WO2011049006A1 - 高周波焼入れ用鋼及び高周波焼入れ鋼部品、並びに、それらの製造方法 - Google Patents

高周波焼入れ用鋼及び高周波焼入れ鋼部品、並びに、それらの製造方法 Download PDF

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小澤　修司
久保田　学
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新日本製鐵株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel for induction hardening and a steel part in which coarsening of austenite crystal grains is suppressed even by high-temperature heating at a high frequency, and a method for producing the same.
  • Shaft components that make up the power transmission system of automobiles such as drive shafts, constant velocity joint outer rings, constant velocity joint inner rings, etc. are usually formed and processed into a predetermined part shape by cutting, rolling, forging, etc.
  • Manufactured by induction hardening and tempering Induction hardening involves placing a part to be heated in a heating coil connected to a high-frequency power source, causing high-frequency current to flow to generate alternating magnetic flux, causing eddy current loss and hysteresis loss to generate heat, and quenching. How to do it. Usually, it is performed for the purpose of curing the surface.
  • Patent Document 1 in addition to a predetermined amount of C, Si and the like, Ti: 0.05 to 0.20% by mass%, N: less than 0.01%, and Ti carbide and Ti carbonitride are steel. Induction hardened steel that prevents coarse grains characterized by being finely dispersed therein is disclosed.
  • Patent Document 2 in addition to a predetermined amount of C, Si, etc., Mo: 0.05 to 2.0% by mass is contained, and by defining the processing conditions of the material, the Mo precipitate is refined.
  • An induction hardening component for refining crystal grains is disclosed.
  • a component having a protrusion is induction-hardened, it is locally overheated above 1100 ° C.
  • the present invention prevents the austenite crystal grains from being coarsened by induction hardening, can reduce the distortion of the induction-hardened steel parts, and induction-hardened steel parts, and induction-hardened steel parts, and A manufacturing method thereof is provided.
  • the present inventors diligently investigated the controlling factors for the coarsening of austenite crystal grains during induction hardening, and clarified the following points.
  • Ti content is suppressed by limiting the N content in the steel to a low level, and TiC mainly composed of TiC and TiCS. It is necessary to finely precipitate the system precipitates at the time of induction hardening, and to finely precipitate Nb carbonitrides mainly composed of NbC at the time of induction hardening. For this purpose, it is necessary to add appropriate amounts of Ti and Nb as steel components.
  • the heating temperature during hot rolling and the cooling conditions after hot rolling should be optimized. That's fine. That is, by raising the heating temperature during hot rolling, the Ti-based precipitate and the NbC precipitate are once dissolved in the matrix. And after hot rolling, these carbonitrides can be disperse
  • the steel is in mass%, Cr: 0.05 to 0.2%, Mo: 0.02 to 1.5%, Ni: 0.1 to 3.5%, V: 0.02 to 0.5%, B: 0.0002 to 0.005%, 1 or 2 types or more of the above, (6)
  • the method for producing steel for induction hardening according to the above (6) A part or all of the steel produced by the method of (5) or (6) is subjected to cold working with a working rate of 50 to 90%, and then subjected to induction hardening with a heating time of 3 seconds or less.
  • a method for producing induction hardened steel parts is provided.
  • the steel for induction hardening according to the present invention is used, in the manufacture of a shaft part constituting a power transmission system of an automobile having a protrusion, such as a drive shaft, a constant velocity joint outer ring, a constant velocity joint inner ring, etc.
  • a protrusion such as a drive shaft, a constant velocity joint outer ring, a constant velocity joint inner ring, etc.
  • the formation of coarse grains at the can be prevented.
  • induction-hardened steel parts with reduced distortion can be manufactured, and noise due to distortion can be reduced.
  • induction-hardened steel parts with improved fatigue characteristics than before can be manufactured.
  • FIG. 1 is a diagram showing the effect of improving the ability to prevent coarse grains by adding Ti + Nb.
  • C 0.35-0.6% C is an element effective for giving the steel the necessary strength. If the C content is less than 0.35%, the strength required for steel cannot be obtained. If the C content exceeds 0.6%, the steel becomes hard and cold workability deteriorates. The toughness after induction hardening deteriorates. Therefore, the C content needs to be in the range of 0.35 to 0.6%. A more preferable C content is 0.4 to 0.56%.
  • Si 0.01 to 1%
  • Si is an element effective for deoxidation of steel, and further, is an element effective for imparting necessary strength and hardenability to steel and improving temper softening resistance. If the Si content is less than 0.01%, the effect cannot be sufficiently obtained. If the Si content exceeds 1%, the hardness of the steel increases and the cold workability deteriorates. Therefore, the Si content needs to be in the range of 0.01 to 1%. Since Si increases the deformation resistance in the cold, the more preferable Si content is 0.01 to 0.15% in the case of steel for cold forged parts.
  • Mn 0.2 to 1.8% Mn is an element effective for deoxidation of steel, and further an element effective for imparting necessary strength and hardenability to steel.
  • the Mn content is less than 0.2%, the effect cannot be sufficiently obtained.
  • the Mn content exceeds 1.8%, the effect is saturated, and the hardness of the steel is increased and the cold workability is deteriorated. Therefore, the Mn content needs to be in the range of 0.2 to 1.8%.
  • a more preferable Mn content is 0.5 to 1.2%.
  • the Mn content is more preferably in the range of 0.5 to 0.75%.
  • S: 0.001 to 0.15% S forms MnS in steel and improves machinability. If the S content is less than 0.001%, the effect cannot be sufficiently obtained. If the S content exceeds 0.15%, the effect is saturated, and further, grain boundary segregation occurs, leading to grain boundary embrittlement.
  • the S content needs to be in the range of 0.001 to 0.15%.
  • the S content is preferably in the range of 0.005 to 0.15%.
  • the S content is preferably in the range of 0.001 to 0.030%.
  • the S content is preferably in the range of 0.005 to 0.070%.
  • Al 0.001 to 1% Al is an element effective for deoxidizing steel and improving machinability. If the Al content is less than 0.001%, the deoxidation effect cannot be obtained sufficiently.
  • Al in the steel is partly combined with N and precipitated as AlN, partly combined with O and present as alumina, and the rest is present as solute Al.
  • the solid solution Al effectively works to improve machinability. Therefore, when emphasizing machinability, the Al content needs to be more than 0.05%. If the Al content exceeds 1%, the transformation characteristics of the steel are greatly affected, so the upper limit is made 1%.
  • the Al content is preferably in the range of 0.05 to 1%.
  • the Al content is preferably in the range of 0.02 to 0.05%.
  • Ti 0.05 to 0.2% Ti produces fine TiC and TiCS in the steel, and thereby austenite crystal grains are refined during induction hardening. If the Ti content is less than 0.05%, the effect cannot be sufficiently obtained. When the Ti content exceeds 0.1%, the austenite crystal grains can be remarkably refined.
  • the upper limit of the Ti content is 0.2%.
  • a more preferable Ti content is more than 0.1 to 0.2%.
