JP2013001929A - 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】硬度及び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】本発明の高周波焼入れ用鋼は、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：１．０〜２．０％、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：０．００５０〜０．０１０％、Ｎ：０．０１〜０．０３０％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなると共に、窒化物を０．０１０％以上有し、且つ、鋼の金属組織が、パーライト、及びベイナイトを有し、更にフェライトを有していてもよく、全組織に対するパーライト、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面積％以下（０％を含む）、ベイナイトは２０〜５０面積％である。
【選択図】図１

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（例えば、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）が現在の主流である。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の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る。また、鋼部品の内部硬度は高周波焼入れ処理の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強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。

ところで、実際の加工においては、例えば軸付き歯車のように、軸部分の加工には連続切削が行われ、歯車部分の加工には断続切削が行われることから、断続切削と連続切削のいずれの被削性にも優れた特性が要求される。しかしながら、断続切削に比べて連続切削では高温（８００℃以上）となることから、従来の断続切削性の向上を図る鋼材では、高温となる連続切削においては、総じて工具刃先の高温化に伴う損傷度合いが高くなるなど、被削性が悪化するという問題があった。

しかも連続切削の場合、切削加工した鋼材の切り屑が繋がって発生しやすくなるが、切り屑が繋がって伸びると、この切り屑が機械に絡みつくなどして機械が損傷するだけでなく、作業者がけがを負うなどの危険があった。そのためチップブレーカーなどによって切り屑を分断しなければならず、安全性も問題となっていた。

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、切削加工時の被削性（断続切削性と連続切削性）と、連続切削加工によって発生する切り屑の分断性とに優れた特性を有すると共に、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高い硬度（表層部と内部のビッカース硬度）や高い疲労特性（回転曲げ疲労特性）を確保でき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：１．０〜２．０％、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：０．００５０〜０．０１０％、Ｎ：０．０１０〜０．０３０％、を含有し、残部は鉄、及び不可避的不純物からなると共に、窒化物を０．０１０％以上有し、且つ、鋼の金属組織が、パーライト、およびベイナイトを有し、更にフェライトを有していてもよく、全組織に対するパーライト、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面積％以下（０面積％を含む）、ベイナイトは２０〜５０面積％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：１．０％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：０．００１０％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を含有するものも好ましい実施態様の一つである。

また上記課題を解決し得た本発明に係る高周波焼入れ用鋼の製造方法は、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、前記温度域から７００℃までの温度域を０．０５〜０．５℃／ｓの平均冷却速度で冷却した後、７００〜５００℃までの温度域を１．０〜５．０℃／ｓの平均冷却速度で冷却することに要旨を有するものである。

本発明によれば、鋼の成分組成や窒化物量を規定すると共に、鋼の金属組織の割合を適切に制御することによって、切削加工時の被削性に優れ、しかも鋼部品の強度（鋼部品の表層、及び内部の硬度と疲労特性を含む）にも優れた高周波焼入れ用鋼を提供できる。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、断続切削や連続切削したときの工具寿命が良好であり、しかも連続切削加工時に発生する切り屑の分断性にも優れている。更に切削加工後、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）は表１の鋼種１Ａの金属組織写真であり、図１（ｂ）は表１の鋼種１Ｇ−１７の金属組織写真である。

本発明者らは、断続切削と連続切削の被削性と連続切削時の切り屑分断性が良好で、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Ｎと、Ａｌ、Ｂの複合添加、及び、ＭｎとＢの添加量増加）したうえで、鋼の金属組織を適切に制御（全金属組織に占めるパーライト、及びベイナイトの面積率、更にフェライトを含むときはフェライトの面積率を適切に制御）し、更に鋼材中の窒化物を特定の範囲に制御することによって、これらの特性を全て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。

鋼部品の強度を確保するため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のベイナイト比率を高めれば、内部硬度と疲労特性の向上は可能である。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、要求される金属組織としても連続切削性と断続切削性は改善されない。

