JP2016222985A - 高周波焼入れ用非調質鋼 - Google Patents
高周波焼入れ用非調質鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2016222985A JP2016222985A JP2015111737A JP2015111737A JP2016222985A JP 2016222985 A JP2016222985 A JP 2016222985A JP 2015111737 A JP2015111737 A JP 2015111737A JP 2015111737 A JP2015111737 A JP 2015111737A JP 2016222985 A JP2016222985 A JP 2016222985A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- content
- induction hardening
- steel
- less
- heat treated
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】溶融割れの発生を抑制でき、高い疲労強度及び被削性を有する高周波焼入れ用非調質鋼を提供する。【解決手段】本発明による高周波焼入れ用非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４４％、Ｓｉ：０．３０超〜０．７０％、Ｍｎ：１．００〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．０９５％、Ｃｒ：０．１０〜０．３０％、Ａｌ：０〜０．０４０％、Ｖ：０．１００〜０．２００％、Ｎ：０．００４０〜０．０２００％、Ｃａ：０．０００５％〜０．０１００％、及び、Ｏ：０．００２４％以下を含有し、ｆｎ１が５０．０以下であり、ｆｎ２が０．８０〜１．００であり、ｆｎ３が０．０１３〜０．１２４であり、残部はＦｅ及び不純物からなる。ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖｆｎ３＝Ａｌ＋１０．８Ｃａ【選択図】図３
Description
本発明は、非調質鋼に関し、さらに詳しくは、高周波焼入れ用非調質鋼に関する。
自動車、建設車両のクランクシャフト等に利用される機械構造用部品には、例えば、疲労強度、耐摩耗性等の向上のために表面硬化処理が施される場合がある。
種々の表面硬化処理のうち、高周波焼入れは、必要な部位のみ硬化させる事ができる。さらに、高周波焼入れは高温で加熱後に冷却するため、軟窒化処理等の他の表面硬化処理と比較して、深い硬化層深さ及び高い疲労強度を得ることができる。そのため、機械構造用部品には、高周波焼入れが施される場合が多い。例えば、機械構造用部品の１種であるクランクシャフトの疲労強度を向上させるために、図１に示すフィレットのＲ部１を高周波焼入れする技術が実用化されている。
近年、産業界から、機械構造用部品のさらなる高強度化、特に、疲労強度の向上が求められている。高周波焼入れを利用して硬化層深さを大きくするためには、高周波電力の出力や加熱時間を増加して加熱温度を高めればよい。しかしながら、高温で高周波焼入れ処理を実施する場合、機械構造用部品のエッジ部（たとえば、図１のクランクシャフトの場合は符号２で示される部分）で、加熱温度が過剰に高くなりやすい。加熱温度が過剰に高くなって機械構造用部品の鋼材の融点を超えれば、鋼材の表層又は内部の一部が溶融して割れが発生する。以下、このような割れを「溶融割れ」という。溶融割れは高周波焼入れにおいて発生する特有の現象である。溶融割れが生じた鋼材は実用に適さないため、高周波焼入れ用鋼において、溶融割れの抑制が求められる。
機械構造用部品に用いられる高周波焼入れ用鋼ではさらに、上述の疲労強度とともに、優れた被削性も求められる。そのため、被削性を高めるために、高周波焼入れ用鋼にはＳが含有される。しかしながら、Ｓ含有量が高くなれば、上述の溶融割れが生じやすくなる。したがって、高周波焼入れ用鋼では、高い疲労強度及び被削性を有しつつ、溶融割れの発生も抑制されることが求められる。
高周波焼入れ用鋼に関する技術の一例は、特開平５−３３１０１号公報（特許文献１）、特開２００４−２７２５９号公報（特許文献２）及び特開２０１１−２６６４１号公報（特許文献３）に開示されている。
特許文献１に開示された高周波焼入れクランクシャフト用非調質鋼は、質量基準で、Ｃ：０．４０〜０．５２％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：１．００〜１．５０％、Ｓ：０．０１０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．４０〜０．７０％、Ｐｂ：０．０２〜０．３５％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．００４０％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００５〜０．０１５％を含有し、残部は実質的にＦｅからなる。
特許文献２に開示された機械構造用快削鋼は、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．５０％、Ｓ：０．０１５〜０．３５％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％を含有し、さらにＮｉ：０．１〜３．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％から選択した元素を１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、鋼中の硫化物の大きさが長径３０μｍ以下であり、素材を切削後あるいは鍛造後、部品の一部を高周波焼入れして使用する。
特許文献３に開示された高周波焼入れ用非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．３０％を超えて０．７０％以下、Ｍｎ：１．００〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．１０〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｖ：０．１００〜０．２００％およびＮ：０．００４０〜０．０２００％を含有するとともに、下記の式（１）で表されるｆｎ１が５０以下、かつ下記の式（２）で表されるｆｎ２が０．８０〜１．００の範囲であり、残部はＦｅおよび不純物からなる。
ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ
（１）
ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （２）
ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ
（１）
ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （２）
特許文献１の非調質鋼は、焼入れ及び焼戻し処理が不要であり、寸法差に基づく冷却速度の違いによって硬さの差が大きくならず、さらに、加工性に優れる、と記載されている。しかしながら、特許文献１では、高周波焼入れ時に生じ得る溶融割れの抑制については検討されていない。
特許文献２では、高周波焼入れ時に生じる焼割れが低減すると記載されている。しかしながら、特許文献１の場合と同様に溶融割れの抑制については検討されていない。
特許文献３では、溶融割れの低減について考慮されている。しかしながら、Ｓが含有される鋼材、特にＳが０．０３５％を超えて含有される鋼材に対して、１３５０℃を超える高温の加熱温度で高周波焼入れする場合の溶融割れについては検討されていない。
本発明の目的は、高周波焼入れを実施しても溶融割れの発生を抑制でき、熱間鍛造後においても高い疲労強度が得られ、かつ、優れた被削性を有する高周波焼入れ用非調質鋼を提供することである。
