WO2013015085A1 - 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 - Google Patents

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WO2013015085A1
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基成 金
裕章 多比良
河野　佳織
宏二 渡里
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to steel for induction hardening and a crankshaft manufactured using the same.
  • Induction hardening steel is used for engine parts. Induction hardening steels are disclosed in, for example, JP 2009-41046 A, JP 2010-144226 A, and JP 9-235654 A.
  • induction hardening there may be a case where quenching cracks are generated due to residual stress. Therefore, induction hardening steel is required to have quench cracking resistance.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-25546 describes a method for manufacturing a part that prevents burning cracking and has excellent torsional strength. Specifically, the ratio t / r between the effective hardening depth t and the component radius r by induction hardening and tempering is set to 0.4 to 0.8, and the cross-sectional average hardness HVa is set to 550 or more. Are listed.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-76086 describes a high-strength steel part that can reliably improve delayed fracture characteristics even with a wide range of component compositions. Specifically, the content of fine TiC having a particle size of 0.1 ⁇ m or less is 0.01%, and the ratio of the fine TiC content to the total Ti content is TiC / Ti ⁇ 0.4. It is described that there is.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-256134 describes a steel material for induction hardening that does not cause grinding cracks even after grinding after induction hardening or low temperature tempering, and a crankshaft using the same.
  • the steel for induction hardening in which the number of MnS in the steel in the longitudinal cross section after rolling is 300 pieces / mm 2 or less and the shrinkage ratio in the longitudinal direction in the differential thermal expansion test is 15 ⁇ m or less. Etc. are described.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-25546 describes that the ratio t / r between the effective hardening depth t and the component radius r by induction hardening and tempering is 0.8 or less in order to prevent burning cracks. Yes. However, it is preferable that the crack resistance can be improved without limiting the ratio between the effective hardened layer depth t and the partial radius r.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-76086 is premised on the use of TiC produced by tempering at a high temperature. Therefore, it cannot be applied to general induction-hardened parts that are tempered at a low temperature.
  • the steel material described in JP-A-2005-256134 is intended to improve grinding cracks. Specifically, after induction hardening and tempering, the heat generated by grinding is taken into account, and the shrinkage rate in that temperature range is reduced. Grinding cracks and fire cracks are fracture forms in different stress states. Therefore, it is unclear whether the steel material described in JP-A-2005-256134 has excellent fire cracking resistance.
  • crankshafts large crankshafts used for trucks and the like require higher wear resistance and higher fatigue strength than ordinary crankshafts such as passenger cars. Accordingly, the hardened hardened layer of the large crankshaft is formed deeper than a normal size crankshaft of a passenger car or the like. In order to deepen the hardened hardening layer, the large crankshaft is heated for a long time at a higher output than usual.
  • induction hardening steel when used for such a large crankshaft, it is preferable to suppress the occurrence of quench cracking even if induction hardening is performed with high output and long-time heating.
  • An object of the present invention is to provide a steel for induction hardening excellent in resistance to quench cracking and a crankshaft manufactured using the same.
  • the steel for induction hardening according to an embodiment of the present invention is, in mass%, C: 0.35 to 0.6%, Si: 0.01% or more and less than 0.40%, Mn: 1.0 to 2. 0%, S: more than 0.010% and 0.05% or less, Cr: 0.01 to 0.5%, Al: 0.001 to 0.05%, N: Ti / 3.4 to 0.02 %, Ti: 0.005 to 0.05%, with the balance being Fe and impurities, satisfying the formula (1). 2S-3Ti ⁇ 0.040 (1) Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).
  • Ca 0.005% or less may be contained instead of a part of the Fe.
  • a crankshaft according to an embodiment of the present invention is manufactured by induction-quenching the above-mentioned induction hardening steel.
  • a steel for induction hardening excellent in fire cracking resistance and a crankshaft manufactured using the steel are obtained.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the value of the parameter 2S-3Ti defined in the embodiment of the present invention and the crack limit stress defined in the embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing test conditions for measuring the crack limit stress.
  • % related to elements means mass%.
  • the present inventors investigated and examined in order to improve the quench cracking resistance of the steel for induction hardening. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
  • A High machinability is required for induction hardening steel.
  • Such induction hardening steel has a high sulfur (S) content in order to improve machinability.
  • S increases the machinability of steel by forming sulfide inclusions typified by MnS.
  • sulfide inclusions are softer than the base material (matrix). Therefore, sulfide-based inclusions are likely to be the starting point of fire cracking. Therefore, the fire cracking resistance is improved by reducing the S content.
  • Titanium (Ti) is effective for suppressing the coarsening of crystal grains. Ti forms nitrides and / or carbonitrides, and suppresses coarsening of crystal grains due to the pinning effect. Ti nitride and / or Ti carbonitride remain in the steel even at high temperatures. Therefore, the pinning effect can be obtained even at a high induction hardening temperature.
  • V vanadium
  • Ti nitride and / or Ti carbonitride does not dissolve in steel and maintains the pinning effect even when the induction hardening temperature is 1000 ° C. or higher.
  • Induction hardening steel used for large crankshafts has a high induction hardening temperature and is easily overheated. Therefore, Ti is easier to maintain the pinning effect than V, and is effective in enhancing the resistance to fire cracking.
  • N nitrogen
  • TiC lowers the fire cracking resistance of steel. Therefore, it is preferable that N of the same amount or more of Ti is contained. Specifically, the N content is preferably Ti / 3.4 or more.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the value of 2S-3Ti on the left side of Equation (1) and the crack limit stress defined below.
  • FIG. 1 was obtained by the following method.
  • test piece was 10.0 mm ⁇ 2.0 mm ⁇ 75.0 mm.
  • the longitudinal direction of the test piece was parallel to the longitudinal direction of the round bar.
  • Induction hardening was performed on each test piece. Specifically, high frequency heating was performed on the test piece at an output of 40 kW and a frequency of 200 kHz. The quenching temperature was 1000 ° C. The heating time was about 30 seconds. After the heating time, the test piece was rapidly cooled.
  • the induction-quenched test piece was supported at four points, and bending stress was applied.
