(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2023111244
(43)【公開日】2023-08-10
(54)【発明の名称】焼入れ鋼材及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20230803BHJP
C21D 9/00 20060101ALI20230803BHJP
C21D 1/10 20060101ALI20230803BHJP
C22C 38/04 20060101ALN20230803BHJP
C22C 38/58 20060101ALN20230803BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301Z
C21D9/00 A
C21D1/10 J
C22C38/04
C22C38/58
【審査請求】有
【請求項の数】2
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022013007
(22)【出願日】2022-01-31
(71)【出願人】
【識別番号】390029089
【氏名又は名称】高周波熱錬株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100108062
【弁理士】
【氏名又は名称】日向寺 雅彦
(74)【代理人】
【識別番号】100168332
【弁理士】
【氏名又は名称】小崎 純一
(74)【代理人】
【識別番号】100146592
【弁理士】
【氏名又は名称】市川 浩
(74)【代理人】
【識別番号】100172188
【弁理士】
【氏名又は名称】内田 敬人
(74)【代理人】
【識別番号】100197538
【弁理士】
【氏名又は名称】竹内 功
(74)【代理人】
【識別番号】100176751
【弁理士】
【氏名又は名称】星野 耕平
(72)【発明者】
【氏名】塚原 真宏
(72)【発明者】
【氏名】岩村 真歩
【テーマコード（参考）】
4K042
【Ｆターム（参考）】
4K042AA22
4K042BA04
4K042CA05
4K042CA06
4K042CA08
4K042CA10
4K042DA01
4K042DB01
4K042DC01
4K042DC02
4K042DC03
4K042DE02
4K042DE03
4K042DE05
4K042DE07
(57)【要約】 （修正有）
【課題】鋼材として十分な耐久性を有し、かつ、鋼材の長寿命化を図ることができる焼入れ鋼材及びその製造方法を提供する。
【解決手段】本発明に係る焼入れ鋼材１は、高炭素過共析鋼からなる素材部１１と、マルテンサイトと炭化物との混相組織を有し、表面の硬さが７００ＨＶ０．３以上であり、前記炭化物の平均粒子径が０．０１μｍ以上０．５０μｍ以下であり、かつ、残留オーステナイト量が５ｖｏｌ．％以上３０ｖｏｌ．％以下である表層部１２と、を有する。
【選択図】図１
【解決手段】本発明に係る焼入れ鋼材１は、高炭素過共析鋼からなる素材部１１と、マルテンサイトと炭化物との混相組織を有し、表面の硬さが７００ＨＶ０．３以上であり、前記炭化物の平均粒子径が０．０１μｍ以上０．５０μｍ以下であり、かつ、残留オーステナイト量が５ｖｏｌ．％以上３０ｖｏｌ．％以下である表層部１２と、を有する。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
高炭素過共析鋼からなる素材部と、マルテンサイトと炭化物との混相組織を有し、表面の硬さが７００ＨＶ０．３以上であり、前記炭化物の平均粒子径が０．０１μｍ以上０．５０μｍ以下であり、かつ、残留オーステナイト量が５ｖｏｌ．％以上３０ｖｏｌ．％以下である表層部と、を有する焼入れ鋼材。
【請求項2】