  • FIG. 1 shows the relationship between induction hardening temperature and austenite grain size number when the addition amounts of Ti and Nb are changed.
  • Ti and Nb are Ti: 0.13% when Ti is added alone, and Ti: 0.13% and Nb: 0.005% when Ti and Nb are added together.
  • the other component compositions were C: 0.53-0.54%, Si: 0.01-0.02%, Mn: 0.61-0.63%, S: 0.009-0.010%, Al: 0.025 to 0.026%, N: 0.0048 to 0.0050%, P: 0.013 to 0.014%, O: 0.0008 to 0.0009%, the balance being iron and Inevitable impurities.
  • FIG. 1 by adding Ti and Nb in combination, the effect of preventing coarse grains due to Ti-based precipitates becomes more effective.
  • the present invention is characterized by adding both Ti and Nb.
  • the improvement of the coarse grain prevention effect by adding both Ti and Nb is observed even at a temperature lower than 1100 ° C.
  • the important point of the present invention is that the effect of preventing coarse grains is further improved at higher temperatures, specifically, at 1100 to 1200 ° C., which is the temperature of the protrusions during induction hardening.
  • the machinability and cold workability of steel deteriorate.
  • the Nb content needs to be 0.04% or less.
  • the Nb content is preferably less than 0.03%. If the Nb content is less than 0.001%, Nb / Ti ⁇ 0.015 cannot be satisfied stably, so the lower limit of the Nb content is 0.001%.
  • N Restricted to 0.0060% or less N is inevitably contained in steel, and when combined with Ti in steel, coarse TiN that hardly contributes to control of crystal grains is generated.
  • N-based precipitates mainly composed of TiC and TiCS
  • Nb (CN) mainly composed of NbC and NbC, which inhibits the fine precipitation of these Ti-based precipitates and Nb carbonitrides, Promote generation.
  • N content exceeds 0.0060%, this effect is particularly noticeable. Therefore, the N content is limited to 0.0060% or less, more preferably less than 0.0050%.
  • P limited to 0.025% or less P is an element that is inevitably contained in steel and increases deformation resistance during cold working and deteriorates toughness. As a result, the cold workability of steel is reduced. to degrade.
  • the fatigue strength is deteriorated by embrittlement of the grain boundaries of the parts after quenching and tempering, it is desirable to reduce the P content as much as possible. Therefore, the P content is limited to 0.025% or less, more preferably 0.015% or less.
  • O Restricted to 0.0025% or less O is inevitably contained in steel. In the high Ti steel as in the present invention, O forms Ti-based oxide inclusions in the steel. When a large amount of oxide inclusions are present in the steel, TiC precipitates, and TiC precipitates coarsely during hot rolling. As a result, coarsening of austenite grains cannot be suppressed during induction hardening. Therefore, it is desirable to reduce the O content as much as possible.
  • the steel of the present invention can further contain one or more of Cr, Mo, Ni, V, and B as selective components for the purpose of improving strength and hardenability.
  • Cr 0.05 to 0.2% Cr is an element effective for imparting strength and hardenability to steel when added. If the Cr content is less than 0.05%, the effect cannot be sufficiently obtained.
  • the upper limit of the Cr content is 0.2%.
  • a more preferable Cr content is 0.07 to 0.15%.
  • Mo 0.02 to 1.5%
  • Mo When Mo is added, it has the effect of imparting strength and hardenability to the steel. If the Mo content is less than 0.02%, the effect cannot be sufficiently obtained. If the Mo content exceeds 1.5%, the hardness of the steel increases and the machinability and cold workability deteriorate. Therefore, the Mo content is 1.5% or less, more preferably 0.5% or less.
  • Ni 0.1 to 3.5% Addition of Ni has the effect of imparting strength and hardenability to the steel. If the Ni content is less than 0.1%, the effect cannot be sufficiently obtained. If the Ni content exceeds 3.5%, the hardness of the steel increases and the machinability and cold workability deteriorate. Therefore, the Ni content is 3.5% or less, more preferably 2.0% or less.
  • V: 0.02 to 0.5% V is effective to give strength and hardenability to the steel when added. If the V content is less than 0.02%, the effect cannot be sufficiently obtained. If the V content exceeds 0.5%, the hardness of the steel increases and the machinability and cold workability deteriorate. Therefore, the V content is 0.5% or less, more preferably 0.2% or less.
  • B 0.0002 to 0.005%
  • B is an element effective for imparting strength and hardenability to the steel when added. Furthermore, B also has the following effects. (1) The effect of increasing the growth rate of ferrite and promoting softening as it is rolled by producing boron iron carbide in the cooling process after rolling when obtaining a wire or steel bar by hot rolling. (2) The effect of improving the fatigue strength and impact strength of induction-hardened steel parts by improving the grain boundary strength of the induction-hardened material. If the content of B is less than 0.0002%, the above effects cannot be obtained. When the content of B exceeds 0.005%, the effect is saturated, and there is a concern about adverse effects such as deterioration of impact strength.
  • the B content is 0.005% or less, and more preferably 0.003% or less.
  • the steel of the present invention includes Ca, Zr, Mg, Sb, Sn, Zn, Te, Bi, Pb, in addition to the above-described components, within a range not impairing the effects of the present invention. 1 type (s) or 2 or more types can be contained.
  • the steel for induction hardening according to the present invention limits the structure fraction of bainite after hot rolling to 30% or less (including 0%). This is because if a bainite structure is mixed in the steel material after hot rolling, coarse grains are generated during induction hardening.
  • the ferrite crystal grain size number after hot rolling is set to Nos. 8 to 11 defined in JIS G 0551 (2005 edition). If the ferrite grains after hot rolling are excessively fine, the austenite grains are excessively refined during induction hardening, and if the austenite grains are excessively fine, coarse grains are likely to be generated. In particular, when the ferrite crystal grain size number exceeds No.
  • the tendency becomes remarkable. Further, if the austenite grains become excessively fine, problems such as insufficient strength due to deterioration of hardenability occur. On the other hand, when the ferrite grain size number after hot rolling becomes coarser than less than 8, the ductility of the hot rolled material is deteriorated and the cold workability is deteriorated. Therefore, the ferrite grain size number after hot rolling needs to be in the range of 8 to 11 defined in JIS G 0551.
  • the steel for induction hardening is subjected to cold working and then induction hardening, and a part or all of the austenite grain size number defined by JIS G 0551 is Induction hardened steel parts that are No. 11 or higher can be manufactured.
  • the induction hardening steel of the present invention and the method of manufacturing induction hardening steel parts will be described.
  • the steel having the above component composition can be obtained by melting and adjusting the components by a usual method using a converter, an electric furnace or the like. Then, it is set as the rolling raw material for hot-rolling to a wire rod or a bar steel through a casting process and a block rolling process as needed.
  • the rolled material is heated to a temperature of 1150 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, and kept for 10 minutes or more and 180 minutes or less.
  • the heating temperature is less than 1150 ° C. or the heat retention time is less than 10 minutes
  • Ti-based precipitates and Nb precipitates cannot be once dissolved in the matrix.