本発明による高周波焼入れ用非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４４％、Ｓｉ：０．３０％超〜０．７０％、Ｍｎ：１．００〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．０９５％、Ｃｒ：０．１０〜０．３０％、Ａｌ：０〜０．０４０％、Ｖ：０．１００〜０．２００％、Ｎ：０．００４０〜０．０２００％、Ｃａ：０．０００５％〜０．０１００％、Ｏ：０．００２４％以下、Ｔｉ：０〜０．０２０％、Ｎｂ：０〜０．０２０％、Ｐｂ：０〜０．３０％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．２０％、Ｍｏ：０〜０．２０％を含有し、式（１）で定義されるｆｎ１が５０．０以下であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．８０〜１．００であり、式（３）で定義されるｆｎ３が０．０１３〜０．１２４であり、残部はＦｅ及び不純物からなる。
ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （２）
ｆｎ３＝Ａｌ＋１０．８Ｃａ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （２）
ｆｎ３＝Ａｌ＋１０．８Ｃａ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本発明の高周波焼入れ用非調質鋼では、高周波焼入れによる溶融割れの発生が抑制される。さらに、熱間鍛造後において、十分な疲労強度及び被削性が得られる。
本発明者らは、高周波焼入れを施された機械構造用部品において溶融割れが発生した部位を詳細に調査した。その結果、溶融割れが発生した部位には脱炭が生じていなかった。一方、脱炭している部位は溶融していた。
以上の結果から、本発明者らは、高周波焼入れした場合の溶融割れにはＣ含有量が影響を及ぼし、Ｃ含有量を低下すれば、溶融割れが抑制されると考えた。そこで、本発明者らはさらに、種々の元素含有量が溶融割れの発生に及ぼす影響と、機械的性質、特に、疲労強度に及ぼす影響について詳細な検討を実施した。その結果、次の知見を得た。
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＣｒの含有量を低減すれば、高周波焼入れの加熱時に生じる溶融割れを抑制できる。しかしながら、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＣｒの含有量が低下すれば、溶融割れの発生を抑制できても、焼入れ性及び鋼材の内部硬さが低下してしまう。焼入れ性及び内部硬さが低下すれば、高い疲労強度が得られない。したがって、溶融割れを抑制しつつ、かつ、高い疲労強度も確保するためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＣｒの含有量を適正に制御する必要がある。
本発明者らはさらに、ＭｎＳ等の介在物の形態が溶融割れに及ぼす影響を調査した結果、次の知見を得た。
ＭｎＳのアスペクト比（最大長さ／最大幅）が大きい場合、つまり、ＭｎＳの幅が狭く、尖端部がある場合、高周波焼入れ時において、ＭｎＳの尖端部に局所的な異常加熱が発生する。この場合、溶融割れが起こりやすくなる。ＭｎＳのアスペクト比を小さくして尖端部の生成を抑制すれば、局所的な異常加熱の発生を抑制できる。そのため、溶融割れの発生を抑制できる。
ＭｎＳのアスペクト比を小さくするには、鋼にＣａを含有させることが有効である。しかしながら、Ｃａは低融点のＡｌ系複合酸化物を生成し得る。Ａｌ系複合酸化物は、熱間圧延、熱間鍛造等により延伸されやすい。Ａｌ系複合酸化物が延伸されてアスペクト比が大きくなれば、ＭｎＳと同様に、局所的な異常加熱が発生して溶融割れが発生しやすくなる。Ａｌ系複合酸化物を形成する元素であるＣａとＡｌとの合計含有量を適正に制御すれば、Ａｌ系複合酸化物の生成を抑制でき、溶融割れの発生を抑制できる。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態による高周波焼入れ用非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４４％、Ｓｉ：０．３０％超〜０．７０％、Ｍｎ：１．００〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．０９５％、Ｃｒ：０．１０〜０．３０％、Ａｌ：０〜０．０４０％、Ｖ：０．１００〜０．２００％、Ｎ：０．００４０〜０．０２００％、Ｃａ：０．０００５％〜０．０１００％、Ｏ：０．００２４％以下、Ｔｉ：０〜０．０２０％、Ｎｂ：０〜０．０２０％、Ｐｂ：０〜０．３０％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．２０％、Ｍｏ：０〜０．２０％を含有し、式（１）で定義されるｆｎ１が５０．０以下であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．８０〜１．００であり、式（３）で定義されるｆｎ３が０．０１３〜０．１２４であり、残部はＦｅ及び不純物からなる。
ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （２）
ｆｎ３＝Ａｌ＋１０．８Ｃａ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （２）
ｆｎ３＝Ａｌ＋１０．８Ｃａ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼では、高周波焼入れの加熱時に溶融割れが発生するのを抑制することができる。この場合、製品歩留りが向上する。本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼はさらに、クランクシャフト等の機械構造用部品に製造される工程における熱間鍛造後においても、高い疲労強度及び被削性が得られる。
上記高周波焼入れ用非調質鋼は、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、及び、Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
上記高周波焼入れ用非調質鋼はさらに、Ｐｂ：０．１０〜０．３０％を含有してもよい。
上記高周波焼入れ用非調質鋼はさらに、Ｃｕ：０．０５〜０．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．２０％、及び、Ｍｏ：０．０５〜０．２０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
以下、本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［化学組成］
本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．３５〜０．４４％
炭素（Ｃ）は、高周波焼入れされた部分の硬さ、及び、鋼の内部硬さを高める。Ｃ含有量が０．３５％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．４４％を超えれば、高周波焼入れの加熱時に溶融割れが発生する。したがって、Ｃ含有量は０．３５〜０．４４％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３７％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４２％である。
炭素（Ｃ）は、高周波焼入れされた部分の硬さ、及び、鋼の内部硬さを高める。Ｃ含有量が０．３５％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．４４％を超えれば、高周波焼入れの加熱時に溶融割れが発生する。したがって、Ｃ含有量は０．３５〜０．４４％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３７％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４２％である。
Ｓｉ：０．３０超〜０．７０％