  • the distance s1 between the two fulcrums on the upper surface of the test piece was 10 mm, and the distance s2 between the two fulcrums on the lower surface was 60 mm.
  • a strain gauge was attached to the center of the test piece, the stress was measured, and a load was applied until a predetermined stress was obtained.
  • the test piece to which bending stress was applied was immersed in a 0.3 mol / liter hydrochloric acid aqueous solution for 24 hours. Then, the test piece was taken out from the hydrochloric acid aqueous solution, and the presence or absence of crack generation was confirmed.
  • FIG. 1 was created based on the obtained crack limit stress and 2S-3Ti.
  • the lower the 2S-3Ti value the greater the crack limit stress.
  • the crack limit stress increases rapidly.
  • the value of 2S-3Ti is 0.040 or more, even if the value of 2S-3Ti decreases, the crack limit stress does not increase so much.
  • the crack limit stress is a monotonically decreasing function with respect to the variable 2S-3Ti, and the value of 2S-3Ti has an inflection point in the vicinity of 0.040.
  • the present inventors have completed the steel for induction hardening according to the present embodiment.
  • the induction hardening steel according to the present embodiment will be described in detail.
  • the steel for induction hardening according to the present embodiment has the following chemical composition.
  • C 0.35-0.6% Carbon (C) martensites the surface layer of steel by induction hardening and increases the hardness of the surface layer.
  • C carbon
  • the steel is excessively hardened and the machinability of the steel is lowered. Therefore, the C content is 0.35 to 0.6%.
  • the lower limit of the preferable C content is higher than 0.35%.
  • the upper limit of the preferable C content is less than 0.6%, more preferably 0.5% or less.
  • Si 0.01% or more and less than 0.40%
  • Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further strengthens the ferrite. On the other hand, if Si is contained excessively, the machinability of steel is lowered. Therefore, the Si content is 0.01% or more and less than 0.40%.
  • the minimum of preferable Si content is higher than 0.01%, More preferably, it is 0.05% or more.
  • the upper limit of the preferable Si content is 0.30% or less.
  • Mn 1.0 to 2.0%
  • Manganese (Mn) increases hardenability and increases the strength and hardness of the steel.
  • austenite tends to remain during quenching.
  • the presence of residual austenite reduces the mechanical properties of the steel. Therefore, the Mn content is 1.0 to 2.0%.
  • the minimum of preferable Mn content is higher than 1.0%, More preferably, it is 1.2% or more.
  • the upper limit of the preferable Mn content is less than 2.0%, more preferably 1.7% or less.
  • S More than 0.010% and 0.05% or less Sulfur (S) forms sulfide inclusions represented by MnS and improves the machinability of steel. On the other hand, if S is contained excessively, a large number of coarse sulfide inclusions are formed. Coarse sulfide inclusions serve as the starting point for burning cracks. Therefore, the S content is more than 0.010% and 0.05% or less. The upper limit of the preferable S content is less than 0.05%.
  • Chromium (Cr) increases the hardness of the steel. Cr further enhances the hardenability of the steel. On the other hand, if Cr is excessively contained, bainite is generated. When bainite is generated, the steel machinability decreases. Therefore, the Cr content is 0.01 to 0.5%.
  • the minimum of preferable Cr content is higher than 0.01%, More preferably, it is 0.05% or more.
  • the upper limit of the preferable Cr content is less than 0.5%, more preferably 0.35% or less.
  • Titanium (Ti) deoxidizes steel. Ti further combines with N to produce Ti nitride and / or Ti carbonitride. Ti nitrides and / or Ti carbonitrides refine crystal grains by a pinning effect. If the crystal grains are refined, the ductility and toughness of the steel increase. Therefore, the fire cracking resistance is increased. On the other hand, if Ti is contained excessively, coarse Ti nitride, Ti carbonitride, and Ti carbide are generated, and the machinability of the steel is lowered. Therefore, the Ti content is 0.005 to 0.05%. The minimum of preferable Ti content is higher than 0.005%, More preferably, it is 0.008% or more. The upper limit of the preferable Ti content is less than 0.05%, more preferably 0.04% or less.
  • Al 0.001 to 0.05%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. On the other hand, if Al is contained excessively, alumina inclusions are generated. Alumina-based inclusions reduce the machinability of steel. Therefore, the Al content is 0.001 to 0.05%.
  • the lower limit of the preferred Al content is higher than 0.001%.
  • the upper limit of the preferable Al content is less than 0.05%, more preferably 0.04% or less.
  • N Ti / 3.4 to 0.02% Nitrogen (N) combines with Ti to produce Ti nitride and / or Ti carbonitride. As described above, Ti nitrides and Ti carbonitrides refine crystal grains due to the pinning effect and increase the resistance to fire cracking of steel. If the nitrogen (N) content is deficient relative to the Ti content, excess Ti combines with carbon to form TiC. TiC reduces the machinability of steel. Therefore, it is preferable that N of the same amount or more of Ti is contained. On the other hand, if N is contained excessively, defects such as voids are likely to occur in the steel. Therefore, the N content is Ti / 3.4 to 0.02%. Ti content is substituted for “Ti” in “Ti / 3.4”. 3.4 is the mass ratio of Ti and N. The lower limit of the preferable N content is higher than Ti / 3.4. The upper limit of preferable N content is less than 0.02%.
  • the balance of the chemical composition of the induction hardening steel according to the present embodiment is composed of Fe and impurities.
  • the impurities referred to here are ores and scraps used as raw materials for steel, or elements mixed in from the environment of the manufacturing process.
  • V vanadium
  • V is an impurity.
  • V combines with C to form VC.
  • VC has a pinning effect.
  • V dissolves in steel. Therefore, the pinning effect by VC cannot be obtained.
  • V reduces the machinability of the steel. Therefore, in the steel for induction hardening according to the present embodiment, V is an impurity.
  • boron (B) is an impurity.
  • B combines with N to form B nitride.
  • B nitride reduces the cold workability of steel. Therefore, in the steel for induction hardening according to the present embodiment, B is an impurity.