  • the necessary amount of Ti-based precipitates and Nb precipitates cannot be finely precipitated in advance.
  • coarse Ti-based precipitates and Nb precipitates are generated after hot rolling, and generation of coarse particles cannot be suppressed during induction hardening. Therefore, in hot rolling, it is necessary to heat to a temperature of 1150 ° C. or higher and keep the heat for 10 minutes or more.
  • More preferable conditions are a heating temperature of 1180 ° C. or more and a heat retention time of 10 minutes or more.
  • the heating temperature exceeds 1300 ° C. or the heat retention time exceeds 180 minutes, the steel material is decarburized, scales are generated, and the yield is significantly reduced. Therefore, the heating temperature was set to 1300 ° C. or less, and the heat retention time was set to 180 minutes or less.
  • the finishing temperature of hot rolling is 840 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower. If the finishing temperature is less than 840 ° C., the ferrite crystal grain size becomes excessively fine, and coarse grains are likely to be generated during induction hardening.
  • the wire rod or steel bar after hot rolling is gradually cooled by limiting the temperature range of 800 to 500 ° C. to a cooling rate of 1 ° C./second or less.
  • the cooling rate exceeds 1 ° C./s, the precipitation temperature region of the Ti-based precipitate can be passed only for a short time. Increases the tissue fraction. As a result, coarsening of austenite crystal grains cannot be suppressed during induction hardening. Further, if the cooling rate is high, the hardness of the rolled material increases and the cold workability deteriorates. Therefore, it is desirable to make the cooling rate as small as possible.
  • a more preferable cooling rate is 0.7 ° C./s or less.
  • a method for reducing the cooling rate there is a method in which a heat insulating cover or a heat insulating cover with a heat source is installed behind the rolling line, thereby gradually cooling.
  • the cooling rate may be limited to 1 ° C./second or less, and the lower limit may be set in consideration of equipment conditions and operation conditions.
  • the size of the slab, the cooling rate during solidification, and the ingot rolling conditions are not particularly limited, and any conditions may be used as long as the requirements of the present invention are satisfied.
  • the induction-hardened steel part of the present invention is subjected to cold-working with a processing rate of 50 to 90%, if necessary, to part or all of the induction-hardened steel produced by the above method, It can be obtained by applying induction hardening in which the heating time is limited to 3 seconds or less.
  • the processing rate is set to 50 to 90% when a steel material with a processing rate of 50 to 90% is subjected to induction quenching at a recrystallization temperature (about 500 ° C.) or less, and the dislocations introduced by the cold processing are reduced. This is because austenite grains are formed from all over and become austenite grains. When the processing rate is less than 50%, the introduction of dislocations that form austenite grain nuclei is insufficient.
  • the processing rate is 90% or more
  • austenite grains are excessively refined during induction hardening, and as a result, abnormal grain growth is likely to occur.
  • induction hardening time may be appropriately set within a time of 3 seconds or less so that the heating time for obtaining the temperature necessary for hardening is appropriately set.
  • the austenite crystal grains are coarsened at the protrusions and the crystal grain size becomes less than No. 6, thereby causing distortion, and the austenite crystal grain size including the protrusions is solved.
  • An induction-hardened steel part having a number of 11 or more can be obtained. Thereby, generation
  • the austenite grain size number is not particularly limited, but is preferably 14 or less in order to promote martensitic transformation by quenching. Also, if cold-working and normalizing before induction hardening, dislocations introduced by cold-working disappear and the effect of fine graining cannot be obtained, so after cold working and before induction hardening No normalization.
  • Converter molten steel having the composition shown in Tables 1 and 2 was continuously cast, and was subjected to a block rolling process as necessary to obtain a 162 mm square rolled material. Subsequently, steel bars having a diameter of 24 to 30 mm were manufactured by hot rolling.
  • the solid solution Al in Tables 1 and 2 means Al measured by subtracting the insoluble residue on the filter paper generated in the Al analysis process.
  • the analysis method of Al was the analysis method according to JIS G 1258 when Al was less than 0.1%, and the analysis method according to JIS G 1224 when Al was 0.1% or more.
  • the bainite fraction was defined as the area ratio of the bainite structure occupying the entire observation surface when the sample was produced, the sample was corroded with nital, and the structure was observed with an optical microscope.
  • a cylindrical test piece of ⁇ 3 mm ⁇ 10 mmL is manufactured, and the protrusion of the induction-hardened steel part Induction quenching was performed.
  • Thermecmaster_Z (frequency: 400 kHz) manufactured by Fuji Radio Engineering Co., Ltd. was used to raise the temperature to 1150 ° C. at 140 ° C./second, hold for 0.2 seconds, and then in a helium gas atmosphere Quenched. Thereafter, the cut surface was polished and corroded, and the prior austenite grain size was observed to obtain the austenite grain size.
  • the austenite particle size was measured according to JIS G 0551 (2005), and the average was obtained by observing about 10 fields of view at 400 times. The austenite grain size of less than 6 was determined as coarse grain.
  • the prior austenite grain size number after induction hardening of the steel bar of the example of the present invention was 6 or more, which was good.
  • the old austenite grain size number after induction hardening of the test piece obtained by cold working the steel bar of the example of the present invention was 11 or more, which was good. From this result, it can be seen that if the induction hardened steel of the present invention is used, coarsening of austenite crystal grains can be suppressed even when induction hardening is performed with the steel bar as it is. Furthermore, it can be seen that by performing cold working, an induction-hardened steel part having an austenite grain size number of 11 or more including the protrusions can be obtained, and further effects of the present invention can be obtained.
  • Comparative Example 32 the prior austenite grain size number after induction hardening was 4 and coarse grains.
  • Comparative Example 33 the Ti content is lower than the range specified in the present invention, and the processing rate of cold working exceeds the range specified in the present invention.
  • the prior austenite grain size number after induction hardening became No. 3 and coarse grains.
  • the heat retention time at the time of hot rolling is less than the range specified in the present invention.
  • the prior austenite grain size number after induction hardening was 4 and coarse grains.
  • the cooling rate after hot rolling exceeds the range defined in the present invention.
  • Comparative Example 35 the structure fraction of bainite after hot rolling was higher than the range specified in the present invention, and the prior austenite grain size number after induction hardening was 4 and coarse grains.
  • Comparative Example 36 the finishing temperature after hot rolling is lower than the range defined in the present invention.
  • Comparative Example 36 the ferrite crystal grain size number after hot rolling was higher than the range specified in the present invention, and the old austenite grain size number after induction hardening was No. 4, which was coarse.
  • Comparative Example 37 the heating temperature during hot rolling is lower than the range specified in the present invention.
  • the prior austenite grain size number after induction hardening was No. 5, which was coarse.
  • Comparative Examples 38 and 39 the processing rate is lower than the range defined in the present invention.
  • the prior austenite grain size numbers after induction hardening were No. 7 and No. 9, respectively, and the effect of refining austenite grains by cold working was not sufficiently obtained.