シリコン（Ｓｉ）は、フェライトを強化して鋼の内部硬さを高める。Ｓｉ含有量が０．３０％以下であれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．７０％を超えれば、溶融割れが発生しやすくなる。さらに、内部硬さが高くなりすぎて鋼の被削性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．３０超〜０．７０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．６８％である。
シリコン（Ｓｉ）は、フェライトを強化して鋼の内部硬さを高める。Ｓｉ含有量が０．３０％以下であれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．７０％を超えれば、溶融割れが発生しやすくなる。さらに、内部硬さが高くなりすぎて鋼の被削性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．３０超〜０．７０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．６８％である。
Ｍｎ：１．００〜１．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、製鋼時の溶鋼を脱酸する。Ｍｎさらに、鋼の焼入れを高め、内部硬さを高める。Ｍｎ含有量が１．００％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えれば、溶融割れが発生しやすくなる。さらに、内部硬さが高くなりすぎて被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．００〜１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．０５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．４８％である。
マンガン（Ｍｎ）は、製鋼時の溶鋼を脱酸する。Ｍｎさらに、鋼の焼入れを高め、内部硬さを高める。Ｍｎ含有量が１．００％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えれば、溶融割れが発生しやすくなる。さらに、内部硬さが高くなりすぎて被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．００〜１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．０５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．４８％である。
Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐ含有量が０．０３０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。さらに、高周波焼入れの加熱時に溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％である。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐ含有量が０．０３０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。さらに、高周波焼入れの加熱時に溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％である。
Ｓ：０．０１０〜０．０９５％
硫黄（Ｓ）は硫化物系介在物を生成し、鋼の被削性を高める。Ｓ含有量が０．０１０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｓ含有量が０．０９５％を超えれば、溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０〜０．０９５％である。なお、Ｃａが含有されない場合、Ｓ含有量が０．０３５％を超えれば、溶融割れが発生しやすくなる。しかしながら、本実施形態では、後述のとおりＣａを含有するため、Ｓ含有量が０．０９５％以下であれば、溶融割れの発生を抑制でき、熱間鍛造性の低下も抑制できる。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０１５％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０７０％である。
硫黄（Ｓ）は硫化物系介在物を生成し、鋼の被削性を高める。Ｓ含有量が０．０１０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｓ含有量が０．０９５％を超えれば、溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０〜０．０９５％である。なお、Ｃａが含有されない場合、Ｓ含有量が０．０３５％を超えれば、溶融割れが発生しやすくなる。しかしながら、本実施形態では、後述のとおりＣａを含有するため、Ｓ含有量が０．０９５％以下であれば、溶融割れの発生を抑制でき、熱間鍛造性の低下も抑制できる。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０１５％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０７０％である。
Ｃｒ：０．１０〜０．３０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性及び内部硬さを高める。Ｃｒ含有量が０．１０％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が０．３０％を超えれば、溶融割れが発生しやすくなる。さらに、内部硬さが高くなりすぎて被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１２％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２５％である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性及び内部硬さを高める。Ｃｒ含有量が０．１０％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が０．３０％を超えれば、溶融割れが発生しやすくなる。さらに、内部硬さが高くなりすぎて被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１２％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２５％である。
Ａｌ：０〜０．０４０％
アルミニウム（Ａｌ）は任意元素である。Ａｌは脱酸元素として利用可能である。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０４０％を超えれば、ＣａとＡｌ系複合酸化物を形成し、溶融割れを引き起こす。したがって、Ａｌ含有量は０〜０．０４０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３０％である。本明細書において、Ａｌ含有量は全Ａｌの含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は任意元素である。Ａｌは脱酸元素として利用可能である。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０４０％を超えれば、ＣａとＡｌ系複合酸化物を形成し、溶融割れを引き起こす。したがって、Ａｌ含有量は０〜０．０４０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３０％である。本明細書において、Ａｌ含有量は全Ａｌの含有量を意味する。
Ｖ：０．１００〜０．２００％
