WO2014027463A1 - 高周波焼入れ用鋼材 - Google Patents

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隼也 山本
根石　豊
秀貴 安倍
真志 東田
松本　斉
直樹 松井
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel material, and more particularly to a steel material for induction hardening.
  • Induction hardening can cure only the necessary parts. Moreover, when an induction hardening apparatus is arrange
  • inclusions non-metallic inclusions in steel (hereinafter also simply referred to as “inclusions”), particularly oxides and sulfides. Therefore, conventionally, the content of O (oxygen) and S (sulfur) in the steel is reduced by a steelmaking process to increase the rolling fatigue life.
  • the induction hardening steel used as a component material is required to further improve the rolling fatigue life.
  • Patent Document 1 JP-A-11-1749
  • the steel for induction hardening disclosed in Patent Document 1 is a linear or rod-shaped rolled steel material. And, in a longitudinal section passing through the axis of the rolled steel material, a virtual line that is parallel to the axis and separated from the axis by (1/4) ⁇ D (“D” represents the diameter of the rolled steel material) is taken as the center line.
  • the number of composite inclusions having an average particle diameter of 10 ⁇ m or more, which is made of an oxide and a sulfide, existing in a test area of 100 mm 2 is 20 or less.
  • the chemical composition of induction hardened steel of Patent Document 1 is, in mass%, C: more than 0.3% to 0.7% or less, Mn: 0.3 to 2.5%, Si: 2% or less (0 %), P: 0.03% or less (including 0%), S: 0.1% or less (including 0%), Al: 0.015 to 0.05%, and O: 0.002% (Including 0%) below, and if necessary, (a) at least one selected from the group consisting of a specific amount of Cu, Ni, Cr and Mo, (b) a specific amount of V, Nb And at least one selected from the group consisting of Ti and (c) at least one selected from the group consisting of specific amounts of Ca, Pb, Te, Bi and Zr, and (d) specific amounts of B and N It contains an element selected from at least one element group of the four element groups, and the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • Patent Document 1 describes the following matters. If the oxide-based and sulfide-based coarse composite inclusions having an average particle diameter of 10 ⁇ m or more are suppressed as much as possible, bending fatigue characteristics and rolling fatigue characteristics are improved. And in order to reduce a coarse composite inclusion, content of Al, S, and O is controlled to an appropriate range, and also the cooling rate of a slab, the heating conditions at the time of rolling, and rolling conditions are controlled.
  • the electric resistance welded steel pipe disclosed in Patent Document 2 is, in mass%, C: 0.15 to 0.55%, Si: 0.01 to 0.30%, M n: 0.5 to 1.5%, Ca: 0.0010 to 0.0030%, S: 0.0005 to 0.0050%, O: 0.0005 to 0.0050%. Further, the contents of Ca, O and S in the steel satisfy 0.10 ⁇ [Ca] (1-124 [O]) / 1.25 [S] ⁇ 2.50. Furthermore, the average particle diameter of Ca-based inclusions present in the base material and the ERW weld is 1.0 to 10 ⁇ m, and the density of Ca-based inclusions is 3 to 300 / mm 2 . Furthermore, the difference ⁇ Hv between the maximum hardness of the ERW weld and the average hardness of the base material is 100 to 500.
  • Patent Document 2 describes that by satisfying the above formula, the average particle diameter and distribution density of calcium-based oxides (CaO) and sulfides (CaS) are in an appropriate range, and fatigue characteristics are enhanced. Yes.
  • Patent Document 1 does not consider the composition control of oxides and sulfides at all. Therefore, even when the content of Al or O is small, coarse oxides may appear and an excellent rolling fatigue life may not be obtained.
  • Patent Document 2 originally relates to ERW steel pipes and does not consider rolling fatigue life. Moreover, the ERW steel pipe is not premised on performing hot forging and induction hardening. Furthermore, Patent Document 2 does not consider the composition control of oxides and sulfides.
  • An object of the present invention is to provide a steel material for induction hardening that exhibits excellent rolling fatigue life after induction hardening.
  • the steel for induction hardening according to the present embodiment is mass%, C: 0.4 to 0.6%, Si: 0.03 to 1.0%, Mn: 0.2 to 2.0%, P: 0.05% or less, S: less than 0.010%, Cr: 0.05 to 0.50%, Al: 0.01 to 0.10%, Ca: 0.0003 to 0.0030%, O: 0 .0030% or less, N: 0.003 to 0.030%, Cu: 0 to 1.0%, Ni: 0 to 3.0%, Mo: 0 to 0.15%, V: 0 to 0.30 %, Nb: 0 to 0.10%, B: 0 to 0.0030%, and Ti: 0 to 0.10%, and the balance is composed of Fe and impurities, and the formulas (1) and (2 ).
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbols in the formulas (1) and (2).
  • the steel for induction hardening according to the present embodiment has an excellent rolling fatigue life.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining the influence of the amount of Ca / O and S in steel on the formation of coarse oxides and dot-like oxides.
  • FIG. 2A is a plan view of a thrust type rolling fatigue test piece used in Examples.
  • FIG. 2B is a schematic diagram for explaining the induction hardening process for the test piece shown in FIG. 2A.
  • the mechanism of rolling fatigue is understood as follows. Repeated loads are applied to the inclusions present in the steel material, and the steel material cracks due to stress concentration. Thereafter, the crack gradually develops due to repeated loading, and finally a part of the steel material is peeled off.
  • the inventors of the present invention have examined the composition and form of inclusions in steel. As a result, the inventors obtained knowledge (A) to (D).
  • the sulfide composition can be controlled. Specifically, for example, Ca is added to molten steel to generate (Mn, Ca) S and CaS. Due to the formation of (Mn, Ca) S and CaS, the diameter of the sulfide is reduced and dispersed. Therefore, coarse sulfides that become a stress concentration source of rolling fatigue are reduced.
  • the oxide is a chemical composition mainly composed of Al 2 O 3, Al 2 O 3 principal oxides are aggregated and coalesced May exist as coarse inclusions. If a coarse Al 2 O 3 main oxide is formed, a good rolling fatigue life may not be obtained.
  • Al killed steel aluminum killed steel
  • Al 2 O 3 which is a deoxidation product reacts with Ca to form (Al , Ca) changes to O. Due to this change, the oxide in the molten steel is spheroidized. Therefore, aggregation and coarsening of the oxide are suppressed.
  • the present inventors investigated the influence of Ca content on the composition and morphology of oxides and sulfides in steel. As a result, the present inventor further obtained knowledge (E) and (F).
  • the composition of oxides in steel depends on the ratio of Ca content to Ca content (Ca / O) in steel.
  • Ca / O satisfies the formula (1), many (Al, Ca) O are generated in the steel, and the formation of coarse oxides (oxides mainly composed of Al 2 O 3 and / or CaO) is suppressed. Is done. 0.7 ⁇ Ca / O ⁇ 2.0 (1)
  • the steel materials for induction hardening of the present embodiment completed based on the above knowledge are as follows.
  • the steel for induction hardening according to the present embodiment is mass%, C: 0.4 to 0.6%, Si: 0.03 to 1.0%, Mn: 0.2 to 2.0%, P: 0 0.05% or less, S: less than 0.010%, Cr: 0.05 to 0.50%, Al: 0.01 to 0.10%, Ca: 0.0003 to 0.0030%, O: 0.0.
  • N 0.003 to 0.030%
  • Cu 0 to 1.0%
  • Ni 0 to 3.0%
  • Mo 0 to 0.15%
  • V 0 to 0.30%
  • Nb 0 to 0.10%
  • B 0 to 0.0030%
  • Ti 0 to 0.10%
  • the balance being Fe and impurities
  • the formulas (1) and (2) It has a chemical composition satisfying 0.7 ⁇ Ca / O ⁇ 2.0 (1) Ca / O ⁇ 1250S-5.8 (2)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbols in the formulas (1) and (2).
