JPH10183296A - 高周波焼入れ用鋼材及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】高周波焼入れ処理でHv800以上の表面硬度、Hv3
00以上の芯部硬度及び2mmUノッチシャルピーの吸収エネ
ルギーで50J 以上の芯部靭性を確保することができる高
周波焼入れ用鋼材及びその製造方法を提供する。 【解決手段】C：0.65〜1.0％、Si：0.05〜0.8％、Mn：
0.5〜2.0％、P：0.01〜0.07％、S：0.005〜0.10％、C
r：0.1〜1.5％、Mo：0.05〜0.25％、Al： 0.005〜0.05
％、B：0〜0.005％、N：0〜0.03％、Ti：3.5×N（％）
〜0.11％、残部 Feと不純物の化学組成で、組織が球状
セメンタイトを含む組織で、且つ、Cの 50％以上が球状
セメンタイトとして存在する高周波焼入れ用鋼材。その
製造方法は、１０５０〜１３００℃に加熱して熱間加工
し、９００℃以上の温度で熱間加工を終了した後、軟化
焼鈍する。

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
材及びその製造方法に関し、詳しくは、高周波焼入れ処
理によって、Ｈｖ（ビッカース硬度）で８００以上の表
面硬度、Ｈｖ３００以上の芯部硬度及び２ｍｍＵノッチ
シャルピーの吸収エネルギーで５０Ｊ以上の芯部靭性を
確保することができる高周波焼入れ用鋼材及びその製造
方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】機械構造用などの各種表面硬化部品、例
えば各種の歯車に対して、表面部に大きな硬度を付与し
て耐摩耗性や耐疲労特性を高めるとともに芯部の靭性を
優れたものとするために、ＳＣＭ４２０に代表されるよ
うなＣ含有量の低い所謂「肌焼鋼」が母材鋼として用い
られてきた。

【０００３】前記の「肌焼鋼」には表面硬化処理として
浸炭焼入れ処理が施される。しかし、浸炭焼入れ処理は
ガス雰囲気におけるバッチ処理が主流であり、９００℃
を超えるような高い温度で数時間も保持しなければなら
ない。このため、浸炭処理時はガス雰囲気の調整を厳密
に行う必要があり、又、多くの時間とエネルギーを要す
るのでコストが嵩むという問題がある。更に、インライ
ン化が困難であるという問題もある。加えて最近では、
浸炭処理の作業環境を改善したいとする要望もある。

【０００４】しかも、表面硬化部品のうち、例えばギア
やピニオンのような部品に対しては、最近では表面硬度
としてＨｖ８００以上の大きな値、及び部品としての強
度と靭性を確保するために中心部にもＨｖ３００以上の
硬度と２ｍｍＵノッチシャルピーの吸収エネルギーで５
０Ｊ以上の芯部靭性が要求される場合も生じている。し
かしながら、「肌焼鋼」を浸炭焼入れした場合には、浸
炭焼入れ後の表面硬度は高々Ｈｖ７８０程度であって、
所望の高い表面硬度を安定して確保できない。

【０００５】上記した問題点のうち、表面硬化のための
処理時間を短縮してエネルギー消費を抑え、且つ、作業
環境をクリーンにするとともにインライン処理化を実現
するための表面硬化処理方法としては、高周波焼入れ処
理を挙げることができる。

【０００６】しかし、前記のＳＣＭ４２０に代表される
ような肌焼鋼を母材鋼として用いた場合には、鋼のＣ含
有量が低いため、高周波焼入れしても所望の大きな表面
硬度を部品に付与することができない。このため、中炭
素系のＪＩＳ機械構造用炭素鋼（Ｓ４５ＣやＳ５０Ｃな
ど）や合金鋼（ＳＣｒ４４０やＳＣＭ４４０など）が、
高周波焼入れして表面硬化させる部品の母材鋼として用
いられてきた。しかし、焼入れ後の硬度は鋼のＣ含有量
（重量％）に極めて大きく依存する。このため、上記の
中炭素系の鋼を母材鋼とした場合であっても、高周波焼
入れ後に得られる表面硬度は、Ｃ含有量が０．５重量％
の場合でも高々Ｈｖ７００程度であり、前記のギアやピ
ニオンのような部品に対して要求されるＨｖ８００以上
の大きな表面硬度を確保することができない。更に、高
周波焼入れで所望の芯部靭性（２ｍｍＵノッチシャルピ
ーの吸収エネルギーで５０Ｊ以上）を確保できないこと
もあった。加えて、上記の中炭素系の鋼のうち合金鋼を
母材鋼として用いた場合にはコスト高になることが避け
られなかった。

