JP2016166399A - 高周波焼入れ用鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】優れた転動疲労寿命を確保できる高周波焼入れ用鋼の提供。
【解決手段】Ｃ：０．４〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜３．０％、Ｍｏ：０〜０．１５％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．００３０％およびＴｉ：０〜０．１０％を含有し、（Ａ）最大介在物径√ａｒｅａ_ｍａｘが５０μｍ以下（Ｂ）５０％以上が、酸化物と硫化物をともに質量％で５％以上含む（Ｃ）ＣａＯ−Ａｌ₂Ｏ₃−ＭｇＯの３元系酸化物としたときの含有量と、（Ｄ）ＣａＳ、ＭｎＳの含有量と、が特定範囲にあることを満足する高周波焼入れ用鋼。
【選択図】なし

Description

本発明は、転動疲労寿命に優れた高周波焼入れ用鋼に関する。

自動車用部品の中でも、高い面圧が繰返し作用する「等速ジョイント」や「ハブユニット」といった部品（以下、「転動部材」ともいう。）には、優れた転動疲労特性が必要となる。「等速ジョイント」や「ハブユニット」の素材には、主としてＪＩＳ Ｇ ４０５１（２００９）に記載の「機械構造用炭素鋼鋼材」が用いられており、転動疲労特性が必要な部位のみを高周波焼入れ処理によって硬化させることが行われている。

高周波焼入れのメリットとしては、必要な部位のみ硬化できることや、インライン処理ができるため、他のバッチ式の表面処理に比べて工程の自由度が高いことが挙げられる。

転動疲労特性は、鋼中の非金属介在物（以下、単に「介在物」ともいう。）、特に、酸化物と硫化物により低下することが知られている。そのため、従来は、鋼中のＯ（酸素）およびＳ（硫黄）の含有量を少なくする試みがなされており、その結果、転動疲労寿命も向上してきた。

自動車部品においては、エンジンの高出力化や部品の軽量化のニーズによって、上記部品の使用条件がますます高面圧化、高温化して過酷なものとなり、このため、より一層長い転動疲労寿命が求められるようになってきた。
しかしながら、単にＯおよびＳの含有量を低減させるだけでは所望の良好な転動疲労寿命を確保することができず、鋼中の酸化物と硫化物のサイズを小さくして転動疲労寿命を改善することが提案されている。

特許文献１には、特定の組成を有する線状または棒状の圧延鋼材であって、酸化物系と硫化物系からなる複合介在物の平均粒径と個数を限定した曲げ疲労強度および転動疲労強度に優れた高周波焼入れ用鋼が開示されている。

特許文献２には、Ｃａ、Ｍｇを含む特定の組成を有する転動疲労寿命に優れた「高周波焼入れ用非調質鋼」が開示されている。

また、本発明者も、特許文献３において、Ｃａ／Ｏの値を制御し、酸化物を（Ａｌ、Ｃａ）Ｏにすることによって、Ａｌ₂Ｏ₃酸化物の凝集および粗大化を抑制した「高周波焼入れ用鋼材」を提案している。

さらに、特許文献４においては、超音波疲労試験の破壊起点である介在物径を極値統計処理して予測される最大介在物径、および超音波疲労試験の破壊起点となる酸化物または硫化物の組成を限定した「高周波焼入れ用鋼材」が開示されている。

これらの鋼の疲労破壊の起点になりうる粗大介在物のサイズを評価する方法としては、非特許文献１に、極値統計処理によるものが提案されている。

特開平１１−１７４９号公報 特開２００４−２５０７６９号公報 国際公開第２０１４／０２７４６３号 特開２０１３−１８５２５０号公報

村上敬宜：金属疲労 微小欠陥と介在物の影響（１９９３）、［養賢堂］

特許文献１で開示されている高周波焼入れ用鋼は、平均粒径が１０μｍ以上の酸化物系と硫化物系の粗大複合介在物を極力少なく抑えれば、曲げ疲労特性と転動疲労特性が向上するとの知見に基づくものである。そして、上記の粗大複合介在物を低減させるために、Ａｌ、ＳおよびＯの含有量を適正範囲に制御したうえで、鋳片の冷却速度ならびに、圧延時の加熱条件および圧延条件を制御することが提案されている。しかしながら、特許文献１では、転動疲労特性に及ぼす酸化物および硫化物の組成の影響とその制御については全く考慮されていない。そのため、ＡｌやＯ、Ｓの含有量が少ない場合でも、粗大な酸化物あるいは硫化物が出現し、優れた転動疲労寿命が得られないことがある。

特許文献２で開示されている高周波焼入れ用鋼は、Ｃａを０．０００３〜０．００２０％添加することによって、ＭｎＳのアスペクト比を小さくして、転動疲労寿命の向上を図った鋼である。しかし、寿命向上に必要な酸化物の形態制御については十分検討されていない。

また、本発明者らが提案した特許文献３は、溶鋼段階で起こるＡｌ₂Ｏ₃酸化物の凝集および粗大化を抑制するために、Ｃａ、ＯおよびＳ量を制御したものであって、転動疲労寿命に優れる鋼を実現した。しかし、この発明では、転動疲労寿命に及ぼす凝固後の介在物組成については検討していない。

特許文献４は、疲労破壊の起点となりうる酸化物系および硫化物系の介在物の組成を制御し、転動疲労特性を向上させたものである。しかし、実際の破壊起点となる介在物は必ずしも酸化物あるいは硫化物として別個に存在するものではないという問題がある。また、粗大介在物を転動疲労特性に対して無害化するために必要な、溶鋼段階および凝固段階での介在物組成・形態の制御については考慮されていない。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたものであり、その目的は、鋼中の非金属介在物、特に溶鋼段階および凝固後の鋼材に含まれる酸硫化物の組成および形態を適切に制御することにより、転動部材の過酷な使用環境下においても、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、優れた転動疲労寿命を確保できる高周波焼入れ用鋼を提供することにある。

一般に、転動疲労は、鋼材中に存在する介在物に繰返し荷重が加わり、応力集中によってき裂が生じ、その後、繰返し荷重によってき裂が徐々に進展し、最終的に剥離に至る現象である、と理解されている。

そこで、本発明者らは、介在物の組成と形態に着目して検討を行い、下記の（ａ）〜（ｆ）の重要な知見を得た。

（ａ）Ｃａによって、硫化物の組成を制御することができる。具体的には溶鋼中にＣａを添加した際に、溶鋼中あるいは鋼の凝固段階でＣａがＳと結びつき、（Ｍｎ、Ｃａ）ＳおよびＣａＳを生成する。（Ｍｎ、Ｃａ）ＳおよびＣａＳの生成により、硫化物の径が小さくなり、分散するため、転動疲労の応力集中源となる粗大なＭｎＳ硫化物が低減する。