バナジウム（Ｖ）は、鋼を熱間鍛造した後の冷却過程でＶ炭窒化物としてフェライト中に析出する。Ｖ炭窒化物をフェライトの硬さを高め、その結果、内部硬さが高まる。Ｖ含有量が０．１００％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が０．２００％を超えれば、上記効果が飽和して、製造コストが嵩む。したがって、Ｖ含有量は０．１００〜０．２００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１０３％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．１９５％である。
バナジウム（Ｖ）は、鋼を熱間鍛造した後の冷却過程でＶ炭窒化物としてフェライト中に析出する。Ｖ炭窒化物をフェライトの硬さを高め、その結果、内部硬さが高まる。Ｖ含有量が０．１００％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が０．２００％を超えれば、上記効果が飽和して、製造コストが嵩む。したがって、Ｖ含有量は０．１００〜０．２００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１０３％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．１９５％である。
Ｎ：０．００４０〜０．０２００％
窒素（Ｎ）は、窒化物や炭窒化物を形成して組織を微細化したり、鋼を析出強化する。Ｎ含有量が０．００４０％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０２００％を超えれば、熱間鍛造性が低下するので、したがって、Ｎ含有量は０．００４０〜０．０２００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００６０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１５０％である。
窒素（Ｎ）は、窒化物や炭窒化物を形成して組織を微細化したり、鋼を析出強化する。Ｎ含有量が０．００４０％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０２００％を超えれば、熱間鍛造性が低下するので、したがって、Ｎ含有量は０．００４０〜０．０２００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００６０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１５０％である。
Ｏ：０．００２４％以下
酸素（Ｏ）は不可避に含有される。Ｏは低融点のＡｌ系複合酸化物を形成する。Ｏ含有量が０．００２４％を超えれば、Ａｌ系複合酸化物により溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｏ含有量は０．００２４％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１７％である。
酸素（Ｏ）は不可避に含有される。Ｏは低融点のＡｌ系複合酸化物を形成する。Ｏ含有量が０．００２４％を超えれば、Ａｌ系複合酸化物により溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｏ含有量は０．００２４％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１７％である。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳの形態を制御して、Ｓ含有量が上述の範囲であっても、溶融割れの発生を抑制し、熱間鍛造性の低下を抑制する。Ｃａ含有量が０．０００５％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えれば、Ａｌが実質的に含有されていなくても、耐火物由来の成分（例えばＡｌ2Ｏ3）中のＡｌと結合して低融点のＡｌ系複合酸化物を形成し、溶融割れを発生させ得る。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８０％である。
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳの形態を制御して、Ｓ含有量が上述の範囲であっても、溶融割れの発生を抑制し、熱間鍛造性の低下を抑制する。Ｃａ含有量が０．０００５％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えれば、Ａｌが実質的に含有されていなくても、耐火物由来の成分（例えばＡｌ2Ｏ3）中のＡｌと結合して低融点のＡｌ系複合酸化物を形成し、溶融割れを発生させ得る。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８０％である。
［ｆｎ１について］
上記化学組成ではさらに、式（１）で定義されたｆｎ１が５０．０以下である。
ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上記化学組成ではさらに、式（１）で定義されたｆｎ１が５０．０以下である。
ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ｆｎ１は、鋼の融点に起因する溶融割れの指標である。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＣｒはいずれも、鋼の融点を低下する。鋼の融点が低下すれば、高周波焼入れの加熱時に溶融割れが発生しやすくなる。ｆｎ１が５０．０以下であれば、鋼の融点の低下が抑制され、溶融割れの発生が抑制される。ｆｎ１の好ましい上限は４９．４である。
一方、ｆｎ１中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒは、鋼の焼入れ性を高める。そのため、鋼の焼入れ性を高めるための好ましいｆｎ１の下限は４０．０である。
［ｆｎ２について］
上記化学組成ではさらに、式（２）で定義されたｆｎ２が０．８０〜１．００である。
ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上記化学組成ではさらに、式（２）で定義されたｆｎ２が０．８０〜１．００である。
ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ｆｎ２は、鋼の内部硬さの指標である。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＶは、熱間鍛造後の鋼材の内部硬さを高める。一方、Ｓは、内部硬さを低下する。ｆｎ２が０．８０未満であれば、鋼材の内部硬さが低いすぎ、疲労強度が低下する。一方、ｆｎ２が１．００を超えれば、内部硬さが高すぎ、被削性が低下する。したがって、ｆｎ２は０．８０〜１．００である。ｆｎ２の好ましい下限は０．８４である。ｆｎ２の好ましい上限は０．９８である。
［ｆｎ３について］
上記化学組成ではさらに、式（３）で定義されたｆｎ３が０．０１３〜０．１２４である。
ｆｎ３＝Ａｌ＋１０．８Ｃａ （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上記化学組成ではさらに、式（３）で定義されたｆｎ３が０．０１３〜０．１２４である。
ｆｎ３＝Ａｌ＋１０．８Ｃａ （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ｆｎ３は低融点のＡｌ系複合酸化物に起因する溶融割れの指標である。上述のとおり、溶融割れの要因となる低融点のＡｌ系複合酸化物の生成を抑制するために、Ａｌ含有量の上限を０．０４０％とし、Ｃａ含有量の上限を０．０１００％とする。しかしながら、Ａｌ系複合酸化物の生成には、Ａｌ含有量及びＣａ含有量が相互に影響する。具体的には、Ａｌ含有量が０．０４０％以下であり、Ｃａ含有量が０．０１００％以下であっても、ｆｎ３が０．１２４を超えれば、Ａｌ系複合酸化物が形成されて溶融割れが発生する。一方、ｆｎ３が０．０１３よりも低ければ、Ｃａ及びＡｌの脱酸力が低下する。さらに、Ａｌ系複合介在物に代えて、Ｓｉの低融点酸化物が顕著に生成する。この場合、溶融割れが発生しやすくなる。したがって、ｆｎ３は０．０１３〜０．１２４である。ｆｎ３の好ましい下限は０．０２０である。ｆｎ３の好ましい上限は０．１００である。