【０００７】このため、これまでにいくつかの高周波焼
入れ用鋼が提案されている。

【０００８】例えば、特開昭６０−１６９５４７号公報
には、特定の化学組成を有する「高周波焼入用鋼」が開
示されている。しかし、この公報に記載の鋼を母材鋼と
して用いても、部品の芯部靭性の点で必ずしも充分でな
い場合があった。更に、この公報で提案された鋼は、Ｃ
含有量の上限を０．５５重量％に規制しなければならな
いため、高周波焼入れ後の表面硬度としてＨｖ８００以
上の高い値を確保することができないものであった。

【０００９】特開昭６３−１００１５７号公報には、組
織が７５％以上のベイナイトで特定の化学組成からなる
「高周波焼入用非調質鋼」が提案されている。しかし、
この公報で提案された鋼は、７５％以上ものベイナイト
組織を有するものであるため、少なくとも所望最終形状
とするための切削加工時に、「被削性」の点で問題を有
するものである。更に、この公報で提案された鋼も、Ｃ
含有量の上限を０．６重量％に規制しなければならない
ため、高周波焼入れ後の表面硬度としてＨｖ８００以上
の高い値を確保することができないものであった。な
お、この公報中には、Ｃ含有量が０．４５重量％の鋼の
表面硬さとしてＨｖ７５０という記載があるが、Ｃ含有
量が０．４５重量％の鋼の場合にはフルマルテンサイト
の硬度でもＨｖ７００程度が上限であることは周知の事
項であり、マルテンサイト以外に８７〜９０％ものベイ
ナイトを含む組織の前記のＨｖ７５０の硬度は、例え
ば、Ｈｖ６５０の「誤記」であると推定される。

【００１０】特開平２−１７９８４１号公報には、Ａｌ
でＮを固定するとともにＢを含有させて焼入れ性を高
め、硬化層深さを確保するようにした「高周波焼入用非
調質鋼」とその製造方法が提案されている。しかしなが
ら、ＡｌでＮを固定するためには比較的多量のＡｌを含
有させる必要があるが、Ａｌを過剰に添加した場合には
硬いＡｌ₂Ｏ₃相を形成して被削性が低下してしまうとい
う問題がある。更に、たとえＡｌでＮをＡｌＮとして固
定しても、熱間加工時の加熱条件を適正化しないと、Ａ
ｌＮ→Ａｌ＋Ｎの反応が進んで固溶Ｎが生じ、この固溶
ＮがＢとＢＮを形成するため、所望の焼入れ性が得られ
なくなるという問題もある。

【００１１】特開平５−３３１０１号公報には、Ｃ、Ｍ
ｎ及びＣｒの含有量を調整することによって中心部の硬
さを確保した「高周波焼入れクランクシャフト用非調質
鋼」が開示されている。しかし、この公報における実施
例の記載からも明らかなように、靭性の観点からＣ含有
量を０．５２％以下に規制しなければならない前記の鋼
においては、高周波焼入れ後の表面硬さは高々ロックウ
ェル硬度（ＨRＣ ）６１（Ｈｖで約７２０）で、部品に
所望の表面硬度を付与することができない場合がある。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記現状に
鑑みなされたもので、高周波焼入れ処理でＨｖ８００以
上の表面硬度、Ｈｖ３００以上の芯部硬度及び２ｍｍＵ
ノッチシャルピーの吸収エネルギーで５０Ｊ以上の芯部
靭性を確保することができる高周波焼入れ用鋼材及びそ
の製造方法を提供することを目的とする。より詳しく
は、熱間鍛造を初めとする熱間加工後に軟化焼鈍を施し
た鋼材を出発材とし、以後の熱処理としては高周波焼入
れ処理を施すだけでＨｖ８００以上の表面硬度、Ｈｖ３
００以上の芯部硬度及び２ｍｍＵノッチシャルピーの吸
収エネルギーで５０Ｊ以上の芯部靭性を確保することが
でき、ギアやピニオンのような表面硬化部品に好適な高
周波焼入れ用鋼材及びその製造方法を提供することを目
的とする。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）の高周波焼入れ用鋼材及び（２）の高周波焼入れ
用鋼材の製造方法にある。