高炭素過共析鋼からなる被加熱品を誘導加熱により１０００℃以上１３００℃以下の第１温度まで昇温して予加熱した後、Ｍｓ点を超えかつＡ１点未満である第２温度まで急冷し、更に、前記第２温度を保持し、続いて、誘導加熱により７５０℃以上９５０℃以下の第３温度まで昇温して本加熱した後、急冷する焼入れ鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、焼入れ鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
従来、被加熱品を誘導加熱により３００℃／秒以上の昇温速度にて１０００℃～１２００℃の温度に急速短時間で予加熱した後、徐冷し、続いて該被加熱品を誘導加熱により１０００℃／秒以上の昇温速度にて９００℃～１０５０℃で、かつ予加熱温度よりも低い温度に急速短時間で本加熱した後、急冷する高周波焼入方法が知られている（特許文献１を参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0003】
【特許文献1】特開平０９－２４１７４９号公報
【非特許文献】
【0004】
【非特許文献1】村井、津村：浸炭鋼の残留オーステナイト量に及ぼす合金元素と炭素ポテンシャルの影響、鉄と鋼、Ｖｏｌ．８４（１９９８）Ｎｏ．６、ＰＰ４４６－４５１
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
しかしながら、特許文献１に記載の高周波焼入方法は、材料の均一オーステナイト化を容易にして、切削性等を犠牲にすることなく良好に輪郭焼入を行うことを目的としているが、鋼材の長寿命化を図ることを目的とするものではない。
本発明は上記課題に基づいてなされたものであり、鋼材として十分な耐久性を有し、かつ、鋼材の長寿命化を図ることができる焼入れ鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は上記課題に基づいてなされたものであり、鋼材として十分な耐久性を有し、かつ、鋼材の長寿命化を図ることができる焼入れ鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0006】
本発明に係る焼入れ鋼材は、高炭素過共析鋼からなる素材部と、マルテンサイトと炭化物との混相組織を有し、表面の硬さが７００ＨＶ０．３以上であり、前記炭化物の平均粒子径が０．０１μｍ以上０．５０μｍ以下であり、かつ、残留オーステナイト量が５ｖｏｌ．％以上３０ｖｏｌ．％以下である表層部と、を有することを特徴とする。
【0007】
本発明に係る焼入れ鋼材の製造方法は、高炭素過共析鋼からなる被加熱品を誘導加熱により１０００℃以上１３００℃以下の第１温度まで昇温して予加熱した後、Ｍｓ点を超えかつＡ１点未満である第２温度まで急冷し、更に、前記第２温度を保持し、続いて、誘導加熱により７５０℃以上９５０℃以下の第３温度まで昇温して本加熱した後、急冷することを特徴とする。
【発明の効果】
【0008】
本発明は、鋼材として十分な耐久性を有し、かつ、鋼材の長寿命化を図ることができる焼入れ鋼材及びその製造方法が提供される。
【図面の簡単な説明】
【0009】
【図2】実施例で使用する試験片の概念図である。
【図3】実施例で得られた加熱品の断面硬さ測定結果であり、（ａ）は測定方向を、（ｂ）は測定した断面の加熱品表面から深さ方向における硬さ分布図をそれぞれ示す。
【図4】実施例で得られた加熱品の断面組織観察結果であり、（ａ）は測定位置を、（ｂ）は加熱品の表層部の断面ＳＥＭ像（倍率は５０００倍）をそれぞれ示す。
【図5】表２で示す残留オーステナイト量を測定する位置を示す概念図である。
【発明を実施するための形態】
【0010】
以下、本発明の実施形態について図面を参照して説明する。
図１は、本発明の実施形態を説明するための概念図であり、（ａ）は焼入れ鋼材、（ｂ）は（ａ）の製造方法に係るヒートパターンを示す概念図である。なお、図１（ａ）に示す点線は切断線である。
図１は、本発明の実施形態を説明するための概念図であり、（ａ）は焼入れ鋼材、（ｂ）は（ａ）の製造方法に係るヒートパターンを示す概念図である。なお、図１（ａ）に示す点線は切断線である。
【0011】