  • the steel for induction hardening according to the present embodiment contains Ti and N described above. Therefore, coarsening of crystal grains is suppressed, and excellent fire cracking resistance is obtained.
  • the preferred crystal grain size of the induction hardening steel is 5.5 or more.
  • the grain size is defined as follows. Take a specimen from induction hardening steel. Select any five views of the surface of the collected specimen. The austenite grain size in five selected fields of view is determined using the standard grain size chart of JISG0551. The average value of the five austenite grain sizes determined in each field is defined as the crystal grain size of the test piece.
  • the induction hardening steel according to the present embodiment may contain Ca instead of a part of Fe.
  • Ca 0.005% or less Calcium (Ca) deoxidizes steel. Moreover, Ca spheroidizes inclusions. If the inclusions are spheroidized, stress concentration due to the notch effect is alleviated. Therefore, the fire cracking resistance of steel increases. On the other hand, if Ca is contained excessively, coarse inclusions are formed, and the fire cracking resistance of the steel is lowered. Therefore, the Ca content is 0.005% or less. The upper limit of preferable Ca content is less than 0.005%.
  • the molten steel is made into a slab by a continuous casting method. You may make molten steel into an ingot (steel ingot) by the ingot-making method. The slab or ingot may be hot worked to form a billet (steel piece) or a steel bar.
  • the steel for induction hardening according to the present embodiment can be used for a large crankshaft.
  • a hardened hardening layer is formed deeply.
  • the thickness of the hardened hardening layer is 1 mm or more.
  • a large crankshaft has a quenching temperature as high as 950 ° C. or higher as compared with a normal crankshaft of a general passenger car.
  • the steel for induction hardening according to the present embodiment is less susceptible to quench cracking even if induction hardening is performed under such quenching conditions (quenching temperature).
  • Tempering the intermediate product after induction hardening may be omitted.
  • the preferable hardness of the surface layer (quenched hardened layer) of the intermediate product is 600 HV or more in terms of Vickers hardness.
  • the intermediate product after induction hardening (and tempering) is ground into a predetermined shape by machining.
  • a crankshaft is manufactured by the above process.
  • Steel bars for induction hardening with various chemical compositions were hot forged to produce steel bars.
  • Cutting resistance was measured using a steel bar to evaluate the machinability of the steel for induction hardening.
  • a test piece was collected from the steel bar and subjected to induction hardening. Using the test piece, the crack limit stress, hardness and crystal grain size were measured, and the quench cracking resistance, hardness and machinability of the induction hardening steel were evaluated.
  • Samples 1 to 5 and samples a to i each having 50 kg of the chemical composition shown in Table 1 were melted in a vacuum induction heating furnace. An ingot having a diameter of 100 mm was manufactured from the melted steel.
  • Each element (C, Si, Mn, S, Cr, Ca, V, Ti, Al, N) in Table 1 describes the content (% by mass) of the corresponding element in the chemical composition of each sample. ing. The balance other than the above elements in the chemical composition of each sample is Fe and impurities. “-” In Table 1 indicates that the content of the corresponding element is at the impurity level.
  • Ti / 3.4 a value obtained by dividing the Ti content by 3.4 is described.
  • 2S-3Ti the value on the left side of the formula (1) is described.
  • the chemical compositions of the steels of Samples 1 to 5 are within the range of the chemical composition of the steel for induction hardening according to the present embodiment and satisfy the formula (1).
  • Each ingot was heated to 1250 ° C. and then hot forged to produce a round bar having a diameter of 60 mm.
  • the forging finishing temperature was 1000 ° C.
  • the round bar after hot forging was allowed to cool in air to room temperature.
  • test pieces were collected from an intermediate position (R / 2 position) of the distance R between the central axis of each round bar and the surface.
  • the shape of the test piece was 10.0 mm ⁇ 2.0 mm ⁇ 75.0 mm.
  • the longitudinal direction of the test piece was parallel to the longitudinal direction of the round bar.
  • a plurality of test pieces were prepared from the steel of each sample.
  • Induction hardening was performed on each test piece. Specifically, high frequency heating was performed on the test piece at an output of 40 kW and a frequency of 200 kHz. The quenching temperature was 1000 ° C. The heating time was about 30 seconds. After the heating time, the test piece was rapidly cooled.
  • Cutting resistance was measured using a round bar before induction hardening. A multi-component cutting dynamometer was used to measure the cutting resistance. Using a cemented carbide drill with a diameter of 6 mm, cutting was performed perpendicular to the axial direction of the round bar. The peripheral speed was 65 m / min, and the feed speed was 0.22 mm / rev.
  • crack limit stress The crack limit stress (MPa) was calculated
  • Hardness was measured using an induction-quenched test piece. Specifically, the test piece was cut perpendicular to the major axis direction. The cut surface was mirror-polished. Vickers hardness (HV) based on JISZ2244 was measured at any three points 1 mm from the surface of the cut surface after polishing, that is, 2 mm in the center. The test force was 98N. The average value of the three obtained Vickers hardnesses was defined as the hardness (HV) of each test piece.
  • the induction-hardened specimen was cut perpendicular to the long axis at the center. In the cut plane, arbitrary 5 fields of view at the center of 1 mm from the surface, that is, 2 mm in thickness were selected. The austenite grain size in five selected fields of view was determined using the standard grain size chart of JISG0551. A region surrounded by a prior austenite grain boundary that appeared to corrode with a saturated aqueous solution of picric acid was identified as one austenite crystal grain. The average value of the five austenite grain sizes determined in each field was defined as the crystal grain size of the test piece.
  • the test results are shown in Table 2.
  • the “crack limit stress” column in Table 2 shows the crack limit stress (MPa). A crack limit stress of 250 MPa or less is indicated by “#”.
  • Hardness In the “Hardness” column, hardness (HV) is shown.
  • the “crystal grain size” column indicates the crystal grain size.
  • the “cutting resistance” column shows the cutting resistance (N). Those with cutting resistance of 990 N or more are indicated by “#”.
