WO2005031020A1

WO2005031020A1 - 高周波焼入れ用鋼材、それを用いた高周波焼入れ部材、およびそれらの製造方法

Info

Publication number: WO2005031020A1
Application number: PCT/JP2004/010570
Authority: WO
Inventors: Akihiro Matsuzaki; Yasuhiro Omori; Nobutaka Kurosawa; Tohru Hayashi; Takaaki Toyooka; Katsumi Yamada
Original assignee: Jfe Steel Corporation
Priority date: 2003-09-29
Filing date: 2004-07-16
Publication date: 2005-04-07
Also published as: EP1669468A1; EP1669468A4; KR20060016788A; TWI276690B; EP1669468B1; US20070000582A1; TW200512302A; KR100726251B1; DE602004032363D1

Abstract

本発明は、質量%で、C: 0.3-0.7%、Si: 1.1%以下、Mn: 0.2-1.1%、Mo: 0.05-0.6%、S: 0.06%以下、P: 0.025%以下、Al: 0.25%以下およびCr: 0.3%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、フェライト組織およびパーライト組織を有し、かつフェライト組織とパーライト組織との合計の体積分率が90%以上であり、フェライト組織の厚みが30μm以下であり、さらに高周波焼入れ後の硬化層の平均旧オーステナイト粒径が12μm以下となる高周波焼入れ用鋼材を提供する。この鋼材は、被切削性が良好であり、高周波焼入れ後に優れた疲労強度を有するので、自動車のドライブシャフトや等速ジョイントなどに好適である。

Description

明細書高周波焼入れ用鋼材、それを用いた高周波焼入れ部材、およびそれらの製造方法技術分野本発明は、高周波焼入れによつて表層に硬化層の形成される自動車のドライブシャフトおよび等速ジョイントなどに好適な高周波焼入れ用鋼材、それを用いた高周波焼入れ部材、およびそれら'の製造方法に関する。背景技術従来、自動車のドライブシャフト、等速ジョイント、クランクシャフト、インプットシャフト、アウトプットシャフト、歯車、ハブなどの機械構造用部材では、熱間圧延棒鋼に、熱間鍛造、さらには切削、冷間鍛造などを施して所定の形状に加工したのち、高周波焼入れ一焼戻しを行うことにより機械構造用部材としての重要な特性であるねじり疲労強度、曲げ疲労強度、転動疲労強度およびすベり転動疲労強度などの疲労強度を付与させるのが一般的である。

近年、環境問題から自動車用部材に対する軽量化への要求が強くなるにつれて、こうした機械構造用部材の疲労強度に対して一層の向上が要求されている。

疲労強度を向上させるためには、例えば高周波焼入れによる焼入れ深さを増加させることが考えられる。しかしながら、ある焼入れ深さで疲労強度は飽和し、それ以上の向上は図れない。

疲労強度の向上には粒界強度の向上も有効であり、例えば特開 2000-154819 号公報には、高周波焼入れの加熱時に微細な TiC を多量に析出させることによつてオーステナイト粒を微細化する技術が提案されている。しかしながら、この技術では、ある程度粒界強度の向上を図れるが、近年の疲労強度に対する要求には十分に応えられない。特開平 8— 53714号公報には、横断面が円形の機械構造用部材の高周波焼入れにより形成される硬化層の厚み（焼入れ深さ） CDと断面円の半径 Rとの比 CD/R を 0.3- 0.7に制限した上で、この CD/R、高周波焼入れ後の表面から lmmまでの厚みの旧オーステナイト粒径 Sf、高周波焼入れままの CD/R-0.1までの平均ビッカース硬さ Hf、および高周波焼入れ後の軸中心部の平均ビッカース硬さ He から求まる値 Aを、 C量に応じて所定の範囲に制御することによつて疲労強度を向上させた機械構造用部材が提案されている。しかしながら、この部材では、やはり近年の疲労強度に対する要求には十分に応えられない。

また、前述したように、自動車のドライブシャフトゃ等速ジョイントなどの機械構造用部材は、高周波焼入れ前に切削により所定の形状に加工される場合が多い。したがって、こうした部材に用いられる鋼材には優れた被切削性が必要である。しかしながら、特開 2000-154819号公報ゃ特開平 8— 53フ14号公報では、被切削性について何ら考慮がされていない。実際、これらの公報に記載されている鋼を切削加工すると、切削工具の寿命が短くなり、被切削性に問題があった。発明の開示本発明は、被切削性が良好で、高周波焼入れにより従来より高い疲労強度の得られる高周波焼入れ用鋼材、それを用いた高周波焼入れ部材、およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。上記目的は、質量％で、 C: 0.3-0.7%、 Si: 1.1 以下、 Mn: 0.2-1.1%、 Mo: 0.05— 0.6%、 S: 0.06%以下、 P: 0.025 以下、 A1: 0.25%以下および Cr: 0.3%以下を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなり、フェライト組織およびパーライト組織を有し、かつフェライト組織とパーライト組織との合計の体積分率が 90%以上であり、フェライト組織の厚みが 30 ;zm以下であり、さらに高周波焼入れ後の硬化層の平均旧オーステナイト粒径が 12μπι以下となる高周波焼入れ用鋼材、およびこの高周波焼入れ用鋼材が用いられ、高周波焼入れ後の硬化層の平均旧オーステナイト粒径が 12/xm以下である高周波焼入れ部材によって達成される。