まず、本発明者らは連続切削性と断続切削性について検討した。軸物等に行われる連続切削時には、切削工具は常に鋼材（被削物）と高温、高圧下で接触状態にあるため、工具刃先が欠損し易いことは一般に知られている。この点についてより詳細に検討したところ、連続切削性が劣化するのは鋼材の切削前の初期硬度だけでなく、切削による加工硬化に起因することがわかった。そこで鋼材が切削によって生じる加工硬化を抑制できれば、鋼材の硬度を低下させることなく被削性を向上できるとの考えに基づき検討を重ねた。その結果、鋼材の加工硬化が顕著になるのは、鋼材の軟質相への歪みの局在化に起因することがわかった。即ち、硬質相（ベイナイト、マルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトなど）と、軟質相（フェライト）が混在している場合、軟質相に変形が集中しやすく、その部分が著しく加工硬化することによって鋼材が硬くなりやすい。そのため、軟質相であるフェライトの生成を抑制することで加工硬化を抑制できるものと考えた。

もっとも、硬質相とされる金属組織のうちでも、マルテンサイトと残留オーステナイトの比率が高くなると硬度が高くなりすぎて、工具刃先が損傷し易くなるため、ベイナイトとパーライトの混合組織を主体とし、マルテンサイトと残留オーステナイトを抑制することとした。

更にフェライトの比率を減少させると被削性が低下することから、被削性を向上させる技術について検討した結果、フェライト比率を抑制しても、鋼中の窒化物量を増大させることで部品硬さを低下させることなく、被削性を向上できること、そして鋼中の窒化物を増大させると、連続切削した際の切り屑の分断性が良好となり、切り屑が適度に分断されることを見出した。

一方、歯車の歯切り加工のように断続切削を行う場合、切削工具は切削と空転を繰り返すが、空転時に高温の工具刃先が大気中の酸素によって酸化されるため、酸化摩耗によって被削性が悪化することがわかった。そこで、工具刃先の酸化を抑制する手段について検討したところ、工具刃先の酸化摩耗を抑制するためには、鋼材中にＡｌを固溶状態で存在させて鋼材の急速な酸化を防止することで工具刃先の酸化を抑制できるとの知見を得た。

しかも上記のように鋼中の窒化物量を増大させておくと、断続切削においても良好な被削性を発揮できることがわかった。

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、強度と被削性を改善するためには金属組織のパーライト、及びベイナイトの面積率（フェライトを含むときはフェライトの面積率）を制御することが有効であるが、フェライト面積率を低減すると被削性が低下してしまう。そこで鋼中の窒化物量を増大させることによって鋼材を脆化させ、切削による鋼材の破断、分離性を高めることができ、被削性が良好となるものと考えられる。しかもこのように鋼材を脆化させることによって、靭性が低下するため切削後の切り屑が分断されやすくなるものと考えられる。

そして本発明者らはフェライト面積率を低減して加工硬化を抑制するには、ＢとＭｎの添加量を増加させることが有効であること、また被削性と切り屑分断性に有効な窒化物量を増大させるには、ＮとＡｌ、Ｂの添加量を増大させること、またフェライトの生成を抑えつつ、窒化物を生成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。

本発明は以上の知見に基づきなされたものであってパーライト、およびベイナイトの面積率（フェライトを含むときはフェライトの面積率）を適切に制御する点、窒化物を積極的に導入する点、鋼の化学成分として特定量のＡｌ、Ｍｎ、Ｂ、Ｎ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：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とパーラ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。したがって鋼の金属組織を実質的にパーライト、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パーライトやベイナイトを含む金属組織とするだけでは所望の強度と被削性のバランス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、並びに窒化物の導入、及び成分組成等も満足する必要がある。

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内部強度は、パーライトと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、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フェライト、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加工硬化によって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。

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、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、及び疲労特性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。

フェライトの面積率（フェライトを含む場合のみ）：全組織に対して１面積％以下（０面積％を含む）
フェライトは、パーライトやベイナイトと比較して軟質相であるため、切削加工時に変形応力が加わると硬質相の緩衝材として作用して鋼材の加工硬化を助長させる。そのため、加工硬化を抑制する観点からはフェライトはできるだけ少ない方が望ましく、１面積％以下とする。なお、残部組織は主にパーライトであるが、不可避的に生成することがあるマルテンサイトや残留オーステナイトなどを含むことがある。

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、及び鋼材中の窒化物量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：１．０〜２．０％
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る。またＭｎはＡ_３温度を低下させるため、フェライトの生成抑制に有効な元素である。このような効果を得るためにはＭｎは１．０％以上、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．４％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。