  • Samples 1 to 5 had a chemical composition within the range of the present embodiment and satisfied the formula (1). Therefore, the crack limit stress exceeded 250 MPa, and excellent fire cracking resistance was shown. Further, the crystal grain sizes of Samples 1 to 5 were 5.5 or more. The coarsening of crystal grains is suppressed by Ti nitride and / or Ti carbonitride, and the formula (1) is satisfied, so it is considered that excellent fire cracking resistance was exhibited. Furthermore, the cutting resistance of Samples 1 to 5 was less than 990 N, indicating excellent machinability.
  • Sample 4 contains Ca, it showed a higher crack limit stress than Sample 2 having a similar chemical composition.
  • the chemical composition and / or formula (1) did not satisfy the chemical composition and formula (1) of the steel for induction hardening according to this embodiment, so that the resistance to quench cracking or machinability was low. Specifically, the S content of sample a was too high and the Ti content was too low. Furthermore, the sample a did not satisfy the formula (1). Therefore, the crack limit stress was 250 MPa or less. Furthermore, the crystal grain size was less than 5.5. This is probably because the Ti content was too low.
  • sample b The S content of sample b was too high and the Ti content was too low. Furthermore, the sample b did not satisfy the formula (1). Therefore, the crack limit stress was 250 MPa or less, and the crystal grain size was less than 5.5. In addition, sample b contained V. Therefore, cutting resistance was 990N or more.
  • sample c The S content of sample c was too high. Further, the sample c did not satisfy the formula (1). Therefore, the crack limit stress was 250 MPa or less. Furthermore, since the sample c contained V, the cutting resistance was 990 N or more.
  • the Ti content of sample e was too low. Furthermore, the sample e did not satisfy the formula (1). Therefore, the crack limit stress was 250 MPa or less, and the crystal grain size was less than 5.5.
  • the S content of sample f was too high. Further, the sample f did not satisfy the formula (1). Therefore, the crack limit stress was 250 MPa or less.
  • the chemical composition of the sample g was within the range of the chemical composition of the steel for induction hardening according to the present embodiment. However, sample g did not satisfy equation (1). Therefore, the crack limit stress was 250 MPa or less.
  • the N content of sample i was too low. Therefore, the crack limit stress was 250 MPa or less.
  • the crystal grain size of sample i was less than 5.5. This is probably because the N content was too low and sufficient TiN was not formed.
  • the steel for induction hardening according to the present embodiment can be widely used for steel materials to be induction hardened. Specifically, it can be used for engine parts of automobiles. In particular, it can be used for large crankshafts such as trucks.

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Abstract

　耐焼割れ性に優れた高周波焼入れ用鋼を提供する。本実施形態による高周波焼入れ用鋼は、質量％で、Ｃ：０．３５～０．６％、Ｓｉ：０．０１％以上０．４０％未満、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｓ：０．０１０％を超え０．０５％以下、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ａｌ：０．００１～０．０５％、Ｎ：Ｔｉ／３．４～０．０２％、Ｔｉ：０．００５～０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記の式（１）を満たす。　２Ｓ－３Ｔｉ＜０．０４０　（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。