  • the chemical composition of the steel for induction hardening may contain C: 0.48 to 0.6%.
  • the chemical composition of the steel for induction hardening may contain C: 0.50 to 0.6%.
  • the chemical composition of the steel for induction hardening may include N: more than 0.0050% to 0.030%.
  • the chemical composition of the steel for induction hardening is selected from the group consisting of Cu: 0.05 to 1.0%, Ni: 0.05 to 3.0%, and Mo: 0.02 to 0.15%. 1 type (s) or 2 or more types may be contained.
  • the chemical composition of the steel for induction hardening may include one or two selected from the group consisting of V: 0.01 to 0.30% and Nb: 0.01 to 0.10%. Good.
  • the chemical composition of the steel for induction hardening may include B: 0.0005 to 0.0030% and Ti: 0.01 to 0.10%.
  • the steel for induction hardening according to this embodiment has good durability against breakage due to rolling fatigue even under the severe usage environment of rolling members in recent years. Therefore, the rolling fatigue life after induction hardening is excellent.
  • the steel material for induction hardening according to the present embodiment can be suitably used as a material for parts subjected to induction hardening such as “constant velocity joints” and “hub units” used as automobile parts.
  • the chemical composition of the steel for induction hardening according to the present embodiment contains the following elements.
  • Carbon (C) increases the hardness of the rolling part of the component after induction hardening. If the C content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, the hardness of the steel material becomes too high, and the forgeability of the steel material decreases. Furthermore, the tool life for cutting the steel material is reduced. If the C content is too high, the toughness of the induction-quenched portion may further decrease and the rolling fatigue life may decrease. Therefore, the C content is 0.4 to 0.6%.
  • the minimum with preferable C content is 0.42%, More preferably, it is 0.48%, More preferably, it is 0.50%.
  • the upper limit with preferable C content is 0.58%.
  • Si 0.03-1.0%
  • Silicon (Si) enhances the hardenability of the steel material and forms a hardened layer in the rolling part after induction hardening. If the Si content is too low, a cured layer having a sufficient depth cannot be formed. On the other hand, if the Si content is too high, the hardness of the steel material becomes too high and the forgeability of the steel material decreases. Furthermore, the tool life for cutting the steel material is reduced. Therefore, the Si content is 0.03 to 1.0%. The minimum with preferable Si content is 0.1%, More preferably, it is 0.12%. The upper limit with preferable Si content is 0.8%.
  • Mn 0.2 to 2.0%
  • Manganese (Mn) increases the hardenability of the steel material and increases the hardness of the rolling part after induction hardening. If the Mn content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the hardness of the steel material becomes too high and the forgeability of the steel material decreases. Furthermore, the tool life for cutting the steel material is reduced. Therefore, the Mn content is 0.2 to 2.0%.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.3%, More preferably, it is 0.5%.
  • the upper limit with preferable Mn content is 1.5%, More preferably, it is 1.0%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the grain boundaries and reduces the rolling fatigue life of the steel material. Therefore, the P content is preferably as low as possible. Therefore, the P content is 0.05% or less. P content is preferably 0.03% or less, more preferably 0.02% or less.
  • S Sulfur
  • S is an impurity. S forms coarse sulfides and reduces the rolling fatigue life of the steel material. Accordingly, the S content is preferably as low as possible. Therefore, the S content is less than 0.010%.
  • the preferable S content is 0.006% or less, and more preferably 0.002% or less. The S content further satisfies the formula (2).
  • Chromium (Cr) enhances the hardenability of the steel material and forms a hardened layer in the rolling part after induction hardening. If the Cr content is too low, a cured layer having a sufficient depth cannot be formed. On the other hand, if the Cr content is too high, the hardenability of the steel material is lowered in the case of induction heat treatment. Furthermore, the life of the tool for cutting the steel material is also reduced. Therefore, the Cr content is 0.05 to 0.50%. The minimum with preferable Cr content is 0.10%. The upper limit with preferable Cr content is 0.40%, More preferably, it is 0.30%.
  • Al 0.01 to 0.10%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. Further, Al combines with N to form AlN, and suppresses the coarsening of crystal grains in the quenched portion of the steel material. If the Al content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, the induction hardenability of the steel material decreases. Therefore, the Al content is 0.01 to 0.10%. A preferred lower limit of the Al content is 0.015%. The upper limit with preferable Al content is 0.08%, More preferably, it is 0.050%.
  • the Al content means the total Al content.
  • Ca 0.0003 to 0.0030% Calcium (Ca) forms an appropriate amount of (Al, Ca) O as an oxide. If (Al, Ca) O is formed, the interfacial energy between the matrix and the inclusions is reduced, and the cohesive strength of the oxide is reduced. Therefore, the coarsening of the oxide in steel is suppressed and the rolling fatigue life is increased. Ca further dissolves in the sulfide to form (Mn, Ca) S and CaS. (Mn, Ca) S and CaS are not easily stretched and are not easily coarsened. Since (Mn, Ca) S and CaS are further crystallized from MnS, these sulfide inclusions are more uniformly dispersed in the steel than MnS. Therefore, the rolling fatigue life is increased.
  • the Ca content is 0.0003 to 0.0030%.
  • a preferable lower limit of the Ca content is 0.0005%.
  • the upper limit with preferable Ca content is 0.0025%.
  • the Ca content further satisfies the expressions (1) and (2).
  • Oxygen (O) is an impurity. O forms a coarse oxide in the steel and reduces the rolling fatigue life of the steel material. Therefore, it is preferable that the O content is as low as possible.
  • the O content is 0.0030% or less.
  • a preferable O content is 0.0025% or less, and more preferably 0.0020% or less.
  • the O content further satisfies formulas (1) and (2).
  • N 0.003 to 0.030% Nitrogen (N) combines with Al in the steel to form AlN and suppresses the coarsening of crystal grains in the quenched portion of the steel material. If the N content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content is too high, coarse nitrides are generated, and the rolling fatigue life of the steel material is reduced. Therefore, the N content is 0.003 to 0.030%. The minimum with preferable N content is 0.0040%, More preferably, it exceeds 0.0050%.
  • the preferred lower limit of the N content is 0.005%.
  • the upper limit with preferable N content is less than 0.030%, More preferably, it is less than 0.010%, More preferably, it is 0.008%.
  • Ca / O is an index of the oxide composition in the steel after adding Ca.
  • Ca / O is less than 0.7, Al 2 O 3 does not completely change to (Al, Ca) O, and the specific Al oxide (coarse spinel mainly composed of Al 2 O 3 and / or dots Column-shaped Al 2 O 3 oxide group).
  • the specific Al oxide decreases the rolling fatigue life.
  • a specific Ca oxide (a high-melting-point coarse oxide and / or dot-line CaO oxide mainly composed of CaO) is formed.
  • the specific Ca oxide decreases the rolling fatigue life.
  • Ca reacts not only with O in steel but also with S in steel. Therefore, even if Ca / O satisfies the formula (1), the generation of the specific Al oxide may not be suppressed.
  • FIG. 1 is a diagram schematically showing the relationship between the aforementioned Ca / O and S content and the range satisfying the formulas (1) and (2).
  • the vertical axis in the figure is the ratio of Ca content to O content (Ca / O).
  • a horizontal axis is S content (mass%) in steel materials.
  • the hatched area A1 in FIG. 1 is surrounded by straight lines L100, L200, and L300.