この高周波焼入れ用鋼材は、上記組成を有する鋼を、 850°Cを超え 95 Q°C以下の温度域において、 80%以上の総加工率で熱間加工する工程と、熱間加工後の鋼を 0 . 6°C/s未満の冷却速度で 600°C以下に冷却する工程とを有する高周波焼入れ用鋼材の製造方法により製造できる。

また、この高周波焼入れ部材は、所定の形状に加工されたこの高周波焼入れ用鋼材を、 800- 1000°Cの温度域で 5s以下の加熱条件で高周波焼入れする工程を有する高周波焼入れ部材の製造方法により製造できる。図面の簡単な説明図 1は、フェライト組織の厚みを説明するための模式図である。

図 2は、高周波焼入れ時の加熱温度と硬化層の平均旧オーステナイト粒径との関係を示す図である。発明を実施するための形態本発明者等は、被切削性が良好で、高周波焼入れにより従来より高い疲労強度の得られる高周波焼入れ用鋼材について鋭意検討を行ったところ、以下の知見を得た。

( 1 ) 鋼材の化学成分を最適化し、かつその組織をフヱライト糸且織とパーライト組織との合計の体積分率が 90 以上となるようにし、さらにフェライト組織の厚みを 30 μ πι以下とすると、被切削性を向上できる。

( 2 ) ( 1 )の化学成分と組織を有する鋼材に高周波焼入れを行うと、表層に形成される硬化層の旧オーステナイト粒径を 12 /z m以下に微細にでき、高い疲労強度が得られる。

( 3 ) ( 1 )の化学成分と組織を有する鋼材に、 ⁸00- 1000°Cの温度域で⁵ s以下の加熱条件で高周波焼入れを行うことにより、硬化層全厚にわたって平均旧ォーステナイト粒径を 12 μ πι以下にでき、高い疲労強度が安定して得られる。本発明は、こうした知見に立脚しており、以下にその詳細を説明する。

1. 高周波焼入れ用鋼材

1-1. 成分

C: Cは、焼入れ性へ最も大きな影響を与え、焼入れ後の硬化層をより硬化させ、またその厚みをより大きくして疲労強度を向上させる。し力しながら、その量が 0.3質量に満たないと、必要とされる疲労強度を確保するには硬化層の厚みを飛躍的に大きくしなければならず、その結果、焼割れの発生が顕著となる。一方、 0.7質量％を超えると、粒界強度の低下により疲労強度を低下させるとともに、被切削性、冷間鍛造性およぴ耐焼割れ性も低下させる。したがって、 C量は、 0.3- 0.7質量％、好ましくは 0.4- 0.6質量に限定する。

Si: Siは、焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイトを増加させるとともに、オーステナイトの粒成長を抑制して硬化層を細粒化する。また、炭化物生成を抑制して粒界強度の低下を防止する。このため Siは疲労強度の向上に有効な元素である。しかしながら、その量が 1.1質量を超えるとフェライトを固溶硬化させて被切削性や冷間鍛造性の低下を招く。したがって、 Si量は、 1.1質量％以下に限定する。なお、疲労強度を向上させるためには Si量を 0.3質量以上にすることが好ましい。しかし、 Si量の増加は被切削性には不利となるため、被切削性を向上させるためには Si量を 0.3質量未満とすることが好ましレ、。

Mn: Mnは、焼入れ性を向上させ、硬化層の厚みを確保する上で不可欠の元素である。しかしながら、その量が 0.2質量未満ではその効果が乏しい。一方、 2.0質量％を超えると焼入れ後に残留オーステナイトが増加し、表面硬度が低下して疲労強度の低下を招く。したがって、 Mn量は、 0.2質量％以上、好ましくは 0.3質量％以上、さらに好ましくは 0.5質量以上、 2.0質量％以下に限定する。なお、 Mn量が多いと母材の硬質化を招き、被切削性に不利となる傾向があるので、 1.2質量以下とすることが好ましく、 1.0質量％以下にすることがさらに好ましい。