Description

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
　本発明は、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に関する。
　クランクシャフト等のエンジン用部品には、高い耐摩耗性と高い疲労強度とが要求される。耐摩耗性及び疲労強度を高めるために、エンジン用部品に対して高周波焼入れが実施される場合がある。したがって、高周波焼入れ用鋼は、エンジン用部品に利用される。高周波焼入れ用鋼は、たとえば、特開２００９－４１０４６号公報、特開２０１０－１４４２２６号公報、特開平９－２３５６５４号公報に開示されている。
　高周波焼入れでは、残留応力に起因した焼割れが発生する場合がある。したがって、高周波焼入れ用鋼は、耐焼割れ性が求められる。
　高周波焼入れ用鋼の割れを抑制する技術は、特開平５－２５５４６号公報、特開２００４－７６０８６号公報及び特開２００５－２５６１３４号公報に提案されている。
　特開平５－２５５４６号公報には、焼割れを防止し、優れたねじり強さを有する部品の製造方法が記載されている。具体的には、高周波焼入れ―焼戻しによる有効硬化深さｔと部品半径ｒとの比ｔ／ｒを０．４～０．８とするとともに、断面平均硬さＨＶａを５５０以上とすること等が記載されている。
　特開２００４－７６０８６号公報には、幅広い成分組成であっても遅れ破壊特性を確実に向上できる高強度鋼部品が記載されている。具体的には、粒径０．１μｍ以下である微細ＴｉＣの含有量が０．０１％であり、前記微細ＴｉＣの含有量と全Ｔｉの含有量との比がＴｉＣ／Ｔｉ≧０．４であること等が記載されている。
　特開２００５－２５６１３４号公報には、高周波焼入れ又は低温焼戻しを行った後に研削を行っても研削割れを生じることがない、高周波焼入れ用鋼材及びこれを用いたクランク軸が記載されている。具体的には、圧延後縦断面における鋼中のＭｎＳの個数が３００個／ｍｍ２以下であって、かつ、示差式熱膨張試験における長手方向への収縮率が１５μｍ以下である高周波焼入れ用鋼等が記載されている。
　特開平５－２５５４６号公報には、焼割れを防止するために、高周波焼入れ―焼戻しによる有効硬化深さｔと部品半径ｒとの比ｔ／ｒを０．８以下にすることが記載されている。しかし、有効硬化層深さｔと部分半径ｒとの比を制限せずに、耐焼割れ性を改善できる方が好ましい。
　特開２００４－７６０８６号公報は、高温で焼戻しすることにより生成するＴｉＣの活用を前提としている。したがって、低温焼戻しされる一般的な高周波焼入れ部品には適用できない。
　特開２００５－２５６１３４号公報に記載された鋼材は、研削割れの改善を図ったものである。具体的には、高周波焼入れ―焼戻し後に、研削によって発生する熱を考慮し、その温度域での収縮率を低減している。研削割れと焼割れとは、異なる応力状態における破壊形態である。したがって、特開２００５－２５６１３４号公報に記載された鋼材が、優れた耐焼割れ性を有しているかは不明である。
　クランクシャフトのうち、トラック等に利用される大型のクランクシャフトでは、乗用車等の通常サイズのクランクシャフトと比較して、さらに高い耐摩耗性及び高い疲労強度が要求される。したがって、大型のクランクシャフトの焼入れ硬化層は、乗用車等の通常サイズのクランクシャフトと比較して深く形成される。焼入れ硬化層を深くするために、大型のクランクシャフトは、通常よりも高出力で、長時間加熱される。
　したがって、高周波焼入れ用鋼がこのような大型のクランクシャフトに利用される場合、高出力で、長時間加熱を行う高周波焼入れが実施されても、焼割れの発生が抑制される方が好ましい。
　本発明の目的は、耐焼割れ性に優れた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を提供することである。
　本発明の一実施の形態による高周波焼入れ用鋼は、質量％で、Ｃ：０．３５～０．６％、Ｓｉ：０．０１％以上０．４０％未満、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｓ：０．０１０％を超え０．０５％以下、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ａｌ：０．００１～０．０５％、Ｎ：Ｔｉ／３．４～０．０２％、Ｔｉ：０．００５～０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす。
　　２Ｓ－３Ｔｉ＜０．０４０　（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。
　上記の高周波焼入れ用鋼において、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００５％以下を含有しても良い。
　本発明の一実施の形態によるクランクシャフトは、上記の高周波焼入れ用鋼を高周波焼入れして製造される。
　本発明によれば、耐焼割れ性に優れた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が得られる。
図１は、本発明の実施形態で規定されるパラメータ２Ｓ－３Ｔｉの値と、本発明の実施形態で定義される割れ限界応力との関係を示すグラフである。 図２は、割れ限界応力測定の試験条件を示す模式図である。
　以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。以下、元素に関する％は質量％を意味する。
　本発明者らは、高周波焼入れ用鋼の耐焼割れ性を改善するために、調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは、以下の知見を得た。
　（Ａ）高周波焼入れ用鋼には、高い被削性が要求される。このような高周波焼入れ用鋼では、被削性を高めるために、硫黄（Ｓ）含有量が高い。Ｓは、ＭｎＳに代表される硫化物系介在物を形成して鋼の被削性を高める。しかしながら、硫化物系介在物は、母材（マトリクス）よりも軟らかい。そのため、硫化物系介在物は、焼割れの起点となりやすい。したがって、Ｓ含有量を低減した方が、耐焼割れ性が向上する。
　（Ｂ）上述のとおり、トラック用等の大型のクランクシャフトの焼入れ硬化層を深くするためには、高周波の出力を高くし、加熱時間を長くするのが好ましい。しかしながら、高周波の出力を高くし、加熱時間を長くすれば、クランクシャフトのうち熱容量の小さい部分で過加熱となり、結晶粒が粗大化する。結晶粒が粗大化すると、耐焼割れ性が低下する。
　結晶粒の粗大化を抑制するためには、チタン（Ｔｉ）が有効である。Ｔｉは窒化物及び／又は炭窒化物を形成し、ピン止め効果により結晶粒の粗大化を抑制する。Ｔｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物は、高温でも鋼中に残存する。そのため、高い高周波焼入れ温度でもピン止め効果が得られる。