（ｂ）Ｏの含有量を低減させた場合でも、酸化物がＡｌ₂Ｏ₃を主体とするものである場合には、凝集、合体して粗大な介在物として存在することがあり、このときには良好な転動疲労寿命が得られない可能性がある。

（ｃ）上述したＣａの添加を、アルミキルド鋼（以下、「Ａｌキルド鋼」という。）の溶鋼段階で行った場合には、脱酸生成物Ａｌ₂Ｏ₃はＣａと反応し、低融点組成酸化物の（Ａｌ、Ｃａ）Ｏに変化する。このとき、溶鋼中で酸化物は球状化し、凝集粗大化が抑制される。

（ｄ）Ｓを含む鋼が凝固する際に、未凝固の溶鋼にＳが濃縮し、同時に介在物が溶鋼中に押し出される傾向がある。Ｃａを添加したＡｌキルド鋼では、凝固が進み、Ｓが溶鋼に濃化するのに従い、球状（Ａｌ、Ｃａ）Ｏに含まれるＣａＯが、鋼中のＡｌ、Ｍｇ、Ｓと
３ＣａＯ ＋ ２Ａｌ ＋ ３Ｓ → Ａｌ₂Ｏ₃ ＋ ３ＣａＳ
ＣａＯ ＋ Ｍｇ ＋ Ｓ → ＭｇＯ ＋ ＣａＳ
の反応を起こす。そのため、Ｃａ、Ｓ、Ｍｇを含むＡｌキルド鋼が凝固する際には、酸化物の組成に占めるＣａＯの比率が減少し、Ａｌ₂Ｏ₃およびＭｇＯの分率が高くなる。特に、安定性の高いＡｌとＭｇの酸化物であるＡｌ₂ＭｇＯ₄が増加する。また、この反応により生ずるＣａＳは、酸化物の周囲に付着し、酸化物との複合介在物を形成する。

（ｅ）（ｄ）で示した反応により酸化物中のＣａＯの比率が低下し、ＣａＳとの複合介在物を形成したＣａ＋Ｓ添加鋼では、（ｄ）の反応を起こさず、（Ａｌ、Ｃａ）Ｏが低融点組成のまま残ったＣａ添加鋼に比べて、転動疲労寿命が向上する。

（ｆ）以上の知見により、転動疲労寿命を向上させるためには、溶鋼段階でＣａによりＡｌ₂Ｏ₃を（Ａｌ、Ｃａ）Ｏに変化させ凝集を抑制した後、凝固段階でのＣａＳ生成により、（Ａｌ、Ｃａ）の多い酸化物をＡｌ₂Ｏ₃およびＭｇＯの多い酸化物に変化させ、ＣａＳとの複合介在物とするのが望ましい。
なお、酸化物としては、ＳｉＯ_２、ＭｎＯなども生成するが、その酸化物全体に対する割合は低い。

本発明は、上記の技術的思想とそれに基づく知見によって完成されたものであり、その要旨は、下記の（１）に示す高周波焼入れ用鋼および（２）に示すその製造方法にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．４〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｍｇ： ０．０００１〜０．００３％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜３．０％、Ｍｏ：０〜０．１５％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．００３０％およびＴｉ：０〜０．１０％を含み、残部はＦｅおよび不純物からなる組成を有し、
かつ、鋼材の圧延方向と垂直方向に採取した超音波疲労試験片を疲労破壊させた時、破壊起点に存在する介在物が、以下の（Ａ）〜（Ｄ）を満たすことを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
（Ａ）介在物径の分布を極値統計処理した時、被検体積１４４ｍｍ³中に予測される最大介在物径√ａｒｅａ_ｍａｘが５０μｍ以下である
（Ｂ）介在物のうちの５０％以上が、酸化物と硫化物をともに質量％で５％以上含む、酸化物と硫化物の複合介在物である
（Ｃ）介在物中の酸化物をＣａＯ−Ａｌ₂Ｏ₃−ＭｇＯの３元系酸化物と見なしたときに、その平均組成における質量％での含有量がＣａＯ：０〜２０％、ＭｇＯ：１０％超４０％以下である
（Ｄ）介在物全体の平均組成に占めるＣａＳ、ＭｎＳの質量％での含有量がそれぞれ１０〜６０％、０〜２０％の範囲にある

（２）上記（１）に記載の組成の鋼の精錬における脱酸工程において、脱酸元素の添加順序をＣ、Ａｌ、Ｃａとすること、および、前記溶鋼を鋳型内で凝固させる際、鋳型短辺中央の内側面から鋳型中心までの距離の１／２部において、液相線温度から固相線温度までの平均冷却速度を５０℃／分以下とすることを特徴とする高周波焼入れ用鋼の製造方法。

本発明の高周波焼入れ用鋼は、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、転動疲労寿命に優れ、自動車部品として使用される「等速ジョイント」や「ハブユニット」といった高周波焼入れを行う転動部材の素材として好適に用いることができる。

本発明の実施例において、直径８０ｍｍφの丸棒から、板材の切り出しを行う位置、および、板レーザ溶接を行う位置を示す図である。 本発明の実施例における、超音波疲労試験片の粗加工品の形状を示す図である。 本発明の実施例における、超音波疲労試験片の仕上げ加工形状を示す図である。 実施例において、直径が６０ｍｍで厚みが１０ｍｍの素形材の片面の中心から半径１７．５〜２２．５ｍｍの環状領域に対し、高周波加熱処理を施す方法を説明する図である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量は「質量％」を意味する。

（Ａ）鋼の化学成分：
Ｃ：０．４〜０．６％
Ｃは、高周波焼入れ後に転動部に必要な硬さを確保させる元素であり、０．４％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が０．６％を超えると、母材が硬くなって、鍛造性が著しく悪化するとともに切削時の工具寿命の低下をきたし、さらには高周波焼入れ部の靭性低下の原因となるため、転動疲労寿命が低下する可能性がある。Ｃ含有量の好ましい下限は０．４２％であり、さらに好ましくは０．４８％、さらに好ましくは０．５０％である。Ｃ量の好ましい上限は０．５８％である。

Ｓｉ：０．０３〜１．０％
Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を高めて転動疲労寿命を向上させるのに必要な元素であり、０．０３％以上含有させなければならない。しかしながら、１．０％を超えてＳｉを含有させても焼戻し軟化抵抗の向上効果は飽和し、さらに母材が硬くなって、鍛造性が著しく悪化し、また、切削時の工具寿命の低下をきたしてしまう。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１２％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８％である。

