JP4608979B2

JP4608979B2 - Steel materials with excellent fatigue characteristics and steel materials for induction hardening

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Publication number: JP4608979B2
Application number: JP2004210476A
Authority: JP
Inventors: 克美山田; 伸隆黒澤; 透林; 靖浩大森; 明博松崎; 高明豊岡
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2003-09-29
Filing date: 2004-07-16
Publication date: 2011-01-12
Anticipated expiration: 2024-07-16
Also published as: JP2005126818A

Description

本発明は、表面に高周波焼入れによる硬化層をそなえる、自動車ドライブシャフト、インプットシャフト、アウトプットシャフト、クランクシャフト、等速ジョイントおよびハブなどに適用して好適な鋼材と、該鋼材の素材となる高周波焼入れ用鋼素材に関するものである。 The present invention provides a steel material suitable for automobile drive shafts, input shafts, output shafts, crankshafts, constant velocity joints, hubs and the like having a hardened layer by induction hardening on the surface, and induction hardening used as a material for the steel materials. This is related to steel materials.

従来、自動車ドライブシャフトや等速ジョイントなどの機械構造用部品は、熱間圧延棒鋼に、熱間鍛造、さらには切削、冷間鍛造などを施して所定の形状に加工したのち、高周波焼入れ−焼戻しを行うことにより、機械構造用部材としての重要な特性であるねじり疲労強度、曲げ疲労強度、転動疲労強度およびすべり転動疲労強度等の疲労強度を確保しているのが一般的である。
他方、近年、環境問題から自動車用部材に対する軽量化の要求が高く、この観点から自動車用部材における疲労強度の一層の向上が要求されている。 Conventionally, machine structural parts such as automobile drive shafts and constant velocity joints are processed into a predetermined shape by hot forging, further cutting, cold forging, etc. on hot rolled steel bars, and then induction hardening and tempering. In general, fatigue strength such as torsional fatigue strength, bending fatigue strength, rolling fatigue strength, and sliding rolling fatigue strength, which are important characteristics as a machine structural member, is secured.
On the other hand, in recent years, there is a high demand for weight reduction of automobile members due to environmental problems, and further improvement in fatigue strength of automobile members is required from this viewpoint.

ここに、疲労強度を向上させるためには、例えば高周波焼入れによる焼入れ深さを増加させることが考えられる。しかしながら、焼入れ深さを増加してもある深さで疲労強度は飽和する。
また、疲労強度の向上には、粒界強度の向上も有効であり、この観点からTiCを分散させることによって旧オーステナイト粒径を微細化する技術が提案されている（例えば、特許文献１参照）。 Here, in order to improve fatigue strength, for example, it is conceivable to increase the quenching depth by induction quenching. However, even if the quenching depth is increased, the fatigue strength is saturated at a certain depth.
Further, improvement of the grain boundary strength is also effective for improving the fatigue strength. From this viewpoint, a technique for refining the prior austenite grain size by dispersing TiC has been proposed (for example, see Patent Document 1). .

上記特許文献１に記載された技術では、高周波焼入れ加熱時に微細なTiCを多量に分散させることで、旧オーステナイト粒径の微細化を図るものであり、焼入れ前にＴｉＣを溶体化しておく必要があり、熱間圧延工程で1100℃以上に加熱する工程を採用している。そのため、熱延時に加熱温度を高くする必要があり、生産性に劣るという問題があった。また、オーステナイト粒の粒微細化についても、限界があるため、近年の疲労強度に対する要求には十分に応えられないものであった。 In the technique described in Patent Document 1, fine TiC is dispersed in a large amount at the time of induction hardening, so that the prior austenite grain size is refined, and it is necessary to form a solution of TiC before quenching. There is a process of heating to 1100 ° C or higher in the hot rolling process. Therefore, there is a problem that it is necessary to increase the heating temperature during hot rolling, resulting in poor productivity. Further, since there is a limit to the refinement of austenite grains, the demand for fatigue strength in recent years cannot be sufficiently met.

さらに、特許文献２には、硬化層深さCDと高周波焼入れ軸部品の半径Rとの比（CD／R）を0.3〜0.7に制限した上で、このCＤ／Ｒと高周波焼入れ後の表面から1ｍｍまでのオーステナイト結晶粒径γｆ、高周波焼入れままの（CD／R）＝0.1までの平均ビッカース硬さHcで規定される値Aを、C量に応じて所定の範囲に制御することによって疲労強度を向上させた機械構造用軸部品が提案されている。
しかしながら、上記のCＤ／Ｒを制御したとしても回転曲げ疲労の向上には限界があり、近年の疲労強度に対する要求には十分に応えられないものであった。
特開2000−154819号公報（特許請求の範囲、段落〔０００８〕）特開平8−53714号公報（特許請求の範囲） Further, in Patent Document 2, the ratio (CD / R) between the hardened layer depth CD and the radius R of the induction-hardened shaft component is limited to 0.3 to 0.7, and from this CD / R and the surface after induction hardening. Fatigue strength by controlling the value A defined by the average Vickers hardness Hc of up to 1 mm austenite grain size γf and induction-hardened (CD / R) = 0.1 to a predetermined range according to the amount of C There has been proposed a shaft part for a mechanical structure with an improved design.
However, even if the above-mentioned CD / R is controlled, there is a limit to the improvement of rotational bending fatigue, and the recent demand for fatigue strength cannot be fully met.
JP 2000-154819 A (Claims, paragraph [0008]) JP-A-8-53714 (Claims)

本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであり、十分な疲労強度を有する鋼材を、その素材とともに提供することを目的とする。 The present invention has been developed in view of the above-described present situation, and an object thereof is to provide a steel material having sufficient fatigue strength together with the material.

さて、発明者らは、高周波焼入れ後の疲労強度を効果的に向上させるべく、鋭意検討を行った。
通常、疲労強度は材料の強度が上昇するにつれて上昇するが、特に焼き入れ部の硬さがHv500以上の高強度材では粒界破壊または非金属介在物を起点とした疲労破壊が支配的となり、材料の強度を上昇させても疲労強度が上昇しない。
そこで、焼入れ部の粒界強度の向上について検討を行い、以下の知見を得た。 The inventors have intensively studied to effectively improve the fatigue strength after induction hardening.
Normally, fatigue strength increases as the strength of the material increases, but especially in high-strength materials with a hardened portion hardness of Hv500 or higher, fatigue fracture starting from grain boundary fracture or non-metallic inclusions becomes dominant. Even if the material strength is increased, the fatigue strength does not increase.
Then, the improvement of the grain boundary strength of the quenching part was examined and the following knowledge was acquired.

（1）Moは、高周波焼入れ前にMo析出物として鋼中に析出し、このMo析出物が高周波焼き入れ時にオーステナイト粒界をピン止めする効果あるいは、固溶Moによるソリュートドラッグによる効果により、結果として硬化層の旧オーステナイト粒径を微細化するのに有効に寄与する。 (1) Mo precipitates in the steel as Mo precipitates before induction quenching, and this Mo precipitate results in the effect of pinning austenite grain boundaries during induction hardening or the effect of a solution drag by solid solution Mo. As an effective contribution to refine the prior austenite grain size of the hardened layer.

（2）高周波焼入れ条件（加熱温度および時間）を適正に制御することによって、硬化層粒径が顕著に微細化し、粒界強度が向上する。具体的には、加熱温度：800〜1000℃、より好ましくは800℃〜950℃で、加熱時間5秒以下とすることにより、旧オーステナイト粒径の微細化が可能である。 (2) By appropriately controlling the induction hardening conditions (heating temperature and time), the hardened layer particle size is remarkably reduced and the grain boundary strength is improved. Specifically, the prior austenite grain size can be refined by setting the heating temperature to 800 to 1000 ° C., more preferably 800 to 950 ° C., and the heating time to 5 seconds or less.

（3）高周波焼入れ前の組織を微細なベイナイトおよび／またはマルテンサイトを有するものとしておくことで、高周波焼入れの加熱時に、オーステナイト粒の核生成サイトが増加し、上記(2)との相乗効果で微細な旧オーステナイト粒の硬化層が得られる。 (3) By maintaining the structure before induction hardening with fine bainite and / or martensite, the number of nucleation sites of austenite grains increases during induction hardening, and this is a synergistic effect with (2) above. A hardened layer of fine prior austenite grains is obtained.

（4）上記のMoの作用を活用し、さらに高周波焼入れ条件の適正化を行って硬化層の旧オーステナイト粒を微細化、具体的には旧オーステナイト粒平均径：７μｍ以下とした場合には、硬化層の粒界強度の向上により回転曲げ疲労強度が向上するが、その場合には疲労破壊の起点が非金属介在物となる。そのため、さらなる回転曲げ疲労強度の向上には、非金属介在物の低減が有効となる。そして、非金属介在物を最大直径15μm以下に制御すれば、疲労破壊の起点が表面になり非常に高い疲労強度が得られる。 (4) Utilizing the above-mentioned action of Mo, further optimizing induction hardening conditions to refine the prior austenite grains of the hardened layer, specifically when the prior austenite grain average diameter: 7 μm or less, Rotational bending fatigue strength is improved by improving the grain boundary strength of the hardened layer. In this case, the starting point of fatigue fracture becomes a nonmetallic inclusion. Therefore, reduction of non-metallic inclusions is effective for further improving the rotational bending fatigue strength. If the non-metallic inclusions are controlled to a maximum diameter of 15 μm or less, the starting point of fatigue fracture becomes the surface, and a very high fatigue strength can be obtained.

本発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.3〜0.7mass%、
Si：0.30mass%以下、
Mn：0.2〜2.0mass%、
Al：0.005〜0.25mass%、
Ti：0.005〜0.1mass%、
Mo：0.05〜0.6mass%、
Ｂ：0.0003〜0.006mass%、
Ｓ：0.06mass%以下、
Ｐ：0.020mass%以下および
Ｏ：0.0030mass%以下
を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の成分組成であり、少なくとも一部表面に高周波焼入れによる硬化層を有する鋼材であって、該硬化層は、旧オーステナイト粒の平均粒径が７μm以下であり、かつ１μｍ³当たり500個以上の分散したMo系析出物を有し、該Mo系析出物の平均粒径が20nm以下であり、該Mo系析出物は主として（Mo,Ti） ₂ (C,N)であることを特徴とする疲労特性に優れた鋼材。 The present invention is based on the above findings.
That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. C: 0.3-0.7 mass%
Si: 0.30 mass% or less,
Mn: 0.2-2.0mass%,
Al: 0.005-0.25 mass%,
Ti: 0.005-0.1mass%,
Mo: 0.05-0.6mass%,
B : 0.0003 to 0.006 mass%,
S : 0.06 mass% or less,
P: 0.020 mass% or less and
O: 0.0030 mass% or less
The balance is a component composition of Fe and inevitable impurities, and at least part of the steel material has a hardened layer by induction hardening, and the hardened layer has an average grain size of prior austenite grains of 7 μm or less. and having a 1 [mu] m ³ 500 or more dispersed Mo-based precipitates per average particle size of the Mo-based precipitates Ri der less 20 nm, the Mo-based precipitates mainly (Mo, Ti) ₂ (C , N) steel material superior in fatigue characteristics characterized by der Rukoto.

２．前記１において、前記成分組成が、さらに、
Cr：2.5mass%以下、
Cu：1.0mass%以下、
Ni：3.5mass%以下、
Co：1.0mass%以下、
Nb：0.1mass%以下、
Ｖ：0.5mass%以下、
Ta：0.5mass%以下、
Hf：0.5mass%以下および
Sb：0.015mass%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする疲労特性に優れた鋼材。 2. In the above 1, the component composition further comprises:
Cr: 2.5 mass% or less,
Cu: 1.0 mass% or less,
Ni: 3.5 mass% or less,
Co: 1.0 mass% or less,
Nb: 0.1 mass% or less,
V: 0.5 mass% or less,
Ta: 0.5 mass% or less,
Hf: 0.5 mass% or less and
Sb: 0.015 mass% or less
A steel material excellent in fatigue characteristics, characterized by containing one or more selected from among them .