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０．０８％以上、より好ましくは０．１０％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：０．００５０〜０．０１０％
Ｂは、フェライトの生成を抑制する効果を有す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、０．００５０％以上、好ましくは０．００５５％以上、より好ましくは０．００６０％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０．０１０％以下、好ましくは０．００９５％以下、より好ましくは０．００９０％以下とする。

Ｎ：０．０１０〜０．０３０％
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。また後記する窒化物生成に必須の元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｎは０．０１０％以上、好ましくは０．０１２％以上、より好ましくは０．０１４％以上とする。しかしＮが過剰になると、固溶Ｎ量が増加して動的ひずみ時効が生じ、鋼材の加工硬化が進行して被削性が劣化する。従ってＮは、０．０３０％以下、好ましくは０．０２８％以下、より好ましくは０．０２６％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：１．０％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、１．０％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る。また連続切削時の切り屑分断性にも有効に作用する元素である。こうした作用は、少なくとも任意の１種以上を含有することによって発揮され、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０．１０％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：０．００１０％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（ＲＥＭは０．００１０％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。ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味であり、これらの中から任意に選ばれる１種または２種以上を含有してもよい。

窒化物：０．０１０％以上
上記成分組成に加えて、本発明の鋼は窒化物を０．０１０％以上含有するものである。窒化物含有量が増えると、切削した鋼が工具刃先で加工硬化する前に分断されるため、切削エネルギーを小さくできる。また窒化物は鋼を脆化するためフェライト面積率が低くても被削性が向上する。

本発明における窒化物は鋼材に含まれる元素との窒化物であればよく、例えばＡｌＮ、ＢＮ、ＴｉＮ、ＮｂＮなどが挙げられるが、これら窒化物と炭素との複合窒化物（炭窒化物）も含まれる。なお、窒化物の具体的な構成元素はこれらに限定されない。

窒化物によって切り屑分離性が向上する。このような効果を発揮させるためには、窒化物は０．０１０％以上、好ましくは０．０１１％以上、更に好ましくは０．０１２％以上である。窒化物量が多くなれば被削性も一層高くなるため、上限は特に設けないが、窒化物は好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０２５％以下、更に好ましくは０．０２０％以下とすることが望ましい。

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、前記温度域から７００℃までの温度域を０．０５〜０．５℃／ｓの平均冷却速度で冷却した後、７００〜５００℃までの温度域を１．０〜５．０℃／ｓの平均冷却速度で冷却することによって製造できる。

上記金属組織、及び窒化物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、該熱間加工温度から７００℃までの範囲を０．０５〜０．５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却することによって、フェライトの生成量を抑制しながら窒化物を生成できる。冷却速度が速くなりすぎると、窒化物の生成量が低減するため、平均冷却速度は０．５℃／ｓ以下、好ましくは０．４５℃／ｓ以下、より好ましくは０．４０℃／ｓ以下である。一方、冷却速度が遅くなりすぎると、フェライトの生成量が増大し、加工硬化が生じ易くなるため、平均冷却速度は０．０５℃／ｓ以上、好ましくは０．１℃／ｓ以上、より好ましくは０．１５℃／ｓ以上である。

更に、７００〜５００℃までの温度域を１．０〜５．０℃／ｓの平均冷却速度で冷却することによって鋼の金属組織に対する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ベイナイトの面積率を２０〜５０面積％とすることができると共に、全組織に対するフェライトの面積率を１面積％以下とすることができる（なお、残部組織は主にパーライトであるが、不可避的に生成することがあるマルテンサイトや残留オーステナイトなどを含むことがある）。平均冷却速度が１．０℃／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、平均冷却速度が５．０℃／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。好ましい平均冷却速度は１．５℃／ｓ以上、より好ましくは２．０℃／ｓ以上であり、好ましくは４．５℃／ｓ以下、更に好ましくは４．０℃／ｓ以下である。なお、５００℃から室温までは空冷、風冷など、製造設備や製造条件などに応じて適宜選択すればよく、特に限定されない。

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、インゴット（上面：φ２４５ｍｍ×下面：φ２１０ｍｍ×長さ：４８０ｍｍ）に鋳造した。続いて上記インゴットを１２００℃に加熱した後、熱間鍛造してビレット（１５５ｍｍ角）にしてから冷却した。その後、以下のいずれかの条件（［熱間圧延Ａ］、［熱間鍛造Ｂ］）で熱間圧延又は鍛造した。