【００１４】（１）重量％で、Ｃ：０．６５〜１．０
％、Ｓｉ：０．０５〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、Ｐ：０．０１〜０．０７％、Ｓ：０．００５〜０．
１０％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜
０．２５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０〜
０．００５％、Ｎ：０〜０．０３％、Ｔｉ：３．５×Ｎ
（％）〜０．１１％、残部はＦｅ及び不可避不純物から
なる化学組成であって、組織が球状セメンタイトを含む
組織で、且つ、Ｃの５０％以上が球状セメンタイトとし
て存在することを特徴とする高周波焼入れ用鋼材。

【００１５】（２）上記（１）に記載の化学組成を有す
る鋼を１０５０〜１３００℃に加熱して熱間加工し、９
００℃以上の温度で熱間加工を終了した後、軟化焼鈍す
ることを特徴とする高周波焼入れ用鋼材の製造方法。

【００１６】

【発明の実施の形態】本発明者らは、部品の切削加工を
容易に行うことができ、しかも高周波焼入れしただけで
部品にＨｖ８００以上の表面硬度、Ｈｖ３００以上の芯
部硬度及び２ｍｍＵノッチシャルピーの吸収エネルギー
で５０Ｊ以上の芯部靭性を付与することができるよう
に、部品母材鋼の化学組成と組織について種々の検討を
行った。その結果、下記〜の知見を得た。

【００１７】熱間鍛造を初めとする熱間加工を行った
鋼材の組織を軟化焼鈍して球状セメンタイトを含む組織
として、含有Ｃ量の５０％以上が前記球状セメンタイト
を形成するようにすれば、つまり、含有Ｃ量の５０％以
上が前記球状セメンタイト中に含まれるようにすれば、
冷間加工性や切削性が高まる。このため高周波焼入れ処
理前の冷間鍛造や切削などの粗型加工は比較的容易であ
る。

【００１８】ここで、「球状セメンタイト」とは、（短
径）／（長径）の比が０．２以上であるセメンタイトを
いう。

【００１９】なお、含有Ｃ量のうちで球状セメンタイト
を形成するＣの比率は、組織観察を行って、Ｃによる生
成物（球状セメンタイト、非球状セメンタイト、黒鉛）
から球状セメンタイトを区別し、各生成物の面積率の比
較から算出することで判定できる。これは、セメンタイ
ト（Ｍ₃Ｃ ）中のＭにＦｅ以外の金属元素、例えばＣｒ
が含まれていても、Ｆｅ₃Ｃ として求めた場合のＣの比
率と大きく相違することがないためである。又、セメン
タイト以外の炭化物は、その絶対量がセメンタイトに比
べて極めて少ないため、これを無視してもＣ量の判定に
大きく影響することはない。

【００２０】球状セメンタイトは高周波熱処理のよう
な急速短時間の加熱処理でもオーステナイト域で基地
（オーステナイト）に充分固溶する。したがって、高周
波焼入れのための加熱でオーステナイト域に加熱された
部分の基地中の固溶Ｃ量は芯部よりも高くなる。このた
め、母材鋼のＣ含有量を高くしておけば、高周波焼入れ
のための加熱でオーステナイト域に昇温する部分は、次
の焼入れで高Ｃのマルテンサイト組織となるので、硬度
を高くすることができる。

【００２１】高周波加熱処理における加熱温度をＡc₁
点とＡc₃点の間の２相域の温度として焼入れ処理すれ
ば、フェライトとマルテンサイトの相からなる組織（以
下、フェライト・マルテンサイト組織という）が形成さ
れる。このフェライト・マルテンサイト組織は、疲労破
壊や衝撃破壊の亀裂の進展を抑制する作用がある。この
ため、高周波焼入れのための加熱でＡc₁点とＡc₃点の間
の２相域の温度に昇温後に焼入れされた部分の疲労強度
や靭性は良好である。なお、前記のフェライト・マルテ
ンサイト組織には、その相中に未固溶の球状セメンタイ
トなどが存在していても良い。

【００２２】上記、から、高周波焼入れ時の加熱
を、部品表面部はオーステナイト域、芯部はＡc₁点とＡ
c₃点の間の２相域の温度になるように条件設定して行
い、その後焼入れ処理すれば、部品表面部は高Ｃのマル
テンサイト組織となるので、高い硬度を確保することが
できる。一方、芯部はフェライト・マルテンサイト組織
となるので、良好な疲労強度や靭性を確保できる。