３．前記１または２において、前記成分組成が、さらに、
Ｗ：1.0mass%以下、
Ca：0.005mass%以下、
Mg：0.005mass%以下、
Te：0.1mass%以下、
Se：0.1mass％以下、
Bi：0.5mass%以下、
Pb：0.5mass%以下、
Zr：0.01mass%以下および
REM：0.1mass%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする疲労特性に優れた鋼材。 3. In 1 or 2, the component composition further comprises:
W: 1.0 mass% or less,
Ca: 0.005 mass% or less,
Mg: 0.005 mass% or less,
Te: 0.1 mass% or less,
Se: 0.1 mass% or less,
Bi: 0.5 mass% or less,
Pb: 0.5 mass% or less,
Zr: 0.01 mass% or less and
REM: 0.1 mass% or less
A steel material excellent in fatigue characteristics, characterized by containing one or more selected from among them .

４．前記１に記載の鋼材を製造するための高周波焼入れ用鋼素材であって、
Ｃ：0.3〜0.7mass%、
Si：0.30mass%以下、
Mn：0.2〜2.0mass%、
Al：0.005〜0.25mass%、
Ti：0.005〜0.1mass%、
Mo：0.05〜0.6mass%、
Ｂ：0.0003〜0.006mass%、
Ｓ：0.06mass%以下、
Ｐ：0.020mass%以下および
Ｏ：0.0030mass%以下
を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の成分組成であり、鋼組織がベイナイトおよび／またはマルテンサイトを有し、該ベイナイトおよびマルテンサイトのいずれか一方または両方の合計の組織分率が10体積％以上であり、さらに、鋼材中にMo系析出物が１μｍ³当たり500個以上分散してなり、該Mo系析出物の平均粒径が20nm以下であり、該Mo系析出物は主として（Mo,Ti）₂(C,N)であることを特徴とする高周波焼入れ用鋼素材。 4). A steel material for induction hardening for producing the steel material according to 1 above,
C: 0.3-0.7 mass%
Si: 0.30 mass% or less,
Mn: 0.2-2.0mass%,
Al: 0.005-0.25 mass%,
Ti: 0.005-0.1mass%,
Mo: 0.05-0.6mass%,
B: 0.0003 to 0.006 mass%,
S: 0.06 mass% or less,
P: 0.020 mass% or less and O: 0.0030 mass% or less, with the balance being the component composition of Fe and inevitable impurities, the steel structure having bainite and / or martensite, and either of the bainite and martensite The total structural fraction of one or both is 10% by volume or more, and more than 500 Mo-based precipitates are dispersed per 1 μm ^{3 in} the steel, and the average particle size of the Mo-based precipitates is 20 nm or less. A steel material for induction hardening, wherein the Mo-based precipitate is mainly (Mo, Ti) ₂ (C, N).

５．前記２に記載の鋼材を製造するための高周波焼入れ用鋼素材であって、
Ｃ：0.3〜0.7mass%、
Si：0.30mass%以下、
Mn：0.2〜2.0mass%、
Al：0.005〜0.25mass%、
Ti：0.005〜0.1mass%、
Mo：0.05〜0.6mass%、
Ｂ：0.0003〜0.006mass%、
Ｓ：0.06mass%以下、
Ｐ：0.020mass%以下および
Ｏ：0.0030mass%以下
を含み、さらに、
Cr：2.5mass%以下、
Cu：1.0mass%以下、
Ni：3.5mass%以下、
Co：1.0mass%以下、
Nb：0.1mass%以下、
Ｖ：0.5mass%以下、
Ta：0.5mass%以下、
Hf：0.5mass%以下および
Sb：0.015mass%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の成分組成であり、鋼組織がベイナイトおよび／またはマルテンサイトを有し、該ベイナイトおよびマルテンサイトのいずれか一方または両方の合計の組織分率が10体積％以上であり、さらに、鋼材中にMo系析出物が１μｍ ³ 当たり500個以上分散してなり、該Mo系析出物の平均粒径が20nm以下であり、該Mo系析出物は主として（Mo,Ti） ₂ (C,N)であることを特徴とする高周波焼入れ用鋼素材。 5. It is a steel material for induction hardening for producing the steel material according to 2,
C: 0.3-0.7 mass%
Si: 0.30 mass% or less,
Mn: 0.2-2.0mass%,
Al: 0.005-0.25 mass%,
Ti: 0.005-0.1mass%,
Mo: 0.05-0.6mass%,
B: 0.0003 to 0.006 mass%,
S: 0.06 mass% or less,
P: 0.020 mass% or less and
O: 0.0030 mass% or less
Including ,
Cr: 2.5 mass% or less,
Cu: 1.0 mass% or less,
Ni: 3.5 mass% or less,
Co: 1.0 mass% or less,
Nb: 0.1 mass% or less,
V: 0.5 mass% or less,
Ta: 0.5 mass% or less,
Hf: 0.5 mass% or less and
Sb: 0.015 mass% selected from among the following has one or containing two or more, the balance is the component composition of Fe and unavoidable impurities, the steel structure has a bainite and / or martensite, the bainite and The total structural fraction of either or both of martensite is 10% by volume or more, and more than 500 Mo-based precipitates are dispersed per 1 μm ^{3 in} the steel material. The average of the Mo-based precipitates A steel material for induction hardening , wherein the grain size is 20 nm or less, and the Mo-based precipitate is mainly (Mo, Ti) ₂ (C, N) .

６．前記３に記載の鋼材を製造するための高周波焼入れ用鋼素材であって、
Ｃ：0.3〜0.7mass%、
Si：0.30mass%以下、
Mn：0.2〜2.0mass%、
Al：0.005〜0.25mass%、
Ti：0.005〜0.1mass%、
Mo：0.05〜0.6mass%、
Ｂ：0.0003〜0.006mass%、
Ｓ：0.06mass%以下、
Ｐ：0.020mass%以下および
Ｏ：0.0030mass%以下
並びに、
Ｗ：1.0mass%以下、
Ca：0.005mass%以下、
Mg：0.005mass%以下、
Te：0.1mass%以下、
Se：0.1mass％以下、
Bi：0.5mass%以下、
Pb：0.5mass%以下、
Zr：0.01mass%以下および
REM：0.1mass%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含み、
あるいはさらに、
Cr：2.5mass%以下、
Cu：1.0mass%以下、
Ni：3.5mass%以下、
Co：1.0mass%以下、
Nb：0.1mass%以下、
Ｖ：0.5mass%以下、
Ta：0.5mass%以下、
Hf：0.5mass%以下および
Sb：0.015mass%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の成分組成であり、鋼組織がベイナイトおよび／またはマルテンサイトを有し、該ベイナイトおよびマルテンサイトのいずれか一方または両方の合計の組織分率が10体積％以上であり、さらに、鋼材中にMo系析出物が１μｍ ³ 当たり500個以上分散してなり、該Mo系析出物の平均粒径が20nm以下であり、該Mo系析出物は主として（Mo,Ti） ₂ (C,N)であることを特徴とする高周波焼入れ用鋼素材。 6). It is a steel material for induction hardening for producing the steel material according to 3 above,
C: 0.3-0.7 mass%
Si: 0.30 mass% or less,
Mn: 0.2-2.0mass%,
Al: 0.005-0.25 mass%,
Ti: 0.005-0.1mass%,
Mo: 0.05-0.6mass%,
B: 0.0003 to 0.006 mass%,
S: 0.06 mass% or less,
P: 0.020 mass% or less and
O: 0.0030 mass% or less
And
W: 1.0 mass% or less,
Ca: 0.005 mass% or less,
Mg: 0.005 mass% or less,
Te: 0.1 mass% or less,
Se: 0.1 mass% or less,
Bi: 0.5 mass% or less,
Pb: 0.5 mass% or less,
Zr: 0.01 mass% or less and
REM: Including one or more selected from 0.1 mass% or less ,
Or in addition,
Cr: 2.5 mass% or less,
Cu: 1.0 mass% or less,
Ni: 3.5 mass% or less,
Co: 1.0 mass% or less,
Nb: 0.1 mass% or less,
V: 0.5 mass% or less,
Ta: 0.5 mass% or less,
Hf: 0.5 mass% or less and
Sb: 0.015 mass% or less
1 or 2 or more types selected from among them, the balance is the component composition of Fe and inevitable impurities, the steel structure has bainite and / or martensite, either one of the bainite and martensite or The total structural fraction of both is 10% by volume or more, and more than 500 Mo-based precipitates are dispersed per 1 μm ^{3 in} the steel , and the average particle size of the Mo-based precipitates is 20 nm or less. The steel material for induction hardening , wherein the Mo-based precipitate is mainly (Mo, Ti) ₂ (C, N) .

かくして、本発明によれば、高周波焼入れ後には高い疲労強度を有する鋼材を安定して得ることができ、その結果、とりわけ自動車部材の軽量化の要求に対し偉効を奏する。 Thus, according to the present invention, it is possible to stably obtain a steel material having high fatigue strength after induction hardening, and as a result, it is particularly effective for the demand for weight reduction of automobile members.

以下、本発明を具体的に説明する。
発明者らは、Mo添加鋼においては、高周波焼入れによる硬化層の旧オーステナイト粒径が非常に微細となり、これにより疲労強度が格段に向上するとの知見を得た。そして、さらにMoによる旧オーステナイト粒径の微細化機構について検討を行った。発明者等の検討によれば、旧オーステナイト粒を微細化し疲労強度を向上させるために微細な析出物を高密度に分散させることが有効であると推定するに到った。 Hereinafter, the present invention will be specifically described.
The inventors have found that, in Mo-added steel, the prior austenite grain size of the hardened layer by induction hardening becomes very fine, which significantly improves the fatigue strength. Further, the mechanism of refinement of the prior austenite grain size by Mo was investigated. According to the study by the inventors, it has been estimated that it is effective to disperse fine precipitates at a high density in order to refine the prior austenite grains and improve the fatigue strength.

そこで、後述する実施例における表１の１鋼に従う成分組成の鋼素材を圧延後、850℃で80%、750℃で25％の鍛造を行い空冷(空冷時冷却速度0.8℃/s)した高周波焼入れ前の素材から、透過電子顕微鏡観察用の試料を採取し、微細析出物の状況について観察した。透過電子顕微鏡観察用の試料は、素材中央部より平板試料を採取し、過塩素酸―メタノール系の電解液を用いた電解研磨により薄膜化して準備した。観察領域が薄すぎると析出粒子の脱落頻度が高まり、厚すぎると析出粒子認識が困難になるため、観察領域の厚みを50〜100nmの範囲とした。ここで、試料厚みは電子エネルギー損失スペクトルから見積もった。図１に実際に得られた透過電子顕微鏡像の一例を示す。この視野の試料厚み約0.1μmを考慮すると、直径5〜10nm程度の微細な析出物が１μm³当たり約3000個の高密度で分散していることが判明した。 Therefore, after rolling a steel material having a composition according to one steel in Table 1 in the examples described later, forging at 80% at 850 ° C. and 25% at 750 ° C. and then air-cooling (cooling rate at air cooling 0.8 ° C./s) A sample for observation with a transmission electron microscope was taken from the material before quenching, and the state of fine precipitates was observed. A sample for observation with a transmission electron microscope was prepared by taking a flat plate sample from the center of the material and making it thin by electrolytic polishing using a perchloric acid-methanol electrolyte. If the observation region is too thin, the frequency of dropping of the precipitated particles increases, and if it is too thick, it becomes difficult to recognize the precipitated particles. Therefore, the thickness of the observation region is set in the range of 50 to 100 nm. Here, the sample thickness was estimated from the electron energy loss spectrum. FIG. 1 shows an example of a transmission electron microscope image actually obtained. Considering the sample thickness of about 0.1 μm in this field of view, it was found that fine precipitates having a diameter of about 5 to 10 nm were dispersed at a high density of about 3000 per 1 μm ³ .

