JP2004183016A - 高周波焼入れ用棒鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】焼入れによって転動疲労寿命が極めて優れたものになる高周波焼入れ用棒鋼の提供
【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｓ、ＡｌおよびＮ、必要に応じてＣａおよび／またはＭｇを含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉが０．００３％以下、Ｏが０．００１５％以下、Ｐが０．０２％以下で、下記の（１）式で表されるＸ値が０．６２〜０．９０である棒鋼であって、表層領域において、下記の（２）式で表されるＡ値が０．８０以上であり、アスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物の個数が２個／ｍｍ２以下であることを特徴とする高周波焼入れ用棒鋼。
Ｘ＝Ｃ（％）＋０．１１×Ｓｉ（％）＋０．０７×Ｍｎ（％）＋０．０８×Ｃｒ（％） …（１）
Ａ＝（ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ） …（２）
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｓ、ＡｌおよびＮ、必要に応じてＣａおよび／またはＭｇを含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉが０．００３％以下、Ｏが０．００１５％以下、Ｐが０．０２％以下で、下記の（１）式で表されるＸ値が０．６２〜０．９０である棒鋼であって、表層領域において、下記の（２）式で表されるＡ値が０．８０以上であり、アスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物の個数が２個／ｍｍ２以下であることを特徴とする高周波焼入れ用棒鋼。
Ｘ＝Ｃ（％）＋０．１１×Ｓｉ（％）＋０．０７×Ｍｎ（％）＋０．０８×Ｃｒ（％） …（１）
Ａ＝（ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ） …（２）
【選択図】なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高周波焼入れを施す部品の素材として好適な棒鋼に関し、より詳しくは棒鋼を鍛造、切削などによって成形部品にした後、成形部品の全体または一部に高周波焼入れ、または高周波焼入れおよび焼戻しを施す部品、例えばハブユニット、等速ジョイントなどの自動車の部品の素材として好適な棒鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の部品であるハブユニットや等速ジョイントには、引張強さ、回転曲げ疲労強度、靭性などの特性と、転動疲労特性とが求められている。この要求を達成すべく、従来、これらの部品は、非調質鋼、あるいは調質鋼などの回転曲げ疲労強度、靭性などに優れた鋼材を転動部以外の部分に用い、ＪＩＳ規格のＳＵＪ２鋼などの転動疲労特性に優れた軸受鋼を転動部に用いて製造されてきた。
【０００３】
しかし、近年、部品の軽量化、コストダウンの要望が強くなってきており、この要望を達成するためには、１つの鋼材に多くの機能を持たせることが必要になってきている。これを達成すべく、例えば、ＪＩＳ−Ｓ５５Ｃ、ＳＡＥ１０６５等のＣ含有量の高い鋼材に高周波焼入れ、さらに必要に応じて焼戻しを施すことが試みられているが、部品の小型化の進展に伴い、転動部分にこれまでより高い面圧がかかるようになり、これらの鋼材では転動疲労寿命が不十分になってきている。このため、下記に示すような種々の技術が提案されている。
【０００４】
特許文献１には、化学組成、または更に所定の式から得られる炭素当量の範囲を特定した高強度高周波焼入用鋼が提案されている。この鋼は、鍛造上がりの硬さ上昇を最小限に抑え、被削性、冷間加工性を確保しながら、非硬化部の疲労強度、硬化部の耐転がり強度、耐ピッチング強度、耐摩耗性、疲労強度等を向上させた鋼であるとされている。
【０００５】
しかし、転動疲労特性は、酸化物系介在物の大きさ、硬さおよび偏析の影響を受けやすく、更には高周波焼入れのような短時間熱処理の場合には熱処理前の組織の影響を受けやすいが、特許文献１に記載の発明では酸化物系介在物、偏析、および焼入れ前の組織について考慮されていない。このため、転動部分の転動疲労寿命などの性能が不安定である。
【０００６】
特許文献２には、化学組成および特定種類の介在物の個数を限定した加工性および転動疲労性に優れた軸受用鋼が提案されている。しかし、この発明は、球状化焼鈍または焼きなまし処理を施すことを前提としたものであるため、高周波焼入れのような短時間での焼入れを施す場合には、安定して優れた転動疲労寿命を得ることができない。また、この発明では、引張強さ、回転曲げ疲労強度、靭性については何ら考慮されていない。
【０００７】
【特許文献１】
特開２００２−２２６９３８号公報
【特許文献２】
特開平５−１１７８０４号公報
【非特許文献１】
西沢泰二、「鉄合金の熱力学（第４回）」、日本金属学会報、１９７３年、ｖｏｌ．１２、４０１〜４１７頁
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を解決するためになされたものであり、その目的は高周波焼入れを施さない部分は、通常並み以上の特性を有し、高周波焼入れ、または高周波焼入れおよび焼戻しを施した部分は、その転動疲労寿命が量産においても安定して優れる高周波焼入れ用棒鋼を提供することである。
【０００９】
なお、既に述べたように、転動部分には高い面圧が繰り返し作用するので、後述の実施例の条件における転動疲労試験で、２．０×１０７以上の転動疲労寿命を有することを目標とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、高周波焼入れを施す部分、または高周波焼入れおよび焼戻しを施す部分の転動疲労寿命に与える化学組成、表層領域の偏析および介在物の影響について調査・研究を重ねた結果、下記の知見を得た。
【００１１】
（ａ）高周波焼入れでは、表層領域のみに焼きが入るので、転動疲労寿命を改善するためには、この領域のみに着目すればよい。
【００１２】
（ｂ）高周波焼入れのような短時間焼入れの場合、数１０〜数１００μｍの大きさで存在する偏析、いわゆるミクロ偏析が転動疲労寿命に大きく影響し、偏析が激しいと転動疲労寿命が低下する。
【００１３】
（ｃ）介在物の組成や硬さは、製鋼方法や化学成分によって変化する。介在物のアスペクト比と介在物の硬さとは相関関係があり、例えば、アスペクト比が小さい介在物は硬質であると判断できる。そこで、アスペクト比が小さい介在物の大きさおよび個数と転動疲労寿命との関係を調べたところ、極めてよい相関が得られた。
【００１４】
（ｄ）初析フェライト中のＣ濃度は極めて低いため、高周波焼入れのような短時間の焼入れの場合、初析フェライトがある大きさ以上になると、オーステナイト域に加熱している間にＣ濃度が平均含有量の値に達しない領域が残存して、その部分の焼入れ後の硬度が低くなって転動疲労寿命が大きく低下する。従って、より優れた転動疲労特性を得るためには初析フェライトの生成量を安定して少なくすればよい。初析フェライトの生成量は、Ｃ含有量がＣの共析濃度より低いほど、多くなる傾向がある。このため、Ｃ含有量だけでなく、Ｃの共析濃度を変化させるＳｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量を制限すればよい。
【００１５】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、下記の▲１▼に示す高周波焼入れ用棒鋼を要旨とする。
【００１６】
▲１▼質量％で、Ｃ：０．５〜０．７％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０〜１．５％、Ｖ：０〜０．１０％、Ｓ：０．００２〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％およびＮ：０．００５〜０．０１２％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉが０．００３％以下、Ｏが０．００１５％以下、Ｐが０．０２％以下で、下記の（１）式で表されるＸ値が０．６２〜０．９０である棒鋼であって、表層領域において、下記の（２）式で表されるＡ値が０．８０以上であり、アスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物の個数が２個／ｍｍ２以下であることを特徴とする高周波焼入れ用棒鋼。但し、（１）式中のＣ（％）、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｒ（％）は、各元素の含有量（質量％）を意味する。また、（２）式中のＭｎＭＩＮは表層領域におけるＭｎ濃度の下限値（質量％）、ＭｎＡＶＥはＭｎ濃度の平均値（質量％）を意味する。
【００１７】
Ｘ＝Ｃ（％）＋０．１１×Ｓｉ（％）＋０．０７×Ｍｎ（％）＋０．０８×Ｃｒ（％） …（１）
Ａ＝（ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ） …（２）