本実施形態に係る焼入れ鋼材１は、高炭素過共析鋼からなる素材部と、マルテンサイトと炭化物との混相組織を有し、表面の硬さが７００ＨＶ０．３以上であり、前記炭化物の平均粒子径が０．０１μｍ以上０．５０μｍ以下であり、かつ、残留オーステナイト量が５ｖｏｌ．％以上３０ｖｏｌ．％以下である表層部と、を有する。
【0012】
本実施形態に係る焼入れ鋼材１は、素材部１１が高炭素過共析鋼からなる。高炭素過共析鋼は、Ｃを０．８５～１．２０質量％、Ｓｉを０．１０～２．００質量％、Ｍｎを０．１０～２．００質量％含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。
高炭素過共析鋼は、ＪＩＳ規格高炭素クロム軸受鋼を用いることが好ましい。高炭素クロム軸受鋼は、規格鋼であるため入手が容易で、かつ軌道輪の素材として好適である。また、軌道輪の体積が大きく、高い焼入性が要求される場合、高炭素クロム軸受鋼の中でもＳＵＪ２やＳＵＪ３が採用されることが好ましい。
このように、本実施形態に係る焼入れ鋼材１は、素材部１１が高炭素過共析鋼からなる。従って、鋼材として十分な耐久性を有している。
高炭素過共析鋼は、ＪＩＳ規格高炭素クロム軸受鋼を用いることが好ましい。高炭素クロム軸受鋼は、規格鋼であるため入手が容易で、かつ軌道輪の素材として好適である。また、軌道輪の体積が大きく、高い焼入性が要求される場合、高炭素クロム軸受鋼の中でもＳＵＪ２やＳＵＪ３が採用されることが好ましい。
このように、本実施形態に係る焼入れ鋼材１は、素材部１１が高炭素過共析鋼からなる。従って、鋼材として十分な耐久性を有している。
【0013】
また、本実施形態に係る焼入れ鋼材１は、表層部１２にマルテンサイトと炭化物との混相組織を有し、表面の硬さが７００ＨＶ０．３以上である。なお、ここでいう表面とは、詳しくは、最表面１２ａから深さ方向に０．１ｍｍの位置のことをいう。
以上から、本実施形態に係る焼入れ鋼材１は、鋼材として十分な耐久性を有している。
前記表面の硬さは、好ましくは、８００ＨＶ０．３以上である。
以上から、本実施形態に係る焼入れ鋼材１は、鋼材として十分な耐久性を有している。
前記表面の硬さは、好ましくは、８００ＨＶ０．３以上である。
【0014】
また、本実施形態に係る焼入れ鋼材１は、表層部１２の混相組織における炭化物の平均粒子径が０．０１μｍ以上０．５０μｍ以下である。
この炭化物の平均粒子径の測定は、後述する図４に示すようなＳＥＭ像中の炭化物のそれぞれについて水平方向のｆｅｒｅｔ径と垂直方向のｆｅｒｅｔ径を測定し、各炭化物の両ｆｅｒｅｔ径の平均値を合算して、測定炭化物数で除することで求められる。
焼入れ鋼材１に発生する転位が炭化物を切断して運動する最大粒子径（臨界粒子径）は、Ｆｅ３Ｃの場合、約１５ｎｍであるため、上記のように、混相組織における炭化物の平均粒子径を０．０１μｍ以上とすることで、材料強化への寄与が大きくなる可能性がある。
また、平均粒子径を０．５０μｍ以下とすることで、応力集中源になる炭化物が微細分散されるため、当該炭化物を起点とした応力集中が軽減される。よって、焼入れ鋼材の長寿命化を図ることができる。
前記平均粒子径は、好ましくは、０．０１μｍ以上０．２０μｍ以下である。
この炭化物の平均粒子径の測定は、後述する図４に示すようなＳＥＭ像中の炭化物のそれぞれについて水平方向のｆｅｒｅｔ径と垂直方向のｆｅｒｅｔ径を測定し、各炭化物の両ｆｅｒｅｔ径の平均値を合算して、測定炭化物数で除することで求められる。
焼入れ鋼材１に発生する転位が炭化物を切断して運動する最大粒子径（臨界粒子径）は、Ｆｅ３Ｃの場合、約１５ｎｍであるため、上記のように、混相組織における炭化物の平均粒子径を０．０１μｍ以上とすることで、材料強化への寄与が大きくなる可能性がある。
また、平均粒子径を０．５０μｍ以下とすることで、応力集中源になる炭化物が微細分散されるため、当該炭化物を起点とした応力集中が軽減される。よって、焼入れ鋼材の長寿命化を図ることができる。
前記平均粒子径は、好ましくは、０．０１μｍ以上０．２０μｍ以下である。
【0015】