　高周波焼入れ温度が低い場合、バナジウム（Ｖ）もＶＣを形成してピン止め効果を奏する。しかし、高周波焼入れ用鋼が過加熱となる場合、特に、高周波焼入れ温度が１０００℃以上となる場合、ＶＣは鋼中に固溶する。そのため、ＶＣによるピン止め効果は維持されない。一方、Ｔｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物は、高周波焼入れ温度が１０００℃以上になっても、鋼中に固溶せず、ピン止め効果を維持する。大型のクランクシャフトに利用される高周波焼入れ用鋼では、高周波焼入れ温度が高く、過加熱になりやすい。したがって、Ｔｉの方がＶよりもピン止め効果を維持しやすく、耐焼割れ性を高めるのに有効である。
　（Ｃ）上述のとおり、Ｔｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物は、ピン止め効果により結晶粒を微細化する。しかし、窒素（Ｎ）含有量がＴｉ含有量に対して不足すると、過剰なＴｉは炭素と結合してＴｉＣを形成する。ＴｉＣは、鋼の耐焼割れ性を低下する。したがって、Ｔｉと同数以上の物質量のＮが含有されていることが好ましい。具体的には、Ｎ含有量は、Ｔｉ／３．４以上であるのが好ましい。
　（Ｄ）さらに、Ｓ含有量とＴｉ含有量とが式（１）を満たすときに、耐焼割れ性が顕著に高まる。
　２Ｓ－３Ｔｉ＜０．０４０　（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。
　図１は、式（１）の左辺２Ｓ－３Ｔｉの値と、以下に定義する割れ限界応力との関係を示すグラフである。図１は以下の方法により得られた。
　種々の化学組成を有する鋼各５０ｋｇを、真空誘導加熱炉で溶製した。溶鋼から直径１００ｍｍのインゴットを製造した。各インゴットを１２５０℃に加熱した。加熱されたインゴットを熱間鍛造して直径６０ｍｍの丸棒を製造した。鍛造仕上げ温度は１０００℃であった。熱間鍛造後の丸棒を室温まで大気中で放冷した。
　放冷後の各丸棒の中心軸と表面との間の距離（つまり半径）Ｒの中間位置（Ｒ／２位置）から、試験片を採取した。試験片形状は１０．０ｍｍ×２．０ｍｍ×７５．０ｍｍであった。試験片の長手方向は、丸棒の長手方向と平行であった。
　各試験片に対して高周波焼入れを実施した。具体的には、試験片に対して、出力４０ｋＷ、周波数２００ｋＨｚで高周波加熱を実施した。焼入れ温度は１０００℃とした。加熱時間は約３０秒であった。加熱時間経過後、試験片を急冷した。
　図２に示すとおり、高周波焼入れされた試験片を４点で支持して、曲げ応力を付加した。試験片の上面の２つの支点間の距離ｓ１を１０ｍｍとし、下面の２つの支点間の距離ｓ２を６０ｍｍとした。試験片中央に歪ゲージを貼りつけて応力を測定し、所定の応力となるまで荷重した。曲げ応力が付加された試験片を０．３ｍｏｌ／リットルの塩酸水溶液に２４時間浸漬した。その後、試験片を塩酸水溶液から取出し、割れ発生の有無を確認した。
　複数水準の曲げ応力で試験を行い、割れが発生しなかった最大の曲げ応力を、割れ限界応力と定義した。得られた割れ限界応力と２Ｓ－３Ｔｉとに基づいて、図１を作成した。
　図１に示すように、２Ｓ－３Ｔｉの値が低いほど、割れ限界応力は増大する。特に、２Ｓ－３Ｔｉの値が０．０４０以下で、割れ限界応力は急激に増大する。一方、２Ｓ－３Ｔｉの値が０．０４０以上である場合、２Ｓ－３Ｔｉの値が低下しても、割れ限界応力はあまり増大しない。換言すれば、割れ限界応力は、変数２Ｓ－３Ｔｉに対する単調減少関数であり、２Ｓ－３Ｔｉの値が０．０４０付近において変曲点を有する。
　以上の知見に基づいて、本発明者らは、本実施の形態による高周波焼入れ用鋼を完成した。以下、本実施の形態による高周波焼入れ用鋼について詳述する。
　［化学組成］
　本実施の形態による高周波焼入れ用鋼は、以下の化学組成からなる。
　Ｃ：０．３５～０．６％
　炭素（Ｃ）は、高周波焼入れにより鋼の表層をマルテンサイト化し、表層の硬度を高める。一方、Ｃが過剰に含有されれば、鋼が過剰に硬化して鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．３５～０．６％である。好ましいＣ含有量の下限は、０．３５％よりも高い。好ましいＣ含有量の上限は、０．６％未満であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
　Ｓｉ：０．０１％以上０．４０％未満
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、フェライトを強化する。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上０．４０％未満である。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．０１％よりも高く、さらに好ましくは０．０５％以上である。好ましいＳｉ含有量の上限は、０．３０％以下である。
　Ｍｎ：１．０～２．０％
　マンガン（Ｍｎ）は、焼入れ性を高め、鋼の強度及び硬さを高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、焼入れ時にオーステナイトが残留しやすくなる。残留オーステナイトが存在すると、鋼の機械的性質が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、１．０～２．０％である。好ましいＭｎ含有量の下限は、１．０％よりも高く、さらに好ましくは１．２％以上である。好ましいＭｎ含有量の上限は、２．０％未満であり、さらに好ましくは１．７％以下である。
　Ｓ：０．０１０％を超え０．０５％以下
　硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳに代表される硫化物系介在物を形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓが過剰に含有されれば、粗大な硫化物系介在物が多数形成される。粗大な硫化物系介在物は、焼割れの起点となる。したがって、Ｓ含有量は、０．０１０％を超えて０．０５％以下である。好ましいＳ含有量の上限は、０．０５％未満である。
　Ｃｒ：０．０１～０．５％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の硬さを高める。Ｃｒはさらに、鋼の焼入れ性を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、ベイナイトが生成される。ベイナイトが生成されると、鋼被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０１～０．５％である。好ましいＣｒ含有量の下限は、０．０１％よりも高く、さらに好ましくは０．０５％以上である。好ましいＣｒ含有量の上限は、０．５％未満であり、さらに好ましくは０．３５％以下である。
　Ｔｉ：０．００５～０．０５％
　チタン（Ｔｉ）は、鋼を脱酸する。Ｔｉはさらに、Ｎと結合してＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物を生成する。Ｔｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物は、ピン止め効果により結晶粒を微細化する。結晶粒が微細化されれば、鋼の延性及び靭性が高まる。そのため、耐焼割れ性が高まる。一方、Ｔｉが過剰に含有されれば、粗大なＴｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物及びＴｉ炭化物が生成され、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は、０．００５～０．０５％である。好ましいＴｉ含有量の下限は、０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．００８％以上である。好ましいＴｉ含有量の上限は、０．０５％未満であり、さらに好ましくは０．０４％以下である。