なお、上記の▲１▼の高周波焼入れ用棒鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０００３〜０．００２０％およびＭｇ：０．０００３〜０．００２０％の１種または２種を含有してもよい。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」、「母材」は高周波焼入れが施されない部分、「焼入れ部」は高周波焼入れが施される部分をそれぞれ意味する。
【００１９】
１．化学組成
Ｃ：０．５〜０．７％
Ｃは、母材および焼入れ部の機械的性質を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｃの含有量が０．５％未満では、焼入れ部のビッカース硬度が６５０に達せず、他の条件を満足していても、所望の転動疲労寿命（後述の実施例における転動疲労試験で２．０×１０７以上の転動疲労寿命。以下、同じ。）が得られない。一方、Ｃの含有量が０．７％を超えると、母材の靭性が著しく低下する。従って、Ｃの含有量を０．５〜０．７％とした。
【００２０】
Ｓｉ：０．１〜１．５％
Ｓｉは、母材の引張強さ、回転曲げ疲労強度および焼入れ部の転動疲労寿命を高めるのに有効な元素であるとともに、脱酸剤として必要な元素でもある。また、鋼の切削性を向上させる元素でもある。しかし、その含有量が０．１％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると、その効果が飽和し、むしろ母材の靭性が低下する。従って、Ｓｉの含有量を０．１〜１．５％とした。
【００２１】
Ｍｎ：０．２〜１．５％
Ｍｎは、母材の引張強さを高め、焼入れ性を向上させると同時に、Ｓによる熱間脆性の防止に必要な元素である。これらの効果を発揮させるためにはＭｎを０．２％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が１．５％を超えるとＭｎの偏析が顕著になり、転動疲労寿命が著しく低下する。なお、均質化熱処理を行えば転動疲労寿命は向上するが、コストアップにつながる。従って、Ｍｎ含有量を０．２〜１．５％とした。
【００２２】
Ｃｒ：０〜１．５％
Ｃｒは添加しなくてもよい。添加すれば、鋼の焼入れ性を向上させると同時に、転動疲労寿命を向上させる。この効果を確実に得るためには、０．３％以上含有することが望ましい。しかし、Ｃｒは炭化物に濃化しやすい元素であり、炭化物を安定化する。このため、その含有量が１．５％を超えると、焼入れ部に炭化物が多量に残存して鋼の硬度が低下し、転動疲労寿命が低下する。従って、Ｃｒ含有量を０〜１．５％とした。
【００２３】
Ｖ：０〜０．１０％
Ｖも添加しなくてもよい。添加すれば、母材中に微細な窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物として析出し、母材の引張強さ、回転曲げ疲労強度を向上させる。この効果を確実に得るためには、０．０２％以上含有することが望ましい。一方、Ｖの含有量が０．１０％を超えると、粗大な窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物が残存し、焼入れ部で所望の転動疲労寿命が得られなくなる。従って、Ｖ含有量を０〜０．１０％とした。
Ｓ：０．００２〜０．０５％
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を向上させる元素であるが、その含有量が０．００２％未満ではこの効果が得られない。切削加工性を更に向上させるためには、０．０２％を超えて含有させることが好ましい。一方、その含有量が０．０５％を超えると、粗大なＭｎＳを形成しやすくなり転動疲労寿命が著しく低下する。粗大なＭｎＳは焼入れ部の転動疲労寿命を低下させる傾向があるからである。より長い転動疲労寿命である３．０×１０７以上を得るためには、その含有量を０．０１５％以下にすることが好ましい。従って、Ｓの含有量を０．００２〜０．０５％とした。切削性改善のためには、その含有量を０．０２％を超え０．０５％以下とすることが好ましく、転動疲労寿命の向上の観点からは、０．００２〜０．０１５％とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．０４％
Ａｌは脱酸作用を有するとともに、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、焼入れ部の結晶粒微細化に有効である。この効果を得るためには、Ａｌは０．０１％以上含有されている必要がある。しかし、Ａｌは硬質でアスペクト比が小さな非金属系介在物を形成するため、その含有量が０．０４％を超えると、粗大な非金属系介在物を形成して転動疲労寿命が著しく低下する。従って、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０４％とした。
Ｎ：０．００５〜０．０１２％
Ｎは、Ｔｉ、ＡｌおよびＶと結合して窒化物を形成しやすく、これらの窒化物の中でＡｌＮは焼入れ部の結晶粒を微細化し、ＶＮは母材の引張強さを高め、回転曲げ疲労強度を向上させる。これらの効果を得るためには、Ｎ含有量を０．００５％以上とする必要がある。しかし、その含有量が０．０１２％を超えると、粗大なＴｉＮが形成されて焼入れ部の転動疲労寿命が低下する。従って、Ｎの含有量を０．００５〜０．０１２％とした。
本発明の高周波焼入れ用棒鋼は、上記の化学組成を有し、残部はＦｅおよび不純物からなるが、Ｆｅの一部に代えて、転動疲労寿命をさらに高めることを目的としてＣａ：０．０００３〜０．００２０％およびＭｇ：０．０００３〜０．００２０％の１種または２種を含有してもよい。
【００２４】
Ｃａ：０．０００３〜０．００２０％およびＭｇ：０．０００３〜０．００２０％
ＣａおよびＭｇはいずれも、ＭｎＳ中に固溶してアスペクト比を小さくするので、転動疲労寿命を高める作用を有する。この効果を確実に得るためには、ＣａおよびＭｇのいずれも０．０００３％以上とするのが望ましい。しかし、Ｃａを０．００２０％を超えて含有させると粗大なＣａ系酸化物が生成しやすくなり、Ｍｇを０．００２０％を超えて含有させると粗大なＭｇ系酸化物が生成しやすくなる。このため、いずれの場合も転動疲労寿命の低下が著しくなり、所望の転動疲労寿命が得られない。従って、本発明の高周波焼入れ用棒鋼には、ＣａおよびＭｇの１種または２種を含有させてもよいが、これらの元素を含有させる場合には、それぞれＣａの含有量は０．０００３〜０．００２０％、Ｍｇは０．０００３〜０．００２０％とするのが望ましい。
本発明の高周波焼入れ用棒鋼においては、不純物元素としてのＴｉ、Ｏ（酸素）およびＰの含有量については下記のとおりに制限する。
Ｔｉ：０．００３％以下
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、転動疲労寿命を低下させる。特に、その含有量が０．００３％を超えると、転動疲労寿命の低下が著しくなる。従って、Ｔｉの含有量を０．００３％以下で、できるだけ少なくすることが望ましい。
Ｏ：０．００１５％以下
Ｏは、酸化物系介在物を形成し、その多くはアスペクト比が３以下のものであるため、転動疲労寿命を低下させるため、その含有量はできるだけ少ないことが望ましい。特に、その含有量が０．００１５％を超えると転動疲労寿命の低下が著しくなるので、Ｏの含有量を０．００１５％以下とした。
【００２５】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素であり、その含有量が０．０２％を超えると、母材の靭性が大きく低下し、シャルピー衝撃試験で高い衝撃値（後述の実施例における衝撃試験で、３０Ｊ／ｃｍ２以上の衝撃値）が得られなくなる。従って、Ｐ含有量を０．０２％以下とした。
【００２６】
２．Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量の関係
本発明の高周波焼入れ用棒鋼は、下記の（１）式で表されるＸ値が０．６２〜０．９０であることが必要である。但し、前記のとおり（１）式中のＣ（％）、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｒ（％）は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００２７】
Ｘ＝Ｃ（％）＋０．１１×Ｓｉ（％）＋０．０７×Ｍｎ（％）＋０．０８×Ｃｒ（％） …（１）
上記の化学組成を有する棒鋼を通常の条件で熱間鍛造後、放冷すると、多くの場合、初析フェライトとパーライトからなる組織が得られる。しかし、初析フェライト中のＣ濃度は極めて低いため、高周波焼入れのような短時間の焼入れの場合、初析フェライトが多く存在すると、オーステナイト域に加熱している間に初析フェライトであった部分のＣ濃度が平均含有量の値に達せず、その部分の焼入れ後の硬度が低くなる。このように部分的に軟質な場所が存在すると、転動疲労寿命が大きく低下する。
【００２８】
初析フェライトの生成量は、化学組成と熱処理条件などによって変化する。本発明が対象とする棒鋼は、多くの場合、熱間鍛造後、放冷されて成形される。このため、熱間鍛造後、放冷することを前提とすれば、化学組成を制御することで、初析フェライトの生成量を十分に低減することができ、高周波焼入れを施した部分の転動疲労寿命を向上させることができる。
【００２９】
そこで、化学組成と初析フェライトの生成量の関係について調査した。初析フェライトの生成量は、Ｃ含有量と共析炭素濃度との差に大きく影響される。共析炭素濃度は、例えば、非特許文献１に示されているように、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＮｉなどの元素の含有量によって変化する。本発明において含有量が０．１％を超える元素は、Ｃを除くとＳｉ、ＭｎおよびＣｒ元素であるので、上記の非特許文献１に示されている図を用いて、下記の手法により上記の（１）式を定義した。
【００３０】
すなわち、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの濃度が０から２％の範囲での曲線を直線に近似して各元素の濃度１％あたりの共析炭素濃度の低下量を求めた。求めた低下量は、それぞれＳｉは０．１１％、Ｍｎは０．０７％、Ｃｒは０．０８％であったことから、「Ｃ（％）＋０．１１×Ｓｉ（％）＋０．０７×Ｍｎ（％）＋０．０８×Ｃｒ（％）」をＸ値として（１）式を完成した。このＸ値をある範囲内に制御すれば、高周波焼入れ後に軟質な部分をなくすことができ、転動疲労寿命を向上させることができる。
【００３１】
そこで、表１に示す鋼ａ〜ｊについて、真空溶解にて１８０ｋｇ溶解して鋳造した。
【００３２】
【表１】
【００３３】
なお、溶解の際、不純物元素が十分低減するように原料の選定、精錬に十分注意を払った。これらのインゴットを１２５０℃での１０時間均質化熱処理を施して偏析を十分低減した後、熱間鍛造により直径４０ｍｍの棒鋼（以下、この項において「φ４０ｍｍ棒鋼試験片」と呼ぶ）を作製した。
【００３４】
このφ４０ｍｍ棒鋼試験片を加熱温度１１５０℃、仕上温度１０５０℃の条件での熱間鍛造により直径１３ｍｍの棒鋼にした。この熱間鍛造は、軸受け部品の成形部品とするための熱間鍛造を模擬したものである。この直径１３ｍｍの棒鋼から切削加工により、直径１２ｍｍ、長さ２２ｍｍの試験片を作製した。この試験片に最高加熱温度９５０〜１０００℃、硬化深さ（有効硬化層深さ、以下同じ）が約２ｍｍとなる条件で高周波焼入れを施し、さらに通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間の焼戻しを行った後、表面を鏡面に研磨して試験片（以下、この項において「φ１２ｍｍ焼入れ試験片」と呼ぶ）を作製した。このφ１２ｍｍ焼入れ試験片を用いて転動疲労試験を実施した。
【００３５】
図１は、（１）式から求められるＸ値と転動疲労寿命との関係を示す図である。図１に示すように、Ｘ値が０．６２〜０．９０の場合に、目標とする転動疲労寿命を達成した。従って、Ｘ値を０．６２〜０．９０の範囲に制限する必要がある。さらに、より優れた転動疲労寿命を得るためには、Ｘ値を０．６８〜０．９０の範囲に制限することが好ましい。
【００３６】
３．表層領域の偏析
本発明の高周波焼入れ用棒鋼は、下記の（２）式で表されるＡ値が０．８０以上であることが必要である。但し、（２）式中のＭｎＭＩＮは表層領域におけるＭｎ濃度の下限値（質量％）、ＭｎＡＶＥはＭｎ濃度の平均値（質量％）を意味する。
Ａ＝（ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ） …（２）
なお「表層領域」とは、表面から深さが５ｍｍまでの領域と定義する。
【００３７】
ここで、偏析しやすい元素としては、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ等の元素が知られている。しかし、Ｃは、軽元素であり、一般的な測定機器であるＥＰＭＡでは測定精度が低くなりやすく、Ｃｒは、本発明の高周波焼入れ用棒鋼には添加されない場合もある。このため、本発明者らは、Ｍｎの表層領域における濃度に着目して下記の実験を行った。
【００３８】
表２に示す鋼ＥおよびＨを電気炉でそれぞれ３ｔｏｎ溶解して鋳造し、インゴットままで放冷した。なお溶解の際、不純物元素が十分低減するように原料の選定、精錬に十分注意を払った。比較的大型のインゴットを放冷したため、５０〜２００ｋｇのインゴットを放冷したものや、連続鋳造で凝固を制御したものに較べ、偏析は激しいと考えられる。このインゴットを分塊圧延により１５５ｍｍ角のビレットにした後、熱間圧延により直径４０ｍｍの棒鋼にした。
【００３９】
【表２】
【００４０】
この棒鋼を６ヶに分割して、均質化熱処理の条件を変えることにより、偏析レベルの異なる棒鋼（以下、この項において「φ４０ｍｍ棒鋼試験片」と呼ぶ）を作製した。
【００４１】
このφ４０ｍｍ棒鋼試験片を、加熱温度１１５０℃、仕上温度１０５０℃の条件の熱間鍛造後、放冷することにより直径１３ｍｍとした。その後、切削加工によって直径１２ｍｍ、長さ２２ｍｍの試験片を作製した。この試験片に最高加熱温度９５０〜１０００℃、硬化深さが約２ｍｍとなる条件で高周波焼入れを施し、さらに通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間の焼戻しを施した後、表面を鏡面に研磨して試験片（以下、この項において「φ１２ｍｍ焼入れ試験片」と呼ぶ）を作製した。
【００４２】
φ４０ｍｍ棒鋼試験片について、表層領域を横断面方向からＭｎについてＥＰＭＡによる線分析を行った。この分析を３回実施し、最も低かったＭｎ濃度（以下、ＭｎＭＩＮと呼ぶ）と最も高かったＭｎ濃度（以下、ＭｎＭＡＸと呼ぶ）を記録した。このとき、ＭｎＭＡＸについてはＭｎＳに起因すると考えられるものは除いた。また転動疲労試験は、φ１２ｍｍ焼入れ試験片を用いて実施した。均質化処理条件、転動疲労寿命および表層領域のＭｎ濃度を表３に示す。
【００４３】
【表３】
【００４４】
表３に示すように、同じ鋼の間では、Ｍｎ偏析が低減すると転動疲労寿命が改善されるが、異なる鋼の間では、Ｍｎ濃度の絶対値と転動疲労寿命は相関がないことが分かる。これらの関係を図を使って説明する。
【００４５】
図２は、「（表層領域のＭｎ濃度上限値）／（Ｍｎ濃度平均値）」、即ち、「ＭｎＭＡＸ／ＭｎＡＶＥ」と転動疲労寿命との関係を示す図であり、図３は、「（表層領域のＭｎ濃度下限値）／（Ｍｎ濃度平均値）」、即ち、「ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ」と転動疲労寿命との関係を示す図である。
【００４６】
図２に示す例でも「ＭｎＭＡＸ／ＭｎＡＶＥ」が小さくなれば、転動疲労寿命が向上し、相関関係が認められるが、図３に示す例の方がその相関関係は明瞭である。このため、Ｍｎの偏析としては「ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ」に着目することとした。図３に示すように、「ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ」が０．８０以上であれば、常に目標とする転動疲労寿命が得られる。従って、本発明の高周波焼入れ用棒鋼は、「ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ」、即ち、上記の（２）式で表されるＡ値が０．８０以上であることが必要である。
【００４７】
４．介在物の形態、大きさおよび個数
本発明の高周波焼入れ用棒鋼では、表層領域において、アスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物の個数が２個／ｍｍ２以下であることが必要である。本発明者らは、介在物の形態、大きさおよび個数に着目して下記の実験を行った。
【００４８】
下記の表４に示す鋼ｋ〜ｐおよびｒを真空溶解にて１８０ｋｇ溶解して鋳造し、鋼ｑを電気炉で３ｔｏｎ溶解して鋳造した。また、鋼ｒは鋳型に耐火物が損傷しているものを用い、意図的に耐火物が混入するようにした。これらのインゴットを熱間鍛造により直径４０ｍｍの棒鋼にした後、この棒鋼に１２５０℃での１０時間均質化熱処理を施して偏析を十分に低減して試験片（以下、この項において「φ４０ｍｍ棒鋼試験片」と呼ぶ）を作製した。
【００４９】
【表４】
【００５０】
このφ４０ｍ棒鋼試験片を加熱温度１１５０℃、仕上温度１０５０℃の条件の熱間鍛造により直径１３ｍｍにした後、切削加工によって直径１２ｍｍ、長さ２２ｍｍの試験片を作製した。この試験片に最高加熱温度９５０〜１０００℃、硬化深さが約２ｍｍとなる条件で高周波焼入れを施し、さらに通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間の焼戻しを行った後、表面を鏡面に研磨して試験片（以下、この項において「φ１２ｍｍ焼入れ試験片」と呼ぶ）を作製した。
【００５１】
φ１２ｍｍ焼入れ試験片を用いて転動疲労試験を実施し、寿命に到った試験片の破壊起点を詳細に観察し、表層領域に介在物が存在していた試験片については介在物のアスペクト比も測定した。この結果を図４に示す。
【００５２】
図４は、破壊起点となった介在物の短径と長径との関係を示す図である。図４に示すように、破壊起点となった介在物は、いずれもアスペクト比が３以下であり、短径が１０μｍ以上になっていた。また、破壊起点となった介在物の種類をＥＰＭＡによって同定したところ、ＴｉＮ、ＶＮ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２の介在物が観察され、ＭｎＳの介在物は破壊起点とならなかった。この理由は、ＭｎＳが他の介在物に較べて軟質であるためと考えられる。
【００５３】
長径および短径は、図５に示すように、途中で粒界に接しない条件で粒内に最も長く引ける直線を長径（Ｌ１）と定義し、それと垂直な直線で粒内に最も長く引ける直線を短径（Ｌ２）と定義した。アスペクト比はＬ１／Ｌ２と定義した。
【００５４】
φ４０ｍｍ棒鋼試験片について、先に定義した表層領域を縦断面方向から光学顕微鏡によって観察した。観察は倍率２００倍で１０視野行い、各視野中で介在物のアスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるものの個数を測定した。なお、観察した面積は１０視野の合計で３．０ｍｍ２である。また、ＭｎＳについては、光学顕微鏡で観察した際の介在物の濃淡差から他の介在物と区別して、測定から除外した。各試験片のアスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物の個数および転動疲労寿命を表４に併記した。
【００５５】
表４に示すように、アスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物の個数が２以下の場合に、目標とする転動疲労寿命を達成した。従って、高周波焼入れ棒鋼の「表層領域におけるアスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物」の個数を２個／ｍｍ２以下とした。
【００５６】
なお、介在物の形状と大きさは、介在物の組成、凝固速度、凝固偏析などの影響を受け、更に製鋼の設備の影響も受ける。このため、上記のＭｎＳ以外の介在物の条件を満足するように製造条件を設定する必要があるが、例えば、以下の条件を満たように調整すれば、目標とする介在物の形状と大きさが得られる。
【００５７】
（１）鋼中の含有量をＡｌは０．０４％以下、Ｏは０．００１５％以下、Ｔｉは０．００３％以下、Ｎは０．０１２％以下にすること。
【００５８】
（２）取鍋、タンディッシュ等の耐火物の溶損や鋳造時のスラグ及びパウダーの巻き込みを防止すること。
【００５９】
（３）鋳造を小断面のインゴット又はブルームで行うこと。
【００６０】
実施例などに用いた１８０ｋｇのインゴットの場合は、上記の（１）および（２）の条件を満たしていれば、目標とする介在物の形状と大きさを得られた。連続鋳造で例えば４００ｍｍ角といった大断面のブルームを製造する場合には、溶鋼の電磁攪拌や凝固末期軽圧下を適用すればよい。
【００６１】
【実施例】
前掲の表２に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｚを溶解した。この内、鋼Ｅ、ＨおよびＴは電気炉で３ｔｏｎ溶解して鋳造し、鋼Ａ〜Ｄ、Ｆ、Ｇ、Ｉ〜Ｓ、Ｕ〜Ｚは真空溶解にて１８０ｋｇ溶解して鋳造した。表２における鋼Ｂ、Ｄ〜Ｆ、Ｈ、Ｊ、Ｌ、Ｔ〜Ｚは、本発明で規定される化学組成を満足するを満足するものであり、これらの鋼のうちＶおよびＷは、本発明で規定するＸ値の範囲から外れたものである。鋼Ａ、Ｃ、Ｇ、Ｉ、ＫおよびＭ〜Ｓは、成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れたものである。また、鋼Ｕは鋳型に耐火物が損傷しているものを用い、意図的に耐火物が混入するようにした。
【００６２】
電気炉で３ｔｏｎ溶解して鋳造した鋼Ｅ、Ｈ、およびＴはインゴットを分塊圧延により１５５ｍｍ角のビレットにした後、通常の熱間圧延により直径４０ｍｍの棒鋼にし、真空溶解にて１８０ｋｇ溶解して鋳造した鋼Ａ〜Ｄ、Ｆ、ＧおよびＩ〜Ｚについては、通常の熱間鍛造により直径４０ｍｍの棒鋼にした。
【００６３】
これらの棒鋼の一部については表５および表６に示す条件で均質化熱処理を施して試験片（以下、この項において「φ４０ｍｍ棒鋼試験片」と呼ぶ）を作製した。
【００６４】
このφ４０ｍｍ棒鋼試験片に、表５および表６に示す条件で熱間鍛造を施した後、放冷することにより直径３０ｍｍの棒鋼と直径１３ｍｍの棒鋼を作製した。この直径３０ｍｍの棒鋼からＪＩＳ ４号の引張試験片、Ｕノッチ試験片（ノッチ下高さ：８ｍｍ）および平行部が直径８ｍｍ、長さ２５ｍｍ、コーナー部が２５ｍｍＲの平滑回転曲げ疲労試験片（以下、単に「平滑回転曲げ疲労試験片」と呼ぶ）を作製した。また、直径１３ｍｍの棒鋼から切削加工によって直径１２ｍｍ、長さ２２ｍｍの試験片を作製した。この試験片に最高加熱温度９５０〜１０００℃、硬化深さが約２ｍｍとなる条件で高周波焼入れを施し、さらに通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間の焼戻しを施した後、表面を鏡面に研磨して試験片（以下、この項において「φ１２ｍｍ焼入れ試験片」と呼ぶ）を作製した。
【００６５】
表層領域のＭｎ濃度の下限値は、φ４０ｍｍ棒鋼試験片の横断面（長さ方向に直角な切断面）について、表面から深さ５ｍｍの範囲で、通常のＥＰＭＡによる線分析で各３回測定し、Ｍｎが最も低くなった濃度を求めた。
【００６６】
引張強さは、ＪＩＳ４号の試験片を用い、通常の方法により室温で引張試験を行い、各２回の引張強さの平均値を求めた。ＪＩＳに規定されているＳ５５Ｃの一般的な値を上回る８５０ＭＰａ以上を合格、これ未満を不合格とした。
【００６７】
衝撃値は、Ｕノッチ試験片（ノッチ下高さ：８ｍｍ）の試験片を用い、通常の方法により室温で衝撃試験を行い、各２回の衝撃値の平均値を求めた。衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上を合格、これ未満を不合格とした。
【００６８】
回転曲げ疲労強度は、平滑回転曲げ疲労試験片を用い、通常の方法により小野式回転曲げ疲労試験を行い、繰り返し数１．０×１０７回の応力を回転曲げ疲労強度とした。ＪＩＳに規定されているＳ５５Ｃの一般的な値を上回る３５０ＭＰａ以上を合格、これ未満を不合格とした。
【００６９】
転動疲労試験における転動疲労寿命は次の方法で測定した。
【００７０】
試験機：円筒式ラジアル型転動疲労試験機
最大面圧：６２００ＭＰａ
試験片回転数：４６０００回／分
試験片数：各１２個
転動疲労寿命は、各条件に付き１２個のφ１２ｍｍ焼入れ試験片の各転動疲労寿命を縦軸に累積破損確率、横軸に転動疲労寿命をとったワイブル確率紙にプロットして、それに対する線形近似直線を引き、累積頻度破損確率が１０％になる転動疲労寿命（以後Ｌ１０寿命と称する）を求めた。Ｌ１０寿命が２．０×１０７以上を合格、これ未満を不合格とした。
【００７１】
アスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物の個数は次の方法で測定した。φ４０ｍｍ棒鋼試験片の縦断面（長さに平行な切断面）について表面から深さ５ｍｍの範囲で、倍率２００倍で１０視野観察し、通常の画像解析の手法を用いて、各視野中で介在物のアスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるもの個数を測定した。またＭｎＳについては、光学顕微鏡で観察した際の、介在物の濃淡差から他の介在物と区別して、測定から除外した。
【００７２】
これらの製造条件および測定結果を表５および表６に示す。
【００７３】
【表５】
【００７４】
【表６】
【００７５】
表５および表６に示すように、化学組成、Ｘ値、Ａ値、介在物個数のいずれか１つ以上の条件が本発明で規定される範囲を外れる比較例Ｎｏ．１、４、５、１０〜１２、１４、１８〜２１、２３および２５〜３５は、転動疲労寿命が２．０×１０７未満と短いか、衝撃値、引張強さまたは回転曲げ疲労強度のいずれかが目標値に達しなかった。
【００７６】
一方、本発明例Ｎｏ．２、３、６〜９、１３、１５〜１７、２２、２４および３６〜３８は、転動疲労寿命が２．０×１０７回以上で、且つ高周波焼入れを施さなかった試験片の衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上で、転動疲労寿命、および靭性が良好であった。また、本発明例はいずれも、引張強さ、回転曲げ疲労強度ともに通常以上である。
【００７７】
【発明の効果】
本発明の高周波焼入れ用棒鋼は、焼入れしない部分の特性は通常並み以上を確保しつつ、高周波焼入れ、さらに必要に応じて焼戻しを施した部分の転動疲労寿命が安定して極めて優れているので、自動車の部品であるハブユニット、等速ジョイントなどに用いられる鋼材および部品の素材として好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】（１）式から求められるＸ値と転動疲労寿命との関係を示す図である。
【図２】「（表層領域のＭｎ濃度上限値）／（Ｍｎ濃度平均値）」と転動疲労寿命との関係を示す図である。
【図３】「（表層領域のＭｎ濃度下限値）／（Ｍｎ濃度平均値）」と転動疲労寿命との関係を示す図である。
【図４】破壊起点となった介在物の短径と長径との関係を示す図である。
【図５】長径および短径の定義を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、高周波焼入れを施す部品の素材として好適な棒鋼に関し、より詳しくは棒鋼を鍛造、切削などによって成形部品にした後、成形部品の全体または一部に高周波焼入れ、または高周波焼入れおよび焼戻しを施す部品、例えばハブユニット、等速ジョイントなどの自動車の部品の素材として好適な棒鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の部品であるハブユニットや等速ジョイントには、引張強さ、回転曲げ疲労強度、靭性などの特性と、転動疲労特性とが求められている。この要求を達成すべく、従来、これらの部品は、非調質鋼、あるいは調質鋼などの回転曲げ疲労強度、靭性などに優れた鋼材を転動部以外の部分に用い、ＪＩＳ規格のＳＵＪ２鋼などの転動疲労特性に優れた軸受鋼を転動部に用いて製造されてきた。
【０００３】
しかし、近年、部品の軽量化、コストダウンの要望が強くなってきており、この要望を達成するためには、１つの鋼材に多くの機能を持たせることが必要になってきている。これを達成すべく、例えば、ＪＩＳ−Ｓ５５Ｃ、ＳＡＥ１０６５等のＣ含有量の高い鋼材に高周波焼入れ、さらに必要に応じて焼戻しを施すことが試みられているが、部品の小型化の進展に伴い、転動部分にこれまでより高い面圧がかかるようになり、これらの鋼材では転動疲労寿命が不十分になってきている。このため、下記に示すような種々の技術が提案されている。
【０００４】
特許文献１には、化学組成、または更に所定の式から得られる炭素当量の範囲を特定した高強度高周波焼入用鋼が提案されている。この鋼は、鍛造上がりの硬さ上昇を最小限に抑え、被削性、冷間加工性を確保しながら、非硬化部の疲労強度、硬化部の耐転がり強度、耐ピッチング強度、耐摩耗性、疲労強度等を向上させた鋼であるとされている。
【０００５】
しかし、転動疲労特性は、酸化物系介在物の大きさ、硬さおよび偏析の影響を受けやすく、更には高周波焼入れのような短時間熱処理の場合には熱処理前の組織の影響を受けやすいが、特許文献１に記載の発明では酸化物系介在物、偏析、および焼入れ前の組織について考慮されていない。このため、転動部分の転動疲労寿命などの性能が不安定である。
【０００６】
特許文献２には、化学組成および特定種類の介在物の個数を限定した加工性および転動疲労性に優れた軸受用鋼が提案されている。しかし、この発明は、球状化焼鈍または焼きなまし処理を施すことを前提としたものであるため、高周波焼入れのような短時間での焼入れを施す場合には、安定して優れた転動疲労寿命を得ることができない。また、この発明では、引張強さ、回転曲げ疲労強度、靭性については何ら考慮されていない。
【０００７】
【特許文献１】
特開２００２−２２６９３８号公報
【特許文献２】
特開平５−１１７８０４号公報
【非特許文献１】
西沢泰二、「鉄合金の熱力学（第４回）」、日本金属学会報、１９７３年、ｖｏｌ．１２、４０１〜４１７頁
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を解決するためになされたものであり、その目的は高周波焼入れを施さない部分は、通常並み以上の特性を有し、高周波焼入れ、または高周波焼入れおよび焼戻しを施した部分は、その転動疲労寿命が量産においても安定して優れる高周波焼入れ用棒鋼を提供することである。
【０００９】
なお、既に述べたように、転動部分には高い面圧が繰り返し作用するので、後述の実施例の条件における転動疲労試験で、２．０×１０７以上の転動疲労寿命を有することを目標とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、高周波焼入れを施す部分、または高周波焼入れおよび焼戻しを施す部分の転動疲労寿命に与える化学組成、表層領域の偏析および介在物の影響について調査・研究を重ねた結果、下記の知見を得た。
【００１１】
（ａ）高周波焼入れでは、表層領域のみに焼きが入るので、転動疲労寿命を改善するためには、この領域のみに着目すればよい。
【００１２】
（ｂ）高周波焼入れのような短時間焼入れの場合、数１０〜数１００μｍの大きさで存在する偏析、いわゆるミクロ偏析が転動疲労寿命に大きく影響し、偏析が激しいと転動疲労寿命が低下する。
【００１３】
（ｃ）介在物の組成や硬さは、製鋼方法や化学成分によって変化する。介在物のアスペクト比と介在物の硬さとは相関関係があり、例えば、アスペクト比が小さい介在物は硬質であると判断できる。そこで、アスペクト比が小さい介在物の大きさおよび個数と転動疲労寿命との関係を調べたところ、極めてよい相関が得られた。
【００１４】
（ｄ）初析フェライト中のＣ濃度は極めて低いため、高周波焼入れのような短時間の焼入れの場合、初析フェライトがある大きさ以上になると、オーステナイト域に加熱している間にＣ濃度が平均含有量の値に達しない領域が残存して、その部分の焼入れ後の硬度が低くなって転動疲労寿命が大きく低下する。従って、より優れた転動疲労特性を得るためには初析フェライトの生成量を安定して少なくすればよい。初析フェライトの生成量は、Ｃ含有量がＣの共析濃度より低いほど、多くなる傾向がある。このため、Ｃ含有量だけでなく、Ｃの共析濃度を変化させるＳｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量を制限すればよい。
【００１５】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、下記の▲１▼に示す高周波焼入れ用棒鋼を要旨とする。
【００１６】
▲１▼質量％で、Ｃ：０．５〜０．７％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０〜１．５％、Ｖ：０〜０．１０％、Ｓ：０．００２〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％およびＮ：０．００５〜０．０１２％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉが０．００３％以下、Ｏが０．００１５％以下、Ｐが０．０２％以下で、下記の（１）式で表されるＸ値が０．６２〜０．９０である棒鋼であって、表層領域において、下記の（２）式で表されるＡ値が０．８０以上であり、アスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物の個数が２個／ｍｍ２以下であることを特徴とする高周波焼入れ用棒鋼。但し、（１）式中のＣ（％）、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｒ（％）は、各元素の含有量（質量％）を意味する。また、（２）式中のＭｎＭＩＮは表層領域におけるＭｎ濃度の下限値（質量％）、ＭｎＡＶＥはＭｎ濃度の平均値（質量％）を意味する。
【００１７】
Ｘ＝Ｃ（％）＋０．１１×Ｓｉ（％）＋０．０７×Ｍｎ（％）＋０．０８×Ｃｒ（％） …（１）
Ａ＝（ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ） …（２）
なお、上記の▲１▼の高周波焼入れ用棒鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０００３〜０．００２０％およびＭｇ：０．０００３〜０．００２０％の１種または２種を含有してもよい。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」、「母材」は高周波焼入れが施されない部分、「焼入れ部」は高周波焼入れが施される部分をそれぞれ意味する。
【００１９】
１．化学組成
Ｃ：０．５〜０．７％
Ｃは、母材および焼入れ部の機械的性質を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｃの含有量が０．５％未満では、焼入れ部のビッカース硬度が６５０に達せず、他の条件を満足していても、所望の転動疲労寿命（後述の実施例における転動疲労試験で２．０×１０７以上の転動疲労寿命。以下、同じ。）が得られない。一方、Ｃの含有量が０．７％を超えると、母材の靭性が著しく低下する。従って、Ｃの含有量を０．５〜０．７％とした。
【００２０】
Ｓｉ：０．１〜１．５％
Ｓｉは、母材の引張強さ、回転曲げ疲労強度および焼入れ部の転動疲労寿命を高めるのに有効な元素であるとともに、脱酸剤として必要な元素でもある。また、鋼の切削性を向上させる元素でもある。しかし、その含有量が０．１％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると、その効果が飽和し、むしろ母材の靭性が低下する。従って、Ｓｉの含有量を０．１〜１．５％とした。
【００２１】
Ｍｎ：０．２〜１．５％
Ｍｎは、母材の引張強さを高め、焼入れ性を向上させると同時に、Ｓによる熱間脆性の防止に必要な元素である。これらの効果を発揮させるためにはＭｎを０．２％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が１．５％を超えるとＭｎの偏析が顕著になり、転動疲労寿命が著しく低下する。なお、均質化熱処理を行えば転動疲労寿命は向上するが、コストアップにつながる。従って、Ｍｎ含有量を０．２〜１．５％とした。
【００２２】
Ｃｒ：０〜１．５％
Ｃｒは添加しなくてもよい。添加すれば、鋼の焼入れ性を向上させると同時に、転動疲労寿命を向上させる。この効果を確実に得るためには、０．３％以上含有することが望ましい。しかし、Ｃｒは炭化物に濃化しやすい元素であり、炭化物を安定化する。このため、その含有量が１．５％を超えると、焼入れ部に炭化物が多量に残存して鋼の硬度が低下し、転動疲労寿命が低下する。従って、Ｃｒ含有量を０〜１．５％とした。
【００２３】
Ｖ：０〜０．１０％
Ｖも添加しなくてもよい。添加すれば、母材中に微細な窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物として析出し、母材の引張強さ、回転曲げ疲労強度を向上させる。この効果を確実に得るためには、０．０２％以上含有することが望ましい。一方、Ｖの含有量が０．１０％を超えると、粗大な窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物が残存し、焼入れ部で所望の転動疲労寿命が得られなくなる。従って、Ｖ含有量を０〜０．１０％とした。
Ｓ：０．００２〜０．０５％
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を向上させる元素であるが、その含有量が０．００２％未満ではこの効果が得られない。切削加工性を更に向上させるためには、０．０２％を超えて含有させることが好ましい。一方、その含有量が０．０５％を超えると、粗大なＭｎＳを形成しやすくなり転動疲労寿命が著しく低下する。粗大なＭｎＳは焼入れ部の転動疲労寿命を低下させる傾向があるからである。より長い転動疲労寿命である３．０×１０７以上を得るためには、その含有量を０．０１５％以下にすることが好ましい。従って、Ｓの含有量を０．００２〜０．０５％とした。切削性改善のためには、その含有量を０．０２％を超え０．０５％以下とすることが好ましく、転動疲労寿命の向上の観点からは、０．００２〜０．０１５％とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．０４％
Ａｌは脱酸作用を有するとともに、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、焼入れ部の結晶粒微細化に有効である。この効果を得るためには、Ａｌは０．０１％以上含有されている必要がある。しかし、Ａｌは硬質でアスペクト比が小さな非金属系介在物を形成するため、その含有量が０．０４％を超えると、粗大な非金属系介在物を形成して転動疲労寿命が著しく低下する。従って、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０４％とした。
Ｎ：０．００５〜０．０１２％
Ｎは、Ｔｉ、ＡｌおよびＶと結合して窒化物を形成しやすく、これらの窒化物の中でＡｌＮは焼入れ部の結晶粒を微細化し、ＶＮは母材の引張強さを高め、回転曲げ疲労強度を向上させる。これらの効果を得るためには、Ｎ含有量を０．００５％以上とする必要がある。しかし、その含有量が０．０１２％を超えると、粗大なＴｉＮが形成されて焼入れ部の転動疲労寿命が低下する。従って、Ｎの含有量を０．００５〜０．０１２％とした。
本発明の高周波焼入れ用棒鋼は、上記の化学組成を有し、残部はＦｅおよび不純物からなるが、Ｆｅの一部に代えて、転動疲労寿命をさらに高めることを目的としてＣａ：０．０００３〜０．００２０％およびＭｇ：０．０００３〜０．００２０％の１種または２種を含有してもよい。
【００２４】
Ｃａ：０．０００３〜０．００２０％およびＭｇ：０．０００３〜０．００２０％
ＣａおよびＭｇはいずれも、ＭｎＳ中に固溶してアスペクト比を小さくするので、転動疲労寿命を高める作用を有する。この効果を確実に得るためには、ＣａおよびＭｇのいずれも０．０００３％以上とするのが望ましい。しかし、Ｃａを０．００２０％を超えて含有させると粗大なＣａ系酸化物が生成しやすくなり、Ｍｇを０．００２０％を超えて含有させると粗大なＭｇ系酸化物が生成しやすくなる。このため、いずれの場合も転動疲労寿命の低下が著しくなり、所望の転動疲労寿命が得られない。従って、本発明の高周波焼入れ用棒鋼には、ＣａおよびＭｇの１種または２種を含有させてもよいが、これらの元素を含有させる場合には、それぞれＣａの含有量は０．０００３〜０．００２０％、Ｍｇは０．０００３〜０．００２０％とするのが望ましい。
本発明の高周波焼入れ用棒鋼においては、不純物元素としてのＴｉ、Ｏ（酸素）およびＰの含有量については下記のとおりに制限する。
Ｔｉ：０．００３％以下
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、転動疲労寿命を低下させる。特に、その含有量が０．００３％を超えると、転動疲労寿命の低下が著しくなる。従って、Ｔｉの含有量を０．００３％以下で、できるだけ少なくすることが望ましい。
Ｏ：０．００１５％以下
Ｏは、酸化物系介在物を形成し、その多くはアスペクト比が３以下のものであるため、転動疲労寿命を低下させるため、その含有量はできるだけ少ないことが望ましい。特に、その含有量が０．００１５％を超えると転動疲労寿命の低下が著しくなるので、Ｏの含有量を０．００１５％以下とした。
【００２５】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素であり、その含有量が０．０２％を超えると、母材の靭性が大きく低下し、シャルピー衝撃試験で高い衝撃値（後述の実施例における衝撃試験で、３０Ｊ／ｃｍ２以上の衝撃値）が得られなくなる。従って、Ｐ含有量を０．０２％以下とした。
【００２６】
２．Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量の関係
本発明の高周波焼入れ用棒鋼は、下記の（１）式で表されるＸ値が０．６２〜０．９０であることが必要である。但し、前記のとおり（１）式中のＣ（％）、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｒ（％）は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００２７】
Ｘ＝Ｃ（％）＋０．１１×Ｓｉ（％）＋０．０７×Ｍｎ（％）＋０．０８×Ｃｒ（％） …（１）
上記の化学組成を有する棒鋼を通常の条件で熱間鍛造後、放冷すると、多くの場合、初析フェライトとパーライトからなる組織が得られる。しかし、初析フェライト中のＣ濃度は極めて低いため、高周波焼入れのような短時間の焼入れの場合、初析フェライトが多く存在すると、オーステナイト域に加熱している間に初析フェライトであった部分のＣ濃度が平均含有量の値に達せず、その部分の焼入れ後の硬度が低くなる。このように部分的に軟質な場所が存在すると、転動疲労寿命が大きく低下する。
【００２８】
初析フェライトの生成量は、化学組成と熱処理条件などによって変化する。本発明が対象とする棒鋼は、多くの場合、熱間鍛造後、放冷されて成形される。このため、熱間鍛造後、放冷することを前提とすれば、化学組成を制御することで、初析フェライトの生成量を十分に低減することができ、高周波焼入れを施した部分の転動疲労寿命を向上させることができる。
【００２９】
そこで、化学組成と初析フェライトの生成量の関係について調査した。初析フェライトの生成量は、Ｃ含有量と共析炭素濃度との差に大きく影響される。共析炭素濃度は、例えば、非特許文献１に示されているように、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＮｉなどの元素の含有量によって変化する。本発明において含有量が０．１％を超える元素は、Ｃを除くとＳｉ、ＭｎおよびＣｒ元素であるので、上記の非特許文献１に示されている図を用いて、下記の手法により上記の（１）式を定義した。
【００３０】
すなわち、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの濃度が０から２％の範囲での曲線を直線に近似して各元素の濃度１％あたりの共析炭素濃度の低下量を求めた。求めた低下量は、それぞれＳｉは０．１１％、Ｍｎは０．０７％、Ｃｒは０．０８％であったことから、「Ｃ（％）＋０．１１×Ｓｉ（％）＋０．０７×Ｍｎ（％）＋０．０８×Ｃｒ（％）」をＸ値として（１）式を完成した。このＸ値をある範囲内に制御すれば、高周波焼入れ後に軟質な部分をなくすことができ、転動疲労寿命を向上させることができる。
【００３１】
そこで、表１に示す鋼ａ〜ｊについて、真空溶解にて１８０ｋｇ溶解して鋳造した。
【００３２】
【表１】
なお、溶解の際、不純物元素が十分低減するように原料の選定、精錬に十分注意を払った。これらのインゴットを１２５０℃での１０時間均質化熱処理を施して偏析を十分低減した後、熱間鍛造により直径４０ｍｍの棒鋼（以下、この項において「φ４０ｍｍ棒鋼試験片」と呼ぶ）を作製した。
【００３４】
このφ４０ｍｍ棒鋼試験片を加熱温度１１５０℃、仕上温度１０５０℃の条件での熱間鍛造により直径１３ｍｍの棒鋼にした。この熱間鍛造は、軸受け部品の成形部品とするための熱間鍛造を模擬したものである。この直径１３ｍｍの棒鋼から切削加工により、直径１２ｍｍ、長さ２２ｍｍの試験片を作製した。この試験片に最高加熱温度９５０〜１０００℃、硬化深さ（有効硬化層深さ、以下同じ）が約２ｍｍとなる条件で高周波焼入れを施し、さらに通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間の焼戻しを行った後、表面を鏡面に研磨して試験片（以下、この項において「φ１２ｍｍ焼入れ試験片」と呼ぶ）を作製した。このφ１２ｍｍ焼入れ試験片を用いて転動疲労試験を実施した。
【００３５】
図１は、（１）式から求められるＸ値と転動疲労寿命との関係を示す図である。図１に示すように、Ｘ値が０．６２〜０．９０の場合に、目標とする転動疲労寿命を達成した。従って、Ｘ値を０．６２〜０．９０の範囲に制限する必要がある。さらに、より優れた転動疲労寿命を得るためには、Ｘ値を０．６８〜０．９０の範囲に制限することが好ましい。
【００３６】
３．表層領域の偏析
本発明の高周波焼入れ用棒鋼は、下記の（２）式で表されるＡ値が０．８０以上であることが必要である。但し、（２）式中のＭｎＭＩＮは表層領域におけるＭｎ濃度の下限値（質量％）、ＭｎＡＶＥはＭｎ濃度の平均値（質量％）を意味する。
Ａ＝（ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ） …（２）
なお「表層領域」とは、表面から深さが５ｍｍまでの領域と定義する。
【００３７】
ここで、偏析しやすい元素としては、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ等の元素が知られている。しかし、Ｃは、軽元素であり、一般的な測定機器であるＥＰＭＡでは測定精度が低くなりやすく、Ｃｒは、本発明の高周波焼入れ用棒鋼には添加されない場合もある。このため、本発明者らは、Ｍｎの表層領域における濃度に着目して下記の実験を行った。
【００３８】
表２に示す鋼ＥおよびＨを電気炉でそれぞれ３ｔｏｎ溶解して鋳造し、インゴットままで放冷した。なお溶解の際、不純物元素が十分低減するように原料の選定、精錬に十分注意を払った。比較的大型のインゴットを放冷したため、５０〜２００ｋｇのインゴットを放冷したものや、連続鋳造で凝固を制御したものに較べ、偏析は激しいと考えられる。このインゴットを分塊圧延により１５５ｍｍ角のビレットにした後、熱間圧延により直径４０ｍｍの棒鋼にした。
【００３９】
【表２】
この棒鋼を６ヶに分割して、均質化熱処理の条件を変えることにより、偏析レベルの異なる棒鋼（以下、この項において「φ４０ｍｍ棒鋼試験片」と呼ぶ）を作製した。
【００４１】
このφ４０ｍｍ棒鋼試験片を、加熱温度１１５０℃、仕上温度１０５０℃の条件の熱間鍛造後、放冷することにより直径１３ｍｍとした。その後、切削加工によって直径１２ｍｍ、長さ２２ｍｍの試験片を作製した。この試験片に最高加熱温度９５０〜１０００℃、硬化深さが約２ｍｍとなる条件で高周波焼入れを施し、さらに通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間の焼戻しを施した後、表面を鏡面に研磨して試験片（以下、この項において「φ１２ｍｍ焼入れ試験片」と呼ぶ）を作製した。
【００４２】
φ４０ｍｍ棒鋼試験片について、表層領域を横断面方向からＭｎについてＥＰＭＡによる線分析を行った。この分析を３回実施し、最も低かったＭｎ濃度（以下、ＭｎＭＩＮと呼ぶ）と最も高かったＭｎ濃度（以下、ＭｎＭＡＸと呼ぶ）を記録した。このとき、ＭｎＭＡＸについてはＭｎＳに起因すると考えられるものは除いた。また転動疲労試験は、φ１２ｍｍ焼入れ試験片を用いて実施した。均質化処理条件、転動疲労寿命および表層領域のＭｎ濃度を表３に示す。
【００４３】
【表３】
表３に示すように、同じ鋼の間では、Ｍｎ偏析が低減すると転動疲労寿命が改善されるが、異なる鋼の間では、Ｍｎ濃度の絶対値と転動疲労寿命は相関がないことが分かる。これらの関係を図を使って説明する。
【００４５】
図２は、「（表層領域のＭｎ濃度上限値）／（Ｍｎ濃度平均値）」、即ち、「ＭｎＭＡＸ／ＭｎＡＶＥ」と転動疲労寿命との関係を示す図であり、図３は、「（表層領域のＭｎ濃度下限値）／（Ｍｎ濃度平均値）」、即ち、「ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ」と転動疲労寿命との関係を示す図である。
【００４６】
図２に示す例でも「ＭｎＭＡＸ／ＭｎＡＶＥ」が小さくなれば、転動疲労寿命が向上し、相関関係が認められるが、図３に示す例の方がその相関関係は明瞭である。このため、Ｍｎの偏析としては「ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ」に着目することとした。図３に示すように、「ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ」が０．８０以上であれば、常に目標とする転動疲労寿命が得られる。従って、本発明の高周波焼入れ用棒鋼は、「ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ」、即ち、上記の（２）式で表されるＡ値が０．８０以上であることが必要である。
【００４７】
４．介在物の形態、大きさおよび個数
本発明の高周波焼入れ用棒鋼では、表層領域において、アスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物の個数が２個／ｍｍ２以下であることが必要である。本発明者らは、介在物の形態、大きさおよび個数に着目して下記の実験を行った。
【００４８】
下記の表４に示す鋼ｋ〜ｐおよびｒを真空溶解にて１８０ｋｇ溶解して鋳造し、鋼ｑを電気炉で３ｔｏｎ溶解して鋳造した。また、鋼ｒは鋳型に耐火物が損傷しているものを用い、意図的に耐火物が混入するようにした。これらのインゴットを熱間鍛造により直径４０ｍｍの棒鋼にした後、この棒鋼に１２５０℃での１０時間均質化熱処理を施して偏析を十分に低減して試験片（以下、この項において「φ４０ｍｍ棒鋼試験片」と呼ぶ）を作製した。
【００４９】
【表４】
このφ４０ｍ棒鋼試験片を加熱温度１１５０℃、仕上温度１０５０℃の条件の熱間鍛造により直径１３ｍｍにした後、切削加工によって直径１２ｍｍ、長さ２２ｍｍの試験片を作製した。この試験片に最高加熱温度９５０〜１０００℃、硬化深さが約２ｍｍとなる条件で高周波焼入れを施し、さらに通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間の焼戻しを行った後、表面を鏡面に研磨して試験片（以下、この項において「φ１２ｍｍ焼入れ試験片」と呼ぶ）を作製した。
【００５１】
φ１２ｍｍ焼入れ試験片を用いて転動疲労試験を実施し、寿命に到った試験片の破壊起点を詳細に観察し、表層領域に介在物が存在していた試験片については介在物のアスペクト比も測定した。この結果を図４に示す。
【００５２】
図４は、破壊起点となった介在物の短径と長径との関係を示す図である。図４に示すように、破壊起点となった介在物は、いずれもアスペクト比が３以下であり、短径が１０μｍ以上になっていた。また、破壊起点となった介在物の種類をＥＰＭＡによって同定したところ、ＴｉＮ、ＶＮ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２の介在物が観察され、ＭｎＳの介在物は破壊起点とならなかった。この理由は、ＭｎＳが他の介在物に較べて軟質であるためと考えられる。
【００５３】
長径および短径は、図５に示すように、途中で粒界に接しない条件で粒内に最も長く引ける直線を長径（Ｌ１）と定義し、それと垂直な直線で粒内に最も長く引ける直線を短径（Ｌ２）と定義した。アスペクト比はＬ１／Ｌ２と定義した。
【００５４】
φ４０ｍｍ棒鋼試験片について、先に定義した表層領域を縦断面方向から光学顕微鏡によって観察した。観察は倍率２００倍で１０視野行い、各視野中で介在物のアスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるものの個数を測定した。なお、観察した面積は１０視野の合計で３．０ｍｍ２である。また、ＭｎＳについては、光学顕微鏡で観察した際の介在物の濃淡差から他の介在物と区別して、測定から除外した。各試験片のアスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物の個数および転動疲労寿命を表４に併記した。
【００５５】
表４に示すように、アスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物の個数が２以下の場合に、目標とする転動疲労寿命を達成した。従って、高周波焼入れ棒鋼の「表層領域におけるアスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物」の個数を２個／ｍｍ２以下とした。
【００５６】
なお、介在物の形状と大きさは、介在物の組成、凝固速度、凝固偏析などの影響を受け、更に製鋼の設備の影響も受ける。このため、上記のＭｎＳ以外の介在物の条件を満足するように製造条件を設定する必要があるが、例えば、以下の条件を満たように調整すれば、目標とする介在物の形状と大きさが得られる。
【００５７】
（１）鋼中の含有量をＡｌは０．０４％以下、Ｏは０．００１５％以下、Ｔｉは０．００３％以下、Ｎは０．０１２％以下にすること。
【００５８】
（２）取鍋、タンディッシュ等の耐火物の溶損や鋳造時のスラグ及びパウダーの巻き込みを防止すること。
【００５９】
（３）鋳造を小断面のインゴット又はブルームで行うこと。
【００６０】
実施例などに用いた１８０ｋｇのインゴットの場合は、上記の（１）および（２）の条件を満たしていれば、目標とする介在物の形状と大きさを得られた。連続鋳造で例えば４００ｍｍ角といった大断面のブルームを製造する場合には、溶鋼の電磁攪拌や凝固末期軽圧下を適用すればよい。
【００６１】
【実施例】
前掲の表２に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｚを溶解した。この内、鋼Ｅ、ＨおよびＴは電気炉で３ｔｏｎ溶解して鋳造し、鋼Ａ〜Ｄ、Ｆ、Ｇ、Ｉ〜Ｓ、Ｕ〜Ｚは真空溶解にて１８０ｋｇ溶解して鋳造した。表２における鋼Ｂ、Ｄ〜Ｆ、Ｈ、Ｊ、Ｌ、Ｔ〜Ｚは、本発明で規定される化学組成を満足するを満足するものであり、これらの鋼のうちＶおよびＷは、本発明で規定するＸ値の範囲から外れたものである。鋼Ａ、Ｃ、Ｇ、Ｉ、ＫおよびＭ〜Ｓは、成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れたものである。また、鋼Ｕは鋳型に耐火物が損傷しているものを用い、意図的に耐火物が混入するようにした。
【００６２】
電気炉で３ｔｏｎ溶解して鋳造した鋼Ｅ、Ｈ、およびＴはインゴットを分塊圧延により１５５ｍｍ角のビレットにした後、通常の熱間圧延により直径４０ｍｍの棒鋼にし、真空溶解にて１８０ｋｇ溶解して鋳造した鋼Ａ〜Ｄ、Ｆ、ＧおよびＩ〜Ｚについては、通常の熱間鍛造により直径４０ｍｍの棒鋼にした。
【００６３】
これらの棒鋼の一部については表５および表６に示す条件で均質化熱処理を施して試験片（以下、この項において「φ４０ｍｍ棒鋼試験片」と呼ぶ）を作製した。
【００６４】
このφ４０ｍｍ棒鋼試験片に、表５および表６に示す条件で熱間鍛造を施した後、放冷することにより直径３０ｍｍの棒鋼と直径１３ｍｍの棒鋼を作製した。この直径３０ｍｍの棒鋼からＪＩＳ ４号の引張試験片、Ｕノッチ試験片（ノッチ下高さ：８ｍｍ）および平行部が直径８ｍｍ、長さ２５ｍｍ、コーナー部が２５ｍｍＲの平滑回転曲げ疲労試験片（以下、単に「平滑回転曲げ疲労試験片」と呼ぶ）を作製した。また、直径１３ｍｍの棒鋼から切削加工によって直径１２ｍｍ、長さ２２ｍｍの試験片を作製した。この試験片に最高加熱温度９５０〜１０００℃、硬化深さが約２ｍｍとなる条件で高周波焼入れを施し、さらに通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間の焼戻しを施した後、表面を鏡面に研磨して試験片（以下、この項において「φ１２ｍｍ焼入れ試験片」と呼ぶ）を作製した。
【００６５】
表層領域のＭｎ濃度の下限値は、φ４０ｍｍ棒鋼試験片の横断面（長さ方向に直角な切断面）について、表面から深さ５ｍｍの範囲で、通常のＥＰＭＡによる線分析で各３回測定し、Ｍｎが最も低くなった濃度を求めた。
【００６６】
引張強さは、ＪＩＳ４号の試験片を用い、通常の方法により室温で引張試験を行い、各２回の引張強さの平均値を求めた。ＪＩＳに規定されているＳ５５Ｃの一般的な値を上回る８５０ＭＰａ以上を合格、これ未満を不合格とした。
【００６７】
衝撃値は、Ｕノッチ試験片（ノッチ下高さ：８ｍｍ）の試験片を用い、通常の方法により室温で衝撃試験を行い、各２回の衝撃値の平均値を求めた。衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上を合格、これ未満を不合格とした。
【００６８】
回転曲げ疲労強度は、平滑回転曲げ疲労試験片を用い、通常の方法により小野式回転曲げ疲労試験を行い、繰り返し数１．０×１０７回の応力を回転曲げ疲労強度とした。ＪＩＳに規定されているＳ５５Ｃの一般的な値を上回る３５０ＭＰａ以上を合格、これ未満を不合格とした。
【００６９】
転動疲労試験における転動疲労寿命は次の方法で測定した。
【００７０】
試験機：円筒式ラジアル型転動疲労試験機
最大面圧：６２００ＭＰａ
試験片回転数：４６０００回／分
試験片数：各１２個
転動疲労寿命は、各条件に付き１２個のφ１２ｍｍ焼入れ試験片の各転動疲労寿命を縦軸に累積破損確率、横軸に転動疲労寿命をとったワイブル確率紙にプロットして、それに対する線形近似直線を引き、累積頻度破損確率が１０％になる転動疲労寿命（以後Ｌ１０寿命と称する）を求めた。Ｌ１０寿命が２．０×１０７以上を合格、これ未満を不合格とした。
【００７１】
アスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物の個数は次の方法で測定した。φ４０ｍｍ棒鋼試験片の縦断面（長さに平行な切断面）について表面から深さ５ｍｍの範囲で、倍率２００倍で１０視野観察し、通常の画像解析の手法を用いて、各視野中で介在物のアスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるもの個数を測定した。またＭｎＳについては、光学顕微鏡で観察した際の、介在物の濃淡差から他の介在物と区別して、測定から除外した。
【００７２】
これらの製造条件および測定結果を表５および表６に示す。
【００７３】
【表５】
【表６】
表５および表６に示すように、化学組成、Ｘ値、Ａ値、介在物個数のいずれか１つ以上の条件が本発明で規定される範囲を外れる比較例Ｎｏ．１、４、５、１０〜１２、１４、１８〜２１、２３および２５〜３５は、転動疲労寿命が２．０×１０７未満と短いか、衝撃値、引張強さまたは回転曲げ疲労強度のいずれかが目標値に達しなかった。
【００７６】
一方、本発明例Ｎｏ．２、３、６〜９、１３、１５〜１７、２２、２４および３６〜３８は、転動疲労寿命が２．０×１０７回以上で、且つ高周波焼入れを施さなかった試験片の衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上で、転動疲労寿命、および靭性が良好であった。また、本発明例はいずれも、引張強さ、回転曲げ疲労強度ともに通常以上である。
【００７７】
【発明の効果】
本発明の高周波焼入れ用棒鋼は、焼入れしない部分の特性は通常並み以上を確保しつつ、高周波焼入れ、さらに必要に応じて焼戻しを施した部分の転動疲労寿命が安定して極めて優れているので、自動車の部品であるハブユニット、等速ジョイントなどに用いられる鋼材および部品の素材として好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】（１）式から求められるＸ値と転動疲労寿命との関係を示す図である。
【図２】「（表層領域のＭｎ濃度上限値）／（Ｍｎ濃度平均値）」と転動疲労寿命との関係を示す図である。
【図３】「（表層領域のＭｎ濃度下限値）／（Ｍｎ濃度平均値）」と転動疲労寿命との関係を示す図である。
【図４】破壊起点となった介在物の短径と長径との関係を示す図である。
【図５】長径および短径の定義を示す図である。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．５〜０．７％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０〜１．５％、Ｖ：０〜０．１０％、Ｓ：０．００２〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％およびＮ：０．００５〜０．０１２％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉが０．００３％以下、Ｏが０．００１５％以下、Ｐが０．０２％以下で、下記の（１）式で表されるＸ値が０．６２〜０．９０である棒鋼であって、表層領域において、下記の（２）式で表されるＡ値が０．８０以上であり、アスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物の個数が２個／ｍｍ２以下であることを特徴とする高周波焼入れ用棒鋼。
Ｘ＝Ｃ（％）＋０．１１×Ｓｉ（％）＋０．０７×Ｍｎ（％）＋０．０８×Ｃｒ（％） …（１）
Ａ＝（ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ） …（２）
但し、（１）式中のＣ（％）、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｒ（％）は、各元素の含有量（質量％）を意味する。また、（２）式中の各記号の意味は下記のとおりである。
ＭｎＭＩＮ：表層領域におけるＭｎ濃度の下限値（質量％）
ＭｎＡＶＥ：Ｍｎ濃度の平均値（質量％） - 質量％で、Ｃ：０．５〜０．７％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０〜１．５％、Ｖ：０〜０．１０％、Ｓ：０．００２〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％およびＮ：０．００５〜０．０１２％、ならびにＣａ：０．０００３〜０．００２０％およびＭｇ：０．０００３〜０．００２０％の１種または２種を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉが０．００３％以下、Ｏが０．００１５％以下、Ｐが０．０２％以下で、下記の（１）式で表されるＸ値が０．６２〜０．９０である棒鋼であって、表層領域において、下記の（２）式で表されるＡ値が０．８０以上であり、アスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物の個数が２個／ｍｍ２以下であることを特徴とする高周波焼入れ用棒鋼。
Ｘ＝Ｃ（％）＋０．１１×Ｓｉ（％）＋０．０７×Ｍｎ（％）＋０．０８×Ｃｒ（％） …（１）
Ａ＝（ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ） …（２）
但し、（１）式中のＣ（％）、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｒ（％）は、各元素の含有量（質量％）を意味する。また、（２）式中の各記号の意味は下記のとおりである。
ＭｎＭＩＮ：表層領域におけるＭｎ濃度の下限値（質量％）
ＭｎＡＶＥ：Ｍｎ濃度の平均値（質量％）
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