Ｍｎ：０．２〜２．０％
Ｍｎは、高周波焼入れ後に転動部に必要な硬さを確保させる元素であり、０．２％以上含有させなければならない。しかしながら、２．０％を超えてＭｎを含有させても上記の効果は飽和し、さらに母材が硬くなって、鍛造性が著しく悪化する。加えて、切削時の工具寿命の低下をきたしてしまう。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％であり、さらに好ましくは０．５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．５％であり、さらに好ましくは１．２％である。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に含まれ、結晶粒界に偏析して転動疲労寿命を低下させる。特に、その含有量が０．０５％を超えると、転動疲労寿命の低下が著しくなる。Ｐの含有量は、極力低くすることがよく、好ましくは０．０２％以下である。

Ｓ：０．０００５％以上０．０１０％未満
Ｓは、本発明を特徴づける、重要な元素である。Ｓは、鋼の凝固時に球状酸化物中のＣａＯと反応し、ＣａＳを含む複合介在物を形成することによって、球状酸化物に占めるＡｌ₂Ｏ₃およびＭｇＯの分率を高める効果をもつ。そのため、Ｓの含有量は０．０００５％以上が必要である。しかし、Ｓが０．０１０％以上含まれている場合には、Ｃａに対して過剰となり、ＣａＳを形成せずに残ったＳは、凝固の最終段階で溶鋼中のＭｎとＭｎＳを形成する。これは粗大な介在物となりやすいため、転動疲労寿命の向上という観点からは避けるべきである。好ましいＳの含有量は０．００６％以下、さらに好ましくは０．００４％以下である。

Ｃｒ：０．０５〜０．５０％
Ｃｒは、高周波焼入れ後に転動部に必要な硬化層深さを確保するのに必要な元素であり、０．０５％以上含有させなければならない。しかしながら、０．５０％を超えてＣｒを含有させると、高周波熱処理の場合には却って焼入れ性が低下する。また、切削時の工具寿命の低下もきたす。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。

Ａｌ：０．０１〜０．１０％
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、焼入れ部の結晶粒の粗大化を抑制する。この効果を得るためには、Ａｌを０．０１％以上含有する必要がある。しかし、その含有量が０．１０％を超えると、高周波焼入れ性の低下が著しくなる。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
本実施形態においてＡｌ含有量とは、全Ａｌの含有量を意味する。

Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％
Ｃａは、酸化物として、適量の（Ａｌ、Ｃａ）Ｏを形成する。（Ａｌ、Ｃａ）Ｏが形成されれば、溶鋼と介在物の間の界面エネルギーが低下し、酸化物の凝集力が低下する。そのため、鋼中の酸化物の粗大化が抑制され、転動疲労寿命が高まる。また、Ｃａは鋼中のＳと結びつきＣａＳあるいは（Ｍｎ、Ｃａ）Ｓを形成することによって、Ｓが最終凝固部に集まり、粗大なＭｎＳを形成することを抑制している。上述したＣａの各効果は、Ｃａの含有量が０．０００３％以上で発揮される。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００３０％を超えると、前記の効果が飽和するだけではなく、酸化物がＣａＯを多く含む粗大介在物を形成しやすい組成のものとなり、結果として転動疲労寿命の低下を招く場合がある。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００２５％、さらに好ましくは０．００２０％である。

Ｍｇ：０．０００１％以上０．００３０％以下
Ｍｇは、凝固段階で酸化物中のＯと結びつき、酸化物組成をＣａＯの多いものから（Ａｌ、Ｍｇ）Ｏの多いものに変化させる反応を促進する。このＭｇの効果は、Ｍｇの含有量が０．０００１％以上で発揮される。しかしながら、Ｍｇが０．００３０％を超えると、ＭｇＯの単独組成の酸化物が多量に形成され、転動疲労寿命の低下を招く場合がある。Ｍｇ量の好ましい上限は０．００１０％、さらに好ましくは０．０００８％である。

Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、不純物として鋼中に含まれる。Ｏの含有量が多くなって、特に、０．００３０％を超えると、鋼中に粗大な酸化物として残存し、転動疲労寿命の低下を招く。Ｏの含有量は、極力低くすることがよく、好ましい上限は０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。

Ｎ：０．００３〜０．０３０％
Ｎは、鋼中のＡｌと結合してＡｌＮを形成し、焼入れ部の結晶粒粗大化を抑制する作用を持つ。この効果を得るためには、Ｎの含有量を０．００３％以上とする必要がある。しかし、その含有量が０．０３０％を超えると粗大な窒化物を生成し、転動疲労寿命の低下を招くおそれがある。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。

なお、焼入れ部の結晶粒粗大化の抑制効果を得るため、後述するＶおよびＮｂのうちの１種以上を含有する場合には、これらの元素の窒化物を生成させる必要がある。そのため、ＶおよびＮｂのうちの１種以上を含有する場合には、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５０％である。

また、高周波焼入れ時の焼入れ性向上効果を得るため、後述するように、ＢおよびＴｉを含有する場合には、ＢとＮの結合を極力抑制する必要がある。そのため、ＢおよびＴｉを含有する場合には、Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００８％である。

なお、Ｃａが酸化物（Ａｌ、Ｃａ）Ｏを形成し、酸化物の凝集および粗大化をより安定的に抑制するためには、Ｃａ量とＯ量の含有量のバランスが重要である。そのため、０．７≦Ｃａ／Ｏ≦２．０となるように制御することが好ましい。

また、Ｓは凝固段階で酸化物（Ａｌ、Ｃａ）Ｏ中のＣａと反応することによって、酸化物中のＣａＯを低下させる。そのためＳは、溶鋼および酸化物内のＣａとＣａＳを形成するだけの量が存在することが好ましい。その一方で、Ｃａと反応する量を大きく超えてＳが存在すると、粗大なＭｎＳ生成の原因となる。以上のことから、Ｃａ量とＳ量の関係は、−０．００３０＜Ｃａ−１．２５Ｓ＜０．０００５を満たすのが好ましい。

本発明の高周波焼入れ用鋼材は、上述の各元素を含み、残部がＦｅおよび不純物からなるものである。なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものであって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本発明の高周波焼入れ用鋼材には、上述のＦｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂから選択される１種以上の元素ならびに／または、ＢおよびＴｉを含有させてもよい。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、ＣやＭｎと同様に、高周波焼入れ後に転動部に必要な硬さを確保させる作用を有する。したがって、Ｃｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、疲労強度の低下を招き、また熱間加工性が低下する場合がある。
一方、前記したＣｕの効果は、その含有量が０．０５％以上の場合に安定して得られる。

Ｎｉ：３．０％以下
Ｎｉは、ＣやＭｎと同様に、高周波焼入れ後に転動部に必要な硬さを確保させる作用を有する。したがって、Ｎｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が３．０％を超えると、疲労強度の低下を招く場合がある。
一方、前記したＮｉの効果は、その含有量が０．０５％以上の場合に安定して得られる。