【００２３】母材鋼の化学組成、なかでもＣとＭｏの
含有量を規定することによって、高周波焼入れ後の部品
に所望のＨｖ８００以上の表面硬度とＨｖ３００以上の
芯部硬度を付与することができる。

【００２４】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たものである。

【００２５】以下、本発明の各要件について詳しく説明
する。なお、成分含有量の「％」は「重量％」を意味す
る。又、「表層から０．５ｍｍの位置における硬度」を
「表面硬度」、「表面部の硬度」と表記する。更に、高
周波焼入れの対象とされる鋼材（部品）の中心部のこと
を「芯部」という。

【００２６】（Ａ）鋼材の化学組成 Ｃ：０．６５〜１．０％ Ｃは、鋼の焼入れ性及び強度を高めるとともに高周波焼
入れ後のＨｖ８００以上の高い表面硬度とＨｖ３００以
上の芯部硬度とを確保するのに有効な元素である。しか
し、Ｃの含有量が０．６５％未満では添加効果に乏し
い。一方、１．０％を超えると、高周波焼入れでオース
テナイトが残留するので、表面部に高い硬度を付与でき
ない。したがって、Ｃの含有量を、０．６５〜１．０％
とした。なお、上記した効果をより安定して確保するた
めには、Ｃの含有量を０．７〜０．９％とすることが好
ましい。

【００２７】Ｓｉ：０．０５〜０．８％ Ｓｉは、製鋼時の脱酸に有効な元素である。しかし、そ
の含有量が０．０５％未満では、上記の作用が期待でき
ない。一方、０．８％を超えると、前記効果が飽和する
ばかりか、靭性の低下をもたらす。したがって、Ｓｉの
含有量を０．０５〜０．８％とした。なお、上記した効
果をより安定して確保するためには、Ｓｉの含有量を
０．１〜０．６％とすることが好ましい。

【００２８】Ｍｎ：０．５〜２．０％ Ｍｎは、鋼に所望の強度を付与するのに有効な元素であ
る。しかし、その含有量が０．５％未満では添加効果に
乏しい。一方、２．０％を超えると高周波焼入れで表面
部にオーステナイトが残留するようになって、表面硬度
の低下を招く。したがって、Ｍｎの含有量を０．５〜
２．０％とした。なお、前記の効果をより安定して確保
するためには、Ｍｎ含有量を０．７〜１．６％とするこ
とが好ましい。

【００２９】Ｓ：０．００５〜０．１０％ Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを生成し、鋼の被削性を高
めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．
００５％未満では所望の効果が得られない。一方、多量
に含有させると、前記効果が飽和するばかりか靭性の低
下を招き、特に、Ｓ含有量が０．１０％を超えると靭性
の低下が著しい。したがって、Ｓ含有量を０．００５〜
０．１０％とした。なお、上記したＳの効果をより安定
して確保するためには、Ｓ含有量を０．０１〜０．０７
％とすることが好ましい。

【００３０】Ｐ：０．０１〜０．０７％ Ｐは、鋼の強度を高める作用がある。しかし、その含有
量が０．０１％未満では所望の効果が得られない。一
方、０．０７％を超えて含有させると前記効果が飽和す
るばかりか、靭性の劣化を招くようになる。したがっ
て、Ｐの含有量を０．０１〜０．０７％とした。なお、
上記した効果をより安定して確保するための好ましいＰ
含有量は、０．０１〜０．０５％である。

【００３１】Ｃｒ：０．１〜１．５％ Ｃｒは、Ｍｎと同様に鋼に所望の強度を付与するのに有
効な元素である。しかし、Ｃｒの含有量が０．１％未満
では添加効果に乏しい。一方、１．５％を超えると鋼の
焼入れ性が向上しすぎて島状マルテンサイト組織が生成
するようになり、靭性の低下を招く。したがって、Ｃｒ
の含有量を０．１〜１．５％とした。なお、前記効果を
より安定に確保するためには、Ｃｒ含有量を０．２〜
１．２％とすることが好ましい。