　Ａｌ：０．００１～０．０５％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。一方、Ａｌが過剰に含有されれば、アルミナ系介在物が生成される。アルミナ系介在物は、鋼の被削性を低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．００１～０．０５％である。好ましいＡｌ含有量の下限は、０．００１％よりも高い。好ましいＡｌ含有量の上限は、０．０５％未満であり、さらに好ましくは０．０４％以下である。
　Ｎ：Ｔｉ／３．４～０．０２％
　窒素（Ｎ）は、Ｔｉと結合してＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物を生成する。上述のとおり、Ｔｉ窒化物及びＴｉ炭窒化物は、ピン止め効果により結晶粒を微細化し、鋼の耐焼割れ性を高める。窒素（Ｎ）含有量がＴｉ含有量に対して不足すると、過剰なＴｉは炭素と結合してＴｉＣを形成する。ＴｉＣは、鋼の被削性を低下する。したがって、Ｔｉと同数以上の物質量のＮが含有されていることが好ましい。一方、Ｎが過剰に含有されれば、鋼中にボイド等の欠陥が発生しやすくなる。したがって、Ｎ含有量は、Ｔｉ／３．４～０．０２％である。「Ｔｉ／３．４」中の「Ｔｉ」にはＴｉ含有量が代入される。３．４はＴｉとＮとの質量比である。好ましいＮ含有量の下限は、Ｔｉ／３．４よりも高い。好ましいＮ含有量の上限は、０．０２％未満である。
　本実施の形態による高周波焼入れ用鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。
　本実施の形態において、バナジウム（Ｖ）は不純物である。ＶはＣと結合してＶＣを形成する。ＶＣはピン止め効果を有する。しかしながら、高周波焼入れ温度が高くなる場合、ＶＣは鋼に固溶する。そのため、ＶＣによるピン止め効果が得られない。さらに、Ｖは、鋼の被削性を低下する。したがって、本実施形態による高周波焼入れ用鋼において、Ｖは不純物である。
　本実施の形態において、ボロン（Ｂ）は不純物である。ＢはＮと結合し、Ｂ窒化物を形成する。Ｂ窒化物は、鋼の冷間加工性を低下する。したがって、本実施形態による高周波焼入れ用鋼において、Ｂは不純物である。
　［式（１）について］
　本実施形態による高周波焼入れ用鋼の化学組成はさらに、下記の式（１）を満たす。
　２Ｓ－３Ｔｉ＜０．０４０　（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。
　図１に示すとおり、Ｓ含有量に対するＴｉ含有量の比率の増大に伴い、割れ限界応力は徐々に増大し、式（１）を満たすことにより顕著に増大する。したがって、鋼の耐焼き割れ性が高められる。
　［結晶粒度について］
　本実施形態による高周波焼入れ用鋼は、上述のＴｉ及びＮを含有する。そのため、結晶粒の粗大化は抑制され、優れた耐焼割れ性が得られる。高周波焼入れ用鋼の好ましい結晶粒度は５．５以上である。結晶粒度は次のとおり定義される。高周波焼入れ用鋼から試験片を採取する。採取された試験片の表面のうち任意の５視野を選択する。ＪＩＳＧ０５５１の結晶粒度標準図を用いて、選択された５視野でのオーステナイト結晶粒度を求める。各視野で求めたオーステナイト結晶粒度の５視野の平均値を、その試験片の結晶粒度と定義する。
　本実施の形態による高周波焼入れ用鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａを含有しても良い。
　Ｃａ：０．００５％以下
　カルシウム（Ｃａ）は、鋼を脱酸する。また、Ｃａは介在物を球状化する。介在物が球状化すれば、切欠き効果による応力集中が緩和される。そのため、鋼の耐焼割れ性が高まる。一方、Ｃａが過剰に含有されれば、粗大な介在物が形成され、鋼の耐焼割れ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５％以下である。好ましいＣａ含有量の上限は、０．００５％未満である。
　［製造方法］
　本実施の形態による高周波焼入れ用鋼、及び高周波焼入れ用鋼を用いたクランクシャフトの製造方法の一例を説明する。
　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、ビレット（鋼片）又は棒鋼にしてもよい。
　次に、鋳片、インゴット、ビレット又は棒鋼を熱間鍛造して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。中間品に対して、高周波焼入れを実施する。上述のとおり、本実施形態による高周波焼入れ用鋼は、大型のクランクシャフトに用いることができる。大型のクランクシャフトでは、焼入れ硬化層が深く形成される。たとえば、焼入れ硬化層の厚さは１ｍｍ以上である。大型のクランクシャフトでは、一般乗用車の通常サイズのクランクシャフトと比較して、焼入れ温度が９５０℃以上と高い。本実施形態による高周波焼入れ用鋼は、このような焼入れ条件（焼入れ温度）で高周波焼入れされても、焼割れが発生しにくい。
　高周波焼入れ後の中間品に対して、焼戻しを実施する。なお、焼戻しは省略されてもよい。中間品の表層（焼入れ硬化層）の好ましい硬度は、ビッカース硬さで６００ＨＶ以上である。
　高周波焼入れ（及び焼戻し）後の中間品を、機械加工により所定の形状に研削する。以上の工程により、クランクシャフトが製造される。
　種々の化学組成を有する高周波焼入れ用鋼を熱間鍛造して棒鋼を製造した。棒鋼を用いて切削抵抗を測定し、高周波焼入れ用鋼の被削性を評価した。棒鋼から試験片を採取し、試験片に高周波焼入れを実施した。試験片を用いて割れ限界応力、硬度及び結晶粒度を測定し、高周波焼入れ用鋼の耐焼割れ性、硬度及び被削性を評価した。
　［試験片作製］
　表１に示す化学組成を有する試料１～５及び試料ａ～ｉの鋼各５０ｋｇを、真空誘導加熱炉で溶製した。溶製された鋼から、直径１００ｍｍのインゴットを製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１中の各元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｖ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎ）には、各試料の化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が記載されている。各試料の化学組成の上記元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。表１中の「－」は、対応する元素の含有量が不純物レベルであることを示す。「Ｔｉ／３．４」欄には、Ｔｉ含有量を３．４で除した値が記載されている。「２Ｓ－３Ｔｉ」欄には、式（１）の左辺の値が記載されている。
　表１に示すように、試料１～５の鋼の化学組成は、本実施の形態による高周波焼入れ用鋼の化学組成の範囲内であり、かつ、式（１）を満たした。
　一方、試料ａ～ｉの鋼の化学組成は、本実施形態による高周波焼入れ用鋼の化学組成及び式（１）の少なくともいずれかを満たさなかった。表１中の数値の右横に記載された「＊」は、本実施形態による高周波焼入れ用鋼の規定範囲から外れていることを示している。