Mo: Moは、焼入れ加熱時にオーステナイト粒径を微細化し、焼入れ硬化層を細粒化して疲労強度を向上させる。特に、焼入れ時の加熱温度を 800- 1000°C、より好ましくは 800- 950°Cにするとこの効果はより一層顕著になる。さらに、焼入れ性を向上させる元素であるため、焼入れ性の調整に用いられる。加えて、 Moは、炭化物の生成を抑制して粒界強度の低下を阻止する。このように、 Moは本発明において非常に重要な元素であるが、その量が 0.05質量％に満たないと硬化層全厚にわたって旧オーステナイト粒径を 12 m以下にすることが難しい。一方、 0.6 質量％を超えると被切削性が劣化する。したがって、 Mo 量は、 0.05- 0.6質量、好ましくは 0.2- 0.4質量に限定する。

S: Sは、鋼中で MnSを形成して被切削性を向上させる。しかしながら、その量が 0.06質量を超えると粒界に偏析して粒界強度を低下させる。したがって、 S量は、 0.06質量以下、好ましくは 0.01-0.06質量に限定する。

P: Pは、オーステナイト粒界に偏析し、粒界強度を低下させて疲労強度を低下させるとともに、焼割れを助長する。したがって、 P量は、 0.02質量以下に限定するが、少ないほど好ましい。

Al: A1は、鋼の脱酸に有効な元素である。また、焼入れ加熱時にオーステナイト粒の成長を抑制して硬化層を微細化する。し力しながら、その量が 0.25質量％を超えるとその効果は飽和し、むしろ製造コストの上昇を招く。したがって、 A1量は、 0.25質量以下、好ましくは 0.01-0.05質量％に限定する。

Cr: Crは、焼入れ性に有効な元素であり、硬化層の厚みを大きくして疲労強度を向上させる。しかしながら、その量が過剰になると炭化物を安定化させて残留炭化物の生成を助長し、粒界強度を低下させて疲労強度の低下を引き起こす。したがって、 Cr量は、 0.3質量％以下に限定する。なお、焼入れ性の向上の観点から 0.1質量％以上にすることが好ましい。

こうした元素以外の残部は Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物は、 0、 N、 Bなどであるが、それぞれ、 0: 0.008質量％以下、 N: 0.02質量も以下、 B: 0.0003 質量％以下の範囲で含有されても本発明の効果を阻害することはない。特に、 B量が 0.0003質量を超えると、高周波焼入れ前の鋼中に（Fe、 Mo、 Mn)₂₃(C、 B)₆が安定して析出する傾向が認められ、そのため焼入れ後の硬化層に大小の旧オーステナイト粒が混在するようになって高い疲労強度を達成できなくなる。以上の基本元素に加え、さらに、質量で、 Cu:1.0%以下、 Ni:3.5 以下、 Co:1.0%以下、 Nb:0.1も以下、 Ti:0.1 以下おょぴ V:0.5も以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有させると、以下の理由で疲労強度の向上により効果的である。

Cu: Cuは、焼入れ性に有効な元素である。また、フェライト中に固溶し、固溶強化によって疲労強度を向上させる。さらに、炭化物の生成を抑制して粒界強度の低下を防ぎ、疲労強度を向上させる。しかしながら、その量が 1.0質量％を超えると熱間加工時に割れが発生する。したがって、 Cu量は、 1.0質量も以下、好ましくは 0.03-0.2質量％に限定する。

Ni: Niは、焼入れ性を向上させるので、焼入れ性の調整に用いられる。また、炭化物の生成を抑制して粒界強度の低下を防ぎ、疲労強度を向上させる。しかしながら、 Niは極めて高価であり、その量が 3.5質量％を超えると製造コストが上昇する。したがって、 Ni量は、 3.5質量以下に限定する。なお、 Ni量が 0.05 質量％未満では焼入れ性を向上させる効果や粒界強度の低下を抑制する効果が小さいので、 0.05質量以上にすることが好ましい。さらに、 0.1- 1.0質量％にすることがより好ましい。

Co: Coは、炭化物の生成を抑制して粒界強度の低下を防止し、強度おょぴ疲労強度を向上させる。しかしながら、 Coは極めて高価であり、その量が 1.0質量％を超えると製造コストが上昇する。したがって、 Co量は、 1.0質量％以下に限定する。なお、 Co量が 0.01質量未満では粒界強度の低下を抑制する効果が小さいので、 0.01質量％以上にすることが好ましい。さらに、 0.02- 0.5質量にすることがより好ましい。

Nb: Nbは、焼入れ性を向上させたり、（：、と結合し鋼を析出強化したり、焼戻し軟化抵抗性を向上させて疲労強度を向上させる。しかしながら、その量が 0.1質量を超えるとその効果は飽和する。したがって、 Nb量は、 0.1質量以下に限定する。なお、 Nb量が 0.005質量未満では析出強化や焼戻し軟化抵抗性を向上させる効果が小さいので、 0.005質量以上にすることが望ましい。さらに、 0.01-0.05質量にすることがより望ましい。