【００３２】Ｍｏ：０．０５〜０．２５％ Ｍｏは、焼入れ性を高めて芯部の硬度を確保する作用が
ある。しかし、その含有量が０．０５％未満では所望の
効果が得られない。一方、０．２５％を超えると前記の
効果が飽和するばかりか、高周波焼入れでオーステナイ
トが残留するようになって所望のＨｖ８００以上の表面
硬度が得られなくなる。したがって、Ｍｏ含有量を０．
０５〜０．２５％とした。なお、より安定して前記効果
を確保するためには、Ｍｏ含有量を０．０７〜０．２％
とすることが好ましい。

【００３３】Ａｌ：０．００５〜０．０５％ Ａｌは、強力な脱酸作用を有する元素であり、製鋼時に
所望の脱酸効果を確保するためには０．００５％以上含
有させることが必要である。しかし、Ａｌを０．０５％
を超えて含有させても前記効果が飽和するばかりか被削
性の低下を招く。したがって、Ａｌの含有量を０．００
５〜０．０５％とした。なお、好ましいＡｌ含有量は、
０．０１〜０．０２５％である。

【００３４】Ｂ：０〜０．００５％ Ｂは添加しなくても良い。添加すれば鋼の焼入れ性を高
めて芯部硬度を大きくする作用がある。この効果を確実
に得るには、Ｂは０．０００５％以上の含有量とするこ
とが好ましい。しかし、０．００５％を超えて含有させ
るとオーステナイトが残留して表面硬度の低下を招く。
したがって、Ｂ含有量を０〜０．００５％とした。な
お、Ｂ含有量の好ましい上限値は０．００３％である。

【００３５】Ｎ：０〜０．０３％ Ｎは含有させなくても良い。含有させればＴｉと結合し
て鋼中にＴｉＮを生成し、オーステナイト粒の粗大化を
防止する作用がある。この効果を確実に得るには、Ｎは
０．００１％以上の含有量とすることが好ましい。しか
し、その含有量が０．０３％を超えると、靭性の低下を
招くとともにＢと結合してＢＮを生成するのでＢの焼入
れ性向上効果が得られなくなる。このためＮ含有量を０
〜０．０３％とした。なお、オーステナイト粒の粗大化
防止作用をより安定確実に得るために、Ｎ含有量の下限
を０．００８％とすることがより好ましい。次のＴｉの
項でも述べるＴｉ含有量との関係から、Ｎ含有量の上限
は０．０１１５％とすることが好ましい。

【００３６】Ｔｉ：３．５×Ｎ（％）〜０．１１％ Ｔｉは、Ｎと結合して鋼中にＴｉ窒化物（ＴｉＮ）を生
成し、オーステナイト粒の成長を抑制して組織を微細に
する作用がある。更に、前記したＢの効果を充分発揮さ
せる作用も有する。しかし、その含有量が３．５×Ｎ
（％）未満では所望の効果が得られない。なお、Ｎ含有
量が０（ゼロ）の場合にはＴｉも０、すなわちＴｉを含
有させなくても良い。一方、Ｔｉの含有量が０．１１％
を超えると、ＴｉＮが粗大化してピンニングの効果が薄
れるため、熱間加工の加熱時にオーステナイト粒が粗大
化して靭性の低下を招く。したがって、Ｔｉ含有量を
３．５×Ｎ（％）〜０．１１％とした。なお、オーステ
ナイト粒の成長抑制と、Ｂの効果を充分発揮させるた
め、及び良好な靭性確保のためにＴｉの含有量を０．０
１〜０．０４とすることが好ましい。

【００３７】（Ｂ）鋼材の組織 （Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を母材鋼とする場
合であっても、高周波焼入れで所望のＨｖ８００以上の
表面硬度、Ｈｖ３００以上の芯部硬度及び２ｍｍＵノッ
チシャルピーの吸収エネルギーで５０Ｊ以上の芯部靭性
を確保するためには、鋼材の組織を球状セメンタイトを
含む組織で、且つ、母材鋼のＣ含有量の５０％以上を球
状セメンタイトとして存在させることが必要である。