Ｍｏ：０．１５％以下
Ｍｏも、ＣやＭｎと同様に、高周波焼入れ後に転動部に必要な硬さを確保させる作用がある。したがって、Ｍｏを含有させてもよい。しかしながら、０．１５％を超えてＭｏを含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。
一方、前記したＭｏの効果は、その含有量が０．０２％以上の場合に安定して得られる。

上記のＣｕ、ＮｉおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、最大４．１５％であってもよい。

高周波加熱は、短時間といえども高温まで加熱される。このため、本発明に係る高周波焼入れ用鋼材には、焼入れ部の結晶粒粗大化抑制作用を有するＶとＮｂの１種以上を次に述べる範囲で含有させてもよい。

Ｖ：０．３０％以下
Ｖは、Ｎと結合して窒化物を形成するため、焼入れ部の結晶粒粗大化を抑制する作用がある。さらに、Ｖには、Ｃと結合することで母材の強度を上昇させる作用もある。したがって、Ｖを含有させてもよい。ただし、０．３０％を超えてＶを含有させても焼入れ部の結晶粒粗大化を抑制する効果が飽和し、さらに母材の強度が高くなりすぎて被削性が低下してしまう場合がある。十分な被削性を確保するためのＶ含有量の上限は、好ましくは０．２０％である。
一方、前記したＶの効果は、その含有量が０．０１％以上の場合に安定して得られる。

Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、Ｎと結合して窒化物を形成するため、焼入れ部の結晶粒粗大化を抑制する作用がある。さらに、Ｎｂには、Ｃと結合することで母材の強度を上昇させる作用もある。したがって、Ｎｂを含有させてもよい。ただし、０．１０％を超えてＮｂを含有させても焼入れ部の結晶粒粗大化を抑制する効果が飽和し、さらに母材の強度が高くなりすぎて被削性が低下してしまう場合がある。十分な被削性を確保するためのＮｂ含有量の上限は、好ましくは０．０５％である。
一方、前記したＮｂの効果は、その含有量が０．０１％以上の場合に安定して得られる。

上記のＶおよびＮｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、最大０．４０％であってもよい。

本発明に係る高周波焼入れ用鋼材には、より良好な高周波焼入れ性を確保するために、次に述べる量のＢとＴｉを複合して含有させてもよい。

Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、微量の含有で鋼の焼入れ性を大きく向上させて、焼入れ後に転動部に必要な硬化層深さを一層大きくすることができる元素である。したがって、Ｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｂの含有量が０．００３０％を超えてもその効果は飽和してしまう。
一方、前記したＢの効果は、その含有量が０．０００５％以上の場合に安定して得られる。

Ｔｉ：０．１０％以下
Ｂを含有することによって焼入れ性が向上するのは、Ｂが化合物ではなく、固溶状態で存在する場合である。そのため、ＢがＮと結合してＢＮを形成した場合には、Ｂによる焼入れ性向上効果は期待できない。したがって、上記の量のＢを含有させる際、ＢよりもＮとの親和力が大きく窒化物形成能が強いＴｉを複合して含有させる。しかしながら、０．１０％を超える量のＴｉを含有させても、Ｎを固定する効果が飽和するばかりか、粗大なＴｉＮが多量に生成してしまうため、転動疲労特性が低下する場合がある。
一方、前記したＴｉの効果は、その含有量が０．００５％以上の場合に安定して得られる。

（Ｂ）非金属介在物：
（Ｂ−１）非金属介在物のサイズ
本発明においては、鋼材の圧延方向と垂直方向に採取した超音波疲労試験片を疲労破壊させた時、破壊起点に存在する介在物の径の分布を極値統計処理した時、被検体積１４４ｍｍ³中に予測される最大介在物径√ａｒｅａ_ｍａｘが５０μｍ以下でなければならない。被検体積１４４mm³とは、以下に説明するように、転動疲労試験の被検体積である。

以下に、非特許文献１に示されている極値統計処理によって、転動疲労試験の被検体積中の最大介在物√ａｒｅａ_ｍａｘを予測する方法を説明する。

まず、鋼材の圧延方向と垂直方向に採取した超音波疲労試験片を用いた疲労試験を行い、疲労破壊後の破壊起点に存在する介在物の径である√ａｒｅａを、各鋼種ｎ本の試験片で評価する。ｎは１０以上の整数である。√ａｒｅａを評価する際には、介在物を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、介在物の長径と短径を測定し、√ａｒｅａ＝（長径×短径）^1/2として、各試験片でそれぞれ起点介在物径√ａｒｅａを求める。複数の介在物が連なって存在している場合には、まとめて１つの介在物と見なし評価する。但し、連なった介在物のうち小さい方の√ａｒｅａより介在物間の隙間のほうが大きい場合には両者を分断された介在物と見なし、隙間のほうが小さい場合には両者をまとめて１つの介在物とする。

予測体積である転動疲労試験の被検体積をＶ、検査基準体積である超音波疲労試験片の体積をＶ₀とする。超音波疲労試験片ｎ本の破壊起点に存在する介在物の径√ａｒｅａを小さい方から並べ、それぞれ√ａｒｅａ_j（ｊ＝１〜ｎ）とする。これらに対して累積分布関数Ｆ_jおよび基準化変数ｙ_jを
Ｆ_j＝ｊ／（ｎ＋１）
ｙ_j＝−ｌｎ（−ｌｎ（Ｆ_j））
の式により計算する。√ａｒｅａ_jとｙ_jの間に直線関係が成り立つと見なし、最小二乗法で√ａｒｅａ_jとｙ_jの関係を求め、最大介在物分布直線
√ａｒｅａ＝ａ×ｙ＋ｂ ・・・（１）
を計算する。

そして、予測体積と検査基準体積から再帰期間Ｔおよびそれに対応する基準化変数ｙを
Ｔ＝（Ｖ＋Ｖ₀）／Ｖ₀
ｙ＝−ｌｎ［−ｌｎ［（Ｔ−１）／Ｔ］］
によって求め、ｙを上記（１）式の最大介在物分布直線に代入したときの√ａｒｅａを最大介在物径√ａｒｅａ_ｍａｘとする。

転動疲労試験の被検体積（Ｖ）は、後述の実施例で用いる森式転動疲労試験片１０枚分の被検体積とする。転動疲労特性をＬ₁₀寿命によって評価しており、その際には転動疲労試験片１０枚で試験を行うためである。試験に用いる転動体の直径は９．５３ｍｍで、最大接触応力は５２３０ＭＰａであるため、ヘルツ応力がかかる軌道の幅は０．７ｍｍ、最大応力の９０％以上がかかる深さは０．１７ｍｍである。また、軌道の半径は１９．２５ｍｍであるため、試験片１枚分の被検体積は２π×１９．２５ｍｍ×０．７ｍｍ×０．１７ｍｍ＝１４．４ｍｍ³である。従って転動疲労試験の被検体積Ｖは、１４．４ｍｍ³×１０Ｐ＝１４４ｍｍ³である。