本実施の形態による高周波焼入れ用非調質鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、上記鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものを意味する。
［任意元素について］
本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、炭窒化物を形成して鋼の靭性を高める。
本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、炭窒化物を形成して鋼の靭性を高める。
Ｔｉ：０〜０．０２０％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは炭窒化物を形成して熱間鍛造時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。そのため、熱間鍛造後の鋼材のパーライト組織が微細になり、鋼材の靭性が高まる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えれば、上記効果が飽和して製造コストが嵩む。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．０２０％である。靭性をより有効に高めるためのＴｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは炭窒化物を形成して熱間鍛造時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。そのため、熱間鍛造後の鋼材のパーライト組織が微細になり、鋼材の靭性が高まる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えれば、上記効果が飽和して製造コストが嵩む。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．０２０％である。靭性をより有効に高めるためのＴｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。
Ｎｂ：０〜０．０２０％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは炭窒化物を形成して熱間鍛造時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。そのため、熱間鍛造後の鋼材の靭性が高まる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０２０％を超えれば、上記効果が飽和して製造コストが嵩む。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０２０％である。靭性をより有効に高めるためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは炭窒化物を形成して熱間鍛造時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。そのため、熱間鍛造後の鋼材の靭性が高まる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０２０％を超えれば、上記効果が飽和して製造コストが嵩む。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０２０％である。靭性をより有効に高めるためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。
本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｐｂを含有してもよい。
Ｐｂ：０〜０．３０％
鉛（Ｐｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｐｂは被削性を高める。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．３０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｐｂ含有量は０〜０．３０％である。被削性をより有効に高めるためのＰｂ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．２７％である。
鉛（Ｐｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｐｂは被削性を高める。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．３０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｐｂ含有量は０〜０．３０％である。被削性をより有効に高めるためのＰｂ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．２７％である。
本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、鋼の疲労強度を高める。
Ｃｕ：０〜０．２０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の疲労強度を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．２０％を超えれば、鋼の熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．２０％である。疲労強度をより有効に高めるためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．１７％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の疲労強度を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．２０％を超えれば、鋼の熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．２０％である。疲労強度をより有効に高めるためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．１７％である。
Ｎｉ：０〜０．２０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の疲労強度を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．２０％である。疲労強度をより有効に高めるためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．１７％である。
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の疲労強度を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．２０％である。疲労強度をより有効に高めるためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．１７％である。
Ｍｏ：０〜０．２０％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼の疲労強度を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．２０％である。疲労強度をより有効に高めるためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１７％である。
