JPH11181542A

JPH11181542A - 冷間加工性と高周波焼入れ性に優れた高周波焼入れ用鋼材とその製造方法

Info

Publication number: JPH11181542A
Application number: JP36328597A
Authority: JP
Inventors: Tatsuro Ochi; 達朗越智; Manabu Kubota; 学久保田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-12-16
Filing date: 1997-12-16
Publication date: 1999-07-06

Abstract

(57)【要約】（修正有）【課題】冷間加工性及び高周波焼入れ性に優れた高周
波焼入れ用鋼材とその製法の提供。【解決手段】Ｃ：０．３〜０．３８％、Ｓｉ：０．０
１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２５〜１．２％、Ｂ：０．
０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００７％未満を含有
し、ＴｉをＮ含有量に応じて、０．０１５〜３．４Ｎ＋
０．０２％の範囲含有し、必要に応じて、Ｃｒ：０．０
２〜０．６％、Ｍｏ：０．０２〜０．３％、Ｎｉ：０．
０２〜１．０％のうち１種以上、Ｎｂ：０．００２〜
０．０３５％を含有し、かつ、ミクロ組織は実質的にフ
ェライト・ラメラパーライト組織であり、フェライト結
晶粒径が３０μｍ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。上記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℃、引き続いて８０
０〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐
冷するその製造方法。

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、高周波焼入れ工程で製造
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
間加工性と高周波焼入れ性に優れた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、転造性の総称であり、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浸炭焼入
れ工程で製造されているが、合金鋼を用いるために材料
費が高価なこと、浸炭処理に長時間を要し、生産性が悪
く熱処理コストも高価なために、浸炭工程から高周波焼
入れ工程への切り替えが指向されている。

【０００３】高周波焼入れの問題点としては、高周波焼
入れは短時間急速加熱のために、炭化物の溶体化不良を
起こしやすく、これが、硬さ不足や硬さムラ、さらには
強度不足の原因となる。これを防止するために、高周波
焼入れの前に、通常の焼入れ焼戻し処理力行われる場合
がある。しかしながら、この焼入れ焼戻し処理は省略す
る指向が強い。つまり非調質化の指向が強い。したがっ
て、非調質のままでの上記のような硬さ不足・硬さムラ
の防止が、高周波焼入れ用鋼の最大の課題であると言え
る。本願発明で言う「優れた高周波焼入れ性」とは上記
のような硬さ不足・硬さムラを防止することを意味して
いる。

【０００４】一方、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、従来は熱間鍛造で製造されていた
部品を、冷間鍛造へ切り替える傾向が強くなっている。
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。

【０００５】また、各種シャフト類や小物の歯車は、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。

【０００６】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、高周波焼入れ性の向上の指向が強い。

【０００７】以上の経緯から、冷間加工性と高周波焼入
れ性に優れた鋼材が強く求められている。即ち、冷間加
工性の向上により、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、あるいは熱鍛から冷
鍛への切り替え等が可能であり、かつ高周波焼入れ性に
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。

【０００８】これに対して、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：フェライトとラ
メラパーライト、硬さＨＲＢ８０〜９０、ＪＩＳ０５５
８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、捩り強度等の必
要な特性が出ない場合が起きる。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
入れ性が不足し硬度不足や硬さムラが発生するために、
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、冷間加工性と高周波焼入れ性に優れた高周波焼入れ
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１〜４の発明は、Ｃ：０．３〜０．３８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２５〜１．２％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、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、０．０１５〜３．４Ｎ＋０．
０２％の範囲含有し、さらに、必要に応じて、Ｃｒ：０．０２〜０．６％、Ｍｏ：０．０２〜０．３％、Ｎｉ：０．０２〜１．０％のうち１種または２種以上を含有し、または、さらに、
必要に応じて、Ｎｂ：０．００２〜０．０３５％を含有し、そして、Ｐ：０．０２５％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・ラメラパーライト組織であ
り、フェライト結晶粒径が３０μｍ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周波焼入
れ性に優れた高周波焼入れ用鋼材、または、さらに、Ｊ
ＩＳＧ０５５８で規定する全脱炭深さＤＭ−Ｔが０．２
ｍｍ以下であることを特徴とする冷間加工性と高周波焼
入れ性に優れた高周波焼入れ用鋼材である。