  • (Al, Ca) O is generated, and the generation of characteristic Al oxide and specific Ca oxide is suppressed. Therefore, the rolling fatigue life of the steel material is increased.
  • the balance of the steel for induction hardening according to this embodiment is made of Fe and impurities.
  • the impurities are mixed from ore as a raw material, scrap, or a manufacturing environment when the steel material is industrially manufactured, and have an adverse effect on the induction hardening steel material of the present embodiment. It means what is allowed in the range.
  • the steel for induction hardening according to this embodiment may contain one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, and Mo. All of Cu, Ni and Mo further increase the hardness of the rolling part of the component after induction hardening.
  • Cu 0 to 1.0% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained.
  • Cu like C and Mn, increases the hardness of the rolling part of the component after induction hardening.
  • the Cu content is 0 to 1.0%.
  • the minimum with preferable Cu content for acquiring the said effect more stably is 0.05%, More preferably, it is 0.07%.
  • the upper limit with preferable Cu content is 0.5%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. When contained, Ni increases the hardness of the rolling part of the component after induction hardening, like C and Mn. However, if Ni content is too high, the fall of the fatigue strength of steel materials will fall. Therefore, the Ni content is 0 to 3.0%.
  • the preferable lower limit of the Ni content for obtaining the above effect more stably is 0.05%, and more preferably 0.07%.
  • the upper limit with preferable Ni content is 2.0%.
  • Mo 0 to 0.15%
  • Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. When contained, Mo increases the hardness of the rolling part of the component after induction hardening, like C and Mn. However, if the Mo content is too high, this effect is saturated and the manufacturing cost increases. Therefore, the Mo content is 0 to 0.15%.
  • the minimum with preferable Mo content for acquiring the said effect more stably is 0.02%, More preferably, it is 0.03%.
  • the upper limit with preferable Mo content is 0.12%.
  • the steel for induction hardening according to the present embodiment can contain one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, and Mo.
  • the upper limit of the total amount is 4.15%.
  • the steel for induction hardening of the present embodiment may further contain one or two selected from the group consisting of V and Nb.
  • V and Nb are optional elements.
  • the steel material is heated to a high temperature even for a short time.
  • V and Nb both suppress the coarsening of crystal grains in the quenched portion of the steel material.
  • V Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. When contained, V combines with N to form a nitride. The formed nitride suppresses the coarsening of crystal grains in the quenched portion of the steel material. V further combines with C to increase the strength of the steel material. However, if the V content is too high, the effect of suppressing the coarsening of the crystal grains in the quenched portion is saturated. Furthermore, the strength of the steel material becomes too high, and the machinability decreases. Therefore, the V content is 0 to 0.30%. The minimum with preferable V content for acquiring the said effect more stably is 0.01%, More preferably, it is 0.015%. The upper limit with preferable V content is 0.20%.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. When contained, Nb combines with N to form a nitride. The formed nitride suppresses the coarsening of crystal grains in the quenched portion of the steel material. Nb further combines with C to increase the strength of the steel material. However, if the Nb content is too high, the effect of suppressing the coarsening of crystal grains in the quenched portion is saturated. Furthermore, the strength of the steel material becomes too high, and the machinability decreases. Therefore, the Nb content is 0 to 0.10%. The minimum with preferable Nb content for acquiring the said effect more stably is 0.01%, More preferably, it is 0.012%. The upper limit with preferable Nb content is 0.08%.
  • the steel for induction hardening according to this embodiment can contain one or two selected from the group consisting of V and Nb.
  • the upper limit of the total amount when these elements are contained in combination is 0.40%.
  • the steel for induction hardening according to the present embodiment may further contain B and Ti.
  • B and Ti are optional elements.
  • B 0 to 0.0030%
  • B is an optional element and may not be contained.
  • B enhances the hardenability of the steel. Therefore, the depth of the hardened layer of the rolling part of the component after induction hardening can be further increased.
  • the B content is 0 to 0.0030%.
  • the minimum with preferable B content for obtaining the said effect more stably is 0.0005%, More preferably, it is 0.0007%.
  • the upper limit with preferable B content is 0.0020%.
  • Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained.
  • the solid solution B improves the hardenability of the steel material.
  • BN in which B is combined with N does not increase the hardenability of the steel material. Therefore, when B is contained, Ti also has a higher affinity with N than B and easily forms nitrides.
  • the Ti content is 0 to 0.10%.
  • the minimum with preferable Ti content for acquiring the said effect more stably is 0.01%, More preferably, it is 0.015%.
  • the upper limit with preferable Ti content is 0.05%.
  • a method for producing the above-described steel for induction hardening will be described.
  • a method for manufacturing a steel bar that is a steel material for induction hardening and a process for manufacturing a hot forged product using a steel material for induction hardening (a steel bar) will be described.
  • the hot forged product is, for example, a part used in automobiles, industrial machines, and the like, and more specifically, is a part such as a constant velocity joint or a hub unit.
  • a molten steel satisfying the above chemical composition and the formulas (1) and (2) is manufactured.
  • a deoxidation process is implemented with Al with respect to molten steel.
  • the Ca—Si alloy is contained in the molten steel to adjust the Ca content of the steel material.
  • Slabs are made by casting using the produced molten steel. You may make molten steel into an ingot (steel ingot) by the ingot-making method. A billet (steel piece) is manufactured by hot working a slab or an ingot. A billet is hot-worked to produce a steel bar. The hot working may be hot rolling or hot forging. The steel material for induction hardening is manufactured by the above manufacturing process.
  • the manufactured steel for induction hardening is hot forged.
  • a normalizing treatment is performed on the hot-forged steel for induction hardening as necessary.
  • the steel material for induction hardening that has been hot forged is machined into a predetermined shape.
  • a tempering treatment may be performed on the machined steel for induction hardening.
  • Induction hardening is performed on the steel for induction hardening that has undergone the above processes.
  • the steel for induction hardening according to the present embodiment has an excellent rolling fatigue life after induction hardening is performed.
  • each steel ingot was heated to a temperature in the temperature range of 1200 to 1300 ° C. according to the chemical composition. And the hot forging was implemented with respect to the heated steel ingot, and the round bar of diameter 80mm was manufactured. The finishing temperature during hot forging was 1000 ° C. or higher. The round bar after hot forging was allowed to cool to room temperature in the atmosphere.
  • each round bar was heated at 850 ° C. for 30 minutes and then allowed to cool to room temperature in the atmosphere.
  • FIG. 2A is a plan view of a test piece material (test material) 1 used in a rolling fatigue test.
  • a disk-shaped test material 1 having a diameter D1 of 60 mm and a thickness of 10 mm was produced from the center of each round bar.
  • the central axis of the test material 1 coincided with the central axis of the round bar.
  • the inner diameter D2 of the annular region 10 was 35 mm, and the outer diameter D3 was 45 mm.
  • Induction hardening was performed on the annular region 10 having a radius of 17.5 to 22.5 mm from the center of the surface of the test material 1.
  • the annular coil 2 formed in accordance with the shape of the annular region 10 was disposed immediately above the annular region 10.
  • High frequency heating was performed while rotating the test material 1 in the direction of the arrow in FIG. 2B.
  • the frequency during high-frequency heating was 30 kHz
  • the output was 100 kW
  • the heating time was 1.7 seconds.
  • the test material 1 after heating was water quenched. Tempering was performed on the test material 1 after quenching. Specifically, the test material 1 was heated at 150 ° C. for 1 hour and then allowed to cool in the air.
  • the surface opposite to the surface on which induction hardening was performed was ground. Furthermore, the surface subjected to induction hardening was mirror-finished to produce a rolling fatigue test piece having a thickness of 5.0 mm.
  • the rolling fatigue test was carried out with the mirror-finished surface of the surface of the rolling fatigue test piece being the test surface.