さて、高周波焼入れ時、オーステナイトはベイナイトあるいはマルテンサイトの粒界、パケット境界、炭化物などから核生成し、粒成長する。上記した微細な析出物はオーステナイト粒界面が析出物に到達しその向こう側へ行くときに、風船(粒界面)を指(析出物)で押し込んだときのように粒界面の移動を抑制する。このような界面移動抑制をピンニングという。ピンニング力は全析出量が一定であれば、析出物が小さいほど大きく、また析出物径が一定であれば析出物の量が多いほど強くなる。 Now, during induction hardening, austenite nucleates from grain boundaries, packet boundaries, carbides, etc. of bainite or martensite and grows. The fine precipitates described above suppress the movement of the grain interface as when the balloon (grain interface) is pushed in with a finger (precipitate) when the austenite grain interface reaches the precipitate and goes to the other side. Such interface movement suppression is called pinning. If the total precipitation amount is constant, the pinning force becomes larger as the precipitate is smaller, and if the precipitate diameter is constant, the pinning force becomes stronger as the amount of the precipitate is larger.

本発明における高周波加熱時には、図１に示すような微細析出物によってピンニングが生じ、旧オーステナイト粒平均径の微細化がより促進されている（のではないか、）と推定される。さらに、図１に例示した微細析出物は、1000℃以下の高周波焼入れ処理後材においても存在することを確認しており、高温短時間熱処理に対して溶解しにくいことが重要と考えられる。 During the high frequency heating in the present invention, it is presumed that pinning occurs due to the fine precipitates as shown in FIG. 1, and the refinement of the prior austenite grain average diameter is promoted more (or not). Furthermore, it has been confirmed that the fine precipitates exemplified in FIG. 1 are also present in the material after induction hardening at 1000 ° C. or less, and it is considered important that the fine precipitates are not easily dissolved by high-temperature and short-time heat treatment.

次に発明者らは、高周波加熱処理における旧オーステナイト粒平均径に及ぼす析出分散状態の影響を見るため、Moの析出体積率を変動させたモデル鋼素材を準備し、前述した手法に基づき、旧オーステナイト粒平均径と１μm³当たりのMo系微細析出物数との関係を調査した。その結果、旧オーステナイト粒平均径制御に直接的に効果のある１μm³当たりの析出物数は析出物の体積率によって変動するものの、例えば、体積率が0.2〜0.4%程度の場合、旧オーステナイト粒平均径７μm以下を達成するには析出粒子の平均直径が20nm以下であり、析出物の個数を500個／μｍ³以上確保することが必要であることが分かった。 Next, the inventors prepared a model steel material in which the precipitation volume fraction of Mo was varied in order to see the influence of the precipitation dispersion state on the prior austenite grain average diameter in the high-frequency heat treatment. The relationship between the average austenite grain diameter and the number of Mo-based fine precipitates per 1 μm ³ was investigated. As a result, although the number of precipitates per 1 μm ^{3 that} is directly effective in controlling the average diameter of prior austenite grains varies depending on the volume fraction of the precipitates, for example, when the volume fraction is about 0.2 to 0.4%, the prior austenite grains In order to achieve an average diameter of 7 μm or less, it was found that the average diameter of the precipitated particles is 20 nm or less, and it is necessary to secure the number of precipitates of 500 / μm ³ or more.

さらに旧オーステナイト粒平均径５μm以下を達成するには、析出物の平均直径15nm以下としかつ個数を1200個／μｍ³以上確保すること、さらに好適には粒径3μm以下を達成するために、同平均直径12nm以下としかつ個数を2000個／μｍ³以上確保すること、が望ましいことがわかった。 Furthermore, in order to achieve the average prior austenite grain diameter of 5 μm or less, the average diameter of the precipitate should be 15 nm or less and the number should be 1200 / μm ³ or more, more preferably to achieve the grain size of 3 μm or less. It has been found that it is desirable that the average diameter is 12 nm or less and the number is secured 2000 / μm ³ or more.

図２に、析出物の析出状態を変化させた場合の、高周波焼入れ後の硬化層の旧オーステナイト粒平均径と、析出物直径との関係を調査した結果を示す。ここで、鋼材の成分組成、高周波焼入れ条件は、後述の表２中のNo.1と同一条件とした。 FIG. 2 shows the results of investigating the relationship between the average austenite grain diameter of the hardened layer after induction hardening and the precipitate diameter when the precipitation state of the precipitate is changed. Here, the component composition of the steel material and the induction hardening conditions were the same as No. 1 in Table 2 described later.

次いで、この析出物を母材から抽出して、残渣をＸ線回折法により同定したところ、主としてhcp型の(Mo,Ti)₂(C,N)であると推定された。さらに、透過電子顕微鏡に付属のEDX分析の結果から、MoとTiの原子比は約8：2であり、Moが主成分であることも判明した。なお、ここでいう析出物には完全な(Mo,Ti)₂(C,N)の化学量論組成から外れたものも含まれる。何れにしても、MoとTiを含んだ複合炭窒化物と考えられる。 Next, when this precipitate was extracted from the base material and the residue was identified by X-ray diffraction, it was presumed that it was mainly hcp type (Mo, Ti) ₂ (C, N). Furthermore, from the result of EDX analysis attached to the transmission electron microscope, the atomic ratio of Mo to Ti was about 8: 2, and it was also found that Mo is the main component. Note that the precipitates herein include those that deviate from the complete stoichiometric composition of (Mo, Ti) ₂ (C, N). In any case, it is considered as a composite carbonitride containing Mo and Ti.

この(Mo,Ti)₂(C,N)析出物はCuなどの析出物と異なり、比較的硬いことが知られており、粒界面通過を阻止する能力が高いと考えられる。また、成分構成比はMoがTiに対して圧倒的に多いことおよびMoが拡散しにくい元素であることを勘案すれば、このような(Mo,Ti)₂(C,N)は(Mo,Ti)₂(C,N)の析出温度である600から700℃程度の温度範囲に短時間保持しても、急速に大きくなるとは考えられない。従って、(Mo,Ti)₂(C,N)の析出量を増加し分布密度を高めるために、この温度範囲を短時間保持することにより、既に析出している(Mo,Ti)₂(C,N)の粗大化を最小限に抑制しつつ、新たな(Mo,Ti)₂(C,N)の析出を期待できる。 This (Mo, Ti) ₂ (C, N) precipitate is known to be relatively hard unlike precipitates such as Cu, and is considered to have a high ability to prevent passage through the grain interface. Also, considering that the component composition ratio is overwhelmingly higher than that of Ti and that Mo is an element that is difficult to diffuse, such (Mo, Ti) ₂ (C, N) is (Mo, Ti). Even if kept for a short time in the temperature range of 600 to 700 ° C., which is the deposition temperature of Ti) ₂ (C, N), it is not considered to increase rapidly. Therefore, in order to increase the amount of precipitation of (Mo, Ti) ₂ (C, N) and increase the distribution density, by keeping this temperature range for a short time, (Mo, Ti) ₂ (C , N) coarsening of (N) can be minimized, and precipitation of new (Mo, Ti) ₂ (C, N) can be expected.

さらに、本発明においては、ベイナイトおよびマルテンサイトのいずれか一方または両方の合計の組織分率は10体積％以上であることが好ましい。ベイナイトおよびマルテンサイトは、フェライト−パーライト組織に比べて炭化物が微細分散した組織であるため、高周波焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイトであるフェライト／炭化物の界面の面積が増えて、生成したオーステナイトが微細化する。このため、ベイナイトおよびマルテンサイトのいずれか一方または両方の組織分率は10体積％以上、好ましくは20体積％以上が必要である。ここで、700〜500℃の温度域の冷却速度が0.2℃／ｓ未満では、ベイナイトおよびマルテンサイトのいずれか一方または両方の組織分率が10体積％以上とすることができない。より好ましくは、冷却速度を0.5℃／ｓ以上とする。 Furthermore, in the present invention, the total structural fraction of either one or both of bainite and martensite is preferably 10% by volume or more. Since bainite and martensite are microstructures in which carbides are finely dispersed compared to ferrite-pearlite structure, the area of ferrite / carbide interface that is nucleation site of austenite increases during induction hardening and the austenite produced is fine. Turn into. For this reason, the structure fraction of one or both of bainite and martensite needs to be 10% by volume or more, preferably 20% by volume or more. Here, when the cooling rate in the temperature range of 700 to 500 ° C. is less than 0.2 ° C./s, the structure fraction of either one or both of bainite and martensite cannot be 10% by volume or more. More preferably, the cooling rate is 0.5 ° C./s or more.

なお、ベイナイトとマルテンサイトの体積分率の比はおおむねベイナイト：マルテンサイト=100：０〜40：60が好ましい。焼入れ前の組織は、高周波焼入れ後による硬化層のマルテンサイトの旧オーステナイト粒径微細化のためにはマルテンサイト組織が好適である。しかし、マルテンサイトは硬質であるため母相に多量に含まれると被削性が低下する。従って、ベイナイトとマルテンサイトの分率比はベイナイト：マルテンサイト=100：0〜40：60が好ましい。 The ratio of the volume fraction of bainite to martensite is preferably about bainite: martensite = 100: 0 to 40:60. The structure before quenching is preferably a martensite structure in order to refine the prior austenite grain size of the martensite in the hardened layer after induction quenching. However, since martensite is hard, if it is contained in a large amount in the matrix, machinability is lowered. Therefore, the fraction ratio between bainite and martensite is preferably bainite: martensite = 100: 0 to 40:60.

次に、上記のMo系析出物を有する鋼材の成分組成について説明する。
C：0.3〜0.7mass%
Cは、本発明におけるMo系析出物が(Mo,Ti)₂(C,N)が主であることを考慮すると、このMo系析出物を得る意味でも必要である。さらに、Cは焼入れ性への影響が最も大きい元素であり、焼入れによる硬化層の硬さを高くおよび深さを深めて強度の向上に有効に寄与する。しかしながら、含有量が0.3mass%に満たないと必要とされる強度を確保するために焼入れ硬化深さを飛躍的に高めねばならず、その際焼割れの発生が顕著となるため、0.3mass％以上で添加する。一方、0.7mass％を超えて含有させると、粒界強度が低下し、それに伴い疲労強度が低下し、また切削性、冷間鍛造性および耐焼割れ性も低下する。このため、Ｃは、0.3〜0.7mass％の範囲が好適である。 Next, the component composition of the steel material having the Mo-based precipitate will be described.
C: 0.3-0.7mass%
In consideration of the fact that the Mo-based precipitate in the present invention is mainly (Mo, Ti) ₂ (C, N), C is also necessary for obtaining this Mo-based precipitate. Furthermore, C is an element having the greatest influence on hardenability, and contributes effectively to improving strength by increasing the hardness and depth of the hardened layer by quenching. However, if the content is less than 0.3 mass%, the quench hardening depth must be dramatically increased in order to secure the required strength. Add above. On the other hand, when the content exceeds 0.7 mass%, the grain boundary strength is lowered, the fatigue strength is lowered accordingly, and the machinability, cold forgeability and fire cracking resistance are also lowered. For this reason, the range of 0.3-0.7 mass% is suitable for C.

Ti：0.005〜0.1mass%
Tiは、本発明におけるMo系析出物が(Mo,Ti)₂(C,N)が主であることを考慮すると、このMo系析出物を得る意味で添加されることが有効である。また、不可避的不純物として混入するNと結合することで、ＢがBNとなってＢの焼入れ性向上効果が消失するのを防止し、Ｂの焼入れ性向上効果を十分に発揮させる作用を有する。この効果を得るためには、少なくとも0.005mass%の含有を必要とするが、0.1mass%を超えて含有されるとTiNが多量に形成される結果、これが疲労破壊の起点となって回転曲げ疲労強度の著しい低下を招くので、Tiは0.005〜0.1mass%の範囲とすることが好ましい。 Ti: 0.005-0.1mass%
In consideration of the fact that the Mo-based precipitate in the present invention is mainly (Mo, Ti) ₂ (C, N), it is effective to add Ti in the sense of obtaining this Mo-based precipitate. Moreover, it combines with N mixed as an unavoidable impurity to prevent B from becoming BN and the effect of improving the hardenability of B is lost, and has the effect of fully exhibiting the effect of improving the hardenability of B. In order to obtain this effect, it is necessary to contain at least 0.005 mass%, but if it exceeds 0.1 mass%, a large amount of TiN is formed, which becomes the starting point of fatigue fracture and rotational bending fatigue. Since the strength is significantly lowered, Ti is preferably in the range of 0.005 to 0.1 mass%.