更に、本実施形態に係る焼入れ鋼材１は、表層部１２に残留オーステナイト量も５ｖｏｌ．％以上３０ｖｏｌ．％以下有している。従って、面疲労強度の向上も期待できる。
本実施形態に係る焼入れ鋼材１の表層部１２の厚さ（鋼材１の最表面１２ａから素材部１１と同じ硬さになるまでの深さ）は、例えば、１．５ｍｍである。
本実施形態に係る焼入れ鋼材１の表層部１２の厚さ（鋼材１の最表面１２ａから素材部１１と同じ硬さになるまでの深さ）は、例えば、１．５ｍｍである。
【0016】
本発明に係る焼入れ鋼材の製造方法２は、高炭素過共析鋼からなる被加熱品を誘導加熱により１０００℃以上１３００℃以下の第１温度まで昇温して予加熱した後、Ｍｓ点を超えかつＡ１点未満である第２温度まで急冷し、更に、前記第２温度を保持し、続いて、誘導加熱により７５０℃以上９５０℃以下の第３温度まで昇温して本加熱した後、急冷する。
【0017】
本実施形態に係る焼入れ鋼材の製造方法２は、素材として高炭素過共析鋼からなる被加熱品を用いる。高炭素過共析鋼は、Ｃを０．８５～１．２０質量％、Ｓｉを０．１０～２．００質量％、Ｍｎを０．１０～２．００質量％含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。
高炭素過共析鋼は、ＪＩＳ規格高炭素クロム軸受鋼を用いることが好ましい。高炭素クロム軸受鋼は、規格鋼であるため入手が容易で、かつ軌道輪の素材として好適である。また、軌道輪の体積が大きく、高い焼入性が要求される場合、高炭素クロム軸受鋼の中でもＳＵＪ２やＳＵＪ３が採用されることが好ましい。
高炭素過共析鋼は、ＪＩＳ規格高炭素クロム軸受鋼を用いることが好ましい。高炭素クロム軸受鋼は、規格鋼であるため入手が容易で、かつ軌道輪の素材として好適である。また、軌道輪の体積が大きく、高い焼入性が要求される場合、高炭素クロム軸受鋼の中でもＳＵＪ２やＳＵＪ３が採用されることが好ましい。
【0018】
次に、高炭素過共析鋼からなる被加熱品を誘導加熱により１０００℃以上１３００℃以下の第１温度（Ｔ１）まで昇温して予加熱する。
高炭素過共析鋼からなる被加熱品を用い、予加熱により到達する第１温度（Ｔ１）を１０００℃以上とすることで、高炭素過共析鋼中の炭化物の分解やフェライトの消失を促進させ、オーステナイト内にＣを多量に固溶させる。また、予加熱により到達する第１温度（Ｔ１）を１３００℃以下とすることで、当該予加熱における被加熱品の溶解等の不具合発生を抑制する。
前記第１温度（Ｔ１）は、好ましくは、１０００℃以上１２００℃以下である。
高炭素過共析鋼からなる被加熱品を用い、予加熱により到達する第１温度（Ｔ１）を１０００℃以上とすることで、高炭素過共析鋼中の炭化物の分解やフェライトの消失を促進させ、オーステナイト内にＣを多量に固溶させる。また、予加熱により到達する第１温度（Ｔ１）を１３００℃以下とすることで、当該予加熱における被加熱品の溶解等の不具合発生を抑制する。
前記第１温度（Ｔ１）は、好ましくは、１０００℃以上１２００℃以下である。
【0019】
予加熱では、前記第１温度（Ｔ１）を保持することが好ましい。
前記第１温度（Ｔ１）を保持することで、高炭素過共析鋼中の炭化物の分解やフェライトの消失が更に促進され、オーステナイト内にＣが多量に固溶しやすくなる。
前記第１温度（Ｔ１）を保持する場合の保持時間は、生産性を考慮して、１秒以上１０秒以下であることが好ましい。
前記予加熱における第１温度（Ｔ１）まで昇温する昇温速度は、特に限定されないが、生産性を考慮して、２０℃／秒以上１５００℃／秒以下であることが好ましい。
前記第１温度（Ｔ１）を保持することで、高炭素過共析鋼中の炭化物の分解やフェライトの消失が更に促進され、オーステナイト内にＣが多量に固溶しやすくなる。
前記第１温度（Ｔ１）を保持する場合の保持時間は、生産性を考慮して、１秒以上１０秒以下であることが好ましい。
前記予加熱における第１温度（Ｔ１）まで昇温する昇温速度は、特に限定されないが、生産性を考慮して、２０℃／秒以上１５００℃／秒以下であることが好ましい。
【0020】