［熱間圧延Ａ］（表１〜３：１Ａ〜２Ｚ）
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（２本作成した（Ａ−１、Ａ−２））。

Ａ−１（１本目）：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、室温まで空冷した。得られたＡ−１鋼は熱間鍛造に供した。

Ａ−２（２本目）：溶接後、該ビレットを８００℃〜１３００℃に３０分加熱した後、熱間鍛造してφ８０ｍｍの丸棒とした。その後、７００℃までを平均冷却速度（「７００℃までの冷却速度（℃／ｓｅｃ）」）０．００５〜５℃／ｓで冷却した後、７００℃から５００℃までは平均冷却速度（「７００℃以下の冷却速度（℃／ｓ）」）０．１〜１０℃／ｓで冷却し、その後、室温まで空冷した。続いて長さ３５０ｍｍ毎に切断して試験片を作製し、連続切削を行った。

［熱間鍛造Ｂ］（表３：３Ａ〜３Ｚ）
Ｂ−１（１本目）：上記ビレット（１５５ｍｍ角）を１２００℃に加熱した後、熱間鍛造してφ４５ｍｍの丸棒とした後、室温まで空冷した。得られたＢ−１鋼は熱間鍛造に供した。

Ｂ−２（２本目）：上記ビレット（１５５ｍｍ角）を１１００℃に３０分加熱した後、熱間鍛造してφ８０ｍｍの丸棒とした。その後、７００℃までを平均冷却速度（「７００℃までの冷却速度（℃／ｓ）」）０．３℃／ｓで冷却した後、７００℃から５００℃までは平均冷却速度（「７００℃以下の冷却速度（℃／ｓ）」）１℃／ｓで冷却し、その後、室温まで空冷した。続いて長さ３５０ｍｍ毎に切断して試験片を作製し、連続切削を行った。

上記のようにして作製したＡ−１、Ｂ−１は、長さ１５０ｍｍ毎に切断して試料とした。各試料は表１〜３に記載の温度（「加熱温度（℃）」）に加熱して３０分間保持した後、丸棒を熱間鍛造（試料の厚みが１２ｍｍになるまで）して板状に成形した。その後、該熱間鍛造温度から７００℃までを表１〜３に記載の平均冷却速度（「７００℃までの冷却速度（℃／ｓ）」）で冷却した後、７００℃から５００℃までは表１〜３に記載の平均冷却速度（「７００℃以下の冷却速度（℃／ｓ）」）で冷却し、その後、室温まで冷却（放冷）した（７００℃までの冷却速度とは異なる平均冷却速度を採用した）。得られた試験片で、断続切削を行った。

（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、長手方向に対して垂直に切断し、Ｄ／４位置（Ｄは板厚）を３％ナイタール液で腐食し、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（マルテンサイトや残留オーステナイト等）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−１７）を示す。図１（ａ）に示すように組織内が白く、濃淡のない領域はベイナイトであり、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等である。各組織の面積率を下記に示す。

（窒化物量の測定）
試験片にＸ線を照射して窒化物の有無を確認した後、抽出残渣法で窒化物を分離抽出して、窒化物量を算出した。

試験片から切り出したサンプルで、鋼中の全窒化合物量を算出する。鋼中の全窒化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いる。試験片からサンプルを切り出し、１０％ＡＡ系電解液（鋼表面に不動態被膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には１０％アセチルアセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部：メタノール）中で、定電流電解を行なう。約０．５ｇサンプルを溶解させ、不溶解残渣（窒化合物）を穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウム及び純Ｃｕチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせる。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。フェノール、次亜塩素酸ナトリウム及びペンタシアノニトロシル鉄（ＩＩＩ）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定する。

（被削性の評価）
（断続切削性）
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：４２ｍｍ／ｓ
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７０μｍ以下のものを、合格（○）と評価した。

（連続切削性）
上記試験片を以下の切削条件で３０００ｍｍ長手方向旋削（連続切削）した後、逃げ面摩耗量を測定した。
切削条件
切削工具：Ｐ１０
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
切り込み量：１．５ｍ
送り量：０．２５ｍｍ
切削油：なし