Mo：0.05〜0.6mass％
Moは、本発明において非常に重要な元素である。すなわち、Moは、焼入れ加熱時におけるオーステナイト粒径を微細化し、焼入れ硬化層の粒径を細粒化する作用がある。特にこの効果は、高周波焼入れ時の加熱温度を 800〜1000℃より好ましくは 800〜950 ℃とすることにより、一層顕著となる。さらに、焼入れ性の向上に有用な元素であるため、焼入れ性を調整するために用いられる。加えて、Moは、炭化物の生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を有効に阻止する元素でもある。 Mo: 0.05-0.6mass%
Mo is a very important element in the present invention. That is, Mo has the effect of refining the austenite grain size during quenching heating and reducing the grain size of the hardened hardening layer. In particular, this effect becomes more prominent by setting the heating temperature during induction hardening to 800 to 1000 ° C, more preferably 800 to 950 ° C. Furthermore, since it is an element useful for improving hardenability, it is used for adjusting hardenability. In addition, Mo is an element that suppresses the formation of carbides and effectively prevents a decrease in grain boundary strength due to carbides.

このように、Moは、本発明において非常に重要な元素であり、含有量が0.05mass％に満たないと、硬化層全厚にわたって旧オーステナイト粒径を７μm 以下の微細粒とすることが難しく、また旧オーステナイト粒径が微細となったとしても、Moを0.05mass％以上で添加した程の疲労強度の向上効果は得られない。一方、0.6mass％を超えると、被削性が劣化するため、上限は0.6mass％とした。さらに好ましくは 0.2〜0.4 mass％の範囲である。 Thus, Mo is a very important element in the present invention, and if the content is less than 0.05 mass%, it is difficult to make the prior austenite grain size as fine as 7 μm or less over the entire thickness of the hardened layer, Even if the prior austenite grain size becomes fine, the effect of improving the fatigue strength as much as adding Mo at 0.05 mass% or more cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.6 mass%, the machinability deteriorates, so the upper limit was made 0.6 mass%. More preferably, it is 0.2 to 0.4 mass%.

なお、発明者等の検討によれば、Moによる旧オーステナイト粒の微細化効果の可能性として、固溶原子による引き摺り効果（ソリュートドラッグ効果：Solute Drug Effect）や析出物によるピンニング効果等が考えられている。両効果あるいはその他の効果がそれぞれどの程度効いているかは、現時点では必ずしも明確ではないが、少なくともピンニング効果が発現する場合があることを確認している。詳細は前述のとおりである。 According to the study by the inventors, as the possibility of the refinement effect of the former austenite grains by Mo, there are a drag effect by a solid solution atom (Solute Drug Effect), a pinning effect by precipitates, and the like. ing. The extent to which both effects or other effects are effective is not necessarily clear at the present time, but at least it has been confirmed that a pinning effect may appear. Details are as described above.

その他の元素は、鋼組織を前述のとおり、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを有し、ベイナイトおよびマルテンサイトのいずれか一方または両方の合計の組織分率を10体積％以上とできれば、特に限定されない。 The other elements are not particularly limited as long as the steel structure has bainite and / or martensite as described above and the total structure fraction of either one or both of bainite and martensite can be 10% by volume or more.

さらに、本発明の鋼材の用途である、ドライブシャフト等の機械構造用部品として好適であるその他元素の含有量について以下に説明する。
Si：1.1mass%以下
Siは、焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイト数を増加させると共に、オーステナイトの粒成長を抑制し、焼入れ硬化層の粒径を微細化する作用を有する。また、炭化物生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制する作用も有する。このため疲労強度の向上に有効な元素である。しかしながら、Si量の増加に伴い被削性、鍛造性には不利となるため、これらの特性を確保するために、Siは1.1mass%以下が好ましい。さらに、好ましくは0.3mass%以下である。 Furthermore, the content of other elements that are suitable for machine structural parts such as drive shafts, which is an application of the steel material of the present invention, will be described below.
Si: 1.1 mass% or less
Si has the effect of increasing the number of nucleation sites of austenite during quenching heating, suppressing the grain growth of austenite, and reducing the grain size of the quenched hardened layer. Moreover, it has the effect | action which suppresses a carbide | carbonized_material production | generation and suppresses the fall of the grain boundary strength by a carbide | carbonized_material. For this reason, it is an element effective in improving fatigue strength. However, since the machinability and forgeability are disadvantageous as the amount of Si increases, Si is preferably 1.1 mass% or less in order to ensure these characteristics. Furthermore, it is preferably 0.3 mass% or less.

Mn：0.2〜2.0mass%
Mnは、焼入れ性を向上させ、焼入れ時の硬化深さを確保する上で不可欠の成分であり積極的に添加するが、含有量が0.2mass%未満ではその添加効果に乏しいため、0.2mass%以上含有させることが好ましい。さらに、好ましくは0.3mass%以上である。一方、Mn量が2.0mass%を超えると、焼入れ後の残留オーステナイトが増加し、かえって表面硬度が低下し、ひいては疲労強度の低下をまねくため、Mnは2.0mass%以下が好ましい。なお、Mnは含有量が多いと、母材の硬質化を招き、被削性に不利となるきらいがあるため、1.2mass%以下とするのが好適である。さらに好ましくは1.0mass%以下である。 Mn: 0.2 ~ 2.0mass%
Mn is an essential component for improving the hardenability and securing the hardening depth during quenching, and is actively added.However, if the content is less than 0.2 mass%, the addition effect is poor, so 0.2 mass% It is preferable to contain above. Furthermore, it is preferably 0.3 mass% or more. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 2.0 mass%, the retained austenite after quenching increases, and on the contrary, the surface hardness decreases, and consequently the fatigue strength decreases. Therefore, Mn is preferably 2.0 mass% or less. It should be noted that if the content of Mn is large, the base material is hardened, which may be disadvantageous in machinability. Therefore, it is preferable to set the content to 1.2 mass% or less. More preferably, it is 1.0 mass% or less.

Al：0.005〜0.25mass%
Alは、脱酸に有効な元素である。また、焼入れ加熱時におけるオーステナイト粒成長を抑制する作用も有し、焼入れ硬化層の粒径を微細化する上でも有用な元素である。そのため、0.005mass%以上含有させることが好ましい。しかしながら、0.25mass%を超えて含有させてもその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く不利が生じるので、0.25mass%以下とすることが好ましい。 Al: 0.005-0.25mass%
Al is an element effective for deoxidation. Moreover, it has the effect | action which suppresses the austenite grain growth at the time of quenching heating, and is an element useful also in refinement | miniaturizing the particle size of a hardening hardening layer. Therefore, it is preferable to contain 0.005 mass% or more. However, even if the content exceeds 0.25 mass%, the effect is saturated, and a disadvantage that causes an increase in the component cost is caused. Therefore, it is preferable to set the content to 0.25 mass% or less.

Ｂ：0.0003〜0.006mass%
Ｂは、微量の添加によって焼入れ性を向上させ、焼入れ時の焼入れ深さを高めることにより回転曲げ疲労強度を向上させる効果がある。さらにＢは、粒界に優先的に偏析して、粒界に偏析するＰの濃度を低減し、粒界強度を向上させ、もって回転曲げ疲労強度を向上させる作用もある。
このため、本発明では、Ｂを積極的に添加することが好ましい。含有量が0.0003mass%に満たないとその添加効果に乏しく、一方、0.006mass%を超えて含有させるとその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招くため、Ｂは0.0003〜0.006mass%の範囲が好ましい。さらに、好ましくは0.0005〜0.004mass%の範囲である。 B: 0.0003-0.006mass%
B has the effect of improving hardenability by adding a small amount and improving the rotational bending fatigue strength by increasing the quenching depth during quenching. Further, B preferentially segregates at the grain boundaries, reduces the concentration of P segregating at the grain boundaries, improves the grain boundary strength, and thus has the effect of improving the rotational bending fatigue strength.
For this reason, in this invention, it is preferable to add B actively. If the content is less than 0.0003 mass%, the effect of addition is poor. On the other hand, if the content exceeds 0.006 mass%, the effect is saturated, and rather the component cost increases, so B is 0.0003 to 0.006 mass%. A range is preferred. Furthermore, it is preferably in the range of 0.0005 to 0.004 mass%.

Ｓ：0.06mass%以下
Ｓは、鋼中でMnSを形成し、切削性を向上させる有用元素であるが、0.06mass%を超えて含有させると、粒界に偏析して粒界強度を低下させるため、0.06mass%以下とすることが好ましい。 S: 0.06 mass% or less S is a useful element that forms MnS in steel and improves the machinability, but if it exceeds 0.06 mass%, it segregates at the grain boundary and decreases the grain boundary strength. For this reason, it is preferably 0.06 mass% or less.

P：0.020mass%以下
Ｐは、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより、回転曲げ疲労強度を低下させる。また、焼割れを助長する弊害もある。従って、Ｐの含有は0.020mass%以下とすることが望ましい。 P: 0.020 mass% or less P segregates at the grain boundaries of austenite and lowers the grain boundary strength, thereby lowering the rotational bending fatigue strength. In addition, there is a harmful effect that promotes burning cracks. Therefore, the P content is desirably 0.020 mass% or less.

O：0.0030mass%以下
Oは、非金属介在物として鋼中に存在し、これが疲労破壊の起点となって回転曲げ疲労強度を低下させる作用を有する。本発明の鋼材では、後述するように硬化層の旧オーステナイト粒径を微細化し、硬化層の粒界強度を向上させて疲労強度を向上させている。しかしながら、硬化層の粒界強度が上昇すると、疲労破壊の起点が非金属介在物となる傾向にある。そこで、本発明ではO含有量を低減し、非金属介在物の粒径を微細化することで、疲労強度の向上をさせる。この意味で、Oの上限は0.0030mass%とすることが好ましい。なお、好ましいO量は0.0010mass%以下、さらに好ましいO含有量は0.0008mass%以下である。 O: 0.0030 mass% or less
O exists in steel as a non-metallic inclusion, and this acts as a starting point for fatigue fracture and has the effect of reducing the rotational bending fatigue strength. In the steel material of the present invention, as described later, the prior austenite grain size of the hardened layer is refined, the grain boundary strength of the hardened layer is improved, and the fatigue strength is improved. However, when the grain boundary strength of the hardened layer is increased, the starting point of fatigue fracture tends to be non-metallic inclusions. Therefore, in the present invention, the fatigue strength is improved by reducing the O content and reducing the particle size of the nonmetallic inclusions. In this sense, the upper limit of O is preferably 0.0030 mass%. A preferable O content is 0.0010 mass% or less, and a more preferable O content is 0.0008 mass% or less.

以上は、本発明で規定したMo系析出物および鋼組織を得るための、最適基本成分であるが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Cr：2.5mass%以下
Crは、焼入れ性の向上に有効であり、硬化深さを確保する上で有用な元素であるので添加してもよい。しかし、過度に含有されると炭化物を安定化させて残留炭化物の生成を助長し、粒界強度を低下させて疲労強度を劣化させる。従って、Crの含有は極力低減することが望ましいが、2.5mass%までは許容できる。好ましくは1.5mass%以下である。なお、焼入れ性の向上効果を得る発現させるためには、0.03mass％以上含有させることが好ましい。 The above are the optimum basic components for obtaining the Mo-based precipitate and the steel structure defined in the present invention. However, in the present invention, other elements described below can be appropriately contained.
Cr: 2.5 mass% or less
Cr is effective for improving the hardenability and is an element useful for securing the hardening depth, so it may be added. However, if contained excessively, the carbide is stabilized to promote the formation of residual carbide, and the grain boundary strength is lowered to deteriorate the fatigue strength. Therefore, it is desirable to reduce the Cr content as much as possible, but up to 2.5 mass% is acceptable. Preferably it is 1.5 mass% or less. In order to express the effect of improving hardenability, 0.03 mass% or more is preferably contained.