また、後述の実施例で用いた超音波疲労試験片は図３に示す形状であり、最大応力の９０％以上がかかる被検体積は４６．１ｍｍ³であるため、Ｖ₀＝４６．１ｍｍ³である。ＶおよびＶ₀から、本発明の実施例の再帰期間に対応する基準化変数yを求めると、ｙ＝１．２８となる。

（Ｂ−２）酸化物と硫化物の複合介在物の比率
以下では、各鋼種の、超音波疲労試験片に破壊起点に現れるｎ個の介在物のうちの、酸化物と硫化物をともに質量％で５％以上含む酸化物と硫化物の複合介在物の比率を、「複合介在物の比率」と呼ぶ。本発明の鋼においては、複合介在物の比率が５０％以上でなければならない。複合介在物の比率がこの範囲から外れることは、本発明を特徴づける介在物制御である、ＣａによるＡｌ₂Ｏ₃酸化物凝集の抑制、あるいは、Ｓとの反応による組成変化が起こらず、粗大なクラスター状のＡｌ_２Ｏ_３や（Ａｌ、Ｃａ）Ｏのまま残存した介在物が存在することを意味する。これらの介在物は、ＣａおよびＳとの反応により組成および形態が制御された、予測最大介在物径√ａｒｅａ_ｍａｘが同等の複合介在物に比べ、転動疲労特性に対し有害となるため、鋼材の転動疲労寿命が低下する。

（Ｂ−３）酸化物の平均組成
本発明においては、超音波疲労試験片の破壊起点に現れる介在物に含まれる酸化物をＣａＯ−Ａｌ₂Ｏ₃−ＭｇＯの３元系酸化物と見なしたときに、その平均組成における質量％での含有量がＣａＯ：０〜２０％、 ＭｇＯ：１０％超４０％以下の範囲になければならない。

以下に、各酸化物組成の限定理由を示す。
ＣａＯ：０〜２０％
Ａｌキルド鋼の介在物において、ＣａＯは、低融点の球状介在物である（Ａｌ、Ｃａ）Ｏを形成する。ＣａＯが２０％以上存在する場合には、酸化物に占める（Ａｌ、Ｃａ）Ｏの割合が半分以上と高くなるが、（Ａｌ、Ｃａ）Ｏは鋼材のマトリックスと比較してヤング率が低い介在物であるため、転動疲労時には介在物周囲で負荷応力が局所的に増大し、疲労き裂の発生および進展が促進され、結果として転動疲労特性が低下する。そのため、本発明の鋼において酸化物中に最終的に残存するＣａＯを２０％以下とした。

ＭｇＯ：１０％超４０％以下
鋼の凝固段階で、濃化した溶存ＳとＣａＯが反応しＣａＳが生成して、ＣａＯが減少する方向に酸化物組成を変化させる。この反応は、酸化物Ａｌ₂ＭｇＯ₄が形成する条件において最も促進される。凝固後の段階で酸化物中のＭｇＯが１０％以下となる条件では、酸化物中のＣａＯの減少が十分に起こっておらず、転動疲労特性に有害な（Ａｌ、Ｃａ）Ｏが残存している。また、ＭｇＯの酸化物全体に占める割合が、Ａｌ₂ＭｇＯ₄に占めるＭｇＯの割合である２８％を大きく越える条件、特に４０％を超える場合には、単独のＭｇＯが生成しやすく、これらは凝集して粗大なクラスターとなりやすい。

（Ｂ−４）介在物中に占める硫化物の含有量
さらに、本発明においては、超音波疲労試験片の起点に現れる介在物全体の平均組成に占めるＣａＳ、ＭｎＳの質量％での含有量がそれぞれ１０〜６０％、０〜２０％の範囲になければならない。以下に、各硫化物の含有量の限定理由を示す。

ＣａＳ：１０〜６０％
本発明で規定する鋼は、溶鋼の段階でＡｌ₂Ｏ₃の凝集がＣａにより抑制され、酸化物が（Ａｌ、Ｃａ）Ｏとなった後に、凝固の段階で酸化物中のＣａがＳと反応し、Ａｌ₂Ｏ₃，ＭｇＯの割合が高い酸化物とＣａＳの複合介在物となることを特徴とする鋼である。凝固段階で生成したＣａＳの一部は、酸化物に付着し、複合介在物となるため、介在物の組成および形態制御が適切に行われた際には、超音波疲労起点に現れる複合介在物にＣａＳが含まれる。最終的な酸化物の組成が（Ｂ−３）で規定する範囲に含まれていても、介在物全体に占めるＣａＳの含有量が１０％未満である場合には、溶鋼の段階から凝固終了時までの間、酸化物中に含まれるＣａが少ないままであり、Ａｌ₂Ｏ₃の凝集のＣａによる抑制が不十分であることが考えられる。また、ＣａＳの含有量が６０％を超える場合には、溶鋼の段階で酸化物中のＣａの含有量が高く、単独のＣａＯが存在していたため、酸化物の凝集の抑制が不十分となる。

ＭｎＳ：０〜２０％
溶鋼中のＳの中で、酸化物中のＣａとＣａＳを形成しなかったものは、凝固最終段階でＭｎＳを形成する。超音波疲労試験の破壊起点となった介在物の平均組成が、２０％以上のＭｎＳを含有している場合には、酸化物やＣａＳ、およびそれらの複合介在物だけではなく、ＭｎＳを主体とする介在物が粗大な介在物として存在する。これらのＭｎＳを主体とする粗大な介在物は、転動疲労特性に害を与えるものであり、よって、ＭｎＳ生成量を２０％以下に抑える必要がある。ＭｎＳは起点に現れる介在物中に全く含まれなくてもよい。

なお、（Ｂ−２）に示した複合介在物の判別や、（Ｂ−３）、（Ｂ−４）に示した酸化物組成および介在物中の硫化物の含有量の測定は、以下の（１）〜（７）に示す方法で介在物の各成分の量を求めることによって行う。