次に、第１温度（Ｔ１）からＭｓ点を超えかつＡ１点未満である第２温度（Ｔ２）まで急冷する。
第２温度（Ｔ２）まで急冷することにより、高炭素過共析鋼中のオーステナイト粒界に粗大な初析炭化物が析出するのを抑制する。
ここで、Ｍｓ点はオーステナイトがマルテンサイトに変態する温度であり、オーステナイトがＭｓ点以下の温度に冷却されるとマルテンサイトが生成される。
オーステナイトがマルテンサイトに変態するＭｓ点は、鋼材中の炭素濃度に応じて変化する。つまり、鋼材中の炭素濃度が高いほど、Ｍｓ点が低くなる傾向にある。Ｍｓ点は、次の式（１）を用いることで求めることができる（非特許文献１参照）。
第２温度（Ｔ２）まで急冷することにより、高炭素過共析鋼中のオーステナイト粒界に粗大な初析炭化物が析出するのを抑制する。
ここで、Ｍｓ点はオーステナイトがマルテンサイトに変態する温度であり、オーステナイトがＭｓ点以下の温度に冷却されるとマルテンサイトが生成される。
オーステナイトがマルテンサイトに変態するＭｓ点は、鋼材中の炭素濃度に応じて変化する。つまり、鋼材中の炭素濃度が高いほど、Ｍｓ点が低くなる傾向にある。Ｍｓ点は、次の式（１）を用いることで求めることができる（非特許文献１参照）。
【0021】
Ｍｓ（Ｋ）＝６６７－１９５Ｃ－４４．９Ｍｎ－１９．６Ｎｉ－２１．４Ｃｒ－２０．７Ｍｏ・・・式（１）
【0022】
Ａ１点はオーステナイト変態点（７２７℃）である。なお、この温度（７２７℃）は一例である。Ａ１点の温度は鋼材の組成等に応じて変動する場合がある。
【0023】
また、急冷により到達する第２温度（Ｔ２）を、Ｍｓ点を超える温度とすることで、予加熱によりＣが多量に固溶されたオーステナイトがマルテンサイトに変態されるのを抑制する。更に、急冷により到達する第２温度（Ｔ２）を、Ａ１点未満の温度とすることで、予加熱によりＣが多量に固溶されたオーステナイトをフェライトと炭化物に変態させる。
前記第２温度（Ｔ２）は、好ましくは、５００℃以上７００℃以下である。
前記第２温度（Ｔ２）は、好ましくは、５００℃以上７００℃以下である。
【0024】
前記第２温度（Ｔ２）まで急冷する降温速度は、１０℃／秒以上１００℃／秒以下であることが好ましい。このような降温速度とすることで、高炭素過共析鋼中のオーステナイト粒界に粗大な初析炭化物が析出するのを抑制しやすくなる。
【0025】
次に、更に、前記第２温度（Ｔ２）を保持する。
前記第２温度（Ｔ２）を保持することで、予加熱によりＣが多量に固溶されたオーステナイトがマルテンサイトに変態されるのを抑制しつつ、当該オーステナイトをフェライトと炭化物に変態させる。
前記第２温度（Ｔ２）を保持する保持時間は、生産性を考慮して、２０秒以上３００秒以下であることが好ましい。
前記第２温度（Ｔ２）を保持することで、予加熱によりＣが多量に固溶されたオーステナイトがマルテンサイトに変態されるのを抑制しつつ、当該オーステナイトをフェライトと炭化物に変態させる。
前記第２温度（Ｔ２）を保持する保持時間は、生産性を考慮して、２０秒以上３００秒以下であることが好ましい。
【0026】
次に、続いて、第２温度（Ｔ２）から誘導加熱により７５０℃以上９５０℃以下の第３温度（Ｔ３）まで昇温して本加熱する。
昇温により到達する第３温度（Ｔ３）を７５０℃以上とすることで、第２温度（Ｔ２）の保持により変態させたフェライト及び一部炭化物をオーステナイトに変態させつつ、第２温度（Ｔ２）の保持により変態させた炭化物を一部だけ溶かして微細分散させる。また、昇温により到達する第３温度（Ｔ３）を９５０℃以下とすることで、第２温度（Ｔ２）の保持により変態させた炭化物が溶けすぎるのを抑制する。
昇温により到達する第３温度（Ｔ３）を７５０℃以上とすることで、第２温度（Ｔ２）の保持により変態させたフェライト及び一部炭化物をオーステナイトに変態させつつ、第２温度（Ｔ２）の保持により変態させた炭化物を一部だけ溶かして微細分散させる。また、昇温により到達する第３温度（Ｔ３）を９５０℃以下とすることで、第２温度（Ｔ２）の保持により変態させた炭化物が溶けすぎるのを抑制する。
【0027】