Cu：1.0mass%以下
Cuは、焼入れ性の向上に有効であり、またフェライト中に固溶し、この固溶強化によって、疲労強度を向上させる。また炭化物の生成を抑制することにより、炭化物による粒界強度の低下を抑制し、疲労強度を向上させる。しかしながら、含有量が1.0mass%を超えると熱間加工時に割れが発生するため、1.0mass%以下の添加とする。好ましくは0.5mass%以下である。なお、0.03mass%未満の添加では焼入れ性の向上効果および粒界強度の低下抑制効果が小さいので、0.03mass%以上含有させることが望ましい。好ましくは0.1〜1.0mass%である。 Cu: 1.0 mass% or less
Cu is effective in improving the hardenability, and also dissolves in ferrite, and this solid solution strengthening improves fatigue strength. Further, by suppressing the formation of carbides, the decrease in grain boundary strength due to carbides is suppressed, and the fatigue strength is improved. However, if the content exceeds 1.0 mass%, cracking occurs during hot working, so 1.0 mass% or less is added. Preferably it is 0.5 mass% or less. In addition, since the effect of improving the hardenability and the effect of suppressing the decrease in grain boundary strength are small when added in an amount of less than 0.03 mass%, it is desirable to add 0.03 mass% or more. Preferably it is 0.1-1.0 mass%.

Ni：3.5mass%以下
Niは、焼入れ性を向上させる元素であるので、焼入れ性を調整する場合に用いる。また、炭化物の生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制して、疲労強度を向上させる元素でもある。しかしながら、Niは極めて高価な元素であり、3.5mass%を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するので、3.5mass%以下の添加とする。なお、0.05mass%未満の添加では焼入れ性の向上効果および粒界強度の低下抑制効果が小さいので、0.05mass%以上含有させることが望ましい。好ましくは0.1〜1.0mass%である。 Ni: 3.5 mass% or less
Since Ni is an element that improves hardenability, Ni is used when adjusting hardenability. Moreover, it is an element which suppresses the production | generation of a carbide | carbonized_material and suppresses the fall of the grain boundary strength by a carbide | carbonized_material, and improves fatigue strength. However, Ni is an extremely expensive element, and adding more than 3.5 mass% increases the cost of the steel material, so the addition is made 3.5 mass% or less. In addition, since the effect of improving the hardenability and the effect of suppressing the decrease in grain boundary strength are small when added at less than 0.05 mass%, it is desirable to add 0.05 mass% or more. Preferably it is 0.1-1.0 mass%.

Co：1.0mass%以下
Coは、炭化物の生成を抑制して、炭化物による粒界強度の低下を抑制し、疲労強度を向上させる元素である。しかしながら、Coは極めて高価な元素であり、1.0mass%を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するので、1.0mass%以下の添加とする。なお、0.01mass%未満の添加では、粒界強度の低下抑制効果が小さいので、0.01mass%以上添加することが望ましい。好ましくは0.02〜0.5mass%である。 Co: 1.0 mass% or less
Co is an element that suppresses the formation of carbides, suppresses a decrease in grain boundary strength due to carbides, and improves fatigue strength. However, Co is an extremely expensive element, and the addition of more than 1.0 mass% increases the cost of the steel material, so the addition is made 1.0 mass% or less. In addition, since addition of less than 0.01 mass% has a small effect of suppressing the decrease in grain boundary strength, it is desirable to add 0.01 mass% or more. Preferably it is 0.02-0.5 mass%.

Nb：0.1mass%以下
Nbは、焼入れ性の向上効果があるだけでなく、鋼中でC，Nと結合し析出強化元素として作用する。また、焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素でもあり、これらの効果によって疲労強度を向上させる。しかしながら、0.1mass%を超えて含有させても効果は飽和するので、0.1mass%を上限とする。なお、0.005mass%未満の添加では、析出強化作用および焼もどし軟化抵抗性の向上効果が小さいため、0.005mass%以上添加することが望ましい。好ましくは0.01〜0.05mass%である。 Nb: 0.1 mass% or less
Nb not only has an effect of improving hardenability, but also combines with C and N in steel and acts as a precipitation strengthening element. It is also an element that improves tempering and softening resistance, and these effects improve fatigue strength. However, even if the content exceeds 0.1 mass%, the effect is saturated, so 0.1 mass% is the upper limit. It should be noted that the addition of less than 0.005 mass% is preferable because the precipitation strengthening action and the effect of improving the temper softening resistance are small. Preferably it is 0.01-0.05 mass%.

V：0.5mass%以下
Vは、鋼中でC，Nと結合し析出強化元素として作用する。また、焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素でもあり、これらの効果によって疲労強度を向上させる。しかしながら、0.5mass%を超えて含有させてもその効果は飽和するので、0.5mass%以下とする。なお、0.01mass%未満の添加では、疲労強度の向上効果が小さいので、0.01mass%以上添加することが望ましい。好ましくは0.03〜0.3mass%である。 V: 0.5 mass% or less
V combines with C and N in steel and acts as a precipitation strengthening element. It is also an element that improves tempering and softening resistance, and these effects improve fatigue strength. However, since the effect is saturated even if it contains exceeding 0.5 mass%, it shall be 0.5 mass% or less. In addition, since addition of less than 0.01 mass% has a small effect of improving fatigue strength, it is desirable to add 0.01 mass% or more. Preferably it is 0.03-0.3 mass%.

Ta：0.5mass%以下
Taは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化を防止する効果があるので、添加してもよい。しかし、その含有量が0.5mass%を超えて含有量を増加させても、それ以上強度向上に寄与しないので、0.5mass%以下とする。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、0.02mass%以上とすることが好ましい。 Ta: 0.5 mass% or less
Ta is effective for delaying the microstructure change, and has an effect of preventing deterioration of fatigue strength, particularly rolling fatigue, so it may be added. However, even if the content exceeds 0.5 mass% and the content is increased, it does not contribute to further improvement in strength, so the content is made 0.5 mass% or less. In addition, in order to express the improvement effect of fatigue strength, it is preferable to set it as 0.02 mass% or more.

Hf：0.5mass%以下
Hfは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化防止する効果があるので、添加してもよい。しかし、その含有量が0.5mass%を超えて含有量を増加させても、それ以上強度向上に寄与しないので、0.5mass%以下とする。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、0.02mass%以上とすることが好ましい。
Sb：0.015mass%以下 Hf: 0.5 mass% or less
Hf is effective for delaying the change in microstructure, and has an effect of preventing deterioration of fatigue strength, particularly rolling fatigue, so it may be added. However, even if the content exceeds 0.5 mass% and the content is increased, it does not contribute to further improvement in strength, so the content is made 0.5 mass% or less. In addition, in order to express the improvement effect of fatigue strength, it is preferable to set it as 0.02 mass% or more.
Sb: 0.015 mass% or less

Sbは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化防止する効果があるので、添加してもよい。しかし、その含有量が0.015mass%を超えて含有量を増加させると靭性が劣化するので、0.015mass%以下、好ましくは0.010mass%以下とする。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、0.005mass%以上とすることが好ましい。 Sb is effective for delaying the microstructure change, and has an effect of preventing deterioration of fatigue strength, particularly rolling fatigue, and therefore may be added. However, if the content exceeds 0.015 mass% and the content is increased, the toughness deteriorates, so 0.015 mass% or less, preferably 0.010 mass% or less. In addition, in order to express the improvement effect of fatigue strength, it is preferable to set it as 0.005 mass% or more.

W：1.0mass%以下
Wは、脆化作用により被削性を向上させる元素である。しかしながら、1.0mass%を超えて添加しても、効果が飽和する上、コストが上昇し、経済的に不利となるため、1.0mass%以下で含有させることが好ましい。なお、被削性の改善のためには、Wは0.005mass%以上含有させることが好ましい。 W: 1.0 mass% or less
W is an element that improves machinability by an embrittlement effect. However, even if added in excess of 1.0 mass%, the effect is saturated, the cost increases, and it is economically disadvantageous. Therefore, it is preferably contained at 1.0 mass% or less. In order to improve machinability, W is preferably contained in an amount of 0.005 mass% or more.

Ca：0.005mass%以下
Caは、MnSと共に硫化物を形成し、これがチップブレーカーとして作用することにより被削性を改善するので必要に応じて添加することができる。しかしながら、0.005mass%を超えて含有させても、効果が飽和する上、成分コストの上昇を招くので、0.005mass%以下とした。なお、0.0001mass%未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、0.0001mass%以上含有させることが好ましい。 Ca: 0.005 mass% or less
Ca forms a sulfide together with MnS, and this improves the machinability by acting as a chip breaker, so it can be added as necessary. However, even if the content exceeds 0.005 mass%, the effect is saturated and the component cost is increased, so the content is set to 0.005 mass% or less. In addition, if it is less than 0.0001 mass%, even if it is contained, the machinability improving effect is small, so 0.0001 mass% or more is preferably contained.

Mg：0.005mass%以下
Mgは、脱酸元素であるだけでなく、応力集中源となって被削性を改善する効果があるので、必要に応じて添加することができる。しかしながら、過剰に添加すると効果が飽和する上、成分コストが上昇するため、0.005mass%以下とした。なお、0.0001mass%未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、0.0001mass%以上含有させることが好ましい。 Mg: 0.005 mass% or less
Mg is not only a deoxidizing element but also serves as a stress concentration source and has an effect of improving machinability, and can be added as necessary. However, if added excessively, the effect is saturated and the component cost increases, so the content was made 0.005 mass% or less. In addition, if it is less than 0.0001 mass%, even if it is contained, the machinability improving effect is small, so 0.0001 mass% or more is preferably contained.

Te：0.1mass%以下
Se：0.1mass%以下
SeおよびTeはそれぞれ、Mnと結合してMnSeおよびMnTeを形成し、これがチップブレーカーとして作用することにより被削性を改善する。しかしながら、含有量が0.1 mass％を超えると、効果が飽和する上、成分コストの上昇を招くので、いずれも0.1 mass％以下で含有させるものとした。また、被削性の改善のためには、Seの場合は 0.003mass％以上およびTeの場合は 0.003mass％以上で含有させることが好ましい。 Te: 0.1 mass% or less
Se: 0.1 mass% or less
Se and Te combine with Mn to form MnSe and MnTe, respectively, which act as a chip breaker to improve machinability. However, if the content exceeds 0.1 mass%, the effect is saturated and the component cost is increased, so that the content is 0.1 mass% or less. In order to improve machinability, it is preferable to contain 0.003 mass% or more in the case of Se and 0.003 mass% or more in the case of Te.

Bi：0.5mass%以下
Biは、切削時の溶融、潤滑および脆化作用により、被削性を向上させるので、この目的で添加することができる。しかしながら、0.5mass%を超えて添加しても効果が飽和するばかりか、成分コストが上昇するため、0.5mass%以下とした。なお、0.01mass%未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、0.01mass%以上含有させることが好ましい。 Bi: 0.5 mass% or less
Bi improves machinability by melting, lubrication and embrittlement during cutting, and can be added for this purpose. However, even if added over 0.5 mass%, not only the effect is saturated, but also the component cost increases, so the content was made 0.5 mass% or less. In addition, if it is less than 0.01 mass%, even if it is contained, the machinability improving effect is small, so 0.01 mass% or more is preferably contained.

Pb：0.5mass%以下
Pbは、切削時の溶融、潤滑および脆化作用により、被削性を向上させるので、この目的で添加することができる。しかしながら、0.5mass%を超えて添加しても効果が飽和するばかりか、成分コストが上昇するため、0.5mass%以下とした。なお、0.01mass%未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、0.01mass%以上含有させることが好ましい。 Pb: 0.5 mass% or less
Pb can be added for this purpose because it improves machinability by melting, lubrication and embrittlement during cutting. However, even if added over 0.5 mass%, not only the effect is saturated, but also the component cost increases, so the content was made 0.5 mass% or less. In addition, if it is less than 0.01 mass%, even if it is contained, the machinability improving effect is small, so 0.01 mass% or more is preferably contained.