Ti: Tiは、 C、と結合し鋼を析出強化したり、焼戻し軟化抵抗性を向上させて疲労強度を向上させる。しかしながら、その量が 0.1質量を超えると TiN が多量に形成され、これが疲労破壌の起点となって疲労強度の著しい低下を招く。したがって、 Ti量は、 0.1質量％以下に限定する。なお、 Ti量が 0.01質量未満では疲労強度を向上させる効果が小さいので、 0.01 質量％以上にすることが望ましい。

V: Vは、 C、 Nと結合し鋼を析出強化したり、焼戻し軟化抵抗性を向上させて疲労強度を向上させる。し力しながら、その量が 0.5質量％を超えるとその効果は飽和する。したがって、 V量は、 0.5質量以下に限定する。なお、 V量が 0.01 質量未満では疲労強度を向上させる効果が小さいので、 0.01質量％以上にすることが望ましい。さらに、 0.03 - 0.3質量％にすることがより望ましい。

前述の基本成分に、あるいは上記の疲労強度の向上により効果的な成分を加えた基本成分に、さらに、質量％で、 Ca:0.005 以下、 Mg:0.005 以下、 Te:0.005% 以下、 Bi:0.5 以下、 Pb:0.5%以下および Zr:0.01 以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有させると、以下の理由で被切削性の向上により効果的である。

Ca: Caは、 MnSと共に硫化物を形成し、これがチップブレーカーとなって被切削性を改善するので必要に応じて添加できる。しかしながら、その量が 0.005 質量％を超えるとその効果が飽和するのみならず、製造コストの上昇を招く。したがって、 0. 005質量以下に限定する。なお、 Ca量が 0.0001質量未満では被切削性を改善する効果が小さいので、 0.0001質量以上にすることが好ましい。

Mg: Mgは、脱酸元素であるだけでなく、応力集中源となって被切削性を改善するので必要に応じて添加できる。しかしながら、その量が過剰になるとその効果が飽和するのみならず、製造コストの上昇を招く。したがって、 Mg量は、 0.005 質量以下に限定する。なお、 Mg量が 0.0001質量未満では被切削性を改善する効果が小さいので、 0.0001質量以上にすることが好ましい。

Te: Teは、 Mnと結合して MnTeを形成し、これがチップブレーカーとなつて被切削性を改善する。しかしながら、その量が 0.005質量％を超えるとその効果が飽和するのみならず、製造コストの上昇を招く。したがって、 Te量は、 0.005 質量以下に限定する。なお、 Te量が 0.003質量未満では被切削性を改善する効果が小さいので、 0.003質量％以上にすることが好ましい。

Bi: Biは、切削時に溶融、潤滑および脆化の作用を及ぼし被切削性を向上させる。しカしながら、その量が 0.5質量を超えるとその効果が飽和するばかり力製造コストの上昇を招く。したがって、 Bi量は、 0.5質量％以下に限定する。なお、 Bi量が 0.01質量％未満では被切削性を改善する効果が小さいので、 0.01 質量以上にすることが好ましい。

Pb: Pbは、切削時に溶融、潤滑および脆化の作用を及ぼし被切削性を向上させる。しかしながら、その量が 0.5質量を超えるとその効果が飽和するばかり、製造コストの上昇を招く。したがって、 Pb量は、 0.5質量以下に限定する。なお、 Pb量が 0.01質量未満では被切削性を改善する効果が小さいので、 0.01 質量以上にすることが好ましい。

Zr: Zrは、 MnSと共に硫化物を形成し、これがチップブレーカーとなって被切削性を改善する。しかしながら、その量が 0.01質量％を超えるとその効果が飽和するのみならず、製造コストの上昇を招く。したがって、 Zr量は、 0.01 質量以下に限定する。なお、 Zr量が 0.003質量未満では被切削性を改善する効果が小さいので、 0.003質量以上にすることが好ましい。

1-2. 組織

被切削性や高周波焼入れ後の疲労強度の向上には、上記した成分限定に加え、鋼の組織を、フェライト組織おょぴパーライト組織とし、かつフェライト組織とパーライト組織との合計の体積分率を 90%以上にし、さらに、フェライト糸且織の厚みを 30 μπι以下にする必要がある。

ここで、フェライト糸且織の厚みとは以下のように定義される。

図 1に示すように、本発明の鋼材では、フェライト組織がパーライト組織の周りを数珠状に取り囲んだ組織を有している。このフェライト組織の周方向とは直交する方向の幅をフェライト組織の厚みと呼ぶ。なお、その測定は、光学顕微鏡の像をトレースして行った。