  • a Mori-type thrust type rolling fatigue tester was used for the rolling fatigue test. The test was performed under the conditions of a maximum contact surface pressure of 5230 MPa and a repetition rate of 1800 cpm (cycle per minute). The test part was an annular region having a radius of 19.25 mm from the center of the test surface. A SUJ2 tempered material specified in JIS G 4805 (2008) was used as a steel ball (counterball). In the rolling fatigue test, the number of stress repetitions until peeling was measured. Table 2 shows the detailed conditions of the rolling fatigue test.
  • Table 3 shows the resulting L 10 life in the above test.
  • the numerical value in the “L 10 life” column describes the L 10 life ( ⁇ 10 6 ) of each test number.
  • the chemical compositions of steels 1 to 18 with test numbers 1 to 18 were appropriate, and Ca / O satisfied the formulas (1) and (2). Therefore, the L 10 life was 5.34 ⁇ 10 6 or more, and an excellent rolling fatigue life was obtained.
  • test number 24 the O content of steel 24 was too high at 0.0041%. For this reason, a large amount of coarse oxide was easily generated, and the L 10 life was less than 5.0 ⁇ 10 6 (0.920 ⁇ 10 6 ).
  • the S content of steel 25 was too high at 0.0220%. Therefore, a large amount of coarse sulfide is easily generated, and a large amount of Ca and S easily forms CaS, so that the amount of Ca that reacts with Al 2 O 3 tends to be small. Therefore, the L 10 life was less than 5.0 ⁇ 10 6 (0.765 ⁇ 10 6 ).
  • the steel material for induction hardening according to the present embodiment has good durability against damage due to rolling fatigue and has an excellent rolling fatigue life even under the severe use environment of rolling members in recent years. For this reason, the steel for induction hardening according to the present embodiment is widely applicable to applications requiring excellent rolling fatigue life, and particularly induction hardening such as “constant velocity joints” and “hub units” used as automobile parts. Can be suitably used as a material of a rolling member on which the above is implemented.

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Abstract

　高周波焼入れ後に優れた転動疲労寿命を示す高周波焼入れ用鋼材を提供する。本実施形態の高周波焼入れ用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．４～０．６％、Ｓｉ：０．０３～１．０％、Ｍｎ：０．２～２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％未満、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００３～０．０３０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｎｉ：０～３．０％、Ｍｏ：０～０．１５％、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００３０％、及び、Ｔｉ：０～０．１０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する。　０．７≦Ｃａ／Ｏ≦２．０・・・（１）　Ｃａ／Ｏ≧１２５０Ｓ－５．８・・・（２）　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Description

高周波焼入れ用鋼材
　本発明は、鋼材に関し、さらに詳しくは、高周波焼入れ用鋼材に関する。
　自動車用部品の中でも、等速ジョイントやハブユニットといった部品には、高い面圧が繰返し作用する。したがって、これらの部品では、優れた転動疲労特性が要求される。これらの部品の素材には、主としてＪＩＳ　Ｇ　４０５１（２００９）に記載の「機械構造用炭素鋼鋼材」が用いられる。これらの部品のうち、転動疲労特性が要求される部位は、高周波焼入れ処理によって硬化される。
　高周波焼入れは、必要な部位のみを硬化することができる。また、高周波焼入れ装置が製造ライン上に配置される場合、いわゆるインラインで高周波焼入れを実施できる。そのため、バッチ式での表面処理を利用する場合と比較して、高周波焼入れを利用する場合、製造工程の自由度が高くなる。
　転動疲労特性は鋼中の非金属介在物（以下、単に「介在物」ともいう。）、特に、酸化物と硫化物とにより、低下することが知られている。そのため、従来は、製鋼プロセスによって鋼中のＯ（酸素）及びＳ（硫黄）の含有量を少なくして、転動疲労寿命を高めていた。
　近年、例えば、エンジンの高出力化や部品の軽量化の要求により、上記部品の使用環境がますます高面圧化、高温化している。そのため、部品の素材となる高周波焼入れ用鋼材は、さらなる転動疲労寿命の向上を求められている。
　しかしながら、単に鋼中の酸素（Ｏ）及び硫黄（Ｓ）の含有量を低減するだけでは良好な転動疲労寿命が得られにくい。そこで、鋼中の酸化物及び硫化物のサイズを小さくすることにより、転動疲労寿命を改善することを目的とした高周波焼入れ用鋼が特開平１１－１７４９号公報（特許文献１）に提案されている。
　特許文献１に開示された高周波焼入れ用鋼は、線状または棒状の圧延鋼材である。そして、圧延鋼材の軸心を通る縦断面において、軸心と平行で且つ軸心から（１／４）×Ｄ（「Ｄ」は圧延鋼材の直径を表す。）離れた仮想線を中心線として含む被検面積１００ｍｍ２中に存在する、酸化物系と硫化物系からなる平均粒径１０μｍ以上の複合介在物の個数が２０個以下である。特許文献１の高周波焼入れ鋼の化学組成は、質量％にて、Ｃ：０．３％を超えて０．７％以下、Ｍｎ：０．３～２．５％、Ｓｉ：２％以下（０％を含む）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｓ：０．１％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１５～０．０５％およびＯ：０．００２％以下（０％を含む）を含有し、必要に応じてさらに、（ａ）特定量のＣｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される少なくとも１種、（ｂ）特定量のＶ、ＮｂおよびＴｉよりなる群から選択される少なくとも１種、（ｃ）特定量のＣａ、Ｐｂ、Ｔｅ、ＢｉおよびＺｒよりなる群から選択される少なくとも１種、（ｄ）特定量のＢとＮ、の４元素群のうちの少なくとも１つの元素群から選ばれる元素を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。
　特許文献１では、次の事項が記載されている。平均粒径が１０μｍ以上の酸化物系及び硫化物系の粗大複合介在物を極力少なく抑えれば、曲げ疲労特性と転動疲労特性とが向上する。そして、粗大複合介在物を低減させるために、Ａｌ、Ｓ及びＯの含有量を適正範囲に制御して、さらに、鋳片の冷却速度、圧延時の加熱条件及び圧延条件を制御する。
　また、高周波焼入れ用鋼ではないが、Ｃａ系介在物の形態を制御することにより疲労特性を改善することを目的とした電縫鋼管が国際公開第２０１０／１１０４９０号（特許文献２）に開示されている。