Zr：0.01mass%以下
Zrは、MnSと共に硫化物を形成し、これがチップブレーカーとして作用することにより被削性を改善する。しかしながら、0.01mass%を超えて含有させても、効果が飽和する上成分コストの上昇を招くので、0.01mass%以下とした。なお、0.003mass%未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、0.003mass%以上含有させることが好ましい。 Zr: 0.01 mass% or less
Zr forms sulfide with MnS, which improves the machinability by acting as a chip breaker. However, even if the content exceeds 0.01 mass%, the effect is saturated and the cost of the upper component is increased, so the content was set to 0.01 mass% or less. In addition, if it is less than 0.003 mass%, even if it is contained, the machinability improving effect is small, so 0.003 mass% or more is preferably contained.

REM：0.1mass%以下
REMは、MnＳと共に硫化物を形成し、これがチップブレーカーとして作用することにより被削性を改善する。しかしながら、REMを0.1mass％を超えて含有させても、効果が飽和する上、成分コストの上昇を招くので、それぞれ上記の範囲で含有させるものとした。なお、被削性の改善のためには、REM は0.0001mass％以上含有させることが好ましい。
以上説明した成分以外の残部はFeであることが好ましい。 REM: 0.1 mass% or less
REM improves the machinability by forming a sulfide together with MnS, which acts as a chip breaker. However, even if REM is contained in an amount exceeding 0.1 mass%, the effect is saturated and the component cost is increased. In order to improve machinability, REM is preferably contained in an amount of 0.0001 mass% or more.
The balance other than the components described above is preferably Fe.

さらに、本発明では、鋼材中の酸化物系非金属介在物の最大直径が15μm以下であることが好適である。この酸化物系非金属介在物を微細化することにより、この酸化物系非金属介在物が疲労破壊の起点となる確率を減少させることができる。そして、その最大直径が15μｍ以下であれば疲労破壊の起点を表面とすることができ、表面は高周波焼入れにより粒界強度の高い硬化層となっているから、結果として回転曲げ疲労強度の飛躍的な向上が図れるのである。酸化物系非金属介在物の最大直径は、好ましくは12μｍ以下、さらに好ましくは8μｍ以下である。 Furthermore, in the present invention, it is preferable that the maximum diameter of the oxide-based nonmetallic inclusions in the steel material is 15 μm or less. By miniaturizing the oxide-based nonmetallic inclusions, it is possible to reduce the probability that the oxide-based nonmetallic inclusions become a starting point for fatigue fracture. If the maximum diameter is 15 μm or less, the starting point of fatigue fracture can be the surface, and the surface is a hardened layer with high grain boundary strength by induction hardening, resulting in a dramatic increase in rotational bending fatigue strength. Can be improved. The maximum diameter of the oxide-based nonmetallic inclusion is preferably 12 μm or less, more preferably 8 μm or less.

ここで、酸化物系非金属介在物の最大直径は、光学顕微鏡により、400倍で800視野の観察を行い、各視野での酸化物系介在物の最大径をGumble確率紙上にまとめ、50000mm²相当の極値を算出し、鋼中に存在する酸化物系非金属介在物の最大粒径とする。なお、酸化物系非金属介在物の最大直径を15μｍ以下は、鋼中のOの低減により達成でき、前述のとおり、O量を0.0030mass％以下とすればよい。 Here, the maximum diameter of the oxide-based nonmetallic inclusions, by optical microscopy, performed 800 field of view observed at 400 times, summarizes the maximum diameter of the oxide inclusions in each field on paper Gumble probability, 50,000 mm ² A considerable extreme value is calculated and set as the maximum particle size of oxide-based nonmetallic inclusions present in the steel. Note that the maximum diameter of oxide-based nonmetallic inclusions of 15 μm or less can be achieved by reducing O in the steel, and as described above, the O content may be 0.0030 mass% or less.

次に、本発明の高周波焼入れ用鋼材の製造方法について説明する。
上記した所定の成分組成に調整した鋼材を、棒鋼圧延または熱間鍛造などの熱間加工後、必要に応じて冷間圧延や冷間鍛造を施し、次いで必要に応じて切削加工を施して、高周波焼入れ用鋼素材とされる。 Next, the manufacturing method of the steel material for induction hardening of this invention is demonstrated.
Steel material adjusted to the above-mentioned predetermined component composition, after hot working such as bar rolling or hot forging, subjected to cold rolling or cold forging as necessary, then subjected to cutting as necessary, It is a steel material for induction hardening.

この一連の工程において、熱間加工の際の800〜1000℃での総加工率を80％以上とし、その後700〜500℃の温度域を0.2℃／ｓ以上の速度で冷却する。この条件により、前述のMo系析出物を確保するとともに、焼入れ前の組織を均一かつ微細なベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織とすることができ、その後の高周波焼入の加熱時にオーステナイト粒が微細化する。なお、Mo系析出物の析出分を微細なものが多数ある状態として、旧オーステナイト粒径の一層の微細化をはかるためには、前述の700〜500℃の温度域の冷却速度を満足する範囲で、600〜700℃の温度域で保持することが有効である。 In this series of steps, the total working rate at 800 to 1000 ° C. during hot working is set to 80% or more, and then the temperature range of 700 to 500 ° C. is cooled at a rate of 0.2 ° C./s or more. Under this condition, the Mo-based precipitates described above can be secured, and the structure before quenching can be made into a uniform and fine bainite and / or martensite structure, and austenite grains can be refined during subsequent induction hardening heating. To do. In order to achieve further refinement of the prior austenite grain size in a state where there are many fine precipitates of Mo-based precipitates, a range that satisfies the cooling rate in the temperature range of 700 to 500 ° C. Thus, it is effective to keep the temperature in the range of 600 to 700 ° C.

さらに、高周波焼入れ前に、800℃未満の温度域で20％以上の加工（以下、第２加工工程という）を施すことによって、高周波焼入れ前のベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織をさらに微細にすることができ、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒のさらなる微細化が達成されるため、第２加工工程を付加することが好ましい。800℃未満の温度域での加工は、熱間加工工程で、前記冷却速度の冷却の前（700〜800℃の温度域）に行ってもよいし、冷却後に別途冷間加工を施すかあるいは、Ａ_１変態点以下の温度で再加熱して温間加工を施しても良い。800℃以下での加工は、30％以上とする事が好ましい。なお、加工法としては、例えば、冷間鍛造、冷間しごき、転造加工またはショット等が挙げられる。800℃未満で加工を施すことにより、高周波焼入れ前のベイナイトあるいはマルテンサイト組織が微細化し、結果として高周波焼入れ後に得られる硬化層における旧オーステナイト粒の平均粒径がより微細なものとなり、これにより疲労強度がより向上する。 Furthermore, the bainite and / or martensite structure before induction hardening is further refined by performing 20% or more of processing (hereinafter referred to as the second processing step) in a temperature range below 800 ° C. before induction hardening. In order to achieve further refinement of the prior austenite grains after induction hardening, it is preferable to add a second processing step. Processing in a temperature range of less than 800 ° C may be performed before cooling at the cooling rate (a temperature range of 700 to 800 ° C) in the hot processing step, or may be performed separately after cooling. it may be subjected to reheating to the warm working at a temperature below the a ₁ transformation point. The processing at 800 ° C. or lower is preferably 30% or higher. Examples of the processing method include cold forging, cold ironing, rolling, or shot. By processing at less than 800 ° C, the bainite or martensite structure before induction hardening is refined, and as a result, the average grain size of the prior austenite grains in the hardened layer obtained after induction hardening becomes finer, which leads to fatigue. Strength is further improved.

以上、本発明の高周波焼入れ用鋼素材について説明したが、次に、この高周波焼入れ用鋼素材を用いて製造される本発明の疲労特性に優れた鋼材について説明する。
本発明の鋼材は、上述した高周波焼入れ用鋼素材に対して、その少なくとも一部表面に高周波焼入れが施されたものである。ここで、高周波焼入れを施した鋼材には、ドライブシャフト、インプットシャフト、アウトプットシャフト、クランクシャフト、等速ジョイント外輪、等速ジョイント内輪、ハブ、歯車等の機械構造用部品の形態を有するものも含む。そして、この高周波焼入れによる硬化層の旧オーステナイト粒平均径が７μm以下であることを特徴とする。
すなわち、焼入れ硬化層の旧オーステナイト粒平均径が７μｍを超えると、十分な粒界強度が得られず、満足いくほどの疲労強度の向上が望めないからである。なお、好ましくは５μｍ以下、さらに好ましくは３μｍ以下である。 The steel material for induction hardening according to the present invention has been described above. Next, the steel material with excellent fatigue characteristics of the present invention manufactured using the steel material for induction hardening will be described.
The steel material of the present invention is obtained by subjecting the above-described steel material for induction hardening to induction hardening on at least a part of its surface. Here, the steel materials subjected to induction hardening include those having the form of mechanical structural parts such as drive shafts, input shafts, output shafts, crankshafts, constant velocity joint outer rings, constant velocity joint inner rings, hubs, gears, and the like. . And the prior austenite grain average diameter of the hardened layer by this induction hardening is 7 micrometers or less, It is characterized by the above-mentioned.
That is, when the prior austenite grain average diameter of the quenched and hardened layer exceeds 7 μm, sufficient grain boundary strength cannot be obtained, and satisfactory improvement in fatigue strength cannot be expected. In addition, Preferably it is 5 micrometers or less, More preferably, it is 3 micrometers or less.

ここに、焼入れ硬化層の旧オーステナイト粒径の測定は、次のようにして行う。
高周波焼入れ後の本発明の鋼材では、高周波焼入れした部分の鋼材最表面は面積率で100％のマルテンサイト組織を有する。そして、表面から内部にいくに従い、ある深さまでは100％マルテンサイト組織の領域が続くが、ある深さから急激にマルテンサイト組織の面積率が減少する。
本発明では、高周波焼入れした部分について、鋼材表面から、マルテンサイト組織の面積率が98％に減少するまでの深さ領域を硬化層と定義する。 Here, the measurement of the prior austenite particle size of the hardened hardening layer is performed as follows.
In the steel material of the present invention after induction hardening, the outermost surface of the steel material in the induction-hardened portion has a martensite structure of 100% in area ratio. And as it goes from the surface to the inside, the area of 100% martensite structure continues at a certain depth, but the area ratio of the martensite structure decreases rapidly from a certain depth.
In the present invention, for the induction-quenched portion, the depth region from the steel material surface until the area ratio of the martensite structure is reduced to 98% is defined as a hardened layer.

そして、この硬化層について、表面から硬化層の1／5位置、1／2位置、4／5位置それぞれの位置について同視野数の組織観察を行い、それぞれの旧オーステナイト粒平均径を測定し、これら各位置での旧オーステナイト粒の平均値が７μm以下である場合に、硬化層の旧オーステナイト粒平均径が７μm以下であるとする。 And about this hardening layer, the structure observation of the same visual field number is carried out about the position of 1/5 position, 1/2 position, and 4/5 position of a hardening layer from the surface, and each prior austenite grain average diameter is measured, When the average value of prior austenite grains at each of these positions is 7 μm or less, the prior austenite grain average diameter of the hardened layer is 7 μm or less.

なお、旧オーステナイト粒平均径の測定は、光学顕微鏡により、400倍（１視野の面積：0.25mm×0.225mm）から1000倍（１視野の面積：0.10mm×0.09mm）で、各位置毎に５視野観察し、画像解析装置により平均粒径を測定することにより行う。 The average austenite grain size was measured 400 times (1 field area: 0.25 mm x 0.225 mm) to 1000 times (1 field area: 0.10 mm x 0.09 mm) at each position using an optical microscope. This is done by observing 5 fields of view and measuring the average particle size with an image analyzer.