【００１１】本発明の請求項５、６の発明は、上記の鋼
材を製造するに際して、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
・ラメラパーライト組織であり、フェライト結晶粒径が
３０μｍ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周波焼入れ性
に優れた高周波焼入れ用鋼材の製造方法、またはさら
に、ＪＩＳＧ０５５８で規定する脱炭深さＤＭ−Ｔが
０．２ｍｍ以下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周波焼入れ性に優れた高周波焼入
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、冷間加工性と高周波焼入れ性に優れ、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、Ｃ量を必要最小限である０．３〜０．３８％の範
囲に制限し、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。

【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、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％以下に低減す
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。

【００１６】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。

【００１７】（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。

【００１８】（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
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。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。
ここで、フェライトバンドの程度は、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３４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９６１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．４Ｃｌａｓｓｉｆｉ
ｃａｔｉｏｎｓｏｆｆｅｒｒｉｔｅｂａｎｄｓ
（×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３
４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。

【００１９】（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。

【００２０】（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。

【００２１】（７）部品の製造工程において切削を行
わないかあるいは切削量が軽微な場合で、圧延材の表面
肌が概ねそのまま最終製品の表面肌になる場合には、鋼
材の脱炭深さが深いと高周波焼入れ後の表面硬さが不足
し、疲労特性が劣化する。これを防止するために、ＪＩ
ＳＧ０５５８で規定する全脱炭深さＤＭ−Ｔを０．２ｍ
ｍ以下に制限する必要がある。

【００２２】（８）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。

【００２３】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。

【００２４】以下、本発明について詳細に説明する。

【００２５】まず、成分の限定理由について説明する。

【００２６】Ｃは鋼に必要な強度を与えるのに有効な元
素であるが、０．３％未満では必要な強さを確保するこ
とができず、０．３８％を越えると硬くなって冷間加工
性が劣化するので、０．３〜０．３８％の範囲内にする
必要がある。

【００２７】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。

【００２８】Ｍｎ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、焼入れ性を与えるのに有効な元素
であるが、０．２５％未満では効果は不十分であり、
１．２％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、０．２５％〜１．２％の範囲内にする必要が
ある。好適範囲は０．２５〜０．６５％である。

【００２９】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。

【００３０】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。

【００３１】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．
０２５〜０．０４％である。

【００３２】Ｎは以下の２点の理由から極力制限するこ
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％未満にする
必要がある。好適範囲は０．００５％以下である。

【００３３】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。

【００３４】次に、本願発明では必要に応じて、Ｃｒ、
Ｍｏ、Ｎｉの１種又は２種以上を含有する。

【００３５】Ｃｒは鋼に強度、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、０．６％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０．０２〜０．６％の範囲内にする必要がある。好適
範囲は０．０２〜０．３５％である。

【００３６】Ｍｏは鋼に強度、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、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】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％以下に制限する必要がある。好適範囲
は０．０１５％以下である。

【００３９】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％以下に制限する必
要がある。好適範囲は０．００２％以下である。

【００４０】次に、本願発明第２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。

【００４１】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・ラメラパーライト組織であ
り、フェライト結晶粒径を３０μｍ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。

【００４２】まず、ミクロ組織をフェライト・ラメラパ
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。

【００４３】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。

【００４４】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
３０μｍ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３０μｍ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。

【００４５】次に熱間加工条件について説明する。

【００４６】上記の本発明成分からなる鋼を、転炉、電
気炉等の通常の方法によって溶製し、成分調整を行い、
鋳造工程、必要に応じて分塊圧延工程を経て、線材また
は棒鋼に熱間圧延する圧延素材とする。

【００４７】次に、本願発明の請求項４、５は、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で線
材または棒鋼に熱間加工する。

【００４８】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
１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。

【００４９】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。

【００５０】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。

【００５１】次に、本願発明の請求項３、５において、
ＪＩＳＧ０５５８で規定する全脱炭深さＤＭ−Ｔが０．
２ｍｍ以下である鋼材とするのは次の理由による。部品
の製造工程において切削を行わないかあるいは切削量力
軽微な場合で、圧延材の表面肌が概ねそのまま最終製品
の表面肌になる場合には、鋼材の脱炭深さが深いと高周
波焼入れ後の表面硬さが不足し、疲労特性が劣化する。
このような現象は、ＪＩＳＧ０５５８で規定する全脱炭
深さＤＭ−Ｔが０．２ｍｍを超えると顕著になる。以上
の理由から、ＪＩＳＧ０５５８で規定する全脱炭深さＤ
Ｍ―Ｔを０．２ｍｍ以下に規定した。全脱炭深さＤＭ−
Ｔを０．２ｍｍ以下にするためには、分塊圧延工程にお
いて脱炭層の除去を行うことが必要である。また、棒線
圧延においては、加熱温度を過度に高温にしないこと、
また加熱時間を過度に長時間にしないことが必要であ
る。