フェライト組織とパーライト組織との合計の体積分率が 90 未満になり、べィナイト組織やマルテンサイト組織の体積分率が大きくなると、被切削性が著しく低下する。また、フェライト組織の厚みが 30 /x mを超えると、硬質相および軟質相が粗に分散するため、切削加工時にチップブレーカーとなる硬質相が減少して被切削性を十分に確保できない。

フェライト組織の厚みを 30 /z m以下にすることは、被切削性ばかりでなく、高周波焼入れ後の硬化層の平均旧オーステナイト粒径を 12 以下にするためにも有利になる。これは、焼入れ加熱時のオーステナイト粒がフェライト〃一ライト界面およびセメンタイト界面から核生成するため、フェライト組織の厚みが小さいほどこの核生成サイトが増加し、生成するオーステナイト粒が微細になるためである。

2 . 高周波焼入れ部材

上述した成分と組織を有する高周波焼入れ用鋼材を用いて高周波焼入れを行い疲労強度の高い高周波焼入れ部材を製造するには、高周波焼入れにより部材表層に形成される硬化層の平均旧オーステナイト粒径を 12 z m以下、好ましくは以下、より好ましくは 5 μ πι以下にする必要がある。硬化層の平均旧ォーステナイト粒径が 12 μ ηιを超えると、十分な粒界強度が得られず、疲労強度の向上が望めない。

ここで、硬化層の旧オーステナイト粒径は、次のようにして測定した。

高周波焼入れ後の部材最表面は面積率で 100%のマルテンサイト組織を有する。そして、表面から内部にいくに従いある厚みまでは 100もマルテンサイト組織の領域が続く力その後は急激にマルテンサイト組織の面積率が減少する。本発明では、高周波焼入れ後の部材表面からマルテンサイト組織の面積率が 98%に減少するまでの領域を硬化層とした。

そして、この硬化層について、表面から厚み全体の 1/5の位置、 1/2の位置および 4 /5 の位置における平均の旧オーステナイト粒径を測定し、いずれの位置においても平均の旧オーステナイト粒径が 12 μ πι以下である場合に、硬化層全厚にわたる旧オーステナイト粒径が 12 μ πι以下であるとした。

平均の旧オーステナイト粒径は、硬化層の断面を、水 500 gに対しピクリン酸 50 gを溶解させたピクリン酸水溶液に、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム ll g、塩化第 1鉄 l gおよぴシユウ酸 1 . 5 gを添加した腐食液で腐食後、光学顕微鏡により、 400倍（1視野の面積： 0 . 25匪 χ 0 · 225醒）力ら 1000倍（1視野の面積： 0 . 10mm_X 0 . 09mm)の倍率で各位置毎に 5視野観察し、画像解析装置により測定した。

なお、転動疲労のように極表層付近の組織のみに依存するような場合には、硬化層の厚みが 1薩程度でもそれなりの効果が得られるが、曲げ疲労やねじり疲労の場合には、硬化層の厚みが大きいほど好ましいので、硬化層の厚みを 2誰以上にすることが好ましい。より好ましくは 2 . 5mm以上、さらに好ましくは 3画以上である。

3 . 高周波焼入れ用鋼材の製造方法

上記本発明範囲内の成分を有する鋼に、 850°Cを超え 950°C以下の温度域において、 80%以上の総加工率で、圧延ゃ锻造などで熱間加工を行い、熱間加工後の鋼を、 0 . 6°C/s未満の冷却速度で 600°C以下に冷却すると、フェライト組織おょぴパーライト組織を有し、かつフェライト組織とパーライト組織との合計の体積分率が 90%以上であり、フェライト組織の厚みが 30 ;ι ια以下である本発明の高周波焼入れ用鋼材が得られる。

このとき、熱間加工の総加工率が 80%未満だと、オーステナイトの再結晶が十分に進まず、オーステナイト粒が微細化しないため、そこから生成するフェライトが大きくなり、パーライト&織を囲むフェライト組織の厚みを 30 x m以下にできなくなる。

また、熱間加工後の冷却速度を 0 . 6°C/s以上にすると、マルテンサイト組織やべイナィト組織が生じてフェライト組織とパーライト糸且織との合計の体積分率を 90%以上とすることが難しくなる。

4 . 高周波焼入れ部材の製造方法

上記本発明の高周波焼入れ用鋼材を切削などで所定の形状に加工後、 800 - 1000°Cの温度域で 5s以下の加熱条件で高周波焼入れを行うと、硬化層全厚にわたって平均旧オーステナイト粒径を 12 /z m以下にでき、疲労強度の高い高周波焼入れ部材が得られる。