（１）超音波疲労試験片の破壊起点に現れた介在物すべてを含むようにエネルギー分散型Ｘ線分光法の面分析を行い、介在物の平均組成に対応するスペクトルを得る。
（２）得られたスペクトルから介在物中のＭｇ、Ａｌ、Ｓ、Ｃａ、Ｍｎのモル分率を求める。以下では各元素のモル分率を［Ｍｇ］、［Ａｌ］、［Ｓ］、［Ｃａ］、［Ｍｎ］とする。
（３）Ｍｎは優先的にＳと結びつくため、［Ｓ］、［Ｍｎ］のうち少ない方を、介在物全体に占めるＭｎＳのモル分率とする。以下ではこれを｛ＭｎＳ｝とする。
（４）残ったＳはＣａと結びつくため、［Ｓ］−｛ＭｎＳ｝、［Ｃａ］のうち少ない方をＣａＳのモル分率とする。以下ではこれを｛ＣａＳ｝とする。
（５）ＣａＳを形成しなかったＣａは酸化物を形成する。そのため［Ｃａ］−｛ＣａＳ｝を、ＣａＯのモル分率とする。
（６）Ｍｇ、Ａｌは超音波疲労起点の介在物では酸化物を形成するため、［Ｍｇ］、［Ａｌ］／２をそれぞれＭｇＯ、Ａｌ₂Ｏ₃のモル分率とする。
（７）各試験片の破壊起点の介在物について、（３）〜（６）で求めた各化合物のモル分率から各化合物の質量分率を求め、これを各試験片から得られた破壊起点介在物について平均することにより、酸化物の組成および介在物中に占めるＣａＳ、ＭｎＳの含有量を求める。

なお、上述の化学組成および介在物を持つ高周波焼入れ用鋼は、以下に示す精錬工程および鋳造工程で製造する。

［精錬工程］
精錬工程では、溶鋼を精錬する。精錬はたとえば、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈｅｒａｅｕｓ）を用いた真空脱ガス処理である。本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼の製造方法では、溶鋼を精錬する際の脱酸剤の投入順序が重要となる。本発明では、脱酸時に加える元素であるＣ、Ａｌ、Ｃａの原料を、この順に加えることを特徴とする。

溶鋼をＣで脱酸し、生成するＣＯを系外に排出した後、溶鋼にＡｌを投入し、溶鋼をＡｌ脱酸する。好ましくは、Ａｌ脱酸後の溶鋼中のＯ含有量（全酸素量）を０．００３０％以下にする。そしてＡｌ脱酸後、Ｃａを溶鋼に投入して脱酸を行う。Ｃａによる脱酸にはたとえば、Ｃａ−Ｓｉ合金の添加や、ＣａＯ−ＣａＦ₂フラックスを用いることができる。Ｃａによる脱酸後、真空脱ガス処理を含む精錬をさらに実施してもよい。以上の工程により、上記の化学成分および介在物組成をもつ溶鋼を製造する。

最初にＣ脱酸を行うのは、Ａｌ脱酸前に酸素をＣＯとして系外に排出することによって、Ａｌ脱酸で生成する酸化物の量を低減させるためである。
また、Ａｌ脱酸の後、Ｃａによる脱酸を行うのは、Ａｌ₂Ｏ₃酸化物が（Ａｌ、Ｃａ）Ｏに変化し、凝集が抑制されるためである。また、Ａｌより先にＣａ添加をすると、単独のＣａＯが生成し、粗大なクラスターとなり鋼材内に残りやすく、転動疲労特性に対し有害となるためでもある。

なお、ＭｇＯを形成する強脱酸元素である微量Ｍｇの添加の方法および順序については、特に規定しない。例えば、ＭｇＯを含む炉壁の一部が還元されてＭｇが溶鋼中に混入し、本発明の請求項で規定したＭｇ量の条件を満たしたものでもよい。

［鋳造工程］
精錬後の溶鋼を用いて、鋳片を製造する。
本実施形態では、鋳込み中の鋳片の冷却速度ＲＣを、５０℃／分以下とするのが好ましい。冷却速度とは、溶鋼を鋳型内で凝固させる際、鋳型短辺中央の内側面から鋳型中心までの距離の１／２部において、液相線温度から固相線温度までの平均冷却速度である。冷却速度ＲＣが５０℃／分を超えれば、鋳込み中において、生成した粗大酸化物系介在物が浮上する前にトラップされ、その結果、介在物径が粗大となりやすくなる。また、溶鋼中で未凝固部に濃化したＳとの反応が十分に起こらないまま周囲の鋼が凝固するため、酸化物がＣａＯを多く含んだまま残存する。

製造された鋳片や鋼塊を、熱間加工して、ビレットを製造する。ビレットを、熱間加工により棒鋼にする。この際には、圧下比が６以上の圧延を行うのが望ましい。圧下比が大きいほど比較的軟質な介在物は延伸する傾向があるが、圧下比が６以上であれば、圧延方向と平行な断面で測定した予測最大介在物径√ａｒｅａ_maxに大きな差は生じない。圧下比は、鋳片の断面積を最終の圧下によって得られた圧延軸受鋼鋼材の断面積で除した値を示すものである。

以下に、高周波焼入れ用鋼を用いた熱間鍛造品の製造工程を説明する。
棒鋼は、熱間鍛造される。熱間鍛造された鋼材に対して、必要に応じ焼準処理を実施する。さらに、必要に応じて、熱間鍛造された高周波焼入れ用鋼材に対して機械加工を実施し、所定の形状にする。機械加工された高周波焼入れ用鋼材に対して調質処理を実施してもよい。

以上の工程を経た高周波焼入れ用鋼材に対して、高周波焼入れが実施される。本実施形態の高周波焼入れ用鋼材は、高周波焼入れが実施された後、優れた転動疲労寿命を有する。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼１〜３５を、真空溶解炉を用いて溶製し、ＳｉＯ₂製の坩堝に鋳込み、１５０ｋｇ鋼塊を作製した。この鋼の脱酸時に添加した元素の順序および、その後の鋳込み時の冷却速度ＲＣを、表２に示す。鋼１〜２９、３２〜３５の溶製に際しては、Ｃ脱酸を行った後にＡｌで脱酸処理を施し、その後に、Ｃａ−Ｓｉ合金を加えてＣａ量を調整した。鋼３０は、Ｃ脱酸の後、先に脱酸元素としてＣａを添加してから、Ａｌの添加を実施した。鋼３１は、脱酸元素としてＡｌを添加した後、Ｃを添加し、その後Ｃａ処理を行った。

各鋼塊を一旦室温まで冷却した後、化学組成に応じて１２００〜１３００℃の温度域に加熱し、仕上げ温度を１０００℃以上として熱間鍛造して、直径８０ｍｍの丸棒とした。なお、熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。

次いで、上記直径の８０ｍｍの各丸棒を、８５０℃で３０分加熱した後、大気中で放冷した。

上記のようにして得た鋼１〜３５の丸棒から、図１に示すように、半径方向中心から２０ｍｍの位置を中心に、幅方向から図２に示す粗形状の超音波疲労試験片を各１０Ｐ採取した。この際、粗形状の試験片の長さが丸棒の径よりも長く必要であったため、鋼材ＳＭ４９０を両側に電子ビームで溶接してから、加工を行った。上記の超音波疲労試験片の、試験部の中心から長手方向に前後１７ｍｍずつの範囲に対し、周波数：３０ｋＨｚ、出力：１００ｋＷ、加熱時間：１．７秒の条件で高周波加熱した後、水冷により半径方向中心までマルテンサイト化するよう焼入れを行い、さらに１５０℃で１時間加熱して大気中で放冷する焼戻しを行った。その後、試験片を、図３に示す形状に仕上げ加工した。なお、図１〜３に示す長さの単位はｍｍである。