　特許文献２に開示された電縫鋼管は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５５％、Ｓｉ：０．０１～０．３０％、Ｍ ｎ：０．５～１．５％、Ｃａ：０．００１０～０．００３０％、Ｓ：０．０００５～０．００５０％、Ｏ：０．０００５～０．００５０％を含有する。さらに、鋼中のＣａ、Ｏ及びＳの含有量が、０．１０≦［Ｃａ］（１－１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］≦２．５０を満足する。さらに、母材および電縫溶接部に存在するＣａ系介在物の平均粒径が１．０～１０μｍであり、Ｃａ系介在物の密度が３～３００個／ｍｍ２である。さらに、電縫溶接部の最高硬さと母材部の平均硬さとの差ΔＨｖが１００～５００である。
　特許文献２では、上述の式を満たすことにより、カルシウム系の酸化物（ＣａＯ）及び硫化物（ＣａＳ）の平均粒径及び分布密度が適正な範囲になり、疲労特性が高まる、と記載されている。
特開平１１－１７４９号公報 国際公開第２０１０／１１０４９０号
　しかしながら、特許文献１では、酸化物及び硫化物の組成制御については全く考慮されていない。そのため、ＡｌやＯの含有量が少ない場合でも、粗大な酸化物が出現し、優れた転動疲労寿命が得られない場合がある。
　特許文献２はそもそも、電縫鋼管に関するものであり、転動疲労寿命を考慮したものではない。また、電縫鋼管は、熱間鍛造及び高周波焼入れを実施することを前提としない。さらに、特許文献２でも、酸化物及び硫化物の組成制御については考慮されていない。
　本発明の目的は、高周波焼入れ後に優れた転動疲労寿命を示す高周波焼入れ用鋼材を提供することである。
　本実施の形態による高周波焼入れ用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．４～０．６％、Ｓｉ：０．０３～１．０％、Ｍｎ：０．２～２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％未満、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００３～０．０３０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｎｉ：０～３．０％、Ｍｏ：０～０．１５％、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００３０％、及び、Ｔｉ：０～０．１０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する。
　０．７≦Ｃａ／Ｏ≦２．０・・・（１）
　Ｃａ／Ｏ≧１２５０Ｓ－５．８・・・（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　本実施形態による高周波焼入れ用鋼材は、優れた転動疲労寿命を有する。
図１は、鋼中のＣａ／Ｏ及びＳ量が、粗大な酸化物及び点列状の酸化物の形成に及ぼす影響を説明するための図である。 図２Ａは、実施例で用いたスラスト型転動疲労試験片の平面図である。 図２Ｂは、図２Ａに示す試験片に対する高周波焼入れ処理を説明するための模式図である。
　一般に、転動疲労のメカニズムは、次のとおり理解されている。鋼材中に存在する介在物に繰返し荷重が加わり、応力集中によって鋼材に亀裂が生じる。その後、繰返し荷重によって亀裂が徐々に進展し、最終的に鋼材の一部が剥離する。
　本発明者らは、鋼中の介在物の組成と形態とに着目して検討を行った。その結果、本発明者らは、（Ａ）～（Ｄ）の知見を得た。
　（Ａ）硫化物の組成を制御することができる。具体的には、例えば、溶鋼中にＣａを添加して、（Ｍｎ、Ｃａ）Ｓ及びＣａＳを生成する。（Ｍｎ、Ｃａ）Ｓ及びＣａＳの生成により、硫化物の径が小さくなり、かつ分散する。そのため、転動疲労の応力集中源となる粗大な硫化物が低減する。
　（Ｂ）鋼中の酸素（Ｏ）の含有量を低減させた場合でも、酸化物がＡｌ2Ｏ3を主体とする化学組成である場合、Ａｌ２Ｏ３主体酸化物が凝集及び合体して粗大な介在物として存在する場合がある。粗大なＡｌ２Ｏ３主体酸化物が形成されれば、良好な転動疲労寿命が得られない可能性がある。
　（Ｃ）アルミキルド鋼（以下、「Ａｌキルド鋼」という。）の溶鋼にＣａを添加すれば、脱酸生成物であるＡｌ2Ｏ3はＣａと反応して、低融点組成酸化物の（Ａｌ、Ｃａ）Ｏに変化する。この変化により、溶鋼中の酸化物は球状化する。そのため、酸化物の凝集及び粗大化が抑制される。
　（Ｄ）上記（Ｃ）項の溶鋼中のＣａは、溶鋼中のＳ、及び、Ａｌキルド鋼の脱酸生成物であるＡｌ2Ｏ3と反応する。この２つの反応は競合する。そのため、溶鋼中のＳ含有量によって、Ａｌ2Ｏ3と反応可能なＣａの量は変化する。したがって、溶鋼中で酸化物の組成を適切に変化させて酸化物の粗大化を抑制するためには、鋼中のＣａ、Ｏ及びＳの含有量を適正な関係に制御する必要がある。
　本発明者らは、Ｃａ含有量が鋼中の酸化物及び硫化物の組成及び形態に及ぼす影響を調査した。その結果、本発明者はさらに、（Ｅ）および（Ｆ）の知見を得た。
　（Ｅ）鋼中の酸化物の組成（鋼中で生成される酸化物の種類）は、鋼中のＯ含有量に対するＣａ含有量の比（Ｃａ／Ｏ）に依存する。Ｃａ／Ｏが式（１）を満たす場合、鋼中において（Ａｌ、Ｃａ）Ｏが多数生成され、粗大な酸化物（Ａｌ２Ｏ３及び／又はＣａＯを主体とする酸化物）の形成が抑制される。
　０．７≦Ｃａ／Ｏ≦２．０・・・（１）
　（Ｆ）鋼中のＳ含有量が高すぎれば、ＣａはＯだけでなく、Ｓとも反応する。このため、鋼中のＳ含有量が高ければ、鋼中のＣａ含有量及びＯ含有量が式（１）を満たしても、粗大な酸化物が生じる場合がある。鋼中のＣａ含有量、Ｏ含有量及びＳ含有量が、式（１）及び次の式（２）を満たせば、粗大な酸化物及び／又は点列状の酸化物の生成が抑制される。
　Ｃａ／Ｏ≧１２５０Ｓ－５．８・・・（２）
　以上の知見に基づいて完成された本実施形態の高周波焼入れ用鋼材は、次のとおりである。
　本実施形態による高周波焼入れ用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．４～０．６％、Ｓｉ：０．０３～１．０％、Ｍｎ：０．２～２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％未満、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００３～０．０３０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｎｉ：０～３．０％、Ｍｏ：０～０．１５％、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００３０％、及び、Ｔｉ：０～０．１０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する。
　０．７≦Ｃａ／Ｏ≦２．０・・・（１）
　Ｃａ／Ｏ≧１２５０Ｓ－５．８・・・（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　上記高周波焼入れ用鋼材の化学組成は、Ｃ：０．４８～０．６％を含有してもよい。上記高周波焼入れ用鋼材の化学組成は、Ｃ：０．５０～０．６％を含有してもよい。
　上記高周波焼入れ用鋼材の化学組成は、Ｎ：０．００５０％超～０．０３０％を含有してもよい。
　上記高周波焼入れ用鋼材の化学組成は、Ｃｕ：０．０５～１．０％、Ｎｉ：０．０５～３．０％、及び、Ｍｏ：０．０２～０．１５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
　上記高周波焼入れ用鋼材の化学組成は、Ｖ：０．０１～０．３０％、及び、Ｎｂ：０．０１～０．１０％からなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。
　上記高周波焼入れ用鋼材の化学組成は、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、及び、Ｔｉ：０．０１～０．１０％を含有してもよい。
　本実施形態の高周波焼入れ用鋼材は、近年の転動部材の過酷な使用環境下においても、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有する。そのため、高周波焼入れ後の転動疲労寿命に優れる。本実施形態の高周波焼入れ用鋼材は、自動車部品として使用される「等速ジョイント」や「ハブユニット」といった高周波焼入れが実施される部品の素材として好適に用いることができる。
　以下、上述の高周波焼入れ用鋼材について詳しく説明する。各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
　本実施形態による高周波焼入れ用鋼材の化学組成は、以下の元素を含有する。
　Ｃ：０．４～０．６％
　炭素（Ｃ）は、高周波焼入れ後に部品の転動部の硬さを高める。Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼材の硬さが高くなりすぎ、鋼材の鍛造性が低下する。さらに、鋼材を切削する工具の寿命が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、高周波焼入れ部の靱性が低下し、転動疲労寿命が低下する場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．４～０．６％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．４２％であり、さらに好ましくは０．４８％であり、さらに好ましくは０．５０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．５８％である。