このとき、加熱温度が 800°C未満だとオーステナイト組織の生成が不十分となり、硬化層の生成が不十分となる結果、高い疲労強度が得られず、また、 1000°C を超えるとオーステナイト粒の成長が促進きれて粗大となり、硬化層が粗粒化して、疲労強度の低下を招く。より好ましい加熱温度の範囲は 800- 950°Cである。こうした焼入れ時の加熱温度の影響は、本発明のような Mo含有鋼において、より顕著に発現する。

図 2に、 Mo添加鋼（Mo : 0 . 05-0 . 6質量％)と Mo無添加鋼における高周波焼入れ時の加熱温度と硬化層の平均旧オーステナイト粒径との関係を示す。

Mo添加鋼および Mo無添加鋼いずれにおいても、高周波焼入れ時の加熱温度を低下すると硬化層の旧オーステナイト粒径は小さくなる。特に、 Mo添加鋼においては、加熱温度を 1000°C以下、好ましくは 950°C以下で顕著な硬化層の細粒化が達成される。

高周波焼入れ時の加熱時間は、オーステナイトの粒成長を抑制し、焼入れ後に粒径 12 μ πι以下の非常に微細な旧オーステナイト粒径を得るために 5s以下、好ましくは 3s以下とする必要がある。

なお、高周波焼入れ時の加熱速度は、大きくするとオーステナイトの粒成長が抑制され易くなるので、 200°C/s 以上にすることが好ましい。より好ましくは 500°C/s以上である。実施例 1

表 1に示す成分の鋼 No . 1-31を転炉により溶製し、連続鎵造により靳面サイズ 300 X 400匪の鍚片とした。この铸片を、ブレークダウン工程を経て 150誰角のビレツトに圧延したのち、表 2に示す熱間加工条件に従って 24- 60ππη φの棒鋼に圧延した。

この棒鋼から、平行部径 8匪 ψの回転曲げ疲労試験片を採取し、この試験片に、周波数が 15kHZの高周波焼入れ装置を用いて、表 2 -1および表 2-2に示す高周波焼入れ条件で焼入れを行った後、 170 X 30m の焼戻し処理を行い、鋼材 No . 1-43 の試料を作製した。そして、これらの試料に対して、小野式回転曲げ試験機を用いて 3000rpmの回転速度で応力条件を変えて回転曲げ疲労試験を行い、 1 X 10⁸回の寿命となる応力を測定し、疲労強度とした。

また、上記の棒鋼から、被切削用試験片を採取し、 SKH4 . 4匪 φのドリルを用いて 1500rpmの条件で 12醒長さの穴あけを繰り返し、切削不能となるまでの総穴あけ深さ（mm)を求めて、被切削性を評価した。総穴あけ深さが深いほど被切削性は良好といえる。

その他、高周波焼入れ前の鋼材の組織、炭化物（Fe,Mo,Mn) 23(C,B) 6の有無、高周波焼入れ後の組織を電子顕微鏡や光学顕微鏡により観察した。

フェライト組織の厚み、硬化層厚み、平均旧オーステナイト粒径は、上述した方法によって求めた。また、硬化層のオーステナイト粒のうち平均粒径よりも 3 倍以上の粒径を有するオーステナイト粒が面積率で 30%以上存在する場合、硬化層を混粒と定義した。

結果を表 2-1およぴ表 2-2に示す。

本発明範囲内の成分を有し、かつ高周波焼入れ前の糸且織がフェライト組織およぴパーライト組織を有し、かつフェライト組織とパーライト組織との合計の体積分率が 90%以上であり、フェライト組織の厚みが 30μια以下である本発明例の鋼材は、高周波焼入れ後の硬化層の平均旧オーステナイト粒径が 12/zm以下となり、いずれも高い曲げ疲労強度を示す。また、これらの鋼材は、被切削性にも優れている。

特に、鋼材 Νο·1と Νο·16、鋼材 No.5と Νο·20、鋼材 Νο·6と Νο·21、鋼材 No.7と No.22、鋼材 No.9 と No.24、鋼材 No.10と No.25、鋼材 No.11 と No.26とを比較すればわかるように、 Si量を多くすると硬化層の平均旧ォーステナイト粒径をより小さくでき、より高い曲げ疲労強度が得られる。しかし、 Si量を多くすると、総穴あけ深さは低下し被切削性には不利となる。

鋼材 No.38- 40は、高周波焼入れ時の加熱速度の影響を調べた例である。加熱速度が速、ほど曲げ疲労強度が高くなることがわかる。

一方、比較例の鋼材 No.2および No.17は、高周波焼入れ時の加熱温度が高いため硬化層の平均旧オーステナイト粒径が粗大となり、曲げ疲労強度が低い。また、鋼材 No.3および No.18は、高周波焼入れの加熱時の保持時間が長いため、平均旧オーステナイト粒径が粗大となり曲げ疲労強度が低い。