  • the induction hardening steel of the present invention By using the induction hardening steel of the present invention, it is possible to prevent coarse grains from protruding parts of shaft parts constituting a power transmission system of an automobile, such as a drive shaft, a constant velocity joint outer ring, a constant velocity joint inner ring, and the like, thereby reducing distortion. Furthermore, since induction-hardened steel parts with improved fatigue characteristics can be manufactured as compared with conventional ones, noise due to distortion can be reduced. Therefore, the industrial effects of the present invention are extremely remarkable.

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Abstract

高周波焼入れ時に鋼部品の突起部で生じるような１１００℃超の高温下でも、オーステナイト結晶粒の粗大化の発生を防止できる高周波焼入れ用鋼であって、質量％で、Ｃ：０．３５～０．６％、Ｓｉ：０．０１～１％、Ｍｎ：０．２～１．８％、Ｓ：０．００１～０．１５％、Ａｌ：０．００１～１％、Ｔｉ：０．０５～０．２％、Ｎｂ：０．００１～０．０４％、を含有し、Ｎ：０．００６０％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００２５％以下、に制限し、かつ、Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする高周波焼入れ用鋼。

Description

高周波焼入れ用鋼及び高周波焼入れ鋼部品、並びに、それらの製造方法
　本発明は、高周波による高温加熱でもオーステナイト結晶粒の粗大化が抑制される高周波焼入れ用鋼及び鋼部品、並びにそれらの製造方法に関するものである。
　ドライブシャフト、等速ジョイント外輪、等速ジョイント内輪などの自動車の動力伝達系を構成する軸部品は、通常は、中炭素鋼を切削、転造、鍛造等により所定の部品形状に成形加工し、高周波焼入れ、焼戻しを施して製造される。
　高周波焼入れとは、高周波電源に接続された加熱コイルの中に被加熱部品を置き、高周波電流を流して交番磁束を発生させ、部品にうず電流損とヒステリシス損を生じさせて発熱させ、焼入れを行う方法である。通常は、表面を硬化することを目的として行う。
　高周波による加熱は、原理上、部品の段つき部や溝部が他の部位に比べて昇温不足になりやすく、突起部が他の部位に比べて過熱されやすい。したがって、部品全体で温度が均一とはならない。
　そのため、高周波焼入れするためには、高周波焼入れ処理する箇所の全体が昇温不足にならないように加熱する必要がある。
　しかし、高周波焼入れ処理する箇所の全体が昇温不足にならないように加熱すると、突起部は、最大１１００~１２００℃程度の過熱状態となる。そのため、オーステナイト結晶粒が粗大化し、それにより、部品に歪みが生じる。ここで、粗大化とは、具体的には、結晶粒度で６番未満となることをいう。
　その対策として、現状は、部品毎に専用の加熱コイルを用いて、部品との距離を厳密に調整したり、又は、温度差を軽減するための予熱を施して突起部が過熱状態となるのを極力抑制したりしている。しかし、これらの対策は、必ずしも万全ではない。
　特許文献１では、所定量のＣ、Ｓｉ等に加えて、質量％でＴｉ：０．０５~０．２０％、Ｎ：０．０１％未満を含有し、Ｔｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させたことを特徴とする粗大粒を防止する高周波焼入れ鋼が開示されている。
　特許文献２では、所定量のＣ、Ｓｉ等に加えて、質量％でＭｏ：０．０５~２．０％を含有し、素材の加工条件を規定することにより、Ｍｏ析出物を微細化させ、結晶粒を微細化する高周波焼入れ用部品が開示されている。
　しかし、特許文献１及び特許文献２で開示された鋼や加工条件を用いても、突起部を有する部品を高周波焼入れした際のように、局所的に１１００℃超の過熱状態となるような場合には、その部位でのオーステナイト結晶粒の粗大化の発生が防げなかった。
特開平１１−７１６３０号公報 特開２００７−２０４７９６号公報
　本発明は、前記の問題を解決するための、高周波焼入れによるオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、高周波焼入れ鋼部品の歪が低減できる高周波焼入れ用鋼、及び、高周波焼入れ用鋼部品、並びに、それらの製造方法を提供するものである。
　本発明者らは、前記の目的を達成するために、高周波焼入れ時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化の支配因子について鋭意調査し、次の点を明らかにした。
　（１）高周波焼入れ時にオーステナイト結晶粒の粗大化を防止するためには、鋼中のＮの含有量を低く制限することにより、ＴｉＮの生成を抑制し、さらに、ＴｉＣ、ＴｉＣＳを主体とするＴｉ系析出物を高周波焼入れ時に微細析出させるとともに、ＮｂＣを主体とするＮｂの炭窒化物を高周波焼入れ時に微細析出させる必要がある。そのためには、鋼成分として、適量のＴｉ、Ｎｂを共に添加する必要がある。
　（２）上記のＴｉ系析出物及びＮｂの炭窒化物を、高周波焼入れ時に微細析出させる方法として、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物のピン止め効果を利用する方法がある。この効果を安定して発揮させるためには、熱間圧延後のマトリックス中に、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物を微細析出させておくことが必要である。そのためには、熱間圧延時の冷却過程で、オーステナイトからの拡散変態時に、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物を相界面析出させる必要がある。
　熱間圧延ままの組織にベイナイトが生成すると、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物の相界面析出が困難になるので、ベイナイトを極力含まない組織とすることが必要である。
　（３）熱間圧延後の線材又は棒鋼に、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物をあらかじめ微細析出させるためには、熱間圧延時の加熱温度及び熱間圧延後の冷却条件を最適化すればよい。
　すなわち、熱間圧延時の加熱温度を高温にすることによって、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物を、一旦マトリックス中に固溶させる。そして、熱間圧延後に、Ｔｉ系析出物及びＮｂＣの析出物の析出温度域で徐冷することによって、これらの炭窒化物を多量、微細に分散させることができる。
　Ｔｉ系析出物は硬質であり、また角張っているので、粗大なＴｉ系析出物は疲労破壊の起点となる。そのため、従来は、Ｔｉ量を極力制限することが志向されてきた。
　しかし、上記のようにＴｉ系析出物を微細化させることによって、Ｔｉを有効活用できるようになった。
　（４）熱間圧延後の鋼材のフェライト粒が過度に微細であると、高周波焼入れ時に粗大粒が発生しやすくなる。そのため、圧延仕上げ温度を適正にすることも重要である。
　（５）熱間圧延後の鋼材に冷間加工を施し、その後、焼きならしを行うことなく、短時間の高周波焼入れを施すことによって、オーステナイト結晶粒の粗大粒の防止だけでなく、細粒化も図れ、従来以上に疲労特性の向上も可能となる。
　本発明は、以上の新たな知見に基づいてなされたものであり、本発明の要旨は以下のとおりである。