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼の疲労強度を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．２０％である。疲労強度をより有効に高めるためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１７％である。
［製造方法］
本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼の製造方法の一例は次のとおりである。
本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼の製造方法の一例は次のとおりである。
上記化学組成の溶鋼を製造する。溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。溶鋼を造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳片又はインゴットを熱間加工して、鋼片又は棒鋼にしてもよい。以上の工程により、高周波焼入れ用非調質鋼が製造される。
高周波焼入れ用非調質鋼材（鋳片、インゴット、鋼片又は棒鋼）を熱間鍛造して機械構造用部品（例えばクランクシャフト）の粗形状の中間品を製造する。製造された中間品を大気中で放冷する。中間品を機械加工により所定の形状に切削する。切削後の中間品に対して、高周波焼入れを実施する。以上の工程により、機械構造用部品が製造される。
高周波焼入れでは、求める硬化層深さに応じて加熱温度を調整する。硬化層深さを大きくする場合、加熱温度は高温になり、１３５０℃を超える場合もあり得る。本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼を用いてクランクシャフトに代表される機械構造用部品を製造する場合、仮に、１３５０℃を超えるような高温で高周波焼入れを実施しても、溶融割れの発生が抑制される。さらに、熱間鍛造後の機械構造用部品において、優れた疲労強度が得られ、被削性にも優れる。
種々の化学組成を有する複数の高周波焼入れ非調質鋼を製造した。製造された鋼を用いて、高周波焼入れ後の溶融割れの有無、及び、熱間鍛造後の鋼の内部硬さを評価した。
［実験方法］
［高周波焼入れ用非調質鋼の製造］
７０トン転炉及び二次精錬を実施して、表１及び表２に示す化学組成の溶鋼を製造した。
［高周波焼入れ用非調質鋼の製造］
７０トン転炉及び二次精錬を実施して、表１及び表２に示す化学組成の溶鋼を製造した。
製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法により３００ｍｍ×４００ｍｍの横断面を有する鋳片（ブルーム）を製造した。鋳片を分塊圧延して、横断面が１８０ｍｍ×１８０ｍｍのビレットを製造した。ビレットを１２５０℃に加熱して後、熱間圧延して、直径８０ｍｍの棒鋼（高周波焼入れ用非調質鋼）を製造した。
［溶融割れ評価試験］
製造された棒鋼のＲ／２部（Ｒは棒鋼の半径を意味する）から、直径８ｍｍ、長さ１２ｍｍの試験片を機械加工により作製した。
製造された棒鋼のＲ／２部（Ｒは棒鋼の半径を意味する）から、直径８ｍｍ、長さ１２ｍｍの試験片を機械加工により作製した。
富士電波工機株式会社製の試験装置（商品名「Ｔｈｅｒｍｅｃｍａｓｔｅｒ」）を用いて、上記試験片に対して、高周波焼入れの模擬試験を実施した。具体的には、試験片を２５℃／秒の昇温速度で１３８０℃まで加熱し、１３８０℃で３０秒間保持した。その後、Ｈｅガスを用いて試験片を急冷した。
急冷後の試験片の横断面（観察面）を機械研磨した後、ピクラール試薬にて腐食した。腐食された観察面を４００倍の光学顕微鏡で観察し、溶融割れの有無を確認した。
図２は、溶融割れが発生したミクロ組織写真画像（試験番号４）であり、図３は溶融割れが発生しなかったミクロ組織写真画像（正常組織：試験番号２８）である。
観察面の組織において、粒界において５μｍ以上の幅で明瞭に腐食されている領域が観察される場合（たとえば、図２中の符号１０）、溶融割れが発生したと判断した（表１及び表２中の「溶融割れ」欄において、「Ｘ」で示す）。一方、図３のように、粒界に腐食領域が観察されない場合、溶融割れが発生しなかったと判断した（表１及び表２中の「溶融割れ」欄において、「Ａ」で示す）。
［ロックウェル硬さ試験］
製造された棒鋼に対して、熱間鍛造後の冷却を模擬する熱処理を実施した。具体的には、棒鋼を１１００℃に加熱して３０分保持した。その後、棒鋼を大気中で放冷した。
製造された棒鋼に対して、熱間鍛造後の冷却を模擬する熱処理を実施した。具体的には、棒鋼を１１００℃に加熱して３０分保持した。その後、棒鋼を大気中で放冷した。
熱処理後の棒鋼の横断面のＲ／２部において、ＪＩＳＺ２２４５（２０１１）に準拠して、４点のロックウェルＣ硬さを測定し、その平均値を求めた。以下、求めた平均値をＨＲＣ硬さと称する。
内部硬さであるＨＲＣ硬さが２０以上であれば、熱間鍛造後の機械構造用部品において、十分な疲労強度が得られることが判明している。一方、ＨＲＣ硬さが２８を超えれば、被削性が低下する。そこで、得られたＨＲＣ硬さに対して、表３のとおり評価した。
［試験結果］
試験結果を表１及び表２に示す。試験番号１〜３、６〜８、１１、１２、１５、１７〜１９、２１，２２、２５、２６、２８、２９、３１〜３４、３６〜３８、４０〜４３、４７、４８、５０〜５３、５６，５７、及び６０〜６５では、化学組成が適切であり、ｆｎ１〜ｆｎ３も適切であった。そのため、溶融割れは観察されなかった。さらに、ＨＲＣ硬さが２０〜２８の範囲内であり、十分な疲労強度及び被削性が得られることが予想できた。
試験結果を表１及び表２に示す。試験番号１〜３、６〜８、１１、１２、１５、１７〜１９、２１，２２、２５、２６、２８、２９、３１〜３４、３６〜３８、４０〜４３、４７、４８、５０〜５３、５６，５７、及び６０〜６５では、化学組成が適切であり、ｆｎ１〜ｆｎ３も適切であった。そのため、溶融割れは観察されなかった。さらに、ＨＲＣ硬さが２０〜２８の範囲内であり、十分な疲労強度及び被削性が得られることが予想できた。
一方、試験番号４のＣ含有量は高すぎた。そのため、溶融割れが観察された。試験番号５のＣ含有量は低すぎた。そのため、ＨＲＣ硬さが２０未満であり、十分な疲労強度が得られないことが予想できた。
試験番号９のＳｉ含有量は高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。さらに、ＨＲＣ硬さが２８を超え、十分な被削性が得られないことが予想できた。
試験番号１０のＳｉ含有量は低すぎた。そのため、ＨＲＣ硬さが２０未満であり、十分な疲労強度が得られないと予想できた。
試験番号１３のＭｎ含有量は高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。さらに、ＨＲＣ硬さが２８を超え、十分な被削性が得られないことが予想できた。
試験番号１４のＭｎ含有量は低すぎた。そのため、ＨＲＣ硬さが２０未満であり、十分な疲労強度が得られないと予想できた。
試験番号１６のＰ含有量、及び、試験番号２０のＳ含有量は高すぎた。そのため、いずれの試験番号においても、溶融割れが発生した。
試験番号２３のＣｒ含有量は高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。さらに、ＨＲＣ硬さが２８を超え、十分な被削性が得られないことが予想できた。
試験番号２４のＣｒ含有量は低すぎた。そのため、ＨＲＣ硬さが２０未満であり、十分な疲労強度が得られないと予想できた。
試験番号２７のＡｌ含有量、及び、試験番号３９のＯ含有量は高すぎた。そのため、いずれの試験番号においても、溶融割れが発生した。
試験番号３０のＶ含有量、及び、試験番号３５のＮ含有量は低すぎた。そのため、いずれの試験番号においても、ＨＲＣ硬さが２０未満であり、十分な疲労強度が得られないと予想できた。
試験番号４４ではＣａが含有されておらず、試験番号４６ではＣａ含有量が低すぎた。そのため、溶融割れが発生した。一方、試験番号４５のＣａ含有量は高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。
試験番号４９では、ｆｎ１が高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。さらに、ＨＲＣ硬さが２８を超え、十分な被削性が得られないことが予想できた。