【００３８】既に述べたように、球状セメンタイトは高
周波熱処理のような急速短時間の加熱処理を行った場合
でもオーステナイト域で基地に充分固溶する。したがっ
て、母材鋼のＣ含有量の５０％以上を球状セメンタイト
として存在させておけば、高周波焼入れのための加熱で
オーステナイト域に加熱された部分の固溶Ｃ量を充分に
確保でき、次の焼入れで高Ｃのマルテンサイト組織を得
ることができる。このため、高い表面硬度を確保するこ
とができる。一方、オーステナイト域にまで昇温されな
い部分では球状セメンタイトの基地への固溶が進まない
ので、母材鋼のＣ含有量の５０％以上を球状セメンタイ
トとして存在させておけば、前記の部分の焼入れ性は低
く保たれる。このため、焼入れしてもフェライト・マル
テンサイト組織になるので、良好な疲労強度や靭性を確
保できる。

【００３９】上記の理由から、鋼材の組織を球状セメン
タイトを含む組織で、且つ、母材鋼のＣ含有量の５０％
以上を球状セメンタイトとして存在させることとした。

【００４０】Ｃ含有量のうち球状セメンタイトとして存
在させる比率の上限は、特に規定するものではない。Ｃ
含有量のほぼ１００％を球状セメンタイトとして存在さ
せても良い。なお、前記比率の上限は９０％とすること
が好ましい。

【００４１】（Ｃ）熱間加工と軟化焼鈍 本発明においては、前記（Ａ）の化学組成を有する鋼を
１０５０〜１３００℃に加熱する。加熱温度が１０５０
℃未満では、鋼材の熱間加工性が低下して、加工割れを
生ずる場合がある。一方、加熱温度が１３００℃を超え
ると、結晶粒が極めて粗大化するため靭性の低下をきた
す。したがって、本発明においては、加熱を１０５０〜
１３００℃の温度域に限定した。

【００４２】鋼を上記温度域の温度に加熱した後の、熱
間鍛造や熱間圧延などの熱間加工は９００℃以上の温度
で終了しなければならない。熱間加工の終了温度が９０
０℃を下回ると、鋼の熱間延性が低下して熱間加工性が
劣化し、加工割れを生ずる場合があるからである。

【００４３】化学組成が前記（Ａ）に記載の鋼であれ
ば、上記の条件で熱間加工を行って鋼材とした後、通常
の軟化焼鈍を施すだけで、組織を球状セメンタイトを含
む組織とすることができ、且つ、Ｃの５０％以上を球状
セメンタイトとして存在させることができる。

【００４４】これまでに述べた製造条件によって、本発
明の「高周波焼入れ用鋼材」が得られる。この鋼材は、
次に述べる冷間加工や機械加工などの成形加工によって
所定の部品形状に成形され、次いで高周波焼入れ処理を
施されて、最終製品としての各種表面硬化部品となる。

【００４５】（Ｄ）成形加工 軟化焼鈍を施されて所定の組織となった鋼材は、冷間鍛
造などの冷間加工や機械加工を受けて所望の表面硬化部
品に成形される。この成形加工の方法は特に規定される
ものではなく、通常の方法で行えば良い。

【００４６】（Ｅ）高周波焼入れ 高周波焼入れ処理は、上記（Ｄ）の成形加工された表面
硬化部品に対して、製品として必要な特性を付与するた
めの必要不可欠な処理である。表面部を高Ｃマルテンサ
イト組織にしてＨｖ８００以上の高い表面硬度を確保す
るとともに、Ｈｖ３００以上の芯部硬度を確保し、更
に、芯部をフェライト・マルテンサイト組織にして２ｍ
ｍＵノッチシャルピーの吸収エネルギーで５０Ｊ以上の
芯部靭性や良好な疲労強度を確保するために、所謂「表
層部」だけではなく「芯部」にも熱が入るような条件で
加熱焼入れ処理すれば良い。具体的な処理としては、例
えば、既に述べた鋼材のＡc₁点とＡc₃点を実験で求めて
おき、このＡc₁点からＡc₃点の間の温度域の温度に５〜
６０℃／秒の加熱速度で加熱後その温度で１〜６０秒保
持し、次いで９５０〜１１００℃の温度域の温度に３０
〜６０℃／秒の加熱速度で加熱して１〜６０秒保持し、
その後急冷する処理がある。

【００４７】以下、実施例により本発明を説明する。

【００４８】

【実施例】表１、２に示す化学組成を有する鋼を、通常
の方法によって１５０ｋｇ真空溶製した。表１における
鋼１〜７及び表２における鋼１８〜２４は本発明例の鋼
で、表１における鋼８〜１７及び表２における鋼２５〜
３８は成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲
から外れた比較例の鋼である。なお、比較例の鋼のうち
鋼３８はＪＩＳのＳＣＭ４２０に相当する肌焼鋼で、浸
炭焼入れに用いた鋼である。