【００５２】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。

【００５３】

【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。

【００５４】実施例−１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４０ｍｍの棒鋼を
製造した。

【００５５】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。

【００５６】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。

【００５７】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。

【００５８】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５×１０⁵サイクルでの時間強度
で評価した。

【００５９】これらの調査結果を熱間加工条件とあわせ
て表２に示す。高周波焼入れ材の硬化層深さは、ＨＶ４
５０の深さｔと半径ｒの比で表示した。

【００６０】比較例３０はＪＩＳのＳ３５Ｃの特性であ
るが、本願発明例の冷間変形抵抗は、比較例３０に比較
して約１割小さく、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硬化層の
硬さムラは小さく、静的捩り強度、捩り疲労強度ともに
優れている。

【００６１】次に、表２において、比較例２０、２３は
Ｃ、Ｍｎの含有量が本願規定の範囲を下回った場合であ
り、強度特性が不足する。比較例２１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２２はＳｉ
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２４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。

【００６２】比較例２５はＮの含有量が本願規定の範囲
を上回った場合であり、特に冷鍛性の限界圧縮率が顕著
に劣る。比較例２６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。

【００６３】比較例２７はＰの含有量が本願規定の範囲
を上回った場合であり、高周波焼入れ後の強度特性が不
足する。比較例２８はＯの含有量が本願規定の範囲を上
回った場合であり、特に冷鍛性の限界圧縮率が顕著に劣
る。比較例２９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。

【００６４】次に、比較例３１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３２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３３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３４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３５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。

【００６５】

【表１】

【００６６】

【表２】実施例−２表３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３４ｍｍの棒鋼を
製造した。

【００６７】実施例−１と同様の方法で冷間加工性の調
査を行った。また、直径３４ｍｍの圧延まま材の黒皮付
きの状態で高周波焼入れを行い、高周波焼入れ性の評価
を行った。これらの調査結果をまとめて表４に示す。本
発明鋼は脱炭が軽微であり、高周波焼入れ材の表面硬さ
は十分な値が得られ、また硬さムラも小さいことが分か
る。黒皮ままで高周波焼入れして用いられる部品に本発
明鋼は好適と言える。

【００６８】

【表３】

【００６９】

【表４】

【００７０】

【発明の効果】本発明の冷間加工性と高周波焼入れ性に
優れ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
性にも優れているために硬化層の硬さ不足や硬さムラが
なく、優れた強度特性を得ることができる。本発明鋼を
用いることによって、焼鈍省略や、熱鍛の冷鍛化も可能
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

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：０．３〜０．３８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２５〜１．２％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、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、０．０１５〜３．４Ｎ＋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、
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・ラメラパーライト組織であ
り、フェライト結晶粒径が３０μｍ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周波焼入
れ性に優れた高周波焼入れ用鋼材。
【請求項２】さらに、重量％で、Ｃｒ：０．０２〜０．６％、Ｍｏ：０．０２〜０．３％、Ｎｉ：０．０２〜１．０％のうち１種または２種以上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周波焼入れ性に優れた高
周波焼入れ用鋼材。
【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周波焼入れ性に優れた高周波焼入れ
用鋼材。
【請求項４】さらに、ＪＩＳＧ０５５８で規定する全
脱炭深さＤＭ−Ｔが０．２ｍｍ以下であることを特徴と
する請求項１から請求項３のいずれかに記載の冷間加工
性と高周波焼入れ性に優れた高周波焼入れ用鋼材。
【請求項５】請求項１から請求項４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・ラメラ
パーライト組織であり、フェライト結晶粒径が３０μｍ
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周波焼入れ性に優れた
高周波焼入れ用鋼材の製造方法。
【請求項６】さらに、ＪＩＳＧ０５５８で規定する脱
炭深さＤＭ−Ｔが０．２ｍｍ以下である鋼材となるよう
にすることを特徴とする請求項５記載の冷間加工性と高
周波焼入れ性に優れた高周波焼入れ用鋼材の製造方法。