試験番号５４では、ｆｎ２が高すぎた。そのため、ＨＲＣ硬さが２８を超え、十分な被削性が得られないと予想できた。一方、試験番号５５では、ｆｎ２が低すぎた。そのため、ＨＲＣ硬さが２０未満であり、十分な疲労強度が得られないと予想できた。
試験番号５８では、ｆｎ３が高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。一方、試験番号５９では、ｆｎ３が低すぎた。そのため、溶融割れが発生した。
試験番号６６〜７８では、Ｃａを含有しなかった。そのため、これらの試験番号ではいずれも、溶融割れが発生した。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
本発明の高周波焼入れ用非調質鋼では、熱間鍛造によりクランクシャフト等の機械構造用部品とされ、高周波焼入れを実施されても、溶融割れの発生が抑制される。本発明の高周波焼入れ用非調質鋼はさらに、上記機械構造用部品に製造されても高い疲労強度及び被削性が得られる内部硬さを有する。したがって、本発明の高周波焼入れ用非調質鋼は、上記効果が発揮される用途に広く適用可能であり、特に、高周波焼入れが実施される機械構造用部品用の鋼として好適である。
１ フェレットＲ部
２ クランクシャフトのエッジ部
１０ 溶融割れ
２ クランクシャフトのエッジ部
１０ 溶融割れ
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．４４％、
Ｓｉ：０．３０超〜０．７０％、
Ｍｎ：１．００〜１．５０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０〜０．０９５％、
Ｃｒ：０．１０〜０．３０％、
Ａｌ：０〜０．０４０％、
Ｖ：０．１００〜０．２００％、
Ｎ：０．００４０〜０．０２００％、
Ｏ：０．００２４％以下、
Ｃａ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｔｉ：０〜０．０２０％、
Ｎｂ：０〜０．０２０％、
Ｐｂ：０〜０．３０％、
Ｃｕ：０〜０．２０％、
Ｎｉ：０〜０．２０％、
Ｍｏ：０〜０．２０％を含有し、
式（１）で定義されるｆｎ１が５０．０以下であり、
式（２）で定義されるｆｎ２が０．８０〜１．００であり、
式（３）で定義されるｆｎ３が０．０１３〜０．１２４であり、
残部はＦｅ及び不純物からなる、高周波焼入れ用非調質鋼。
ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （２）
ｆｎ３＝Ａｌ＋１０．８Ｃａ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 - 請求項１に記載の高周波焼入れ用非調質鋼であって、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、及び、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％からなる群から選択される１種以上を含有する、高周波焼入れ用非調質鋼。 - 請求項１又は請求項２に記載の高周波焼入れ用非調質鋼であって、
Ｐｂ：０．１０〜０．３０％を含有する、高周波焼入れ用非調質鋼。 - 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の高周波焼入れ用非調質鋼であって、
Ｃｕ：０．０５〜０．２０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．２０％、及び、
Ｍｏ：０．０５〜０．２０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、高周波焼入れ用非調質鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015111737A JP6844943B2 (ja) | 2015-06-01 | 2015-06-01 | 高周波焼入れ用非調質鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015111737A JP6844943B2 (ja) | 2015-06-01 | 2015-06-01 | 高周波焼入れ用非調質鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2016222985A true JP2016222985A (ja) | 2016-12-28 |
| JP6844943B2 JP6844943B2 (ja) | 2021-03-17 |
Family
ID=57745953
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2015111737A Active JP6844943B2 (ja) | 2015-06-01 | 2015-06-01 | 高周波焼入れ用非調質鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6844943B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017171977A (ja) * | 2016-03-23 | 2017-09-28 | 愛知製鋼株式会社 | クランクシャフト及びその製造方法並びにクランクシャフト用鋼 |
| CN112372253A (zh) * | 2020-11-20 | 2021-02-19 | 南京工程学院 | 一种发动机非调质曲轴用钢及其锻件的制备方法 |
| WO2024143075A1 (ja) * | 2022-12-26 | 2024-07-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱間鍛造用非調質鋼並びに熱間鍛造材及びその製造方法 |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02179841A (ja) * | 1988-12-29 | 1990-07-12 | Aichi Steel Works Ltd | 高周波焼入用非調質鋼およびその製造方法 |
| JP2000282172A (ja) * | 1999-01-28 | 2000-10-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 被削性と靱性に優れた機械構造用鋼材及び機械構造部品 |
| JP2006299319A (ja) * | 2005-04-19 | 2006-11-02 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 機械構造用鋼 |
| JP2010007143A (ja) * | 2008-06-27 | 2010-01-14 | Kobe Steel Ltd | 疲労限度比と被削性に優れた機械構造用鋼 |
| JP2010514929A (ja) * | 2006-12-28 | 2010-05-06 | ポスコ | 被削性及び熱間圧延性の優れた環境親和型無鉛快削鋼 |
| JP2011026641A (ja) * | 2009-07-23 | 2011-02-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高周波焼入れ用非調質鋼 |
| JP2013007098A (ja) * | 2011-06-24 | 2013-01-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 熱間鍛造用鋼 |
-
2015
- 2015-06-01 JP JP2015111737A patent/JP6844943B2/ja active Active
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02179841A (ja) * | 1988-12-29 | 1990-07-12 | Aichi Steel Works Ltd | 高周波焼入用非調質鋼およびその製造方法 |