　Ｓｉ：０．０３～１．０％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼材の焼入れ性を高め、高周波焼入れ後に転動部に硬化層を形成する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、十分な深さの硬化層が形成されない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼材の硬さが高くなりすぎ、鋼材の鍛造性が低下する。さらに、鋼材を切削する工具の寿命が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０３～１．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．１２％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８％である。
　Ｍｎ：０．２～２．０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼材の焼入れ性を高め、高周波焼入れ後に転動部の硬さを高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼材の硬さが高くなりすぎ、鋼材の鍛造性が低下する。さらに、鋼材を切削する工具の寿命が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２～２．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％であり、さらに好ましくは０．５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．５％であり、さらに好ましくは１．０％である。
　Ｐ：０．０５％以下
　燐（Ｐ）は、不純物である。Ｐは、結晶粒界に偏析して鋼材の転動疲労寿命を低下する。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下である。好ましいＰ含有量は０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
　Ｓ：０．０１０％未満
　硫黄（Ｓ）は、不純物である。Ｓは、粗大な硫化物を形成して鋼材の転動疲労寿命を低下する。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０１０％未満である。好ましいＳ含有量は０．００６％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。Ｓ含有量はさらに、式（２）を満たす。
　Ｃｒ：０．０５～０．５０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高め、高周波焼入れ後に転動部に硬化層を形成する。Ｃｒ含有量が低すぎれば、十分な深さの硬化層が形成されない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、高周波熱処理の場合、鋼材の焼入れ性が低下する。さらに、鋼材を切削する工具の寿命も低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５～０．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ａｌ：０．０１～０．１０％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、鋼材の焼入れ部分の結晶粒の粗大化を抑制する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼材の高周波焼入れ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１～０．１０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
　本実施形態においてＡｌ含有量とは、全Ａｌの含有量を意味する。
　Ｃａ：０．０００３～０．００３０％
　カルシウム（Ｃａ）は、酸化物として、適量の（Ａｌ、Ｃａ）Ｏを形成する。（Ａｌ、Ｃａ）Ｏが形成されれば、マトリクスと介在物との間の界面エネルギが低下して酸化物の凝集力が低下する。そのため、鋼中の酸化物の粗大化が抑制され、転動疲労寿命が高まる。Ｃａはさらに、硫化物中に固溶して（Ｍｎ、Ｃａ）Ｓ及びＣａＳを形成する。（Ｍｎ、Ｃａ）Ｓ及びＣａＳは延伸されにくく、粗大化しにくい。（Ｍｎ、Ｃａ）Ｓ及びＣａＳはさらに、ＭｎＳとは異なる晶出形態であるため、これらの硫化物系介在物はＭｎＳよりも鋼中に均一に分散する。そのため、転動疲労寿命が高まる。Ｃａ含有量が低すぎれば上記効果は得られない。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、酸化物が粗大化して転動疲労寿命が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００３～０．００３０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００２５％である。Ｃａ含有量はさらに、式（１）及び式（２）を満たす。
　Ｏ：０．００３０％以下
　酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは、鋼中に粗大な酸化物を形成し、鋼材の転動疲労寿命を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｏ含有量は、０．００３０％以下である。好ましいＯ含有量は０．００２５％以下であり、さらに好ましくは０．００２０％以下である。Ｏ含有量はさらに式（１）及び式（２）を満たす。
　Ｎ：０．００３～０．０３０％
　窒素（Ｎ）は、鋼中のＡｌと結合してＡｌＮを形成して、鋼材の焼入れ部分の結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、粗大な窒化物が生成し、鋼材の転動疲労寿命が低下する。したがって、Ｎの含有量は０．００３～０．０３０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４０％であり、さらに好ましくは、０．００５０％を超える。
　焼入れ部の結晶粒の粗大化をさらに抑制するために任意元素であるＶ及び／又はＮｂを含有する場合、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
　高周波焼入れ時の焼入れ性をさらに高めるためにＢ及びＴｉを含有する場合、ＢがＮと結合するのを抑制できる方が好ましい。したがって、Ｂ及びＴｉを含有する場合、Ｎ含有量の好ましい上限は０．０３０％未満であり、さらに好ましくは０．０１０％未満であり、さらに好ましくは０．００８％である。
　［式（１）について］
　本実施形態の高周波焼入れ用鋼材の化学組成はさらに、Ｏ含有量に対するＣａ含有量の比（Ｃａ／Ｏ）が式（１）を満たす。
　０．７≦Ｃａ／Ｏ≦２．０・・・（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　Ｃａ／Ｏは、Ｃａを添加した後の鋼中の酸化物組成の指標である。Ｃａ／Ｏが０．７未満の場合、Ａｌ２Ｏ３は（Ａｌ、Ｃａ）Ｏに完全に変化せず、特定Ａｌ酸化物（Ａｌ２Ｏ３を主体とした粗大なスピネル状及び／又は点列状のＡｌ２Ｏ３の酸化物群）を形成する。特定Ａｌ酸化物は、転動疲労寿命を低下する。
　一方、Ｃａ／Ｏが２．０を上回るときは、特定Ｃａ酸化物（ＣａＯを主体とする高融点の粗大な酸化物及び／又は点列状のＣａＯの酸化物）が形成される。特定Ｃａ酸化物は、転動疲労寿命を低下する。
　Ｃａ／Ｏが式（１）を満たし、かつ、式（２）を満たす場合、鋼中において（Ａｌ、Ｃａ）Ｏが適量生成され、特定Ａｌ酸化物の及び特定Ｃａ酸化物の生成が低減される。
　［式（２）について］
　本実施形態の高周波焼入れ用鋼材の化学組成はさらに、Ｃａ／Ｏが式（２）を満たす。
　Ｃａ／Ｏ≧１２５０Ｓ－５．８・・・（２）
　ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　Ｃａは鋼中のＯだけでなく、鋼中のＳとも反応する。そのため、Ｃａ／Ｏが式（１）を満たしても、特定Ａｌ酸化物の生成が抑制されない場合がある。
　より具体的には、Ｃａ／Ｏが１２５０Ｓ－５．８よりも小さい場合、Ｓと結合するＣａ量が多くなり、（Ａｌ、Ｃａ）Ｏに使用されるＣａ量が不足する。そのため、特定Ａｌ酸化物が生成し、転動疲労寿命が低下する。
　Ｃａ／Ｏが式（１）を満たし、かつ、１２５０Ｓ－５．８以上であれば、Ｓと結合するＣａ量が抑えられ、適切な量のＣａを（Ａｌ、Ｃａ）Ｏの生成に利用できる。そのため、特定Ａｌ酸化物及び特定Ｃａ酸化物の生成を抑え、転動疲労寿命が高まる。
　図１は、上述のＣａ／ＯとＳ含有量と、式（１）及び式（２）を満たす範囲との関係を模式的に示す図である。図中の縦軸は、Ｃａ含有量のＯ含有量に対する比（Ｃａ／Ｏ）である。横軸は、鋼材中のＳ含有量（質量％）である。直線Ｌ１００は、Ｃａ／Ｏ＝２．０を示す。直線Ｌ２００は、Ｃａ／Ｏ＝０．７を示す。Ｌ３００は、一次関数Ｃａ／Ｏ＝１２５０Ｓ－５．８を示す。
　図１中でハッチングされた領域Ａ１は、直線Ｌ１００、Ｌ２００及びＬ３００で囲まれる。Ｃａ／Ｏ及びＳ含有量が領域Ａ１内である場合、（Ａｌ、Ｃａ）Ｏが生成され、特性Ａｌ酸化物及び特定Ｃａ酸化物の生成が抑制される。そのため、鋼材の転動疲労寿命が高くなる。
