
さらに、組織がパーライトと初析セメンタイトで構成され、
極値統計法によって求められる初析セメンタイトの最大長径が、１００ｍｍ²中で６０μｍ以下である、
ことを特徴とする高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｉ：１．５％以下およびＭｏ：０．８％以下のうちから選ばれる１種以上を含有する、
ことを特徴とする請求項１に記載の高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下およびＶ：０．２％以下のうちから選ばれる１種以上を含有する、
ことを特徴とする請求項１または２に記載の高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材。