鋼材 No.4および No.19は、 850°C超え 950°C以下の温度域における総加工率が小さいため、フェライト組織の厚みが大きくなり、被切削性に劣る。鋼材 No.8、 No.12、 No.27は、 Mo量が少ないため硬化層の平均旧オーステナイト粒径が粗大となり、曲げ疲労強度が低い。

鋼材 No.13、 No.28は、 Mo量が多過ぎるため、いずれも被切削性が劣っている。

鋼材 No.14、 No.29は、 C量が少ないため、曲げ疲労強度が低く、逆に鋼材 No.15, No.30は、 C量が多過ぎるため、被切削性に劣っている。

鋼材 No.34、 No.35は B添加した比較例であるが、 B添加により高周波焼入れ前のフェライトとパーライトの合計の体積分率が低くなり、被切削性が劣る。また、 B無添加の鋼材 No.36、 No.37に比べると、硬化層の旧オーステナイト粒径が同等であるにもかかわらず、硬化層は混粒となり、疲労強度が低い。 B添加鋼では、高周波焼入れ前に（Fe,Mo,Mn)₂₃(C,B)₆が安定して析出してぃるため、高周波焼入れ加熱時の逆変態が不均一に起こり、硬化層が混粒となって、疲労強度が低下したものと推測される。

鋼材 NO.41、 No.42は、高周波焼入れ時の加熱温度が高過ぎ、平均旧オーステナイト粒径が粗大となり、曲げ疲労強度が低い。

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0.S0T0/l700Zdf/X3d οζοιεο/sooz OAV 表 2-1

硬化層

oOUし i¾_ ？ KilB] JLI

鋼 9*ΐΠ⁰ じフェライ卜パーライトフェライ卜高周波平均旧高周波焼入曲げ疲労

if化層の総穴あ材組織体積組織体積組織の焼入加熱オース強度備考

No. における冷却速時力 13熱速度厚れ前の混粒状況け深さ

No. 分率分率厚み条件テナイト (Fe,Mo,Mn;₂3 〔1 X 10⁸〕

総加工率度粒径 (C,B)_eの

無

(%) (°C/s) (vol%) (vol%) ( j m) (°C/s) (mm) ( jU m) (MPa) vmm)

1 1 85 0.4 64 36 15 600 890°C 2s 3.5 1.9 無し小 734 61 11 発明例

2 1 85 0.3 64 36 15 650 1 1 10°C 2s 4.2 14.2 無し小 495 6515 比較例

3 1 85 0.5 64 36 15 600 890°C 10s 4.8 12.9 無し小 571 5737 比較例

4 1 50 0.4 64 36 43 550 890°C x 2s 4.2 14.0 無し小 501 3401 比較例

5 2 85 0.4 46 54 18 550 870°C x 2s 4.5 2.9 無し小 704 6226 発明例

6 3 85 0.4 59 41 17 550 880°C x 2s 3.7 2.7 無し小 744 6203 発明例

7 4 85 0.5 59 41 18 600 925 C x 2s 4.1 1.7 無し小 752 5982 発明例

8 5 85 0.3 63 37 28 550 890 C x 2s 3.2 13.1 無し小 431 7102 比較例

9 6 85 0.4 64 36 21 550 890°C x 2s 4.0 3.6 無し小 688 631 1 発明例

10 7 90 0.4 42 58 26 550 910 C 2s 4.5 2.2 無し小 /Oo 6465 発明例

1 1 8 85 0.4 68 32 18 550 900°C x 2s 4.1 2.4 無し小 719 5958 発明例

12 9 85 0.4 58 42 32 550 870 C 1 s 3.8 17.0 無し小 467 7001 比較例

13 10 85 0.5 0 0 一 550 900 C x 2s 4.5 1.0 無し小 831 2557 比較例

14 11 85 0.3 77 23 25 550 880°C x 2s 1.0 3.9 無し小 481 8018 比較例

15 12 85 0.4 0 2.5 550 880 C x 2s 4.0 2.4 無し小 765 2714 比較例

16 13 85 0.4 64 36 18 550 890°C x 2s 3.5 2.3 無し小 702 6560 発明例

17 13 85 0.4 64 36 18 550 1 110°C x 2s 4.2 16.0 無し小 482 6560 比較例

1 8 1 3 85 0.4 64 36 18 550 890°C 10S 4.8 1 3.5 無し小 503 521 7 比較例

19 13 50 0.4 64 36 36 550 890°C 2s 4.8 12.6 無し小 520 3524 比較 1列

20 14 85 0.4 46 54 21 550 870°C 1 S 4.5 3.2 無し小 697 7450 発明 1列

21 15 85 0.3 59 41 16 550 880°C x 2s 3.7 3.1 無し小 730 6630 発明 1列

22 16 85 0.5 59 41 20 550 925°C x 2s 4.1 1.9 無し小 745 8350 発明 1列

表 2 - 2

Claims

請求の範囲

1. 質量で、 C: 0.3-0.7%, Si: 1.1%以下、 Mn: 0.2-1.1%、 Mo: 0.05- 0.6 、 S: 0.06%以下、 P: 0.025%以下、 A1: 0.25%以下および Cr： 0.3% 以下を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなり、フェライト糸且織およ' ぴパーライト組織を有し、かつ前記フェライト組織と前記パーライト組織との合計の体積分率が 90%以上であり、前記フェライト組織の厚みが 30 //m以下であり、さらに高周波焼入れ後の硬化層の平均旧オーステナイト粒径が以下となる高周波焼入れ用鋼材。