　本実施形態の高周波焼入れ用鋼材の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の高周波焼入用鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　［任意元素について］
　本実施形態の高周波焼入れ用鋼材は、Ｃｕ、Ｎｉ、及び、Ｍｏからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏはいずれも、高周波焼入れ後の部品の転動部の硬さをさらに高める。
　Ｃｕ：０～１．０％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは、Ｃ及びＭｎと同様に、高周波焼入れ後の部品の転動部の硬さを高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼材の疲労強度が低下し、熱間加工性も低下する。したがって、Ｃｕ含有量は、０～１．０％である。上記効果をより安定して得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．５％である。
　Ｎｉ：０～３．０％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＮｉはＣやＭｎと同様に、高周波焼入れ後の部品の転動部の硬さを高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、鋼材の疲労強度の低下が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は、０～３．０％である。上記効果をより安定して得るためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は２．０％である。
　Ｍｏ：０～０．１５％
　モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは、ＣやＭｎと同様に、高周波焼入れ後の部品の転動部の硬さを高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、この効果は飽和し、製造コストが高まる。したがって、Ｍｏ含有量は０～０．１５％である。上記効果をより安定して得られるためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１２％である。
　上記のとおり、本実施形態の高周波焼入れ用鋼材は、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏからなる群から選択される１種又は２種以上を含有できる。これらの元素が複合して含有される場合、その合計量の上限は、４．１５％である。
　本実施形態の高周波焼入れ用鋼材はさらに、Ｖ及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。Ｖ及びＮｂは任意元素である。高周波加熱処理において、鋼材は短時間といえども高温まで加熱される。Ｖ及びＮｂはいずれも、鋼材の焼入れ部分の結晶粒の粗大化を抑制する。
　Ｖ：０～０．３０％
　バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは、Ｎと結合して窒化物を形成する。形成された窒化物は、鋼材の焼入れ部分の結晶粒の粗大化を抑制する。Ｖはさらに、Ｃと結合して鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、焼入れ部分の結晶粒の粗大化を抑制する効果が飽和する。さらに、鋼材の強度が高くなりすぎて被削性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．３０％である。上記効果をより安定して得るためのＶ含有量の好ましい下限は、０．０１％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２０％である。
　Ｎｂ：０～０．１０％
　ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは、Ｎと結合して窒化物を形成する。形成された窒化物は、鋼材の焼入れ部分の結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎｂはさらに、Ｃと結合して鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、焼入れ部分の結晶粒の粗大化を抑制する効果が飽和する。さらに、鋼材の強度が高くなりすぎて被削性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１０％である。上記効果をより安定して得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８％である。
　上述のとおり、本実施形態の高周波焼入れ用鋼材は、Ｖ及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種を含有することができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量の上限は、０．４０％である。
　本実施形態の高周波焼入れ用鋼材はさらに、Ｂ及びＴｉを含有してもよい。Ｂ及びＴｉは任意元素である。
　Ｂ：０～０．００３０％
　ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有しなくてもよい。含有される場合、Ｂは、鋼の焼入れ性を高める。そのため、高周波焼入れ後の部品の転動部の硬化層の深さをさらに大きくすることができる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、その効果は飽和する。そのため、Ｂ含有量は０～０．００３０％である。上記効果をより安定して得るためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２０％である。
　Ｔｉ：０～０．１０％
　チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。固溶したＢは鋼材の焼入れ性を高める。しかしながら、ＢがＮと結合したＢＮは、鋼材の焼入れ性を高めない。したがって、Ｂを含有する場合、ＢよりもＮとの親和力が大きく窒化物を形成しやすいＴｉも含有する。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、粗大なＴｉＮが多数生成し、鋼材の転動疲労寿命が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．１０％である。上記効果をより安定して得るためのＴｉ含有量の好ましい下限は、０．０１％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０５％である。
　［製造方法］
　上述の高周波焼入れ用鋼材の製造方法を説明する。本実施の形態では、一例として、高周波焼入れ用鋼材である棒鋼の製造方法と、高周波焼入れ用鋼材（棒鋼）を用いた熱間鍛造品の製造工程とを説明する。熱間鍛造品は例えば、自動車及び産業機械等に利用される部品であり、より具体的には、例えば、等速ジョイントやハブユニットといった部品である。
　上述の化学組成と、式（１）及び式（２）とを満たす溶鋼を製造する。溶鋼を製造するとき、溶鋼に対してＡｌで脱酸処理を実施する。その後、Ｃａ－Ｓｉ合金を溶鋼に含有して、鋼材のＣａ含有量を調整する。
　製造された溶鋼を用いて、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）を製造する。ビレットを熱間加工して、棒鋼を製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。以上の製造工程により、高周波焼入れ用鋼材が製造される。
　製造された高周波焼入れ用鋼材は、熱間鍛造される。熱間鍛造された高周波焼入れ用鋼材に対して、必要に応じて焼準処理を実施する。さらに、必要に応じて、熱間鍛造された高周波焼入れ用鋼材に対して機械加工を実施し、所定の形状にする。機械加工された高周波焼入れ用鋼材に対して調質処理を実施してもよい。
　以上の工程を経た高周波焼入れ用鋼材に対して、高周波焼入れが実施される。本実施形態の高周波焼入れ用鋼材は、高周波焼入れが実施された後、優れた転動疲労寿命を有する。
　真空溶解炉を用いて、表１に示す化学組成を有する鋼１～３０の溶鋼を製造した。溶鋼を製造するとき、溶鋼に対してＡｌで脱酸処理を実施した。その後、Ｃａ－Ｓｉ合金を溶鋼に含有して鋼材のＣａ含有量を調整した。製造された溶鋼を用いて、１５０ｋｇ鋼塊を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１中の「Ｃａ／Ｏ」欄には、各鋼１～３０のＣａ含有量のＯ含有量に対する比が記載されている。「１２５０Ｓ－５．８」欄には、式（２）の右辺が開示されている。
　表１中の鋼１～１８の化学組成は、本実施形態の高周波焼入れ用鋼材の化学組成の範囲内であった。鋼１９～鋼３０の化学組成は、本実施形態の高周波焼入れ用鋼材の化学組成の範囲から外れていた。
　各鋼塊を一旦室温まで冷却した後、各鋼塊を化学組成に応じて１２００～１３００℃の温度域の温度に加熱した。そして、加熱された鋼塊に対して熱間鍛造を実施して、直径８０ｍｍの丸棒を製造した。熱間鍛造時の仕上げ温度はいずれも１０００℃以上であった。熱間鍛造後の丸棒は、大気中で常温まで放冷した。
　製造された各丸棒に対して、焼準処理を実施した。具体的には、各丸棒を、８５０℃で３０分加熱し、その後、大気中で常温まで放冷した。
　［転動疲労試験］
　以上の工程で得られた鋼１～３０の丸棒を用いて、次に示す転動疲労試験を実施した。