上記仕上げ加工した超音波疲労試験片を用いて超音波疲労試験を実施した。具体的には、周波数２０ｋＨｚ、応力振幅８００ＭＰａ、応力比−１の条件で破壊が起こるまで疲労試験を実施した。繰り返し数が１０⁷となるまで破壊しなかった場合は、応力を１００ＭＰａ上昇させ疲労試験を実施した。破断した試験片の起点介在物の√ａｒｅａは、介在物を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、前記の方法で求めた。

超音波疲労試験片の被検体積は、最大応力の９０％以上の応力がかかる４６．１ｍｍ³である。そして、非特許文献１を参考にして、転動疲労試験片１０Ｐに相当する１４４ｍｍ³中の予測最大√ａｒｅａ_maxを極値統計によって求めた。

超音波疲労試験片の破壊起点に現れた介在物すべてを含むようにエネルギー分散型Ｘ線分光法の面分析を行い、介在物の平均組成に対応するスペクトルを得た。これらの介在物に含まれるＣａＳ、ＭｎＳの含有量および、酸化物の平均組成を各起点において求め、この結果から各鋼種の複合介在物の比率を求めた。そして、各鋼種の起点介在物１０Ｐでこれらの値の算術平均をとり、鋼種毎のＣａＳ、ＭｎＳの含有量および、酸化物の平均組成を求めた。

上記の介在物評価の結果を、表３に示す。鋼１〜１９は、表１に示す化学組成および表３に示す介在物の組成および形態が本発明で規定する範囲内にある鋼である。鋼２０〜２９は、表１に示す化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。また、鋼３０〜３２は、表１に示す化学組成が本発明で規定する範囲内にあるものの、表２に示す脱酸元素の添加順序あるいは冷却速度が好ましい値ではないため、表３に示す介在物の組成もしくは形態が本発明で規定する条件から外れている鋼である。鋼３３〜３５は、表１に示す化学組成が本発明で規定する範囲内にあるものの、ＣａとＯ量の関係およびＣａとＳ量の関係が好ましい値ではないため、表３に示す介在物の組成もしくは形態が本発明で規定する条件から外れている鋼である。

また、鋼１〜３５の直径８０ｍｍの丸棒の中心部から、長手方向が素形材の厚みとなるように、直径が６０ｍｍで厚みが１０ｍｍの素形材をスライスして採取した。

図４に示すように、上記の直径が６０ｍｍで厚みが１０ｍｍの素形材の片面の中心から半径１７．５〜２２．５ｍｍの環状領域に対し、周波数：３０ｋＨｚ、出力：１００ｋＷ、加熱時間：１．７秒の条件で高周波加熱した後、水冷により焼入れを行い、さらに１５０℃で１時間加熱して大気中で放冷する焼戻しを行った。高周波加熱においては、焼入れ部の形状に合わせて円形にしたコイル２を、回転させた円盤状の試験片１の上部に近づけて加熱した。

さらに、上記の「高周波焼入れ−焼戻し」をした素形材について、高周波焼入れを行った面の表面を、削りしろが１ｍｍ以内になるよう鏡面加工した後、高周波焼入を行った面の裏面を研削することにより、厚さ５．０ｍｍの転動試験片を作製して、鏡面加工した面が試験面となるようにして、転動疲労試験に供した。

転動疲労試験は、スラスト型の転動疲労試験機を用いて、最大接触面圧５２３０ＭＰａ、繰返し速度１８００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅ ｐｅｒ ｍｉｎｕｔｅ）の条件で行った。試験部は、試験片の中心から半径１９．２５ｍｍの環状領域とした。鋼球として、ＪＩＳ Ｇ ４８０５（２００８）に規定されたＳＵＪ２調質材を用いた。表４に、転動疲労試験の詳細条件を示す。

転動疲労試験結果は、ワイブル分布確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ₁₀寿命を「転動疲労寿命」として評価した。なお、転動疲労寿命の長寿命化の判断については、Ｌ₁₀寿命が２０．０×１０⁶以上を満足した場合を長寿命化として、これを目標とした。
表５に、上記のようにして求めた転動疲労寿命を示した。

表１および表３に示すように、本発明で規定した化学組成および介在物を満足する鋼１〜１９を用いた試験番号１〜１９の場合は、転動疲労寿命（Ｌ₁₀）は２０．３×１０⁶以上で、長い転動疲労寿命が得られている。

これに対して、試験番号２０〜３５の場合は、用いた鋼２０〜３５の化学組成あるいは介在物が本発明で規定する条件から外れている。このため、上記各試験番号の場合、転動疲労寿命が短く目標に達していない。

試験番号２０は、用いた鋼２０のＣａ含有量が０．００３１％と高く、本発明で規定する値を超えるため、凝固後の鋼においても酸化物中のＣａＯ分率が本発明の規定する条件から外れ、結果としてＬ₁₀寿命は１１．８×１０⁶と短い。

試験番号２１は、用いた鋼２１のＣａ含有量が０．０００２％と低く、本発明で規定する値を下回る。そのため、Ａｌ₂Ｏ₃の凝集および粗大ＭｎＳの生成をＣａによって抑制することができず、複合介在物の比率、介在物中のＣａＳの含有量および、予測最大介在物径√ａｒｅａ_maxは本発明の規定する条件から外れ、結果としてＬ₁₀寿命は４．６×１０⁶と短い。

試験番号２２は、用いた鋼２２のＳ含有量が０．０１０６％と高く、本発明で規定する値を超えるため、粗大ＭｎＳが多量に生成し、超音波疲労起点に出現した。そのため、複合介在物の比率、介在物中のＣａＳ、ＭｎＳの含有量および、最大予測介在物径√ａｒｅａ_maxは本発明の規定する条件から外れ、結果としてＬ₁₀寿命は２．１×１０⁶と短い。

試験番号２３は、用いた鋼２３のＳ含有量が０．０００４％と低く、本発明で規定する範囲を下回るため、鋼の凝固段階でＣａＯがＳと反応することによる組成変化が起こらず、複合介在物の比率、介在物中のＣａＳの含有量および酸化物中のＣａＯ分率が本発明の規定する範囲から外れ、結果としてＬ₁₀寿命は３．０×１０⁶と短い。

試験番号２４は、用いた鋼２４のＯ含有量が０．００３４％と高く、本発明で規定する値を超えるため、粗大な酸化物が多く生成し、予測最大介在物径√ａｒｅａ_maxは本発明の規定する条件から外れ、Ｌ₁₀寿命は５．９×１０⁶と短い。