【００４９】

【表１】

【００５０】

【表２】

【００５１】次いで、これらの鋼を１２５０℃に加熱し
て１０００℃で仕上げる熱間鍛造を繰り返して、直径２
５ｍｍの丸棒とした。なお、最終の熱間鍛造後は、常温
（室温）まで空冷した。

【００５２】鍛造後の鋼１〜３７の丸棒には、鋼成分に
応じて７５０〜８００℃で５時間加熱してから６５０℃
まで１０℃／時の冷却速度で冷却し、その後は空冷する
軟化焼鈍を施した。

【００５３】鋼１〜３７の軟化焼鈍後の丸棒から直径３
ｍｍで長さ１０ｍｍの変態点測定用試験片を切り出し、
５〜６０℃／秒の加熱速度で加熱した場合のＡc₁点とＡ
c₃点を測定した。なお、実測した各鋼のＡc₁点とＡc₃点
を表１、２に併記した。

【００５４】軟化焼鈍した鋼１〜３７の丸棒は直径２０
ｍｍに切削加工し、切削加工したままの直径２０ｍｍの
丸棒から、長さ１５ｍｍの試験片を切り出し、表層から
０．５ｍｍの位置、Ｒ／２部（Ｒ＝１０ｍｍ）及び中心
部のビッカース硬度（Ｈｖ）の測定を行った。光学顕微
鏡による組織観察も行った。

【００５５】上記の軟化焼鈍ままの硬度は、鋼種及び測
定位置に拘らずＨｖ１８５〜１９５でほぼ一定であっ
た。又、組織も鋼種及び測定位置に拘らず、フェライ
ト、球状セメンタイト、非球状セメンタイトからなるも
のであった。

【００５６】又、軟化焼鈍材について、含有Ｃ量のうち
で球状セメンタイトを形成するＣの比率は、Ｃによる生
成物（球状セメンタイト、非球状セメンタイト、黒鉛）
から球状セメンタイトを組織観察によって区別し、各生
成物の面積率を比較することで算出した。

【００５７】切削加工した鋼１〜３７の直径２０ｍｍの
丸棒には、鋼成分に応じてＡc₁点からＡc₃点の間の温度
域の温度に５〜６０℃／秒の加熱速度で加熱して１〜６
０秒保持し、更に、９５０〜１１００℃の温度域の温度
に３０〜６０℃／秒の加熱速度で加熱して１〜６０秒保
持後油冷する高周波焼入れ処理を施した。

【００５８】高周波焼入れした直径２０ｍｍの丸棒の中
心部から、ＪＩＳ３号シャルピー衝撃試験片を採取し、
室温での衝撃特性を調査した。又、高周波焼入れした直
径２０ｍｍの丸棒から長さ１５ｍｍの試験片を切り出
し、表層から０．５ｍｍの位置及び中心部のビッカース
硬度（Ｈｖ）の測定を行った。光学顕微鏡による中心部
の組織観察も行った。

【００５９】比較例の鋼のうち肌焼鋼である鋼３８は直
径２５ｍｍに熱間鍛造した後、９４０℃で３０分加熱
し、次いで、６００℃まで炉冷して６００℃で１時間保
持後空冷の熱処理を施してから直径２０ｍｍに切削加工
した。こうして得た直径２０ｍｍの丸棒に、通常の方法
で９３０℃×１０時間（炭素ポテンシャル：０．９％）
の浸炭処理を行った後油焼入れし、更に、１７０℃×２
時間の焼戻しを施した。浸炭焼入れ・焼戻しした直径２
０ｍｍの丸棒の中心部から、ＪＩＳ３号シャルピー衝撃
試験片を採取し、室温での衝撃特性を調査した。又、浸
炭焼入れ・焼戻しした直径２０ｍｍの丸棒から、長さ１
５ｍｍの試験片を切り出し、表層から０．５ｍｍの位置
及び中心部のビッカース硬度（Ｈｖ）の測定を行った。