　（１）質量％で、
　　Ｃ　：０．３５~０．６％、
　　Ｓｉ：０．０１~１％、
　　Ｍｎ：０．２~１．８％、
　　Ｓ　：０．００１~０．１５％、
　　Ａｌ：０．００１~１％、
　　Ｔｉ：０．０５~０．２％、
　　Ｎｂ：０．００１~０．０４％、
を含有し、
　　Ｎ　：０．００６０％以下、
　　Ｐ　：０．０２５％以下、
　　Ｏ　：０．００２５％以下、
に制限し、かつ、
　　Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
　（２）さらに、質量％で、
　　Ｃｒ：０．０５~０．２％、
　　Ｍｏ：０．０２~１．５％、
　　Ｎｉ：０．１~３．５％、
　　Ｖ　：０．０２~０．５％、
　　Ｂ　：０．０００２~０．００５％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）の高周波焼入れ用鋼。
　（３）前記（１）又は（２）の成分組成を有する鋼を熱間圧延し線材又は棒鋼とした、ベイナイトの組織分率が３０％以下（０％を含む）、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１で規定するフェライト結晶粒度番号が８~１１番であることを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
　（４）前記（３）に記載の高周波焼入れ用鋼の一部又は全部に、冷間加工を施した後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、該鋼部品の一部又は全部のＪＩＳ　Ｇ　０５５１で規定するオーステナイト結晶粒度番号が、１１番以上であることを特徴とする高周波焼入れ鋼部品。
　（５）質量％で、
　　Ｃ　：０．３５~０．６％、
　　Ｓｉ：０．０１~１％、
　　Ｍｎ：０．２~１．８％、
　　Ｓ　：０．００１~０．１５％、
　　Ａｌ：０．００１~１％、
　　Ｔｉ：０．０５~０．２％、
　　Ｎｂ：０．００１~０．０４％、
を含有し
　　Ｎ　：０．００６０％以下、
　　Ｐ　：０．０２５％以下、
　　Ｏ　：０．００２５％以下、
に制限し、かつ、
　　Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、
　加熱温度：１１５０~１３００℃、保熱時間：１０~１８０分、仕上げ温度：８４０~１０００℃で熱間圧延して線材又は棒鋼とし、
　その後、８００~５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度に制限して徐冷することを特徴とする高周波焼入れ用鋼の製造方法。
　（６）さらに、前記鋼が、質量％で、
　　Ｃｒ：０．０５~０．２％、
　　Ｍｏ：０．０２~１．５％、
　　Ｎｉ：０．１~３．５％、
　　Ｖ　：０．０２~０．５％、
　　Ｂ　：０．０００２~０．００５％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（６）の高周波焼入れ用鋼の製造方法。
　前記（５）又は（６）の方法で製造した鋼の一部又は全部に、加工率が５０~９０％の冷間加工を施し、その後、加熱時間を３秒以下として高周波焼入れを施すことを特徴とする高周波焼入れ鋼部品の製造方法。
　本発明の高周波焼入れ用鋼を用いれば、ドライブシャフト、等速ジョイント外輪、等速ジョイント内輪などの、突起部を有する自動車の動力伝達系を構成する軸部品に製造において、高周波焼入れ時に、突起部での粗大粒の生成が防止できる。その結果、歪みが軽減された高周波焼入れ鋼部品を製造できるので、歪みに起因する騒音が軽減できる。さらに、従来以上に疲労特性が向上した高周波焼入れ鋼部品を製造できる。
　図１は、Ｔｉ＋Ｎｂ複合添加による粗大粒防止能の改善効果を示す図である。
　以下、本発明を実施するための形態として、高周波焼入れ用鋼及び高周波焼入れ鋼部品、並びに、その製造方法について詳細に説明する。
　まず、本発明の鋼の成分組成の限定理由について説明する。以下、「％」は「質量％」を意味するものとする。
　Ｃ：０．３５~０．６％
　Ｃは、鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素である。Ｃの含有量が０．３５％未満では、鋼に必要な強度が得られず、Ｃの含有量が０．６％を越えると、鋼が硬くなって冷間加工性が劣化し、さらに、高周波焼入れ後の靭性が劣化する。したがって、Ｃの含有量は、０．３５~０．６％の範囲内にする必要がある。より好ましいＣの含有量は、０．４~０．５６％である。
　Ｓｉ：０．０１~１％
　Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、さらに、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。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、その効果が十分に得られない。Ｓｉの含有量が１％を越えると、鋼の硬さが上昇し、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０１~１％の範囲内にする必要がある。Ｓｉは冷間での変形抵抗を高くするので、冷鍛部品用途の鋼材の場合、より好ましいＳｉ含有量は、０．０１~０．１５％である。
　Ｍｎ：０．２~１．８％
　Ｍｎは、鋼の脱酸に有効な元素であり、さらに、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。Ｍｎの含有量が０．２％未満では、その効果が十分に得られない。Ｍｎの含有量が１．８％を越えると、その効果は飽和し、さらに、鋼の硬さが上昇し、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は、０．２~１．８％の範囲内にする必要がある。より好ましいＭｎの含有量は、０．５~１．２％である。冷間加工性を重視する場合は、Ｍｎの含有量は、０．５~０．７５％の範囲とするのがさらに好ましい。
　Ｓ：０．００１~０．１５％
　Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、これによる被削性が向上する。Ｓの含有量が０．００１％未満では、その効果を十分に得られない。Ｓの含有量が０．１５％を超えると、その効果は飽和し、さらに、粒界偏析を起こし粒界脆化を招く。したがって、Ｓの含有量は、０．００１~０．１５％の範囲内にする必要がある。鋼の被削性を重視する場合は、Ｓの含有量は、０．００５~０．１５％の範囲とするのが好ましい。粒界強度を重視する場合は、Ｓの含有量は、０．００１~０．０３０％の範囲とするのが好ましい。被削性と粒界強度の両方を重視する場合は、Ｓの含有量は、０．００５~０．０７０％の範囲とするのが好ましい。
　Ａｌ：０．００１~１％
　Ａｌは、鋼の脱酸及び被削性向上に有効な元素である。Ａｌの含有量が０．００１％未満では、脱酸の効果が十分に得られない。鋼中のＡｌは、一部はＮと結びついてＡｌＮとして析出し、また、一部はＯと結びついてアルミナとして存在し、残りは、固溶Ａｌとして存在する。固溶Ａｌは、被削性向上に有効に作用する。よって、被削性を重視する場合には、Ａｌの含有量を０．０５％超とする必要がある。Ａｌの含有量が１％を超えると、鋼の変態特性に大きく影響を与えるため、上限は１％とする。鋼の被削性を重視する場合は、Ａｌの含有量は、０．０５~１％の範囲とすることが好ましい。被削性をそれほど重視しない場合、Ａｌの含有量は、０．０２~０．０５％の範囲とすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．０５~０．２％
　Ｔｉは、鋼中で微細なＴｉＣ、ＴｉＣＳを生成させ、これにより高周波焼入れ時にオーステナイト結晶粒が微細化する。Ｔｉの含有量が０．０５％未満では、その効果が十分に得られない。Ｔｉの含有量が０．１％超となると、顕著にオーステナイト結晶粒の微細化が図れる。Ｔｉの含有量が０．２％を超えると、ＴｉＣによる析出硬化により、冷間加工性が顕著に劣化し、さらに、ＴｉＮ主体の析出物により、転動疲労特性が劣化する。したがって、Ｔｉの含有量の上限は０．２％とする。より好ましいＴｉの含有量は、０．１超~０．２％である。
　Ｎｂ：０．００１~０．０４％，Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５