さらにまた、本発明において、高周波焼入れによる硬化層厚みは２mm以上とすることが好適である。というのは、所望特性が転動疲労寿命のような極表層付近の組織のみに依存するような場合には、硬化層厚みが１mm程度でもそれなりの効果は得られるが、曲げ疲労強度やねじり疲労強度を問題とする場合には、硬化層厚みは厚いほど好ましいからである。従って、より好ましい硬化層厚みは2.5mm以上、さらに好ましくは３mm以上である。 Furthermore, in the present invention, the thickness of the hardened layer by induction hardening is preferably 2 mm or more. This is because when the desired properties depend only on the structure near the extreme surface layer, such as rolling fatigue life, a moderate effect can be obtained even if the thickness of the hardened layer is about 1 mm, but bending fatigue strength and torsional fatigue. This is because when the strength is a problem, the hardened layer thickness is preferably as thick as possible. Accordingly, a more preferable cured layer thickness is 2.5 mm or more, and further preferably 3 mm or more.

硬化層の旧オーステナイト粒平均径を７μｍ以下とするには、上述した本発明の高周波焼入用鋼素材を用いることに加えて、以下に示す高周波焼入れ条件を採用する必要がある。
［高周波焼入条件］
加熱温度を800〜1000℃とし、600〜800℃を300℃/ｓ以上の昇温速度で昇温する。加熱温度が800℃未満の場合、オーステナイト組織の生成が不充分となり、硬化層を得ることができない。一方、加熱温度が1000℃を超える場合と600〜800℃の昇温速度が300℃／ｓ未満の場合にはオーステナイト粒の成長が促進されると同時に粒の大きさのばらつきが大きくなり、疲労強度の低下を招く。すなわち、最終的に得られる硬化層の旧オーステナイト粒径は、焼入れ加熱時にオーステナイト域でいかに粒成長を防止するかが重要となる。前組織を上述のように微細なベイナイトあるいはマルテンサイトを有する組織としておくことで、オーステナイトへの逆変態の核生成サイトは多数あるため、多数生成したオーステナイト粒が成長しないうちに冷却を開始することによって、焼入れ組織の旧オーステナイト粒平均径を微細化できる。オーステナイト粒の成長は高温であればあるほど、またオーステナイト域における保持時間が長ければ長いほど進行するので、粒成長を防止して、最終的に平均粒径が７μｍ以下の旧オーステナイト粒を得るためには、加熱温度は1000℃以下、600〜800℃の昇温速度は300℃／ｓ以上とする。
なお、加熱温度は800〜950℃とすることが好ましく、600〜800℃の昇温速度は700℃／ｓ以上であることが好ましい。より好ましくは1000℃／ｓ以上である。 In order to set the prior austenite grain average diameter of the hardened layer to 7 μm or less, it is necessary to employ the following induction hardening conditions in addition to using the steel material for induction hardening according to the present invention described above.
[Induction hardening conditions]
The heating temperature is set to 800 to 1000 ° C., and the temperature is raised from 600 to 800 ° C. at a heating rate of 300 ° C./s or more. When the heating temperature is less than 800 ° C., the austenite structure is not sufficiently generated, and a cured layer cannot be obtained. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1000 ° C. and when the heating rate at 600 to 800 ° C. is less than 300 ° C./s, the growth of austenite grains is promoted and at the same time, the variation in the size of the grains increases and fatigue occurs. It causes a decrease in strength. That is, the prior austenite grain size of the finally obtained hardened layer is important for how to prevent grain growth in the austenite region during quenching heating. By setting the previous structure as a structure having fine bainite or martensite as described above, since there are many nucleation sites for reverse transformation to austenite, cooling must be started before many formed austenite grains grow. Thus, the average austenite grain average diameter of the quenched structure can be refined. The growth of austenite grains progresses the higher the temperature and the longer the holding time in the austenite region, so that grain growth can be prevented and finally austenite grains having an average grain size of 7 μm or less can be obtained. In this case, the heating temperature is 1000 ° C. or less, and the heating rate at 600 to 800 ° C. is 300 ° C./s or more.
In addition, it is preferable that heating temperature shall be 800-950 degreeC, and it is preferable that the temperature increase rate of 600-800 degreeC is 700 degrees C / s or more. More preferably, it is 1000 ° C./s or more.

また、高周波加熱時において800℃以上の滞留時間が長くなるとオーステナイト粒が粒成長して、最終の旧オーステナイト粒平均径が７μm超にまで大きくなる傾向にあるので、800℃以上の滞留時間は５秒以下とすることが好ましい。より好ましい加熱時間は３秒以下である。 In addition, when the residence time of 800 ° C. or higher is increased during high-frequency heating, austenite grains grow and the final prior austenite grain average diameter tends to increase to over 7 μm. It is preferable to set it to 2 seconds or less. A more preferable heating time is 3 seconds or less.

なお、上記の高周波焼入れ条件を採用することによる旧オーステナイト粒径の微細化効果は、Moを本発明範囲で含有させた鋼において、より顕著に発現する。すなわち、図３に、Mo添加鋼とMo無添加鋼について、高周波焼入れ時の加熱温度と硬化層の旧オーステナイト粒径との関係について調べた結果を示す。 In addition, the refinement | miniaturization effect of the prior austenite grain size by employ | adopting said induction hardening conditions expresses more notably in the steel which contained Mo in the range of this invention. That is, FIG. 3 shows the results of examining the relationship between the heating temperature during induction hardening and the prior austenite grain size of the hardened layer for Mo-added steel and Mo-free steel.

ここで、図３に示した結果は以下のようにして得られたものである。
すなわち、下記ａ鋼またはｂ鋼に示す成分組成の素材を150kg真空溶解炉にて溶製し、150ｍｍ角に熱間鍛造後、ダミービレットを製造し、８５０℃で８０％の熱間加工を行った後、７００℃〜５００℃の温度範囲を0.7℃／ｓで冷却し、棒鋼圧延材を製造した。さらに、一部の棒鋼には、第2加工として、前記冷却の前に７５０℃で２０％の加工あるいは、前記冷却の後に冷間で２０％の加工を施した。
［ａ鋼］C：0.48mass%、Si：0.2mass%、Mn：0.78mass%、P：0.011mass%、S：0.019mass%、Al：0.024mass%、Ti：0.017mass%、B：0.0013mass%、N：0.0043mass%、O：0.0015mass%、残部Feおよび不可避不純物。
［ｂ鋼］C：0.48mass%、Si：0.2mass%、Mn：0.79mass%、P：0.011mass%、S：0.021mass%、Al：0.024mass%、N：0.0039mass%、Mo：0.45mass%、Ti：0.021mass%、B：0.0024mass%、O：0.0015mass%、残部Feおよび不可避不純物。 Here, the results shown in FIG. 3 were obtained as follows.
That is, the materials of the composition shown in steel a or b below are melted in a 150 kg vacuum melting furnace, hot forged to 150 mm square, then a dummy billet is manufactured, and hot working is performed at 850 ° C. for 80%. Thereafter, the temperature range of 700 ° C. to 500 ° C. was cooled at 0.7 ° C./s to produce a rolled steel bar. Further, some steel bars were subjected to 20% processing at 750 ° C. before the cooling or 20% processing after the cooling as the second processing.
[Steel a] C: 0.48 mass%, Si: 0.2 mass%, Mn: 0.78 mass%, P: 0.011 mass%, S: 0.019 mass%, Al: 0.024 mass%, Ti: 0.017 mass%, B: 0.0013 mass %, N: 0.0043 mass%, O: 0.0015 mass%, balance Fe and inevitable impurities.
[Steel b] C: 0.48 mass%, Si: 0.2 mass%, Mn: 0.79 mass%, P: 0.011 mass%, S: 0.021 mass%, Al: 0.024 mass%, N: 0.0039 mass%, Mo: 0.45 mass %, Ti: 0.021 mass%, B: 0.0024 mass%, O: 0.0015 mass%, balance Fe and inevitable impurities.

得られた棒鋼から、回転曲げ疲労試験片を採取し、周波数：10〜200kHz、加熱温度870〜1050℃として高周波焼入れを施し、さらに、加熱炉を用いて170℃×30分の条件で焼もどしを行い供試材とした。高周波焼入れ条件は昇温速度を300℃／ｓ以上、８００℃以上での滞留時間は１秒以下となるように調整した。
得られた供試材について、回転曲げ疲労試験を行い、1×10^８回で破断しない限界応力を疲労強度として評価した。また、高周波焼入れによる硬化層の旧オーステナイト粒平均径を前述の方法により測定した。 Rotating bending fatigue test specimens are collected from the obtained steel bars, subjected to induction hardening at a frequency of 10 to 200 kHz and a heating temperature of 870 to 1050 ° C., and further tempered at 170 ° C. for 30 minutes using a heating furnace. To obtain a test material. The induction hardening conditions were adjusted so that the temperature rising rate was 300 ° C./s or more and the residence time at 800 ° C. or more was 1 second or less.
The obtained specimen was subjected to a rotating bending fatigue test, and the critical stress that did not break at 1 × 10 ⁸ times was evaluated as the fatigue strength. Moreover, the prior austenite grain average diameter of the hardened layer by induction hardening was measured by the above-mentioned method.

図３に示したとおり、Mo添加鋼およびMo無添加鋼いずれにおいても、高周波焼入れ時の加熱温度を低下させることで硬化層の旧オーステナイト粒径を小さくできるが、Mo添加鋼においては、加熱温度を1000℃以下好ましくは 950℃以下とすることにより、特に顕著に硬化層粒径の微細化が達成される。 As shown in FIG. 3, in both the Mo-added steel and the Mo-free steel, the prior austenite grain size of the hardened layer can be reduced by lowering the heating temperature during induction hardening, but in the Mo-added steel, the heating temperature By setting the temperature to 1000 ° C. or lower, preferably 950 ° C. or lower, the hardened layer particle size can be remarkably reduced.

この現象が生じる理由は、明確にはわかっていないが、上記したMoとTiとを含む炭窒化物との関係で以下のように推定されている。すなわち、Mo添加鋼では前述のMo系微細炭窒化物が析出し、強力なピンニング力によりオーステナイト粒を微細化するためにMo無添加鋼に対して微細になると考えられる。しかし、たとえ短時間の高周波焼入れであっても加熱温度が1000℃を大きく超えると微細な(Mo,Ti)₂(C,N)は溶解してしまい、ピンニングの効果が薄れてしまうと考えられる。 The reason why this phenomenon occurs is not clearly understood, but is estimated as follows in relation to the carbonitride containing Mo and Ti described above. That is, it is considered that the Mo-based fine carbonitride precipitates in the Mo-added steel and becomes finer than the Mo-free steel in order to refine the austenite grains by a strong pinning force. However, even if it is induction hardening for a short time, if the heating temperature greatly exceeds 1000 ° C, the fine (Mo, Ti) ₂ (C, N) will be dissolved and the effect of pinning will be reduced. .

なお、図３から、Ｍｏ添加鋼において、第２加工（冷間加工あるいは７００〜８００℃未満での加工）を施した場合のほうが、より旧オーステナイト粒径を微細化できることがわかる。 In addition, it turns out from FIG. 3 that the prior austenite grain size can be further refined in the Mo-added steel when the second processing (cold processing or processing at 700 to 800 ° C.) is performed.

また、図４には、硬化層の旧オーステナイト粒径と回転曲げ疲労特性との関係を示す。Mo添加鋼では、旧オーステナイト粒径が７μｍ以下の領域においても粒径が小さくなるとともに、疲労特性が向上することがわかる。これに対し、Mo無添加鋼では、粒径が７μｍ以下になると、それ以上粒径を小さくしても疲労強度が向上していないことがわかる。これは、Mo無添加鋼では、Mo添加鋼に比較して硬化層の硬度が低いため、旧オーステナイト粒径が在る程度以上微細化してしまうと、疲労破壊が粒内破壊となり、旧オーステナイト粒径に影響されなくなるためと考えられる。 FIG. 4 shows the relationship between the prior austenite grain size of the hardened layer and the rotational bending fatigue characteristics. It can be seen that, in the Mo-added steel, the grain size is reduced and the fatigue characteristics are improved even in the region where the prior austenite grain size is 7 μm or less. In contrast, when the particle size of the Mo-free steel is 7 μm or less, the fatigue strength is not improved even if the particle size is further reduced. This is because, in Mo-free steel, the hardness of the hardened layer is lower than that of Mo-added steel, so if the prior austenite grain size is reduced to the extent that it exists, fatigue fracture becomes intragranular fracture, and old austenite grains This is thought to be because it is not affected by the diameter.