　各インゴットを１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造して直径６０ｍｍの丸棒を製造した。鍛造仕上げ温度は１０００℃であった。熱間鍛造後の丸棒を室温まで大気中で放冷した。
　各丸棒の中心軸と表面との間の距離Ｒの中間位置（Ｒ／２位置）から、試験片を採取した。試験片形状は１０．０ｍｍ×２．０ｍｍ×７５．０ｍｍであった。試験片長手方向は、丸棒の長手方向と平行であった。各試料の鋼から複数の試験片を作製した。
　各試験片に対して高周波焼入れを実施した。具体的には、試験片に対して、出力４０ｋＷ、周波数２００ｋＨｚで高周波加熱を実施した。焼入れ温度は１０００℃とした。加熱時間は約３０秒であった。加熱時間経過後、試験片を急冷した。
　以上のように製造された丸棒、及び試験片を用いて、切削抵抗、割れ限界応力、硬度及び結晶粒度を測定した。
　［切削抵抗］
　高周波焼入れ前の丸棒を用いて切削抵抗（Ｎ）を測定した。切削抵抗の測定には、多成分切削動力計を使用した。直径６ｍｍの超硬コーティングドリルを使用し、丸棒の軸方向と垂直に切削を行った。周速は６５ｍ／ｍｉｎ、送り速度は０．２２ｍｍ／ｒｅｖであった。
　［割れ限界応力］
　高周波焼入れされた試験片を用いて割れ限界応力（ＭＰａ）を求めた。具体的には、各試料の試験片に対して、図１を作成した場合と同じ条件の試験を実施した。
　［硬度］
　高周波焼入れされた試験片を用いて硬度を測定した。具体的には、試験片を長軸方向に対して垂直に切断した。切断面を鏡面研磨した。研磨後の切断面の表面から１ｍｍ、すなわち厚み２ｍｍの中心部の任意の３点でＪＩＳＺ２２４４に基づくビッカース硬度（ＨＶ）を測定した。試験力は９８Ｎであった。得られた３つのビッカース硬度の平均値を、各試験片の硬度（ＨＶ）と定義した。
　［結晶粒度］
　高周波焼入れされた試験片を中央部で長軸に対して垂直に切断した。切断面内において表面から１ｍｍ、すなわち厚み２ｍｍの中心部の任意の５視野を選択した。ＪＩＳＧ０５５１の結晶粒度標準図を用いて、選択された５視野でのオーステナイト結晶粒度を求めた。ピクリン酸飽和水溶液で腐食現出した旧オーステナイト粒界に囲まれた領域を１つのオーステナイト結晶粒と認定した。各視野で求めたオーステナイト結晶粒度の５視野の平均値を、その試験片の結晶粒度と定義した。
　［試験結果］
　試験結果を表２に示す。表２中の「割れ限界応力」欄には、割れ限界応力（ＭＰａ）を示す。割れ限界応力が２５０ＭＰａ以下のものに「＃」を付して示した。「硬度」欄には、硬度（ＨＶ）を示す。「結晶粒度」欄には、結晶粒度を示す。「切削抵抗」欄には、切削抵抗（Ｎ）を示す。切削抵抗が９９０Ｎ以上のものに「＃」を付して示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上述のとおり、各試料に対して高周波焼入れが実施された。そのため、表２に示すように、試料１～５及び試料ａ～ｉの硬度はいずれも６００ＨＶを超えた。
　試料１～５は、化学組成が本実施形態の範囲内であり、式（１）を満たした。そのため、割れ限界応力は２５０ＭＰａを超え、優れた耐焼割れ性が示された。さらに、試料１～５の結晶粒度は５．５以上であった。Ｔｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物により結晶粒の粗大化が抑制され、かつ、式（１）を満たしたために、優れた耐焼割れ性を示したと考えられる。さらに、試料１～５の切削抵抗は９９０Ｎ未満であり、優れた被削性が示された。
　試料４は、Ｃａを含有するため、近い化学組成を有する試料２と比較して、さらに高い割れ限界応力を示した。
　一方、試料ａ～ｈでは、化学組成及び／又は式（１）が本実施形態の高周波焼入れ用鋼の化学組成及び式（１）を満たさないため、耐焼割れ性又は被削性が低かった。具体的には、試料ａのＳ含有量は高すぎ、Ｔｉ含有量は低すぎた。さらに、試料ａは式（１）を満たさなかった。そのため、割れ限界応力が２５０ＭＰａ以下であった。さらに、結晶粒度は５．５未満であった。Ｔｉ含有量が低すぎたためと考えられる。
　試料ｂのＳ含有量は高すぎ、Ｔｉ含有量は低すぎた。さらに、試料ｂは式（１）を満たさなかった。そのため、割れ限界応力が２５０ＭＰａ以下であり、結晶粒度が５．５未満であった。さらに、試料ｂはＶを含有した。そのため、切削抵抗が９９０Ｎ以上であった。
　試料ｃのＳ含有量は高すぎた。さらに、試料ｃは式（１）を満たさなかった。そのため、割れ限界応力が２５０ＭＰａ以下であった。さらに、試料ｃはＶを含有したため、切削抵抗は９９０Ｎ以上であった。
　試料ｄのＳｉ含有量及びＳ含有量は高すぎた。さらに、試料ｄは式（１）を満たさなかった。そのため、割れ限界応力が２５０ＭＰａ以下であった。
　試料ｅのＴｉ含有量は低すぎた。さらに、試料ｅは式（１）を満たさなかった。そのため、割れ限界応力が２５０ＭＰａ以下であり、結晶粒度は５．５未満であった。
　試料ｆのＳ含有量は高すぎた。さらに、試料ｆは式（１）を満たさなかった。そのため、割れ限界応力が２５０ＭＰａ以下であった。
　試料ｇの化学組成は、本実施形態による高周波焼入れ用鋼の化学組成の範囲内であった。しかしながら、試料ｇは式（１）を満たさなかった。そのため、割れ限界応力が２５０ＭＰａ以下であった。
　試料ｈのＴｉ含有量は高すぎ、Ｎ含有量は低すぎた。そのため、切削抵抗が９９０Ｎ以上であった。ＴｉＣが形成されたためと考えられる。
　試料ｉのＮ含有量は低すぎた。そのため、割れ限界応力が２５０ＭＰａ以下であった。また、試料ｉの結晶粒度は、５．５未満であった。Ｎ含有量が低すぎ、十分なＴｉＮが形成されなかったためと考えられる。
　以上、本発明の実施の形態を説明したが、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。よって、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形して実施することが可能である。
　本実施形態による高周波焼入れ用鋼は、高周波焼入れされる鋼材に広く利用可能である。具体的には、自動車のエンジン部品等に利用可能である。特に、トラック等の大型のクランクシャフトに利用可能である。

Claims (3)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．３５～０．６％、Ｓｉ：０．０１％以上０．４０％未満、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｓ：０．０１０％を超え０．０５％以下、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ａｌ：０．００１～０．０５％、Ｎ：Ｔｉ／３．４～０．０２％、Ｔｉ：０．００５～０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記の式（１）を満たす、高周波焼入れ用鋼。
    　　２Ｓ－３Ｔｉ＜０．０４０　（１）
    　ここで、式（１）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 　前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００５％以下を含有する、請求項１に記載の高周波焼入れ用鋼。
  3. 　請求項１又は２に記載の高周波焼入れ用鋼を高周波焼入れして製造されるクランクシャフト。
     
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