連続切削を３０００ｍ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、連続切削後の逃げ面摩耗量が７０μｍ以下であって、切り屑分断性にも優れているものを、合格（○）と評価した。なお、切り屑分断性は、連続切削を行ったときの切り屑を評価し、チップブレーカーなどによって切り屑を分断しなくても、切り屑が十分に分断されている場合を切り屑分断性に優れていると評価した。

（部品強度の評価）
上記試験片の中央位置付近からＪＩＳ Ｚ２２７４に基づいて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。硬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、鋼材全体の硬度を評価するため、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、２５０Ｈｖ以上を合格（高強度）、２５０Ｈｖ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−１０〜１Ｇ−１２、１Ｇ−１６、１Ｇ−１７では、本発明で規定する金属組織の要件（面積率）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ため、断続切削性と連続切削性が悪く、熱処理後の鋼材の強度も劣化した。

７００℃までの冷却速度が遅かった１Ｇ−６と１Ｇ−７では、フェライトの面積率が高くなっており、断続切削性と連続切削性のいずれも悪かった。

７００℃までの冷却速度が速かった１Ｇ−１０では、鋼材中の窒化物量が少なく、連続切削性が悪かった。

７００℃以下の冷却速度が遅かった１Ｇ−１１と１Ｇ−１２では、フェライト面積率が高くなると共に、ベイナイト面積率も本発明の規定を外れ（１Ｇ−１２）、断続切削性と連続切削性のいずれも悪いと共に、熱処理後の強度も不十分であった。

７００℃以下の冷却速度が速かった１Ｇ−１６と１Ｇ−１７では、パーライトとベイナイトの合計面積率が低く、断続切削性と連続切削性のいずれも悪いと共に、熱処理後の疲労限強度（１Ｇ−１７）も悪かった。

また本発明の鋼の化学成分を満足しない２Ｊ〜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２Ｊでは、ベイナイト面積率が規定範囲を下回ると共に、フェライト面積率も規定の範囲を外れており、断続切削性が悪くなっていると共に、熱処理後の強度も悪かった。またＣ含有量が多い２Ｋでは、被削性が悪かった。

Ｓｉ含有量が少ない２Ｌでは、パーライトとベイナイトの合計面積率が規定を外れ、疲労特性が劣った。またＳｉ含有量が多い２Ｍでは、被削性が悪かった。

Ｍｎ含有量が少ない２Ｎでは、フェライト面積率が高く、被削性と熱処理後の疲労特性が劣った。またＭｎ含有量が多い２Ｏでは、被削性が悪かった。

Ｐ含有量が多い２Ｐでは、疲労特性が劣った。

Ｓ含有量が少ない２Ｑでは、連続切削性と疲労限強度が悪かった。またＳ含有量が多い２Ｒでは、疲労特性が劣った。

Ｃｒ含有量が少ない２Ｓでは、連続切削性が悪く、疲労限強度も劣った。またＣｒ含有量が多い２Ｔでは、被削性が悪かった。

Ａｌ含有量が少ない２Ｕでは、断続切削性が悪かった。またＡｌ含有量が多い２Ｖでは、連続切削性が悪かった。

Ｂ含有量が少ない２Ｗでは、断続切削性に劣った。Ｂ含有量が多い２Ｘでは、連続切削性が悪かった。

Ｎ含有量が少ない２Ｙでは、鋼材中の窒化物含有量も少なく、連続切削性が悪かった。またＮ含有量が多い２Ｚでは、被削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：０．０１０〜０．５０％、
   Ｍｎ：１．０〜２．０％、
   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：０．００５０〜０．０１０％、
   Ｎ：０．０１０〜０．０３０％、
   を含有し、残部は鉄、及び不可避的不純物からなると共に、窒化物を０．０１０％以上有し、且つ、
   鋼の金属組織が、パーライト、およびベイナイトを有し、更にフェライトを有していてもよく、全組織に対するパーライト、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面積％以下（０面積％を含む）、ベイナイトは２０〜５０面積％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：１．０％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：０．００１０％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、前記温度域から７００℃までの温度域を０．０５〜０．５℃／ｓの平均冷却速度で冷却した後、７００〜５００℃までの温度域を１．０〜５．０℃／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。