第２温度（Ｔ２）から第３温度（Ｔ３）まで昇温する昇温速度は、特に限定されないが、生産性を考慮して、５０℃／秒以上５００℃／秒以下であることが好ましい。
また、本加熱では、前記第３温度（Ｔ３）を保持してもよい。
前記第３温度（Ｔ３）を保持することで、更に、第２温度（Ｔ２）の保持により変態させたフェライト及び一部炭化物をオーステナイトに変態させつつ、第２温度（Ｔ２）の保持により変態させた炭化物を一部だけ溶かして微細分散させやすくなる。
この第３温度（Ｔ１）を保持する保持時間は、生産性を考慮して、１秒以上６０秒以下であることが好ましい。
また、本加熱では、前記第３温度（Ｔ３）を保持してもよい。
前記第３温度（Ｔ３）を保持することで、更に、第２温度（Ｔ２）の保持により変態させたフェライト及び一部炭化物をオーステナイトに変態させつつ、第２温度（Ｔ２）の保持により変態させた炭化物を一部だけ溶かして微細分散させやすくなる。
この第３温度（Ｔ１）を保持する保持時間は、生産性を考慮して、１秒以上６０秒以下であることが好ましい。
【0028】
最後に、第３温度（Ｔ３）から急冷する。
このように本加熱した後、急冷することで、本加熱でフェライト及び一部炭化物から変態させたオーステナイトをマルテンサイトに変態させて硬さを得る。
この急冷する降温速度は、１０℃／秒以上１０００℃／秒以下とすることが好ましい。このような降温速度とすることで、本加熱でフェライト及び一部炭化物から変態させたオーステナイトをマルテンサイトに変態させやすくなる。
このように本加熱した後、急冷することで、本加熱でフェライト及び一部炭化物から変態させたオーステナイトをマルテンサイトに変態させて硬さを得る。
この急冷する降温速度は、１０℃／秒以上１０００℃／秒以下とすることが好ましい。このような降温速度とすることで、本加熱でフェライト及び一部炭化物から変態させたオーステナイトをマルテンサイトに変態させやすくなる。
【0029】
以上の本実施形態に係る焼入れ鋼材の製造方法で製造された焼入れ鋼材（加熱品）は、上述した素材部１１と表層部１２を有している。
従って、当該焼入れ鋼材（加熱品）は、上述したように、鋼材として十分な耐久性を有し、かつ、鋼材の長寿命化を図ることができ、また、面疲労強度の向上も期待できる。
従って、当該焼入れ鋼材（加熱品）は、上述したように、鋼材として十分な耐久性を有し、かつ、鋼材の長寿命化を図ることができ、また、面疲労強度の向上も期待できる。
【実施例0030】
【0031】
【表1】
【0032】
次に、この試験片に対して、周囲を誘導加熱コイルで囲み、当該誘導加熱コイルに２００ｋＨｚの高周波電流を出力して誘導磁界を発生させた誘導加熱により、高周波焼入れを行った。
試験片に対する高周波焼入れは、図１に示すヒートパターンで行った。
詳しくは、試験片に対して、大気雰囲気中、当該誘導加熱により１１５０℃（第１温度Ｔ１）まで、昇温速度３８０℃／秒で昇温し、１１５０℃（第１温度Ｔ１）を１秒間保持した後、圧縮エアーを供給して、６１０℃（第２温度Ｔ２）まで、降温速度３６℃／秒で急冷した。続いて、圧縮エアーの供給を停止して放冷にて６１０℃（第２温度Ｔ２）を３０秒間保持した。続いて、大気雰囲気中で、当該誘導加熱により８５０℃（第３温度Ｔ３）まで、昇温速度１２０℃／秒で昇温し、８５０℃（第３温度Ｔ３）に達した直後、降温速度１６０℃／秒で室温（２５℃）まで急冷することで、加熱品（焼入れ鋼材）を得た。
試験片に対する高周波焼入れは、図１に示すヒートパターンで行った。
詳しくは、試験片に対して、大気雰囲気中、当該誘導加熱により１１５０℃（第１温度Ｔ１）まで、昇温速度３８０℃／秒で昇温し、１１５０℃（第１温度Ｔ１）を１秒間保持した後、圧縮エアーを供給して、６１０℃（第２温度Ｔ２）まで、降温速度３６℃／秒で急冷した。続いて、圧縮エアーの供給を停止して放冷にて６１０℃（第２温度Ｔ２）を３０秒間保持した。続いて、大気雰囲気中で、当該誘導加熱により８５０℃（第３温度Ｔ３）まで、昇温速度１２０℃／秒で昇温し、８５０℃（第３温度Ｔ３）に達した直後、降温速度１６０℃／秒で室温（２５℃）まで急冷することで、加熱品（焼入れ鋼材）を得た。