表１に示す成分組成になる鋼素材を100kgずつ溶製し、表２に示す熱間加工条件に従って60mmφの棒状体に鍛造した。ここで、熱間加工の仕上温度は700℃以上とした。得られた棒状体を被削性試験に供するとともに、JIS Z 2274に準拠した１号試験片（平行部径８mmφ）を採取した。なお、表2のNo.10の条件以外は高周波焼入れを２段焼入れとし、1段目は最高加熱温度1050℃の焼入れを行っている。 A steel material having the composition shown in Table 1 was melted 100 kg each and forged into a 60 mmφ rod-shaped body in accordance with the hot working conditions shown in Table 2. Here, the finishing temperature of the hot working was set to 700 ° C. or higher. The obtained rod-shaped body was subjected to a machinability test, and No. 1 test piece (parallel part diameter 8 mmφ) based on JIS Z 2274 was collected. Except for the conditions of No. 10 in Table 2, induction hardening is performed in two stages, and the first stage is quenched at a maximum heating temperature of 1050 ° C.

被削性試験は、超工具（P10）を用い、切削速度：200m/min、送り：0.25mm/rev、切込み：2.0mmおよび無潤滑の条件で外周旋削試験により行い、工具寿命で判定した。なお、工具寿命の判定は超硬工具逃げ面摩擦が0.2mmに達するまでの総切削時間で評価した。 The machinability test was performed by a peripheral tool using a super tool (P10), cutting speed: 200 m / min, feed: 0.25 mm / rev, depth of cut: 2.0 mm, and non-lubricated, and judged by tool life. The tool life was evaluated based on the total cutting time until the carbide flank friction reached 0.2 mm.

回転曲げ疲労試験片には、周波数：200kHz、出力120kWで、表２に示す昇温速度、加熱温度および滞留時間の各条件にて高周波焼入れを行った後、170℃で30minの焼戻しを行ったものに対し、回転曲げ疲労試験を実施した。そして、1×10⁸回で破断しない限界応力を疲労強度として評価した。 The rotating bending fatigue test piece was subjected to induction hardening at a frequency of 200 kHz and an output of 120 kW under the conditions of heating rate, heating temperature and residence time shown in Table 2, and then tempered at 170 ° C. for 30 minutes. A rotating bending fatigue test was performed on the object. And the critical stress which does not break at 1 × 10 ⁸ times was evaluated as fatigue strength.

また、高周波焼入れを行った回転曲げ疲労試験片について組織観察を行い、硬化層の旧オーステナイト粒径、硬化層の厚さ、および酸化物系介在物の最大径を測定した。ここで、旧オーステナイト粒径は、前述したとおりの方法で平均粒径を測定した。酸化物系介在物の最大径の測定方法についても前述のとおりである。また、硬化層の厚さは、試料表面からマルテンサイト面積率が98％に減少する深さまでとした。また、高周波焼入れ前の組織について光学顕微鏡により観察を行い、組織の同定を行うとともに、ベイナイト組織とマルテンサイト組織の合計の組織分率（体積％）を求めた。 Moreover, the structure of the rotating bending fatigue test piece subjected to induction hardening was observed, and the prior austenite grain size of the hardened layer, the thickness of the hardened layer, and the maximum diameter of the oxide inclusions were measured. Here, as for the prior austenite particle size, the average particle size was measured by the method as described above. The method for measuring the maximum diameter of oxide inclusions is also as described above. The thickness of the hardened layer was from the sample surface to a depth where the martensite area ratio was reduced to 98%. Further, the structure before induction hardening was observed with an optical microscope to identify the structure, and the total structure fraction (volume%) of the bainite structure and the martensite structure was obtained.

表１および表２より、析出物の平均粒径、個数が本発明の範囲を満たし、さらに、高周波焼入れ条件が本発明の範囲を満たす場合には、硬化層の旧オーステナイト粒径が微細化し、回転曲げ疲労強度に優れていることがわかる。
これに対し、析出物の平均粒径、個数、高周波焼入れ条件のいずれかが、本発明の範囲を満足しない場合は、回転曲げ疲労強度が劣る。
なお、No.3はC含有量が上述の最適範囲よりも大きく、No.5は、Mo含有量が上述した最適範囲よりも大きく、No.6はO含有量が上述の大きい。そのため、その他の発明例に比較して被削性に劣ってる。 From Table 1 and Table 2, when the average particle size and number of precipitates satisfy the range of the present invention, and when the induction hardening conditions satisfy the range of the present invention, the prior austenite particle size of the hardened layer is refined, It can be seen that the rotating bending fatigue strength is excellent.
On the other hand, when any of the average particle size, the number of precipitates, and the induction hardening conditions does not satisfy the scope of the present invention, the rotational bending fatigue strength is inferior.
No. 3 has a C content larger than the above-mentioned optimum range, No. 5 has a Mo content larger than the above-described optimum range, and No. 6 has a larger O content as described above. Therefore, it is inferior in machinability compared with other invention examples.

本発明によって得られる、優れた疲労強度、被削性を兼備した鋼材は、自動車ドライブシャフトや等速ジョイントなどは勿論、その他の機械構造用部品にも良好に利用し得る。 The steel material having excellent fatigue strength and machinability obtained by the present invention can be used well for other machine structural parts as well as automobile drive shafts and constant velocity joints.

γ粒を超微細化するのに有効な微細析出物(Mo系析出物)の透過型電子顕微鏡写真である。3 is a transmission electron micrograph of fine precipitates (Mo-based precipitates) effective for ultra-fine γ grains. Mo系析出物の平均析出物直径が、旧オーステナイト粒径に及ぼす影響を示したグラフである。It is the graph which showed the influence which the average precipitate diameter of Mo type | system | group precipitate has on the prior austenite particle size. Mo添加鋼とMo無添加鋼について、高周波焼入れ時の加熱温度が、硬化層の旧オーステナイト粒径に及ぼす影響を示すグラフである。It is a graph which shows the influence which the heating temperature at the time of induction hardening has on the prior austenite grain size of a hardening layer about Mo addition steel and Mo non-addition steel. Mo添加鋼とMo無添加鋼について、高周波焼入れによる硬化層の旧オーステナイト粒平均径が疲労強度に及ぼす影響を示したグラフである。It is the graph which showed the influence which the former austenite grain average diameter of the hardened layer by induction hardening has on fatigue strength about Mo addition steel and Mo non-addition steel.

Claims

C: 0.3-0.7 mass%
Si: 0.30 mass% or less,
Mn: 0.2-2.0mass%,
Al: 0.005-0.25 mass%,
Ti: 0.005-0.1mass%,
Mo: 0.05-0.6mass%,
B: 0.0003 to 0.006 mass%,
S: 0.06 mass% or less,
P: 0.020 mass% or less and O: 0.0030 mass% or less, with the balance being a component composition of Fe and inevitable impurities, and a steel material having a hardened layer by induction hardening at least partially on the surface, The prior austenite grains have an average particle size of 7 μm or less and 500 or more dispersed Mo-based precipitates per 1 μm ³ , and the Mo-based precipitates have an average particle size of 20 nm or less. A steel material with excellent fatigue characteristics characterized by the fact that the precipitate is mainly (Mo, Ti) ₂ (C, N).

The component composition according to claim 1, further comprising:
Cr: 2.5 mass% or less,
Cu: 1.0 mass% or less,
Ni: 3.5 mass% or less,
Co: 1.0 mass% or less,
Nb: 0.1 mass% or less,
V: 0.5 mass% or less,
Ta: 0.5 mass% or less,
Hf: 0.5 mass% or less and
Sb: A steel material having excellent fatigue characteristics, comprising one or more selected from 0.015 mass% or less.

The component composition according to claim 1 or 2, further comprising:
W: 1.0 mass% or less,
Ca: 0.005 mass% or less,
Mg: 0.005 mass% or less,
Te: 0.1 mass% or less,
Se: 0.1 mass% or less,
Bi: 0.5 mass% or less,
Pb: 0.5 mass% or less,
Zr: 0.01 mass% or less and
REM: Steel material with excellent fatigue characteristics, characterized by containing one or more selected from 0.1 mass% or less.

A steel material for induction hardening for producing the steel material according to claim 1 ,
C: 0.3-0.7 mass%
Si: 0.30 mass% or less,
Mn: 0.2-2.0mass%,
Al: 0.005-0.25 mass%,
Ti: 0.005-0.1mass%,
Mo: 0.05-0.6mass%,
B: 0.0003 to 0.006 mass%,
S: 0.06 mass% or less,
P: 0.020 mass% or less and O: 0.0030 mass% or less, with the balance being the component composition of Fe and inevitable impurities, the steel structure having bainite and / or martensite, and either of the bainite and martensite The total structural fraction of one or both is 10% by volume or more, and more than 500 Mo-based precipitates are dispersed per 1 μm ^{3 in} the steel, and the average particle size of the Mo-based precipitates is 20 nm or less. A steel material for induction hardening, wherein the Mo-based precipitate is mainly (Mo, Ti) ₂ (C, N).

A steel material for induction hardening for producing the steel material according to claim 2,
C: 0.3-0.7 mass%
Si: 0.30 mass% or less,
Mn: 0.2-2.0mass%,
Al: 0.005-0.25 mass%,
Ti: 0.005-0.1mass%,
Mo: 0.05-0.6mass%,
B: 0.0003 to 0.006 mass%,
S: 0.06 mass% or less,
P: 0.020 mass% or less and
O: 0.0030 mass% or less
Including ,
Cr: 2.5 mass% or less,
Cu: 1.0 mass% or less,
Ni: 3.5 mass% or less,
Co: 1.0 mass% or less,
Nb: 0.1 mass% or less,
V: 0.5 mass% or less,
Ta: 0.5 mass% or less,
Hf: 0.5 mass% or less and
Sb: 0.015 mass% selected from among the following has one or containing two or more, the balance is the component composition of Fe and unavoidable impurities, the steel structure has a bainite and / or martensite, the bainite and The total structural fraction of either or both of martensite is 10% by volume or more, and more than 500 Mo-based precipitates are dispersed per 1 μm ^{3 in} the steel material. The average of the Mo-based precipitates A steel material for induction hardening , wherein the grain size is 20 nm or less, and the Mo-based precipitate is mainly (Mo, Ti) ₂ (C, N) .

A steel material for induction hardening for producing the steel material according to claim 3,
C: 0.3-0.7 mass%
Si: 0.30 mass% or less,
Mn: 0.2-2.0mass%,
Al: 0.005-0.25 mass%,
Ti: 0.005-0.1mass%,
Mo: 0.05-0.6mass%,
B: 0.0003 to 0.006 mass%,
S: 0.06 mass% or less,
P: 0.020 mass% or less and
O: 0.0030 mass% or less
And
W: 1.0 mass% or less,
Ca: 0.005 mass% or less,
Mg: 0.005 mass% or less,
Te: 0.1 mass% or less,
Se: 0.1 mass% or less,
Bi: 0.5 mass% or less,
Pb: 0.5 mass% or less,
Zr: 0.01 mass% or less and
REM: Including one or more selected from 0.1 mass% or less ,
Or in addition,
Cr: 2.5 mass% or less,
Cu: 1.0 mass% or less,
Ni: 3.5 mass% or less,
Co: 1.0 mass% or less,
Nb: 0.1 mass% or less,
V: 0.5 mass% or less,
Ta: 0.5 mass% or less,
Hf: 0.5 mass% or less and
Sb: 0.015 mass% or less
1 or 2 or more types selected from among them, the balance is the component composition of Fe and inevitable impurities, the steel structure has bainite and / or martensite, either one of the bainite and martensite or The total structural fraction of both is 10% by volume or more, and more than 500 Mo-based precipitates are dispersed per 1 μm ^{3 in} the steel , and the average particle size of the Mo-based precipitates is 20 nm or less. The steel material for induction hardening , wherein the Mo-based precipitate is mainly (Mo, Ti) ₂ (C, N) .