試験番号２５は、用いた鋼２５のＭｇ含有量が０．００３１％と高く、本発明で規定する値を超えるため、ＭｇＯ単独の酸化物が多量に生成し、粗大な介在物を形成した。そのため、酸化物中のＭｇＯの分率、複合介在物の比率、および予測最大介在物径√ａｒｅａ_maxは本発明の規定する条件から外れ、Ｌ₁₀寿命は７．３×１０⁶と短い。

試験番号２６は、用いた鋼２６にＭｇが１ｐｐｍも含まれておらず、本発明で規定する値を下回るため、鋼の凝固段階でＣａＯがＳと反応することによる組成変化が起こらず、複合介在物の比率、酸化物中のＣａＯ、ＭｇＯの分率が本発明の規定する条件から外れ、Ｌ₁₀寿命は９．７×１０⁶と短い。

試験番号２７は、用いた鋼２７のＣ含有量が０．６４％と高く、本発明で規定する値を超えるため、高周波焼入れ部の靱性が低下し、Ｌ₁₀寿命は１０．５×１０⁶と短い。

試験番号２８は、用いた鋼２８のＣ含有量が０．３８％と低く、本発明で規定する値を下回るため、高周波焼入れ部で十分な硬さが得られず、Ｌ₁₀寿命は１０．１×１０⁶と短い。

試験番号２９は、用いた鋼２９のＣｒ含有量が０．５４％と高く、本発明で規定する値を超える。そのため、高周波焼入れ部が均一に硬化せず、Ｌ₁₀寿命は８．９×１０⁶と短い。

試験番号３０は、用いた鋼３０の化学成分については本発明で規定する値の範囲に含まれるものの、酸化物に占めるＣａＯの分率が本発明で規定する範囲を超える。これは、Ａｌ添加よりも先にＣａを添加したため、溶鋼の段階でＣａＯが生成、成長し、酸化物凝集の抑制がなされないまま粗大介在物となってしまったためである。この鋼では予測最大介在物径√ａｒｅａ_maxも本発明の規定する条件から外れ、Ｌ₁₀寿命は５．３×１０⁶と短い。

試験番号３１は、用いた鋼３１の化学成分は本発明で規定する値の範囲に含まれる。しかし、Ｃ脱酸の前にＡｌ脱酸を行ったため、多量に生成し残存したＡｌ₂Ｏ₃に対してＣａが不足していたため、その後のＣａＯとＳの反応も十分に起こらず、複合介在物の比率および介在物に占めるＣａＳの含有量が本発明で規定する範囲を下回る。また、この鋼ではＡｌ₂Ｏ₃の凝集、粗大化がＣａによって十分抑制されず、複合介在物の比率および予測最大介在物径√ａｒｅａ_maxが本発明の規定する条件から外れたため、Ｌ₁₀寿命は１．３×１０⁶と短い。

試験番号３２は、用いた鋼３２の化学成分は本発明で規定する値の範囲に含まれる。しかしこの鋼では、冷却速度ＲＣが高いために、凝固段階で酸化物中のＣａＯがＳと反応せず残り、ＳはＭｎＳとして残った。そのため、複合介在物の比率、介在物中のＭｎＳ、ＣａＳの含有量、酸化物に占めるＣａＯの分率、および予測最大介在物径√ａｒｅａ_maxは本発明の規定する条件から外れ、Ｌ₁₀寿命は１２．３×１０⁶と短い。

試験番号３３は、用いた鋼３３の化学成分は本発明で規定する値の範囲に含まれる。しかし、Ｃａ／Ｏが好ましい範囲よりも高い値になったため、溶鋼段階でＣａＯが粗大化し、凝固後も介在物中のＣａＳの含有量、酸化物に占めるＣａＯの分率および、予測最大介在物径√ａｒｅａ_maxは本発明の規定する条件から外れ、その結果Ｌ₁₀寿命は３．０×１０⁶と短い。

試験番号３４は、用いた鋼３４の化学成分は本発明で規定する値の範囲に含まれる。しかし、Ｃａ／Ｏが好ましい範囲よりも低い値になったため、溶鋼段階でＡｌ₂Ｏ₃凝集のＣａによる抑制が十分に起こらず、介在物中のＣａＳの含有量、複合介在物の比率および予測最大介在物径√ａｒｅａ_maxが本発明の規定する条件から外れ、Ｌ₁₀寿命は３．９×１０⁶と短い。

試験番号３５は、用いた鋼３５の化学成分は本発明で規定する値の範囲に含まれる。しかし、Ｃａ−１．２５Ｓが好ましい範囲よりも高い値になったため、凝固段階で酸化物中のＣａＯがＳと反応しても、酸化物中のＣａが残存した。そのため、酸化物中のＣａＯの分率は本発明の規定する条件から外れ、その結果Ｌ₁₀寿命は５．６×１０⁶と短い。

本発明の高周波焼入れ用鋼材は、近年の転動部材の過酷な使用環境下においても、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、転動疲労寿命が長いことから、自動車部品として使用される「等速ジョイント」や「ハブユニット」といった高周波焼入れを行う転動部材の素材として好適に用いることができる。

１： 試験片
２： コイル（高周波加熱用）

Claims (2)

1. 質量％で、Ｃ：０．４〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜３．０％、Ｍｏ：０〜０．１５％、Ｖ：０〜０．３０％、 Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．００３０％およびＴｉ：０〜０．１０％を含み、残部はＦｅおよび不純物からなる組成を有し、
   かつ、鋼材の圧延方向と垂直方向に採取した超音波疲労試験片を疲労破壊させた時、破壊起点に存在する介在物が、以下の（Ａ）〜（Ｄ）を満たすことを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
   （Ａ）介在物径の分布を極値統計処理した時、被検体積１４４ｍｍ³中に予測される最大介在物径√ａｒｅａ_ｍａｘが５０μｍ以下である
   （Ｂ）介在物のうちの５０％以上が、酸化物と硫化物をともに質量％で５％以上含む、酸化物と硫化物の複合介在物である
   （Ｃ）介在物中の酸化物をＣａＯ−Ａｌ₂Ｏ₃−ＭｇＯの３元系酸化物と見なしたときに、その平均組成における質量％での含有量がＣａＯ：０〜２０％、ＭｇＯ：１０％超４０％以下である
   （Ｄ）介在物全体の平均組成に占めるＣａＳ、ＭｎＳの質量％での含有量がそれぞれ１０〜６０％、０〜２０％の範囲にある
2. 請求項１に記載の組成の鋼の精錬における脱酸工程において、脱酸元素の添加順序をＣ、Ａｌ、Ｃａとすること、および、前記溶鋼を鋳型内で凝固させる際、鋳型短辺中央の内側面から鋳型中心までの距離の１／２部において、液相線温度から固相線温度までの平均冷却速度を５０℃／分以下とすることを特徴とする高周波焼入れ用鋼の製造方法。

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