【0033】
図３は、実施例で得られた加熱品の断面硬さ測定結果であり、（ａ）は測定方向を、（ｂ）は測定した断面の加熱品表面から深さ方向における硬さ分布図をそれぞれ示す。
すなわち、実施例で得られた加熱品を図３（ａ）の点線部分で切断し、その断面の最表面から深さ方向のビッカース硬さを、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠して、試験力１．９６Ｎで測定した。
図３（ｂ）より、表面から約１．５ｍｍまでの深さ方向（表層部）には、ビッカース硬さが８００ＨＶ０．３以上の硬化層を有していることが確認できる。
すなわち、実施例で得られた加熱品を図３（ａ）の点線部分で切断し、その断面の最表面から深さ方向のビッカース硬さを、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠して、試験力１．９６Ｎで測定した。
図３（ｂ）より、表面から約１．５ｍｍまでの深さ方向（表層部）には、ビッカース硬さが８００ＨＶ０．３以上の硬化層を有していることが確認できる。
【0034】
図４は、実施例で得られた加熱品の断面組織観察結果であり、（ａ）は測定位置を、（ｂ）は加熱品の表層部の断面ＳＥＭ像（倍率は５０００倍）をそれぞれ示す。
すなわち、実施例で得られた加熱品を図４（ａ）の点線部分で切断し、加熱品の表層部の切断面を含む金属組織観察用サンプルを採取する。次に、切断面が観察面となるように、サンプルを樹脂に埋めて鏡面研磨する。研磨後、観察面をナイタール液でエッチングする。エッチングされた観察面の表層部における任意の点を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ、Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ（観察倍率５０００倍、走査電子線の加速電圧２０ｋＶ）にて観察し、断面ＳＥＭの二次電子像を得る。
図４より、断面（表層部）には、マルテンサイト（例えば、矢印Ａの領域）と微細分散させた炭化物（楕円又は棒状に白く見える部分：粒径として０．５０μｍ以下、例えば、矢印Ｂの白い点）とが混相する混相組織を有していることが確認できる。
すなわち、実施例で得られた加熱品を図４（ａ）の点線部分で切断し、加熱品の表層部の切断面を含む金属組織観察用サンプルを採取する。次に、切断面が観察面となるように、サンプルを樹脂に埋めて鏡面研磨する。研磨後、観察面をナイタール液でエッチングする。エッチングされた観察面の表層部における任意の点を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ、Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ（観察倍率５０００倍、走査電子線の加速電圧２０ｋＶ）にて観察し、断面ＳＥＭの二次電子像を得る。
図４より、断面（表層部）には、マルテンサイト（例えば、矢印Ａの領域）と微細分散させた炭化物（楕円又は棒状に白く見える部分：粒径として０．５０μｍ以下、例えば、矢印Ｂの白い点）とが混相する混相組織を有していることが確認できる。
【0035】
表２は、実施例で得られた加熱品の残留オーステナイト量を測定する測定条件である。また、図５は、実施例で得られた加熱品の残留オーステナイト量を測定する位置を示す概念図である。
【0036】
【表2】
【0037】
実施例で得られた加熱品の表層部における残留オーステナイト量を測定した結果、２３ｖｏｌ．％であった。そのため、実施例で得られた加熱品の表層部には、残留オーステナイトも存在するため、面疲労強度の向上が期待できる。
【符号の説明】
【0038】
１ 焼入れ鋼材
２ ヒートパターン
１１ 素材部
１２ 表層部
ａ 直径
ｂ 長さ
２ ヒートパターン
１１ 素材部
１２ 表層部
ａ 直径
ｂ 長さ
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】