　Ｎｂは、高周波焼入れの際に鋼中のＣ、Ｎと結びついてＮｂ（ＣＮ）を形成し、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。
　図１に、Ｔｉ、Ｎｂの添加量を変えたときの、高周波焼入れ温度とオーステナイト結晶粒度番号の関係を示す。ＴｉとＮｂの各々の添加量は、Ｔｉの単独添加時は、Ｔｉ：０．１３％、ＴｉとＮｂの複合添加時は、Ｔｉ：０．１３％、Ｎｂ：０．００５％である。その他の成分組成は、Ｃ：０．５３~０．５４％、Ｓｉ：０．０１~０．０２％、Ｍｎ：０．６１~０．６３％、Ｓ：０．００９~０．０１０％、Ａｌ：０．０２５~０．０２６％、Ｎ：０．００４８~０．００５０％、Ｐ：０．０１３~０．０１４％、Ｏ：０．０００８~０．０００９％であり、残部は鉄及び不可避的不純物である。
　図１から分かるように、ＴｉとＮｂの複合添加することにより、Ｔｉ系析出物による粗大粒防止効果が、より効果的になる。これは、Ｔｉ系析出物にＮｂが固溶し、Ｔｉ系析出物の粗大化を抑制するためである。この効果を得るためには、Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５を満足する必要がある。
　本発明は、ＴｉとＮｂの両方を添加することが特徴である。ＴｉとＮｂの両方を添加することによる粗大粒防止効果の向上は、１１００℃未満でもみられる。本発明の重要な点は、より高温において、具体的には、高周波焼入れ時の突起部の温度である１１００~１２００℃において、より一層、粗大粒防止効果が向上する点にある。
　ただし、Ｎｂを添加すると、鋼の切削性や冷間加工性が劣化する。特に、Ｎｂの添加量が０．０４％以上となると、鋼の硬さが硬くなって切削性、冷間加工性が劣化し、さらに、熱間圧延の加熱時の溶体化が困難になる。したがって、Ｎｂの含有量は０．０４％以下にする必要がある。切削性、冷間加工性等の加工性を重視する場合は、Ｎｂの含有量は０．０３％未満とすることが好ましい。Ｎｂの含有量が０．００１％未満になると、安定的にＮｂ／Ｔｉ≧０．０１５を満足させることはできないので、Ｎｂの含有量の下限は０．００１％とする。
　Ｎ：０．００６０％以下に制限
　Ｎは不可避的に鋼中に含有され、鋼中のＴｉと結びつくと、結晶粒の制御にほとんど寄与しない粗大なＴｉＮを生成する。これが、ＴｉＣ、ＴｉＣＳ主体のＴｉ系析出物、及び、ＮｂＣ、ＮｂＣ主体のＮｂ（ＣＮ）の析出サイトとなり、これらのＴｉ系析出物、Ｎｂの炭窒化物の微細析出を阻害し、粗大粒の生成を促進する。Ｎの含有量が０．００６０％を超えると、特に顕著にこの影響が現れる。したがって、Ｎの含有量は０．００６０％以下、より好ましくは０．００５０％未満に制限する。
　Ｐ：０．０２５％以下に制限
　Ｐは、不可避的に鋼中に含有され、冷間加工時の変形抵抗を高め、靭性を劣化させる元素であるので、その結果、鋼の冷間加工性が劣化する。また、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、疲労強度を劣化させるので、Ｐの含有量は、できるだけ低減することが望ましい。したがって、Ｐの含有量を０．０２５％以下、より好ましくは、０．０１５％以下に制限する。
　Ｏ：０．００２５％以下に制限
　Ｏは、不可避的に鋼中に含有される。本発明のような高Ｔｉ鋼においては、Ｏは、鋼中でＴｉ系の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、ＴｉＣの析出サイトとなり、熱間圧延時にＴｉＣが粗大に析出し、その結果、高周波焼入れ時にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。したがって、Ｏの含有量は、できるだけ低減することが望ましい。よって、Ｏの含有量は０．００２５％以下に制限する。より好ましい範囲は、０．００２０％以下である。軸受部品、転動部品においては、酸化物系介在物が転動疲労破壊の起点となるので、Ｏの含有量が低いほど転動寿命は向上する。そのため、軸受部品、転動部品においては、Ｏの含有量を０．００１２％以下に制限するのが、さらに好ましい。
　本発明の鋼は、強度、焼入れ性の向上を目的として、さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂの１種又は２種以上を選択成分として含有することができる。
　Ｃｒ：０．０５~０．２％
　Ｃｒは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。Ｃｒの含有量が０．０５％未満では、その効果を十分に得られない。Ｃｒは、セメンタイト中に固溶してセメンタイトを安定化するので、高周波焼入れの短時間加熱時にセメンタイトの溶け込み不良を起こしやすくなり、硬さむらの原因ともなる。したがって、Ｃｒの含有量の上限は、０．２％とする。より好ましいＣｒの含有量は、０．０７~０．１５％である。
　Ｍｏ：０．０２~１．５％
　Ｍｏは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与える効果がある。Ｍｏの含有量が０．０２％未満では、その効果を十分に得られない。Ｍｏの含有量が１．５％を越えると、鋼の硬さが上昇し、切削性、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｍｏの含有量は１．５％以下、より好しくは、０．５％以下とする。
　Ｎｉ：０．１~３．５％
　Ｎｉは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与える効果がある。Ｎｉの含有量が０．１％未満では、その効果を十分に得られない。Ｎｉの含有量が３．５％を越えると、鋼の硬さが上昇し、切削性、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｎｉの含有量は３．５％以下、より好ましくは、２．０％以下とする。
　Ｖ：０．０２~０．５％
　Ｖは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与える効果がある。Ｖの含有量が０．０２％未満では、その効果を十分に得られない。Ｖの含有量が０．５％を越えると、鋼の硬さが上昇し、切削性、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｖの含有量は０．５％以下、より好ましくは０．２％以下とする。
　Ｂ：０．０００２~０．００５％
　Ｂは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。さらに、Ｂは、以下の効果も有する。
　（１）熱間圧延により線材又は棒鋼を得る際に、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、圧延ままで軟質化を促進する効果。
　（２）高周波焼入れ材の粒界強度を向上させることにより、高周波焼入れ鋼部品としての疲労強度・衝撃強度を向上させる効果。
　Ｂの含有量が０．０００２％未満では、以上の効果は得られない。Ｂの含有量が０．００５％を超えると、その効果は飽和し、さらに、衝撃強度が劣化する等の悪影響が懸念される。したがって、Ｂの含有量を０．００５％以下、より好ましくは、０．００３％以下とする。
　本発明の鋼は、被削性の改善のために、上記の各成分に加えて、本発明の効果を損なわない範囲で、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂの１種又は２種以上を含有することができる。
　次に、本発明の鋼の組織について説明する。
　本発明の高周波焼入れ用鋼は、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下（０％を含む）に制限する。これは、熱間圧延後の鋼材にベイナイト組織が混入すると、高周波焼入れ時の粗大粒発生の原因になるからである。また、ベイナイトの混入を抑制することは、冷間加工性改善の視点からも望ましい。
　これらの悪影響は、ベイナイトの組織分率が３０％を超えると特に顕著になり、少ない方が好ましい。以上の理由から、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下（０％を含む）に制限する必要がある。
　また、本発明の高周波焼入れ用鋼では、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号をＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２００５年版）で規定されている８~１１番とする。