| JP2000282172A (ja) * | 1999-01-28 | 2000-10-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 被削性と靱性に優れた機械構造用鋼材及び機械構造部品 |
| JP2006299319A (ja) * | 2005-04-19 | 2006-11-02 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 機械構造用鋼 |
| JP2010514929A (ja) * | 2006-12-28 | 2010-05-06 | ポスコ | 被削性及び熱間圧延性の優れた環境親和型無鉛快削鋼 |
| JP2010007143A (ja) * | 2008-06-27 | 2010-01-14 | Kobe Steel Ltd | 疲労限度比と被削性に優れた機械構造用鋼 |
| JP2011026641A (ja) * | 2009-07-23 | 2011-02-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高周波焼入れ用非調質鋼 |
| JP2013007098A (ja) * | 2011-06-24 | 2013-01-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 熱間鍛造用鋼 |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017171977A (ja) * | 2016-03-23 | 2017-09-28 | 愛知製鋼株式会社 | クランクシャフト及びその製造方法並びにクランクシャフト用鋼 |
| CN112372253A (zh) * | 2020-11-20 | 2021-02-19 | 南京工程学院 | 一种发动机非调质曲轴用钢及其锻件的制备方法 |
| CN112372253B (zh) * | 2020-11-20 | 2021-11-09 | 南京工程学院 | 一种发动机非调质曲轴用钢及其锻件的制备方法 |
| WO2024143075A1 (ja) * | 2022-12-26 | 2024-07-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱間鍛造用非調質鋼並びに熱間鍛造材及びその製造方法 |
| JP7552959B1 (ja) | 2022-12-26 | 2024-09-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱間鍛造用非調質鋼並びに熱間鍛造材及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP6844943B2 (ja) | 2021-03-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6212473B2 (ja) | 高強度ばね用圧延材及びこれを用いた高強度ばね用ワイヤ | |
| JP5821771B2 (ja) | 冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材 | |
| JP6384626B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼 | |
| JP5974623B2 (ja) | 時効硬化型ベイナイト非調質鋼 | |
| JP6628014B1 (ja) | 浸炭処理が行われる部品用の鋼材 | |
| JP6760375B2 (ja) | 機械構造用鋼 | |
| JP6384627B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼 | |
| WO2019244503A1 (ja) | 機械部品 | |
| JP6729686B2 (ja) | 高周波焼入れ用非調質鋼 | |
| KR20190028781A (ko) | 고주파 담금질용 강 | |
| JP2017171977A (ja) | クランクシャフト及びその製造方法並びにクランクシャフト用鋼 | |
| JP5304507B2 (ja) | 高周波焼入れ用非調質鋼 | |
| JP6844943B2 (ja) | 高周波焼入れ用非調質鋼 | |
| JP5392207B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼及びそれを用いて製造されるクランクシャフト | |
| US20170073785A1 (en) | Age hardening non-heat treated bainitic steel | |
| JP6555345B2 (ja) | 熱間鍛造用鋼材 | |
| JPWO2017068935A1 (ja) | 熱間鍛造用鋼及び熱間鍛造品 | |
| CN108699650B (zh) | 轧制线材 | |
| JP6673535B1 (ja) | 高周波焼入れが実施される鋼 | |
| JP5443277B2 (ja) | 被削性に優れた高強度鋼、およびその製造方法 | |
| JP5601861B2 (ja) | ボロン鋼圧延焼鈍鋼板の製造法 | |
| JP2009299165A (ja) | 高強度浸炭部品の高周波焼入れによる製造方法 | |
| JP2019026874A (ja) | 高周波焼入れ部品用素材 | |
| JP7205067B2 (ja) | 高周波焼入れ用非調質鋼 | |
| JP7205066B2 (ja) | 高周波焼入れ用非調質鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20180205 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20190125 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20190219 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20190416 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20190910 |
|
| C60 | Trial request (containing other claim documents, opposition documents) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C60 Effective date: 20191203 |
|
| C22 | Notice of designation (change) of administrative judge |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C22 Effective date: 20200908 |
|
| C23 | Notice of termination of proceedings |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C23 Effective date: 20201215 |
|
| C03 | Trial/appeal decision taken |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C03 Effective date: 20210202 |
|
| C30A | Notification sent |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C3012 Effective date: 20210202 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20210225 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6844943 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |