JP2012219334A - 被削性に優れた高周波焼入れ用鋼、及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】被削性に優れた特性を有する高周波焼入れ用鋼を提供すること。
【解決手段】Ｃ：０．４０〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００２〜０．１０％、Ｃｒ：０．０１０〜０．３％、Ａｌ：０．０６〜０．５０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％を含有し、残部は鉄、及び不可避的不純物からなると共に、鋼の金属組織が、フェライト、パーライト、およびベイナイトを有し、全組織に対するフェライト、パーライト、及びベイナイトの合計面積率は９５面積％以上であって、且つ全組織に対するフェライト、及びベイナイトの各面積率は、フェライトは１〜５面積％、ベイナイトは２０〜５０面積％であると共に、フェライト結晶粒の平均アスペクト比が５以上であって、且つ、フェライト結晶粒の粒子間距離が５〜５０μｍである高周波焼入れ用鋼。
【選択図】図１（ａ）

Description

本発明は、切削加工後、高周波焼入れによって鋼部品を製造するための鋼に関し、特に被削性に優れた高周波焼入れ用鋼、およびその製造方法に関するものである。

自動車や各種機械類に用いられる鋼部品（具体的には、自動車用変速機や作動装置をはじめとする各種歯車伝達装置に利用される歯車、シャフト、プーリーや等速ジョイント等、更にはクランクシャフト、コンロッド等の機械構造部品）は、通常、熱間加工（例えば、熱間圧延や熱間鍛造など）した鋼に、切削加工を施して最終形状（部品形状）に仕上げて製造される。切削加工後の鋼部品は、硬度（ビッカース硬度）が高く、また回転曲げ疲労強度などの疲労特性に優れていることが求められるが（以下、硬度と疲労特性を合わせて「強度」ということがある）、鋼部品の強度を高めるために、切削加工前の鋼の強度を高めると切削加工が困難となる。一方、切削加工に要するコストは、部品制作費全体中に占める割合が高いことから、切削加工前の鋼は被削性が良いことが要求される。そこで、切削加工前の鋼は、その硬さを低くして被削性を改善し、切削加工後に、焼入れ焼戻し（調質）や浸炭焼入れ等の熱処理を行うことによって鋼部品の強度を高めることが行われている。

ここで切削加工について詳しく説明すると、上記機械構造部品のうち特に歯車を製造するときの切削加工においては、ホブによる歯切りを行うのが一般的であり、この場合の切削加工は断続切削と呼ばれている。ホブ加工に用いられる工具としては、高速度工具鋼にＡｌＴｉＮなどのコーティングを施したもの（以下、「ハイス工具」と略称することがある）が現状の主流である。ハイス工具を用いたホブ加工（断続切削）による歯切りは、低速（具体的には、切削速度１５０ｍ／分程度以下）、低温（具体的には、２００〜６００℃程度）であるが、断続切削のため工具が空気と触れ易く、酸化、摩耗し易くなる。そのためホブ加工等の断続切削に供される鋼は、特に工具寿命を伸ばすことが求められている。

本出願人は、断続切削における被削性（特に、工具寿命）を向上させた機械構造用鋼を特許文献１、２に提案している。これらのうち特許文献１では、酸化物系介在物の各成分を適切に調整して介在物の全体を低融点で変形し易くすることによってハイス工具での連続切削における被削性を改善している。一方、特許文献２では、Ｆｅより酸化傾向の大きい元素を機械構造用鋼に添加して固溶させることによって、断続切削における機械構造用鋼の急速な酸化を防止して、工具の酸化摩耗を抑制し、鋼の被削性を改善している。しかし上記特許文献１、２では、上述したように、鋼部品の強度を高めるために、切削加工後に焼入れ焼戻し（調質）や浸炭焼入れ等の熱処理を行う必要がある。

ところで、近年では、地球環境への負荷を低減すると共に、作業環境を改善するために、焼入れ焼戻し（調質）や浸炭焼入れ等の熱処理に代えて高周波焼入れ処理が行われている。高周波焼入れ処理は、鋼の表層付近のみを急速加熱・冷却する方法であり、短時間で鋼部品の表層部の硬度や疲労特性を高めることができる。一方で、浸炭処理と同程度の表面および内部硬度を確保するためには、マルテンサイト変態によって強度が十分向上するように鋼中のＣ含有量を高める必要があり、また、内部硬さは高周波焼入れ処理前後で変化しないため、切削加工前の鋼の硬度を予め高めておく必要があった。

疲労特性を確保しつつ、被削性を向上させた高周波焼入れ用鋼として、例えば特許文献３が知られている。この特許文献３には、鋼の化学組成と組織を最適化することで被削性を向上させると共に、フェライト組織がパーライト組織の周りを数珠状に取り囲んだ組織とすることで疲労硬度を確保する技術が開示されている。

しかし上記特許文献３では低温変態相（ベイナイト、マルテンサイト）の生成によって被削性が十分に改善されていない。また鋼の内部がフェライト−パーライト組織であるため内部硬さが不十分となり、鋼部品としての要求特性に十分対応しきれていない。

特開２００９−３０１６０号公報 特開２００９−２８７１１１号公報 特開２００６−２８５９８号公報

本発明はこのような事情に着目してなされたものであって、その目的は、部品形状に切削加工し、高周波焼入れ後の鋼部品に要求される硬度（ビッカース硬度）や疲労特性（回転曲げ疲労特性）を確保でき、しかも切削加工時の被削性に優れた特性を有する高周波焼入れ用鋼、およびその製造方法を提供することにある。

上記課題を解決し得た本発明とは、Ｃ：０．４０〜０．６５％（質量％の意味、化学成分について以下同じ）、Ｓｉ：０．０１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００２〜０．１０％、Ｃｒ：０．０１０〜０．３％、Ａｌ：０．０６〜０．５０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％を含有し、残部は鉄、及び不可避的不純物からなると共に、鋼の金属組織が、フェライト、パーライト、およびベイナイトを有し、全組織に対するフェライト、パーライト、及びベイナイトの合計面積率は９５面積％以上であって、且つ全組織に対するフェライト、及びベイナイトの各面積率は、フェライトは１〜５面積％、ベイナイトは２０〜５０面積％であると共に、フェライト結晶粒の平均アスペクト比が５以上であって、且つ、フェライト結晶粒の粒子間距離が５〜５０μｍであることに要旨を有する高周波焼入れ用鋼である。

本発明では更に他の元素として、Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）を含有するものであることも好ましく、また更に他の元素として、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、及びＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有するものであることも好ましい実施態様である。

更に他の元素として、Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）を含有するものであることも好ましく、また更に他の元素として、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．００１％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．００１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有するものも好ましい実施態様の一つである。

本発明では、上記成分組成を満足する鋼を、８５０〜１２５０℃の温度域で熱間加工した後、前記温度域で５秒〜６０分間保持してから、前記温度域から５００℃までの温度域を０．５〜５℃／ｓの平均冷却速度で冷却することに要旨を有する高周波焼入れ用鋼の製造方法も好ましい実施態様である。

本発明によれば、鋼の成分組成を規定すると共に、鋼の金属組織の割合やフェライトの分散状態を適切に制御することによって、強度（硬度と疲労特性の両方を含む）と被削性の双方に優れた高周波焼入れ用鋼を提供できる。即ち、本発明の高周波焼入れ用鋼は、切削加工したときの被削性、特に、断続切削したときの工具寿命が良好であり、しかも切削加工後、高周波焼入れして形成された鋼部品は、硬度や疲労特性も確保できている。

図１（ａ）は、１Ａ（実施例）の金属組織写真である。 図１（ｂ）は、１Ｇ−１８（比較例）の金属組織写真である。

本発明者らは、被削性が良好で、しかも切削加工後に高周波焼入れすることによって鋼部品として要求されるビッカース硬度と疲労特性を確保できる高周波焼入れ用鋼を提供するために検討を重ねてきた。その結果、鋼の成分組成を適切に調整（特にＡｌとＢの複合添加）したうえで、鋼の金属組織を適切に制御、具体的には、全金属組織に占めるフェライト、パーライト、およびベイナイトの面積率と、全金属組織に占めるフェライトとベイナイトの面積率を適切に制御すると共に、フェライト結晶粒の形状（平均アスペクト比）と分散状態（粒子間距離）を特定の範囲に制御することによって、被削性と強度を兼ね備えた高周波焼入れ用鋼を提供できることを見出し、本発明を完成した。

以下、本発明に至った経緯について順次説明した後、本発明の高周波焼入れ用鋼について説明する。

本発明者らは、鋼の金属組織を、フェライトとパーライトの混合組織とすれば、切削加工したときの被削性（特に、断続切削したときの工具寿命）を改善できるのではないかとの考えに基づいて検討を重ねた。ところが、鋼の金属組織をフェライトとパーライトの混合組織にすると、鋼の硬度が低下することがあり、鋼部品として要求される強度を確保できない場合があった。特に高周波焼入れ処理をした場合、鋼の表面付近の硬度は向上するものの、内部硬度は高周波焼入れの前後で変化しないことから、浸炭処理した場合と同等の表面硬度と内部硬度を得るためには、鋼の内部硬度を向上させることが必要である。鋼の金属組織と強度については、ベイナイトが鋼の高強度化に有効であることが一般に知られている。そこで鋼の金属組織をフェライトとパーライトに加えてベイナイトを含む混合組織とすれば、内部硬度と疲労特性の向上が図れると考えた。ところが、ベイナイトは硬質相であるため、高強度化に寄与する一方で被削性を低下させるため、要求される被削性を確保できない。

そこで本発明者らは、鋼の金属組織をフェライト、パーライト、ベイナイトの混合組織とすることで鋼の表面及び内部の硬度と疲労特性の向上を図る一方で、低下した被削性の向上について鋼中成分及びフェライトの形状・形態を制御する観点から検討を重ねた。

鋼の化学成分については、鋼にＡｌを固溶状態で存在させると被削性が向上することが知られているが、上記金属組織の鋼にＡｌを固溶状態で存在させても得られる被削性向上効果は十分でなく、更なる改善が必要であることが判明した。そこで本発明者らは被削性について詳細に検討した。切削は、工具刃先が接触する鋼材表面を強い力で破断・分離させることによって表面を切断する作用であり、切削部分（工具刃先と接触する部分）の鋼の金属組織が同一である場合は、常に一定の力が工具刃先に加わっている。そのため、鋼が硬い（硬質相が多い）と工具刃先が受ける力も強いため、切削時の摩擦による発熱も加わって、酸化摩耗が生じて工具刃先は早期に劣化して被削性が低下することがわかった。一方、特許文献３のようにフェライトを数珠つなぎにするなど、フェライトを多くして切削部分の鋼を軟質化とすると、切削し易くなるものの、工具刃先に凝着が生じて該凝着によって摩耗が促進されて、時間が経過するにしたがって被削性が低下することが明らかになった。そこで本発明では、鋼を切削し易くしつつも凝着および酸化摩耗を防ぐために種々の検討を重ねた。その結果、フェライトの形状や分布状態を制御することによって被削性を改善できることが判明した。具体的にはフェライトを旧オーステナイト粒界上に分散させ、且つ、フェライト粒のアスペクト比を大きくすることによって、鋼の表面と内部の硬度と鋼の疲労特性を高レベルに確保したまま、被削性を劇的に改善できることを見出した。

このように強度を確保しつつ被削性を改善できるメカニズムについては以下に限定されるものではないが、次のように考えられる。即ち、強度を維持しつつ被削性を改善するためには金属組織のフェライト、パーライト、及びベイナイトの面積率を制御することが有効であるが、フェライト面積率を制御しだけでは、切削時にフェライトが連続することで上記したような凝着が生じてしまう。そこで軟質相であるフェライトを分散させて硬質相であるベイナイトと適当な間隔で交互に切削するような状態であれば、硬質相や軟質相による上記工具刃先に対する負担を低減できる。更にフェライトのアスペクト比を高くすることによって、フェライト先端の一部が硬質相中に入り込んで切り欠きとして作用し、硬質相のき裂が進展し易くなって切削性が向上すると考えられる。

そして本発明者らはこのような効果を発揮するフェライト粒の分散状態とするには後記するようにＢの添加が必要であること、また上記作用を有するフェライトのアスペクト比や分散状態とするには製造条件を制御することが有効であることを見出した。

もっとも、上記のような金属組織の制御だけでは断続切削した際の酸化摩耗を十分に抑制できない。そこで本発明者らが検討した結果、上記強度と被削性を阻害することなく、酸化摩耗を抑制するにはＡｌを添加することが有効であることを見出した。

本発明は以上の知見に基づきなされたものであって、フェライト、パーライト、およびベイナイトの面積率を適切に制御する点、フェライト結晶粒の平均アスペクト比とフェライト結晶粒の粒子間距離を特定の範囲に制御する点、鋼の化学成分として特定量のＡｌとＢの添加を必須とする点に特徴を有している。以下、本発明について具体的に説明する。

まず、鋼の金属組織について説明する。

金属組織：フェライト、パーライト、およびベイナイトを有すること
上記したようにベイナイトは鋼の内部の高硬度化、及び疲労特性向上に寄与する金属組織である。一方、フェライトとパーライトは鋼の被削性向上に寄与する金属組織である。したがって鋼の金属組織をフェライト、パーライト、及びベイナイトの混合組織とすることによって、強度と被削性を向上させることができる。もっとも上記したように単にフェライトやベイナイト等を含む金属組織とするだけでは所望の強度と被削性が得られないことから、以下で詳述する様に、各組織の面積率、並びにフェライトの平均アスペクト比、及び粒子間距離等も満足する必要がある。

フェライト、パーライト、及びベイナイトの合計面積率：全組織に対して９５面積％以上
上記したように本発明の鋼の強度と被削性は、金属組織をフェライト、パーライト、及びベイナイトの混合組織とすることによって発現するものである。このような効果を得るためには、全組織に対するフェライト、パーライト、及びベイナイトの合計面積率は９５面積％以上、好ましくは９７面積％以上、より好ましくは９９面積％以上である。なお、フェライト、パーライト、及びベイナイト以外の金属組織には、例えば製造上不可避的に生成し得るマルテンサイトや残留オーステナイトなどが含まれるが、これら組織の面積率が高くなると被削性が劣化することがあるため、全く含まれていなくてもよい。したがって全組織に対するフェライト、パーライト、及びベイナイトの合計面積率は更に好ましくは１００面積％である。

フェライトの面積率：全組織に対して１〜５面積％
フェライトは、パーライトやベイナイトよりも軟質相であるため、切削時に他の組織よりも優先的に破断・分離の起点となり、き裂の発生、進展に有効に作用する組織である。このような作用を得るためには、フェライトの面積率は全組織に対して１面積％以上、好ましくは１．５面積％以上、より好ましくは２面積％以上である。一方、全組織に占めるフェライトの面積率が高くなりすぎると、強度を低下させるだけでなく、工具刃先に凝着しやすくなって被削性が劣化することがある。したがってフェライトの面積率の上限は全組織に対して５面積％以下、好ましくは４．５面積％以下、より好ましくは４面積％以下である。

ベイナイトの面積率：全組織に対して２０〜５０面積％
ベイナイトは、フェライトやパーライトよりも硬質相であるため、高周波焼入れ処理後の部品強度の向上に寄与する組織である。このような作用を得るためには、全組織に対するベイナイトの面積率は２０面積％以上、好ましくは２２．５面積％以上、より好ましくは２５面積％以上である。一方、全組織に占めるベイナイトの面積率が高くなりすぎると、部品強度は向上するものの、被削性が低下する。したがってベイナイトの面積率の上限は全組織に対して５０面積％以下、好ましくは４５面積％以下、より好ましくは４０面積％以下である。

フェライトの結晶粒の平均アスペクト比：５以上
フェライトは軟質相であるため、切削時の破断・分離の起点となりやすいが、このような効果を発揮させるためには、フェライトの面積率が上記範囲内にあるだけでなく、フェライト結晶粒の形状が細長いことが必要である。すなわち、フェライト結晶粒の形状が細長ければ硬質相中で切り欠きとして作用し、被削性が向上すると考えられる。このような効果は、フェライト結晶粒の平均アスペクト比を５以上とする必要がある。平均アスペクト比は好ましくは６以上、より好ましくは７以上である。フェライト結晶粒のアスペクト比が大きいほど切り欠きとして有効に作用するようになるため、上限は特に定めない。

フェライト結晶の粒子間距離：５〜５０μｍ
フェライトは上記のとおり切削時のき裂発生、進展に有効に作用するが、旧オーステナイト粒界に沿ったフェライトの結晶粒が連続していると、切削加工量が多くなるにしたがって工具刃先が凝着摩耗して被削性が劣化する。したがってこのような被削性の劣化を防止する観点から隣接するフェライト結晶の粒子間距離を５μｍ以上、好ましくは１０μｍ以上、より好ましくは１５μｍ以上とするのがよい。このように適切に粒子間距離を確保して隣接するフェライト粒子同士を互いに独立させておくことで、フェライト結晶粒の粒子間に存在する硬質相が凝着を抑制する作用を発揮し、被削性が改善される。一方、フェライト結晶粒の粒子間距離が離れすぎていると、硬質相による工具への負担が大きくなり被削性が劣化することがある。したがってフェライト結晶粒の粒子間距離の上限は５０μｍ以下、好ましくは４５μｍ以下とするのがよい。

被削性と強度に優れた特性を有する本発明の鋼は、上記鋼の金属組織を満足するだけでなく、鋼の成分組成も満足することが必要である。

Ｃ：０．４０〜０．６５％
Ｃは、強度を確保するために必要な元素であり、０．４０％以上含有させることによって、部品として必要な強度（高周波焼入れ後の鋼表面と内部の硬度、及び疲労特性）を確保できる。Ｃは、好ましくは０．４３％以上、より好ましくは０．４５％以上である。しかしＣ量が過剰になると、鋼が硬くなり過ぎて被削性や靱性が劣化する。従ってＣ量は０．６５％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．６２％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。

Ｓｉ：０．０１０〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸元素として作用し、鋼の内部品質を向上させるのに必要な元素である。Ｓｉが少なすぎると、脱酸が不十分となり、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなる。したがってＳｉは、０．０１０％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。しかしＳｉ量が過剰になると、鋼が硬くなり過ぎて被削性が劣化する。したがってＳｉは、０．５０％以下、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下とする。

Ｍｎ：０．２０〜２．０％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて鋼の強度を向上させるのに必要な元素であり、０．２０％以上、好ましくは０．４％以上、より好ましくは０．６％以上とする。しかしＭｎが過剰になると、焼入れ性が向上し過ぎて過剰にベイナイトが生成したり、マルテンサイトが生成し易くなり、被削性が低下する。従ってＭｎは、２．０％以下、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下とする。

Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、Ｐ量が過剰になると加工時に割れが発生するのを助長するので、できるだけ低減する必要がある。従ってＰは、０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。なお、Ｐ量を０％とすることは工業的に困難であることから０％を含まないとした。

Ｓ：０．００２〜０．１０％
Ｓは、鋼に不可避的に含まれる不純物であるが、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成し、鋼の被削性を向上させるのに有効に作用する元素であり、０．００２％以上、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上とする。しかしＳ量が過剰になると、ＭｎＳ系介在物量が増大し、この介在物が加工時（例えば、熱間圧延や熱間鍛造など）に加工方向に伸展するため、加工方向に直角な方向の靱性（横目靱性）が劣化する原因となる。従ってＳ量は０．１０％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。

Ｃｒ：０．０１０〜０．３％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、強度を向上させるために有効に作用する元素である。また、Ａｌとの複合添加によって、鋼の被削性（特に、断続切削性）を高めるのにも有効に作用する元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｃｒは０．０１０％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｃｒ量が過剰になると、粗大な炭化物が生成するか、或いは過冷組織が過剰に生成して被削性を却って劣化させるので、Ｃｒ量は０．３％以下、好ましくは０．２７％以下、より好ましくは０．２５％以下である。

Ａｌ：０．０６〜０．５０％
Ａｌは、鋼中に固溶状態で存在させることによって断続切削したときの被削性を向上させる（工具表面の酸化摩耗を抑制する）ために必要な元素である。また、ＡｌはＮと結合してＡｌＮを析出し、加工時に結晶粒が異常成長して強度が低下するのを防止する元素である。また、Ａｌは、脱酸剤としても作用する。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌは、０．０６％以上、好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．０８％以上とする。しかしＡｌが過剰になると、ＡｌＮが多量に析出して加工性を低下させる。従ってＡｌは０．５０％以下、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下とする。

Ｂ：０．０００５〜０．０１％
Ｂは、焼入れ性の向上や、ＢＮを核としたフェライトの分散によって、更に被削性を改善する作用がある重要な元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｂは、０．０００５％以上、好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上とする。しかしＢが過剰になると、鋼が硬くなり過ぎて被削性が却って劣化する。従ってＢは０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下とする。

Ｎ：０．００２〜０．０２０％
Ｎは、ＡｌＮを析出して加工時に結晶粒が異常成長して強度が低下するのを防止する他、ＢＮを析出して被削性を向上させるのに寄与する元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｎは０．００２％以上、好ましくは０．００４％以上、より好ましくは０．００６％以上とする。しかしＮが過剰になると、ＡｌＮが多量に析出して加工性を低下させる。従ってＮは、０．０２０％以下、好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１６％以下とする。

本発明に係る高強度鋼の成分組成は上記の通りであり、残部は、鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。

また、本発明の効果を損なわない範囲で、更に他の元素として、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌｉ、ＲＥＭなどを積極的に含有させてもよい。

Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れされていない組織が生成するのを抑制するのに作用する元素である。こうした作用は、その含有量が増加するにつれて増大するが、好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０６％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。しかしＭｏを過剰に含有すると、過冷組織が過剰に生成して被削性が低下するため、１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．８％以下であり、更に好ましくは０．５％以下である。

Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、及びＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、熱間加工時に結晶粒が異常成長するのを防止し、鋼の靭性や疲労特性が低下するのを防止する作用を有する元素であり、少なくとも任意の１種以上含有することによってこうした作用が発揮される。こうした作用は、その含有量が増加するにつれて増大するが、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは夫々好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上含有することが望ましい。しかし、これらの元素を過剰に含有すると、硬質の炭化物が多量に生成して鋼の被削性が低下するので、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは夫々、０．２％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下である。なお、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。

Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）
Ｃｕ、およびＮｉは、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効に作用する元素である。こうした作用は、これらの元素の含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるには、Ｃｕ、Ｎｉは夫々好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上である。しかし過剰に含有させると過冷組織が過剰に生成し、延性や靭性が低下するので、Ｃｕ、Ｎｉは夫々３％以下とすることが好ましい。より好ましくは２％以下、更に好ましくは１％以下である。なお、Ｃｕ、およびＮｉは、夫々、単独で含有させてもよいし、両方を含有させてもよく、また両方を含有させる場合の含有量は夫々上記範囲で任意の含有量でよい。

Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．００１％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．００１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌｉ、及びＲＥＭは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、被削性を向上させるのに有効な元素である。こうした作用はその含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるためには、ＣａとＭｇは夫々好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上、ＬｉとＲＥＭは夫々好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００２％以上である。しかし過剰に含有させてもその効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できないので、ＣａとＭｇは夫々好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４０％以下、更に好ましくは０．００３０％以下、ＬｉとＲＥＭは夫々好ましくは０．００１％以下、より好ましくは０．０００８％以下、更に好ましくは０．０００５％以下である。なお、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌｉ、およびＲＥＭは、単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。

こうした本発明の鋼は、上記成分組成を満足する鋼を、８５０〜１２５０℃の温度域で熱間加工した後、前記温度域で５秒〜６０分間保持してから、前記温度域から５００℃までの温度域を０．５〜５℃／ｓの平均速度で冷却することによって製造できる。

上記金属組織を満足する鋼とするには、熱間加工及びその後の冷却速度等の製造条件を適切に制御することが望ましい。

すなわち、熱間加工温度を８５０〜１２５０℃の範囲とすることで低い変形抵抗下で鋼を加工できる。８５０℃未満の場合、鋼の変形抵抗が十分に低下していないため所望の加工が困難となる。好ましくは８７５℃以上、より好ましくは９００℃以上である。変形抵抗の低減による加工性向上の観点からは加熱温度の上限は特に限定されないが、温度が高くなりすぎると、鋼端部にだれが生じて鋼の取扱い性が悪くなったり、変形抵抗が低くなりすぎて過剰な加工が施されることがあるため、上限は１２５０℃以下、好ましくは１２２５℃以下、より好ましくは１２００℃以下とする。なお、熱間加工とは加熱を伴う加工処理であり、熱間圧延や熱間鍛造などの塑性加工が例示される。

上記熱間加工後、該熱間加工温度で一定時間保持することによって、フェライト析出の核となるＢＮをオーステナイト粒界上に析出させることができ、このようにＢＮを析出させることによってフェライトを上記粒子間距離に分散させることができる。このような効果を得るには、保持時間は５秒以上、好ましくは１０秒以上、より好ましくは１５秒以上とすることが望ましい。保持時間は長いほど、ＢＮの成長には有効であるが、保持時間が長くなればなる程、Ｂと結合したＮがＡｌと結合するようになるため、上記ＢＮの析出効果が十分に得られなくなる。したがって保持時間は６０分以下、好ましくは４５分以下、より好ましくは３０分以下である。

ここで保持とは、空冷のように自然に物温が下がる状態を回避するため、カバー、ヒーターなどで物温の低下を抑制した状態を指す。そのため、保持中に物温が低下しても０．５℃／ｓ未満であれば、ＢＮの成長を阻害しない。

上記所定時間保持した後、該保持温度から５００℃までの範囲を０．５〜５℃／ｓの速度で冷却することによって、鋼の金属組織に対するフェライト、パーライト、及びベイナイトの合計面積率を９５面積％以上であって、且つ全組織に対するフェライト、及びベイナイトの各面積率をフェライト１〜５面積％、ベイナイト２０〜５０面積％とすることができると共に、フェライトのアスペクト比を上記範囲内とすることができる。冷却速度が０．５℃／ｓ未満の場合、ベイナイトが２０面積％未満となってしまい、強度が不足する。一方、冷却速度が５℃／ｓを超えるとマルテンサイトが生成しやすくなって被削性が低下する。またフェライト粒が十分に成長できず、アスペクト比が上記範囲外となる。好ましい冷却速度は０．７℃／ｓ以上、より好ましくは０．９℃／ｓ以上であり、好ましくは４．５℃／ｓ以下、より好ましくは４℃／ｓ以下である。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

下記表１〜３に示す化学成分組成の鋼（残部は鉄および不可避的不純物）１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面：φ２４５ｍｍ×下面：φ２１０ｍｍ×長さ：４８０ｍｍのインゴットに鋳造し、以下のいずれかの条件（［熱間圧延Ａ］、［熱間鍛造Ｂ］）で熱間鍛造又は圧延してφ４５ｍｍの丸棒とした。

［熱間圧延Ａ］
上記インゴットを１２００℃に加熱後、熱間鍛造してビレット（１５５ｍｍ角）を得てから冷却した。更にビレットの端部を切断し、ダミービレット（１５５ｍｍ角×長さ：９〜１０ｍ）を溶接した。溶接後、該ビレットを１２００℃に加熱した後、熱間圧延してφ４５ｍｍの丸棒とした後、空冷した。

［熱間鍛造Ｂ］
上記インゴットを１２００℃に加熱後、熱間鍛造してビレット（１５５ｍｍ角）を得てから冷却した。続いてビレットを１２００℃に加熱した後、熱間鍛造してφ４５ｍｍの丸棒としてから空冷した。

上記のようにして作製した各丸棒を、長さ１５０ｍｍ毎に切断して試料とした。各試料は加熱して８００〜１３００℃の温度域で３０分間保持した後、丸棒を熱間鍛造（試料の幅が１２ｍｍの板状になるまで）した。その後、該熱間鍛造温度で０〜５０００秒の時間保持した後、該保持温度から０．３〜１０℃／Ｓの冷却速度で室温まで冷却して試験片を作製した。なお、具体的な各試料の熱間加工時の加熱温度（加熱温度（℃））、該加熱温度での保持時間（保持時間（ｓｅｃ））、平均冷却速度（冷却速度（℃／ｓｅｃ））については、表１〜３に記載した通りである。

（金属組織の観察）
上記各試験片について、下記に示す手順で金属組織、及び金属組織の面積割合を測定した。

各試験片を、長手方向（又は圧延方向）に対して垂直に切断し、Ｄ／４位置（Ｄは板厚）をナイタール腐食し、光学顕微鏡（観察倍率４００倍）で観察・画像（写真）撮影した。任意の１０箇所で撮影した画像（全１０枚）のうち、任意の１００箇所について画像分析し、各箇所のフェライト、パーライト、ベイナイト、及びその他（マルテンサイト等）の組織の面積率を測定し、その平均値を求めた。参考のため図１（ａ）（Ｎｏ．１Ａ）、及び図１（ｂ）（Ｎｏ．１Ｇ−１８）を示す。図１（ａ）に示すように組織内が白く、濃淡のない領域はフェライトであり、それ以外の濃淡のある部分が分散して混在している暗いコントラストの領域はパーライトである。また図１（ｂ）に示すように暗いコントラストの領域のうち、白い部分が針状に混在している領域はベイナイトであり、黒い部分はパーライトであり、その他の白い部分の針状の領域がマルテンサイトである。各組織の面積率を下記表に示す。

（フェライトのアスペクト比、及びフェライトの粒子間距離）
試験片を長手方向に対して垂直に切断した後、エメリー紙、ダイヤモンドバフ、電解研磨によって切断面を鏡面研磨した。試験片の鏡面研磨面を電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：観察倍率１０００倍、加速電圧２０ｋＶ）で観察・画像撮影した。任意の５箇所で観察を行い、各観察箇所の写真を撮影した（全５枚）。撮影した画像は結晶方位解析装置（ＥＢＳＰ）を使って画像の解析を行い、フェライト（解析ではＢＣＣ）のアスペクト比、及びフェライトの粒子間距離を測定し、その平均値を求めた。

（被削性の評価）
上記試験片を切削加工して、長さ：１５０ｍｍ×幅：１００ｍｍ×厚み：１０ｍｍの板材（試験片）に仕上げた。この板材の被削性を評価するために、ホブ切削試験を行い、板材を断続切削したときの工具摩耗量を測定した。切削工具としてＴｉＡｌＮコーティングハイスホブ（すくい面コーティングなし）を用いて以下の切削条件で断続切削を行った。
切削条件：
・切り込み量：１．０ｍｍ
・送り速度：０．２４ｍｍ／ｍｉｎ
・切削速度：１６５ｍ／ｍｉｎ
・切削雰囲気：乾式
・切削長：１５０ｍｍ／カット

断続切削を５０カット（１カットの切削長さ：１５０ｍｍ）行った後、工具表面を光学顕微鏡（観察倍率１００倍）で観察し、逃げ面摩耗量（工具摩耗量）を測定し、平均値を求めた。本発明では、断続切削後の逃げ面摩耗量が５０μｍ以下のものを、合格（○）と評価した。

（部品強度の評価）
上記試験片の中央位置付近からＪＩＳ Ｚ２２７４に準拠した１号疲労試験片（標点間部の直径：φ６ｍｍ）を採取し、疲労試験片に高周波焼入れ処理（加熱温度：８５０℃、冷却条件：水冷）を施して強度試験片を得た。この強度試験片を用いて以下の条件でビッカース硬さ、及び疲労特性の評価を行った。

（ビッカース硬さ）
上記強度試験片の標点間中央で垂直に切断し、横断面が測定面となるように冷間樹脂に埋め込んだ。強度試験片の横断面を鏡面状態に研磨して仕上げた後、ビッカース硬さ試験機を用いて測定した。

具体的には、上記鏡面仕上げした試験片の表層部（試験片最表面から0.05mm内側）とＤ／４部（Ｄは試験片厚み）の２箇所で測定を行った。測定に際しては測定荷重を３００ｇとし、３回測定して平均値を求めた。本発明では、Ｄ／４部のビッカース硬さは、２３０Ｈｖ以上を合格（高強度）、２３０Ｈｖ未満を不合格（強度不足）と評価した。また表層部のビッカース硬さは、６７０Ｈｖ以上を合格（高強度）、６７０Ｈｖ未満を不合格（強度不足）と判定した。

（疲労特性）
上記強度試験片の疲労特性を回転曲げ試験機を用いて回転曲げ疲労特性の評価を行った。具体的には周波数２０Ｈｚ、負荷応力を７００ＭＰａ〜１００ＭＰａの間で変化させ、１０^７回寿命に相当する応力（ＭＰａ）を求めて、この値を疲労特性の指標とした。本実施例では、疲労限応力が２２０ＭＰａ以上を合格（高強度）、２２０ＭＰａ未満を不合格（強度不足）と判定した。

上記結果より、本発明の要件を満足する例は強度及び被削性に優れていた。一方で本発明の要件を満足しない例では以下の様な不具合を有していた。

本発明の製造条件（熱間加工温度、保持温度、冷却速度）を満足しない１Ｇ−１、１Ｇ−６、１Ｇ−７、１Ｇ−８、１Ｇ−１２、１Ｇ−１３、１Ｇ−１８、１Ｇ−１９では、本発明で規定する金属組織の要件（面積率、フェライト結晶粒の平均アスペクト比、フェライト結晶粒の粒子間距離）を満足せず、被削性および／または強度を満足しなかった。