　熱間圧延後のフェライト粒が過度に微細であると、高周波焼入れ時にオーステナイト粒が過度に微細化し、オーステナイト粒が過度に微細になると、粗大粒が生成しやすくなる。特に、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ　Ｇ　０５５１で規定されている１１番を超えると、その傾向が顕著になる。また、オーステナイト粒が過度に微細になると、焼入れ性の劣化による強度不足等の弊害を生じる。
　一方、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号が８番未満の粗粒になると、熱間圧延材の延性が劣化し、冷間加工性が劣化する。
　したがって、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号をＪＩＳ　Ｇ　０５５１で規定されている８~１１番の範囲内にする必要がある。
　さらに、本発明によれば、上記の高周波焼入れ用鋼の一部又は全部に、冷間加工を施した後、高周波焼入れを施し、一部又は全部がＪＩＳ　Ｇ　０５５１で規定するオーステナイト結晶粒度番号が１１番以上である高周波焼入れ鋼部品を製造することができる。
　以下、本発明の高周波焼入れ用鋼、及び、高周波焼入れ鋼部品の製造方法について説明する。
　上記の成分組成からなる鋼は、転炉、電気炉等を用いて通常の方法で、成分調整を行い溶製し、得ることができる。その後、鋳造工程、必要に応じて分塊圧延工程を経て、線材又は棒鋼に熱間圧延するための圧延素材とする。
　次に、圧延素材を１１５０℃以上、１３００℃以下の温度に加熱し、１０分以上、１８０分以下の時間、保熱する。加熱温度が、１１５０℃未満、又は、保熱時間が１０分未満の場合は、Ｔｉ系析出物、Ｎｂの析出物を一旦マトリックス中に固溶させることができないので、熱間圧延後の鋼材に、必要な量のＴｉ系析出物、及び、Ｎｂの析出物をあらかじめ微細析出させることができない。その結果、熱間圧延後に、粗大なＴｉ系析出物、Ｎｂの析出物が生じ、高周波焼入れ時に、粗大粒の発生を抑制することができなくなる。
　したがって、熱間圧延では、１１５０℃以上の温度に加熱し、１０分以上保熱することが必要である。より好ましい条件は、加熱温度１１８０℃以上、保熱時間１０分以上である。
　加熱温度が１３００℃超、又は、保熱時間が１８０分超の場合、鋼材に脱炭されたり、スケールが生成し、歩留りが著しく低下する。したがって、加熱温度は１３００℃以下、保熱時間は１８０分以下とした。
　熱間圧延の仕上げ温度は、８４０℃以上、１０００℃以下とする。仕上げ温度が８４０℃未満では、フェライト結晶粒度が過度に微細になりすぎて、高周波焼入れ時に、粗大粒が発生しやすくなる。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。
　次に、熱間圧延後の線材又は棒鋼を、８００~５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度に制限して徐冷する。冷却速度が１℃／ｓを越えると、Ｔｉ系析出物の析出温度域を短時間しか通過させることができないので、微細なＴｉＣ系析出物、ＮｂＣの析出量が不十分となり、さらに、ベイナイトの組織分率が大きくなる。その結果、高周波焼入れ時に、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することができなくなる。
　また、冷却速度が大きいと圧延材の硬さが上昇し、冷間加工性が劣化するので、冷却速度はできるだけ小さくするのが望ましい。より好ましい冷却速度は０．７℃／ｓ以下である。
　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又は熱源付き保温カバーを設置し、これにより、徐冷する方法が挙げられる。冷却速度は１℃／秒以下に制限すればよく、下限は設備条件や操業条件を勘案して設定すればよい。
　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よい。
　本発明の高周波焼入れ鋼部品は、上記の方法で製造した高周波焼入れ用鋼に、必要に応じて、加工率が５０~９０％となる冷間加工を施した後、その一部又は全部に、加熱時間を３秒以下に制限した高周波焼入れを施すことにより得ることができる。
　加工率を５０~９０％とするのは、再結晶温度（約５００℃）以下の冷間で加工率が５０~９０％の鋼材を高周波焼入れを施すと、冷間加工により導入された転位がオーステナイト粒の生成核となり、いたるところからオーステナイト粒ができからである。
　加工率が５０％未満の場合は、オーステナイト粒の生成核となる転位の導入が不十分となる。加工率が９０％以上の場合は、高周波焼入れ時にオーステナイト粒が過度に微細化し、その結果、異常粒成長が起きやすくなる。
　それによって、さらに、高周波焼入れ時間を３秒以下に制限することにより、突起部のように、最大１１００~１２００℃程度に過熱される部位においても、オーステナイト結晶粒度番号が１１番以上の高周波焼入れ鋼部品を、安定的に得ることができる。
　高周波焼入れ時間は、３秒以下の時間内で、焼入れのために必要な温度が得られる加熱時間を、適宜設定すればよい。
　以上の方法により、従来、高周波焼入れ鋼部品において、突起部でオーステナイト結晶粒が粗大化して結晶粒度が６番未満となり、それにより歪みが発生する問題を解決し、突起部も含めてオーステナイト結晶粒度番号が１１番以上の高周波焼入れ鋼部品を得ることができる。これによって、歪みの発生が防止でき、さらには、従来の高周波焼入れ鋼部品と比べ、転動疲労、捩り疲労強度等の疲労強度に優れた高周波焼入れ鋼部品を得ることができる。
　オーステナイト結晶粒度番号は、特に限定するものではないが、焼入れによるマルテンサイト変態を促進するには、１４番以下とするのが好ましい。
　また、冷間加工後、高周波焼入れ前に焼きならしを施すと、冷間加工により導入された転位が消滅し、細粒化効果が得られなくなるので、冷間加工後、高周波焼入れ前には、焼きならしは施さない。
　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。
　表１~２に示す成分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、熱間圧延により、直径２４~３０ｍｍの棒鋼を製造した。
　ここで、表１~２中の固溶Ａｌとは、Ａｌの分析過程で生じる、ろ紙上の不溶解残渣を控除して測定したＡｌを意味する。Ａｌの分析方法は、Ａｌが０．１％未満の場合は、ＪＩＳ　Ｇ　１２５８による分析方法、Ａｌが０．１％以上の場合は、ＪＩＳ　Ｇ　１２２４による分析方法とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　熱間圧延後の棒鋼について、ミクロ観察を行い、ベイナイト分率を測定し、さらに、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２００５年）の規定に従って、フェライト結晶粒度の測定を行った。
　ベイナイト分率は、サンプルを製作し、サンプルをナイタールで腐食した後に、光学顕微鏡で組織を観察したときの、観察面全体に占めるベイナイト組織の面積率とした。
　次いで、上記の工程で製造した棒鋼から、又は、棒鋼に加工率が５０~９２％の冷間加工を行った後、φ３ｍｍ×１０ｍｍＬの円筒試験片を製作して、高周波焼入れ鋼部品の突起部をシミュレートした高周波焼入れを行った。
　高周波焼入れの条件は、富士電波工機（株）製の、Ｔｈｅｒｍｅｃｍａｓｔｏｒ＿Ｚ（周波数４００ｋＨｚ）を用いて、１４０℃／秒で１１５０℃まで昇温し、０．２秒保持し、その後、ヘリウムガス雰囲気で焼入れとした。
　その後、切断面を研磨し、腐食させ、旧オーステナイト粒径を観察して、オーステナイト粒度を求めた。オーステナイト粒度の測定は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２００５年）に準じて行い、４００倍で１０視野程度観察して、平均を求めた。オーステナイト粒度が６番未満のものを、粗大粒として判定した。