【００６０】表３、４に各種の調査結果を示す。

【００６１】

【表３】

【００６２】

【表４】

【００６３】表３、４から本発明例の鋼である鋼１〜７
及び鋼１８〜２４においては、浸炭処理した鋼３８の表
面硬度よりも高いＨｖ８００以上の表面硬度を有すると
ともに、Ｈｖ３００以上の芯部硬度及び２ｍｍＵノッチ
シャルピーの吸収エネルギーで５０Ｊ以上の芯部靭性を
有していることが明らかである。

【００６４】これに対して、比較例である鋼８〜１７及
び鋼２５〜３７の場合には、本発明の方法で処理して
も、少なくとも表面硬度、芯部硬度、芯部靭性のいずれ
か１つにおいて所望の値が得られていない。

【００６５】鋼８及び鋼２５はＣ含有量が本発明で規定
する値よりも低いため、表面硬度が低く、所望のＨｖ８
００以上の値が得られていない。

【００６６】鋼９、鋼２６はＣ含有量が本発明で規定す
る値を超えるため高周波焼入れでオーステナイトが残留
するので表面硬度が低い。

【００６７】鋼１０及び鋼２７はＳｉ含有量が本発明で
規定する値を超えるため芯部の靭性が低い。

【００６８】鋼１１、鋼２８はＭｎの含有量が本発明で
規定する値よりも低いため芯部硬度が低く、所望のＨｖ
３００以上の値が得られていない。

【００６９】鋼１２及び鋼２９はＭｎ含有量が本発明で
規定する値を超えるため高周波焼入れでオーステナイト
が残留し、表面硬度が低い。

【００７０】鋼１３と鋼３０はＰの含有量が、鋼１４と
鋼３１はＳの含有量が、それぞれ本発明で規定する値を
超えるため芯部靭性が低い。

【００７１】鋼１５及び鋼３２はＣｒの含有量が本発明
で規定する値を超えるため高周波焼入れでオーステナイ
トが残留するので表面硬度が低く、所望のＨｖ８００以
上の値が得られていない。

【００７２】鋼１６、鋼３３は焼入れ性を高めて芯部の
硬度を確保するのに有効なＭｏの含有量が本発明で規定
する値よりも低いため芯部硬度が低く、所望のＨｖ３０
０以上の値が得られていない。

【００７３】鋼１７及び鋼３４はＭｏの含有量が本発明
で規定する値を超えるため高周波焼入れでオーステナイ
トが残留し、表面硬度が低い。

【００７４】鋼３５はＴｉの含有量が３．５×Ｎ（％）
を下回るため、Ｂを添加しているにも拘らず焼入れ性が
低く、所望のＨｖ３００以上の芯部硬度が得られていな
い。

【００７５】鋼３６はＴｉの含有量が本発明で規定する
値を超えるため芯部の靭性が低い。

【００７６】鋼３７はＢの含有量が本発明で規定する値
を超えるため高周波焼入れでオーステナイトが残留し、
表面硬度が低い。

【００７７】

【発明の効果】本発明による高周波焼入れ用鋼材は、こ
れを高周波焼入れ処理するだけでＨｖ８００以上の表面
硬度、Ｈｖ３００以上の芯部硬度及び２ｍｍＵノッチシ
ャルピーの吸収エネルギーで５０Ｊ以上の芯部靭性を得
ることができる。このため、機械構造用などの各種表面
硬化部品、なかでもギアやピニオンのような部品の素材
としてこの高周波焼入れ用鋼材を適用すれば、表面硬化
のための処理時間を短縮してエネルギー消費を抑え、且
つ、作業環境をクリーンにするとともにインライン処理
化を実現することが可能となる。この高周波焼入れ用鋼
材は本発明方法によって、比較的容易に製造することが
できる。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．６５〜１．０％、Ｓ
   ｉ：０．０５〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、
   Ｐ：０．０１〜０．０７％、Ｓ：０．００５〜０．１０
   ％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．２
   ５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０〜０．０
   ０５％、Ｎ：０〜０．０３％、Ｔｉ：３．５×Ｎ（％）
   〜０．１１％、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる化
   学組成であって、組織が球状セメンタイトを含む組織
   で、且つ、Ｃの５０％以上が球状セメンタイトとして存
   在することを特徴とする高周波焼入れ用鋼材。
2. 【請求項２】請求項１に記載の化学組成を有する鋼を１
   ０５０〜１３００℃に加熱して熱間加工し、９００℃以
   上の温度で熱間加工を終了した後、軟化焼鈍することを
   特徴とする高周波焼入れ用鋼材の製造方法。