JPH11217649A - 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とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【課題】 冷間鍛造や切削工程で製造される部品の製造
時に冷間加工性に優れ、同時に高周波焼入れ後に、優れ
た強度特性を有する高周波焼入れ用鋼材とその製造方法
を提供する。 【解決手段】 Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｂ、Ａｌ、
Ｎ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂを特定し、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。また、上記成分の鋼を加熱温度を１０５０℃
以上、仕上げ温度を８００〜１０００℃で熱間圧延して
８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下で徐冷する
製造方法。

Description

【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、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とその製造方法に
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：０．０
１％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、加工率の大き
な部品への適用は不可能であり、また高周波焼入れ性
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を兼備した高周波
焼入れ用鋼材とその製造方法を提供するものである。

【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、本発明の請
求項１〜３の発明は、Ｃ：０．３８超〜０．５８％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜０．６％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ｃｒ：０．１５〜０．６
％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．０１
５〜０．０５％、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、またはさらに、Ｎｂ：０．００２〜０．
０３５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なり、かつ、ミクロ組織は実質的にフェライト・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である。

【００１１】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８００〜１０００℃、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または棒鋼に熱間加工し、熱
間加工後の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である。

【００１２】本発明の鋼材と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３
４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９６
１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 Ｃ
ｌａｓｓｉｆｉｃａｔｉｏｎｓ 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。

【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、０．１５％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。

【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。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。高周波焼入
れに際して、鋼に焼入れ性を付与する。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。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。
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、０．０１５％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。

【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０．００
２５％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、Ｎ
ｉ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。０．０
０２％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０
３５％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。

【００３９】次に、本願発明では、熱間加工後のミクロ
組織が実質的にフェライト・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。

【００４０】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。

【００４１】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２５
μｍ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。

【００４２】次に、本願発明の請求項４は、加熱温度を
１０５０℃以上、熱間圧延の仕上げ温度を８００〜１０
００℃、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１
０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８００〜１
０００℃とするのは次の理由による。仕上げ温度が８０
０℃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８００〜１０００℃
とする。好適範囲は８４０〜９６０℃である。

【００４５】次に、熱間圧延に引き続いて８００〜５０
０℃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、Ｈ
Ｖ４５０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。比較例４１は、フェライト結晶粒径が本願規定の範
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】

【００６０】

【表２】

【００６１】

【表３】

【００６２】

【発明の効果】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とその製造方法を用いれば、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。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．３８超〜０．５８
   ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜０．
   ６％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、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、０．０１
   ５〜３．４Ｎ＋０．０２％の範囲含有し、Ｐ：０．０２
   ５％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、ミクロ組織は実質的にフェライト・
   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。
2. 【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。
3. 【請求項３】 さらに、重量％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。
4. 【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８００〜１０００℃、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または棒鋼に熱間加工し、
   熱間加工後のミクロ組織が実質的にフェライト・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。