2.さらに、質量るで、 Cu:1.0%以下、 Ni:3.5%以下、 Co:1.0 以下、 Nb:0.1% 以下、 Ti:0.1 以下および V:0.5 以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する請求の範囲 1の高周波焼入れ用鋼材。

3. さらに、質量で、 Ca:0.005 以下、 Mg:0.005 以下、 Te:0.005 以下、 Bi:0.5 以下、 Pb:0.5%以下および Zr:0.01%以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する請求の範囲 1の高周波焼入れ用鋼材。

4. さらに、質量％で、 Ca:0.005 以下、 Mg:0.005 以下、 Te:0.005 以下、 Bi:0.5 以下、 Pb:0.5%以下おょぴ Zr:0.01%以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する請求の範囲 2の高周波焼入れ用鋼材。

5.請求の範囲 1の高周波焼入れ用鋼材が用いられ、高周波焼入れ後の硬化層の平均旧オーステナイト粒径が 12/xm以下である高周波焼入れ部材。

6.請求の範囲 2の高周波焼入れ用鋼材が用いられ、高周波焼入れ後の硬化層の平均旧オーステナイト粒径が 12 μπι以下である高周波焼入れ部材。

7.請求の範囲 3の高周波焼入れ用鋼材が用いられ、高周波焼入れ後の硬化層の平均旧オーステナイト粒径が 12 ra以下である高周波焼入れ部材。

8. 請求の範囲 4の高周波焼入れ用鋼材が用いられ、高周波焼入れ後の硬化層の平均旧オーステナイト粒径が 12 m以下である高周波焼入れ部材。

9. 質量で、 C: 0.3- 0.7 、 Si: 1.1 以下、 Mn: 0.2-1.1%、 Mo: 0.05- 0.6 、 S: 0.06 以下、 P: 0.025 以下、 A1： 0.25%以下おょぴ Cr: 0.3% 以下を含有し、残部が Fe および不可避的不純物からなる鋼を、 850°Cを超え 950°C以下の温度域において、 80%以上の総加工率で熱間加工する工程と、

前記熱間加工後の鋼を、 0.6°C/s未満の冷却速度で 600°C以下に冷却するェ程と、

を有する高周波焼入れ用鋼材の製造方法。

10.さらに、質量％で、 Cu: 1.0 以下、 Ni:3.5%以下、 Co: 1.0%以下、 Nb:0.1% 以下、 Ti: 0.1 以下おょぴ V： 0.5%以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する¹鋼を用いる請求の範囲 9の高周波焼入れ用鋼材の製造方法。

11.さらに、質量で、 Ca:0.005%以下、 Mg:0.005%以下、 Te:0.005%以下、 Bi:0.5 以下、 Pb:0.5 以下おょぴ Zr:0.01 以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する鋼を用いる請求の範囲 9の高周波焼入れ用鋼材の製造方法。

12.さらに、質量％で、 Ca:0.005 以下、 Mg:0.005 以下、 Te:0.005%以下、 Bi:0.5%以下、 Pb: 0.5 以下おょぴ Zr: 0.01 以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する鋼を用いる請求の範囲 10の高周波焼入れ用鋼材の製造方法。

13. 所定の形状に加工された請求の範囲 1 の高周波焼入れ用鋼材を、 800- 1000°Cの温度域で 5s 以下の加熱条件で高周波焼入れする工程を有する高周波焼入れ部材の製造方法。

14 . 所定の形状に加工された請求の範囲 2 の高周波焼入れ用鋼材を、 800- 1000°Cの温度域で 5s 以下の加熱条件で高周波焼入れする工程を有する高周波焼入れ部材の製造方法。

15 . 所定の形状に加工された請求の範囲 3 の高周波焼入れ用鋼材を、 800 - 1000°Cの温度域で 5s 以下の加熱条件で高周波焼入れする工程を有する高周波焼入れ部材の製造方法。

16. 所定の形状に加工された請求の範囲 4 の高周波焼入れ用鋼材を、 800 - 1000°Cの温度域で 5s 以下の加熱条件で高周波焼入れする工程を有する高周波焼入れ部材の製造方法。