　これらの測定結果を、表３~４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 　本発明例の棒鋼の高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号は６番以上であり、良好であった。本発明例の棒鋼に冷間加工を施した試験片の高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号は、１１番以上であり良好であった。
　この結果から、本発明の高周波焼入れ鋼を用いれば、棒鋼ままで高周波焼入れを施した場合であっても、オーステナイト結晶粒の粗大化が抑制できることが分かる。
　さらに、冷間加工を施すことにより、突起部も含めてオーステナイト結晶粒度番号が１１番以上の高周波焼入れ鋼部品を得ることができ、より一層の本発明の効果を得られることが分かる。これによって、高周波焼入れ鋼部品の歪みの発生が防止できる。
　比較例２９は、Ｔｉの含有量が本発明で規定する範囲よりも下回ったものである。比較例２９は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が５番と粗大粒となった。
　比較例３０は、Ｎの含有量が本発明で規定する範囲よりも上回ったものである。比較例３０は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が４番と粗大粒となった。
　比較例３１は、Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５を満足しなかったものである。比較例３１は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が５番と粗大粒となった。
　比較例３２は、Ｎｂの含有量が本発明で規定する範囲よりも上回ったものである。比較例３２は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が４番と粗大粒となった。
　比較例３３は、Ｔｉの含有量が本発明で規定する範囲よりも下回り、さらに冷間加工の加工率が本発明で規定する範囲を上回ったものである。比較例３３は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が３番と粗大粒となった。
　比較例３４は、熱間圧延時の保熱時間が本発明で規定する範囲よりも下回ったものである。比較例３４は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が４番と粗大粒となった。
　比較例３５は、熱間圧延後の冷却速度が本発明で規定する範囲よりも上回ったものである。比較例３５は、熱間圧延後のベイナイトの組織分率が本発明で規定する範囲よりも上回り、また、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が４番と粗大粒となった。
　比較例３６は、熱間圧延後での仕上げ温度が本発明で規定する範囲よりも下回ったものである。比較例３６は、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号が本発明で規定する範囲よりも上回り、また、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が４番と粗大粒となった。
　比較例３７は、熱間圧延時の加熱温度が本発明で規定する範囲よりも下回ったものである。比較例３７は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が５番と粗大粒となった。
　比較例３８及び３９は、加工率が本発明で規定する範囲よりも下回ったものである。比較例３８及び３９は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号が、それぞれ、７番、９番となり、冷間加工によりオーステナイト粒を微細化する効果が、十分に得られなかった。
　本発明の高周波焼入れ用鋼を用いれば、ドライブシャフト、等速ジョイント外輪、等速ジョイント内輪などの、自動車の動力伝達系を構成する軸部品の突起部の粗大粒が防止でき、歪みが軽減され、さらに、従来以上に疲労特性が向上した高周波焼入れ鋼部品を製造できるので、歪みに起因する騒音が軽減できる。したがって、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。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．３５~０．６％、
    　　Ｓｉ：０．０１~１％、
    　　Ｍｎ：０．２~１．８％、
    　　Ｓ　：０．００１~０．１５％、
    　　Ａｌ：０．００１~１％、
    　　Ｔｉ：０．０５~０．２％、
    　　Ｎｂ：０．００１~０．０４％、
    を含有し、
    　　Ｎ　：０．００６０％以下、
    　　Ｐ　：０．０２５％以下、
    　　Ｏ　：０．００２５％以下、
    に制限し、かつ、
    　　Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５
    を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
  2. 　さらに、質量％で、
    　　Ｃｒ：０．０５~０．２％、
    　　Ｍｏ：０．０２~１．５％、
    　　Ｎｉ：０．１~３．５％、
    　　Ｖ　：０．０２~０．５％、
    　　Ｂ　：０．０００２~０．００５％、
    の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高周波焼入れ用鋼。
  3. 　請求項１又は２に記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延し線材又は棒鋼とした、ベイナイトの組織分率が３０％以下（０％を含む）、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１で規定するフェライト結晶粒度番号が８~１１番であることを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
  4. 　請求項３に記載の高周波焼入れ用鋼の一部又は全部に、冷間加工を施した後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、該鋼部品の一部又は全部のＪＩＳ　Ｇ　０５５１で規定するオーステナイト結晶粒度番号が、１１番以上であることを特徴とする高周波焼入れ鋼部品。
  5. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．３５~０．６％、
    　　Ｓｉ：０．０１~１％、
    　　Ｍｎ：０．２~１．８％、
    　　Ｓ　：０．００１~０．１５％、
    　　Ａｌ：０．００１~１％、
    　　Ｔｉ：０．０５~０．２％、
    　　Ｎｂ：０．００１~０．０４％、
    を含有し
    　　Ｎ　：０．００６０％以下、
    　　Ｐ　：０．０２５％以下、
    　　Ｏ　：０．００２５％以下、
    に制限し、かつ、
    　　Ｎｂ／Ｔｉ≧０．０１５
    を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、
    　加熱温度：１１５０~１３００℃、保熱時間：１０~１８０分、仕上げ温度：８４０~１０００℃で熱間圧延して線材又は棒鋼とし、
    　その後、８００~５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度に制限して徐冷することを特徴とする高周波焼入れ用鋼の製造方法。
  6. 　さらに、前記鋼が、質量％で、
    　　Ｃｒ：０．０５~０．２％、
    　　Ｍｏ：０．０２~１．５％、
    　　Ｎｉ：０．１~３．５％、
    　　Ｖ　：０．０２~０．５％、
    　　Ｂ　：０．０００２~０．００５％、
    の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項５記載の高周波焼入れ用鋼の製造方法。
  7. 　請求項５又は６に記載の方法で製造した鋼の一部又は全部に、加工率が５０~９０％の冷間加工を施し、その後、加熱時間を３秒以下として高周波焼入れを施すことを特徴とする高周波焼入れ鋼部品の製造方法。
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