　図２Ａは転動疲労試験に利用した試験片の素材（試験素材）１の平面図である。図２Ａに示すとおり、各丸棒の中心部から、直径Ｄ１が６０ｍｍ、厚さ１０ｍｍの円盤状の試験素材１を作製した。試験素材１の中心軸は、丸棒の中心軸と一致した。試験素材１の表面のうち、環状領域１０の内径Ｄ２は３５ｍｍであり、外径Ｄ３は４５ｍｍであった。
　試験素材１の表面の中心からの半径が１７．５～２２．５ｍｍの環状領域１０に対して、高周波焼入れを実施した。図２Ｂに示すように、環状領域１０の形状に合わせて形成された円環状のコイル２を環状領域１０の真上に配置した。試験素材１を図２Ｂの矢印の方向に回転しながら、高周波加熱を実施した。高周波加熱時の周波数は３０ｋＨｚ、出力は１００ｋＷ、加熱時間は１．７秒であった。加熱後の試験素材１を水焼入れした。焼入れ後の試験素材１に対して、焼戻しを実施した。具体的には、試験素材１を１５０℃で１時間加熱し、その後、大気中で放冷した。
　さらに、焼戻し後の試験素材１において、高周波焼入れが実施された表面と反対側の表面を研削した。さらに、高周波焼入れが実施された表面を鏡面加工して、厚さ５．０ｍｍの転動疲労試験片を作製した。
　転動疲労試験片の表面のうち、鏡面加工した表面が試験面となるようにして、転動疲労試験を実施した。
　転動疲労試験は、森式スラスト型転動疲労試験機を用いた。最大接触面圧５２３０ＭＰａ、繰返し速度１８００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅ　ｐｅｒ　ｍｉｎｕｔｅ）の条件で試験を実施した。試験部は、試験面の中心から半径１９．２５ｍｍの環状領域とした。鋼球（相手玉）として、ＪＩＳ　Ｇ　４８０５　（２００８）に規定されたＳＵＪ２調質材を用いた。転動疲労試験では、剥離までの応力繰り返し数を測定した。表２に、転動疲労試験の詳細条件を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　転動疲労試験結果をワイブル分布確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ１０寿命を「転動疲労寿命」として評価した。Ｌ１０寿命が５．０×１０６以上を満足した場合、転動疲労寿命に優れると評価した。
　［試験結果］
　表３に、上記試験で得られたＬ１０寿命を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３中の「Ｌ１０寿命」欄の数値は、各試験番号のＬ１０寿命（×１０６）が記載されている。表１及び表３を参照して、試験番号１～１８の鋼１～１８の化学組成は適切であり、Ｃａ／Ｏが式（１）及び式（２）を満たした。そのため、Ｌ１０寿命は５．３４×１０６以上であり、優れた転動疲労寿命が得られた。
　一方、試験番号１９では、鋼１９のＣａ／Ｏが２．２５と高く、式（１）の上限を超えた。そのため、粗大な酸化物または点列状の酸化物が形成されやすくなり、Ｌ１０寿命が５．０×１０６未満（２．９３×１０６）であった。
　試験番号２０では、鋼２０のＣａ／Ｏが０．５２と低く、式（１）の下限未満であった。そのため、特定Ａｌ酸化物が生成しやすくなり、Ｌ１０寿命が５．０×１０６未満（１．２０×１０６）であった。
　試験番号２１では、鋼２１のＣａ／Ｏが０．７３であって、１２５０Ｓ－５．８が０．８３であるため、Ｃａ／Ｏが１２５０Ｓ－５．８よりも小さく、式（２）を満たさなかった。そのため、鋼中の酸化物が粗大化しやすくなり、Ｌ１０寿命は５．０×１０６未満（３．３６×１０６）であった。
　試験番号２２では、鋼２２のＣａ含有量が０．００３８％と高すぎた。そのため、粗大な酸化物及び／又は点列状の酸化物が形成されやすくなり、Ｌ１０寿命は５．０×１０６未満（１．４６×１０６）であった。
　試験番号２３では、鋼２３のＣａ含有量が０．０００１％と低すぎた。そのため、酸化物は高融点の凝集しやすいものとなり、その結果粗大化し、Ｌ１０寿命は５．０×１０６未満（１．３１×１０６）であった。
　試験番号２４では、鋼２４のＯ含有量が０．００４１％と高すぎた。そのため、粗大な酸化物が多く生成しやすくなり、Ｌ１０寿命は５．０×１０６未満（０．９２０×１０６）であった。
　試験番号２５では、鋼２５のＳ含有量が０．０２２０％と高すぎた。そのため、粗大な硫化物が多く生成しやすく、また、多くのＣａおよびＳがＣａＳを形成しやすいため、Ａｌ２Ｏ３と反応するＣａは少なくなりやすかった。そのため、Ｌ１０寿命は５．０×１０６未満（０．７６５×１０６）であった。
　試験番号２６では、鋼２６のＣｒ含有量が１．０３％と高すぎた。そのため、高周波焼入れ部が均一に硬化せず、Ｌ１０寿命は５．０×１０６未満（３．２５×１０６）であった。
　試験番号２７では、鋼２７のＣ含有量が０．７１％と高すぎた。そのため、高周波焼入れ部の靱性が低下し、Ｌ１０寿命は５．０×１０６未満（２．０２×１０６）であった。
　試験番号２８では、鋼２８のＣ含有量が０．２７％と低すぎた。そのため、高周波焼入れ部で十分な硬さが得られず、Ｌ１０寿命は５．０×１０６未満（１．１４×１０６）であった。
　試験番号２９では、高周波焼入れ後の転動部の硬さを高めるために鋼２９がＣｕ及びＮｉを含有したものの、Ｃａ／Ｏが２．７１と高く、式（１）の上限を超えた。そのため、粗大な酸化物または点列状の酸化物が形成されやすくなり、Ｌ１０寿命は５．０×１０６未満（２．２１×１０６）であった。
　試験番号３０では、焼入れ部の結晶粒の粗大化を抑える目的で鋼３０がＮｂを含有したものの、Ｃａ／Ｏが０．４６と低く、式（１）の下限未満であった。そのため、酸化物が粗大化しやすく、Ｌ１０寿命は５．０×１０６未満（１．３６×１０６）であった。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
　本実施形態の高周波焼入れ用鋼材は、近年の転動部材の過酷な使用環境下においても、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、優れた転動疲労寿命を有する。そのため、本実施形態の高周波焼入れ用鋼材は、優れた転動疲労寿命が求められる用途に広く適用可能であり、特に、自動車部品として使用される「等速ジョイント」や「ハブユニット」といった高周波焼入れが実施される転動部材の素材として好適に用いることができる。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．４～０．６％、
    　Ｓｉ：０．０３～１．０％、
    　Ｍｎ：０．２～２．０％、
    　Ｐ：０．０５％以下、
    　Ｓ：０．０１０％未満、
    　Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
    　Ａｌ：０．０１～０．１０％、
    　Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、
    　Ｏ：０．００３０％以下、
    　Ｎ：０．００３～０．０３０％、
    　Ｃｕ：０～１．０％、
    　Ｎｉ：０～３．０％、
    　Ｍｏ：０～０．１５％、
    　Ｖ：０～０．３０％、
    　Ｎｂ：０～０．１０％、
    　Ｂ：０～０．００３０％、及び、
    　Ｔｉ：０～０．１０％を含有し、
    　残部はＦｅおよび不純物からなり、
    　式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する、高周波焼入れ用鋼材。
    　０．７≦Ｃａ／Ｏ≦２．０・・・（１）
    　Ｃａ／Ｏ≧１２５０Ｓ－５．８・・・（２）
    　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 　請求項１に記載の高周波焼入れ用鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃ：０．４８～０．６％を含有する、高周波焼入れ用鋼材。
  3. 　請求項２に記載の高周波焼入れ用鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃ：０．５０～０．６％を含有する、高周波焼入れ用鋼材。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の高周波焼入れ用鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｎ：０．００５０％超～０．０３０％を含有する、高周波焼入れ用鋼材。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の高周波焼入れ用鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃｕ：０．０５～１．０％、
    　Ｎｉ：０．０５～３．０％、及び、
    　Ｍｏ：０．０２～０．１５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、高周波焼入れ用鋼材。
  6. 　請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の高周波焼入れ用鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｖ：０．０１～０．３０％、及び、
    　Ｎｂ：０．０１～０．１０％からなる群から選択される１種又は２種を含有する、高周波焼入れ用鋼材。
  7. 　請求項１～請求項６のいずれか１項に記載の高周波焼入れ用鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｂ：０．０００５～０．００３０％、及び、
    　Ｔｉ：０．０１～０．１０％を含有する、高周波焼入れ用鋼材。
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