詳細には熱間加工温度が低い１Ｇ−１では、フェライトやベイナイトの面積率が規定範囲を外れると共にフェライト結晶粒の粒子間距離が短いため、鋼内部の硬度が不足した。

また熱間加工温度が高い１Ｇ−６では、フェライト結晶粒の平均アスペクト比が本発明の範囲を下回っており、十分な被削性が得られなかった。また加工温度が高かったため、だれ、過剰加工が発生していた。

加熱後の保持時間が短かった１Ｇ−７と１Ｇ−８では、フェライトの面積率が規定範囲を下回ると共に（１Ｇ−７）、フェライト結晶粒の平均アスペクト比やフェライト結晶粒の粒子間距離を満足しなかったため、十分な被削性が得られなかった。

また加熱後の保持時間が長かった１Ｇ−１２では、フェライトが生成しなかったため、十分な被削性が得られなかった。

冷却速度が遅かった１Ｇ−１３では、フェライトとベイナイトの面積率が規定範囲を外れると共に、フェライト結晶粒のアスペクト比も本発明の範囲を下回っており、鋼内部の硬度が不足した。

冷却速度が速かった１Ｇ−１８、１９では、フェライトが生成しなかったため、十分な被削性が得られなかった。

また本発明の鋼の化学成分を満足しない２Ｋ〜２Ｚでも、被削性および／または硬度を満足しなかった。

詳細には、Ｃ含有量が少ない２Ｋでは、ベイナイト面積率が規定範囲を下回ると共に、フェライトアスペクト比も規定の範囲を外れており、鋼の内部及び表面の硬度を確保できなかった。またＣ含有量が多い２Ｌでは、鋼が硬くなり過ぎて被削性が悪かった。

Ｓｉ含有量が少ない２Ｍでは、疲労特性が劣った。またＳｉ含有量が多い２Ｎでは、鋼が硬くなり過ぎて被削性が悪かった。

Ｍｎ含有量が少ない２Ｏでは、フェライト面積率が高く、疲労特性が劣った。またＭｎ含有量が多い２Ｐでは、全組織に占めるフェライト、パーライト、及びベイナイトの合計面積率が低くなり、被削性が悪かった。

Ｐ含有量が多い２Ｑでは、疲労特性が劣った。

Ｓ含有量が少ない２Ｒでは、被削性が悪かった。またＳ含有量が多い２Ｓでは、疲労特性が劣った。

Ｃｒ含有量が少ない２Ｔでは、フェライトの面積率が高くなると共にフェライト結晶粒の粒子間距離が規定範囲を上回っており、疲労特性が劣った。またＣｒ含有量が多い２Ｕでは、ベイナイト面積率が高く鋼が硬くなり過ぎて被削性が悪かった。

Ａｌ含有量が少ない２Ｖでは、被削性が悪かった。またＡｌ含有量が多い２Ｗでは、被削性と疲労特性が悪かった。

Ｂ含有量が少ない２Ｘでは、フェライト面積率が高い一方でベイナイト面積率が低く、またフェライト結晶粒の平均アスペクト比も小さかったため、内部硬さと疲労特性に劣った。Ｂ含有量が多い２Ｙでは、ベイナイト分率が高く鋼が硬くなりすぎて被削性が悪かった。

Ｎ含有量が外れる２Ｚでは、フェライト面積率が高く、またフェライト粒の平均アスペクト比を満足しなかったため、被削性および疲労特性を満足しなかった。

Claims (6)

1. Ｃ：０．４０〜０．６５％（質量％の意味、化学成分について以下同じ）、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．２０〜２．０％、
   Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、
   Ｓ：０．００２〜０．１０％、
   Ｃｒ：０．０１０〜０．３％、
   Ａｌ：０．０６〜０．５０％、
   Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
   Ｎ：０．００２〜０．０２０％
   を含有し、残部は鉄、及び不可避的不純物からなると共に、
   鋼の金属組織が、フェライト、パーライト、およびベイナイトを有し、全組織に対するフェライト、パーライト、及びベイナイトの合計面積率は９５面積％以上であって、且つ全組織に対するフェライト、及びベイナイトの各面積率は、フェライトは１〜５面積％、ベイナイトは２０〜５０面積％であると共に、フェライト結晶粒の平均アスペクト比が５以上であって、且つ、フェライト結晶粒の粒子間距離が５〜５０μｍであることを特徴とする被削性に優れた高周波焼入れ用鋼。
2. 更に他の元素として、
   Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の高周波焼入れ用鋼。
3. 更に他の元素として、
   Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、及びＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有するものである請求項１または２に記載の高周波焼入れ用鋼。
4. 更に他の元素として、
   Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高周波焼入れ用鋼。
5. 更に他の元素として、
   Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、
   Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、
   Ｌｉ：０．００１％以下（０％を含まない）、および
   ＲＥＭ：０．００１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高周波焼入れ用鋼。
6. 請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を満足する鋼を、
   ８５０〜１２５０℃の温度域で熱間加工した後、前記温度域で５秒〜６０分間保持してから、前記温度域から５００℃までの温度域を０．５〜５℃／ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする被削性に優れた高周波焼入れ用鋼の製造方法。