JP5729273B2 - 高周波焼入れ用鋼 - Google Patents

Description

本発明は、高周波焼入れ用鋼に関する。

自動車部品に代表される機械部品では、強度、耐摩耗性及び転動疲労特性を高めるため、表面硬化処理が施されることが多い。表面硬化処理としては、浸炭焼入れ、窒化、高周波焼入れがよく知られている。高周波焼入れは、他の表面硬化処理と比較して鋼材の局部処理が容易であり、かつ低コストである。

機械部品の一例である軸受は、自動車や産業機械に広く適用されている。軸受は、熱間鍛造及び切削により製造された後、表面硬化処理を実施される。軸受に対しても、高周波焼入れが適用されるケースが増加している。

軸受に代表される機械部品では、「転がり接触」、「すべり接触」及び「転がり−すべり接触」が起こる。そのため、このような機械部品に利用される高周波焼入れ用鋼では、優れた製造性（鍛造性及び被削性）と、優れた転動疲労特性とを要求される。

製造性又は転動疲労特性の向上を目的とした技術が次のとおり提案されている。

特開２００７−２４２６０号公報（特許文献１）は、製造性の向上を目的とする。特許文献１は、Ｃｕの粒界析出による鍛造性の低下を抑制できる転動部品を提案している。特許文献１に開示された転動部品は、Ｃ：０．５〜０．７％、Ｓｉ：０よりも大きく１．２％以下、Ｍｎ：０．２〜１．２％、Ｃｕ：０よりも大きく０．３％以下、Ｎｉ：０よりも大きく０．２０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物であり、かつ、Ｃｕ及びＮｉの含有量がＣｕ／Ｎｉ≦２を満たす。このような化学組成を有することにより、良好な鍛造性が維持されると特許文献１では記載されている。

特開平９−３２９１４７号公報（特許文献２）及び特開平８−９２６８９号公報（特許文献３）は、転動疲労特性の向上を目的とする。

特許文献２は、鋼中に侵入する水素量を低減することにより、転動疲労特性を高めることを目的とする。具体的には、特許文献２は、潤滑剤中に水が混入する環境下でも長寿命を有する転がり軸受を開示する。特許文献２に開示された転がり軸受では、内輪、外輪及び転動体の少なくとも一つがＣｕ：０．０５〜０．６０％、Ｃ：０．１０〜１．１０％を必須で含み、Ｎｂ：０．２％以下及びＶ：０．２％以下のいずれかを選択的に含む。このような化学組成を有することにより、鋼表面での水素発生量が減少し、さらに水素を透過しにくい被膜が形成される。そのため、鋼中に侵入する水素量が減少する。その結果、水素脆性フレーキングの発生が遅延すると特許文献２では記載されている。

特許文献３は、繰り返し応力負荷による鋼材のミクロ組織が変化するのを抑制することにより、転動疲労特性を高めることを目的とする。具体的には、特許文献３に開示された軸受用鋼は、Ｃ：０．５〜１．５％、Ｃｕ：１．０超〜２．５％、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、かつ、Ｍｏ：０．５超〜２．０％及びＮｉ：１．０超〜３．０％の少なくとも１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。このような化学組成を有することにより、繰り返し応力負荷によるミクロ組織の変化が少なく軸受寿命が長くなると特許文献３では記載されている。

特開２００７−２４２６０号公報 特開平９−３２９１４７号公報 特開平８−９２６８９号公報

特許文献１は鍛造性及び回転曲げ疲労特性について検討しているが、転動疲労特性に関する検討がなされていない。さらに、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ及びＮｉ以外の元素は不純物とされており、高周波焼入れを実施した後の転動疲労特性に影響を及ぼす元素についての検討がなされていない。

特許文献２では、軸受の転がり寿命評価に、純グリースでの９０％残存寿命（以下、寿命Ａという）と、水混入グリースでの９０％残存寿命（以下、寿命Ｂという）を利用して、寿命減少率＝（寿命Ａ−寿命Ｂ）／寿命Ａに基づいて耐水素性が評価されている。しかしながら、寿命Ａ及び寿命Ｂがどの程度の数値であるは不明である。さらに、特許文献２では、高周波焼入れ後の転動疲労特性について検討されていない。さらに、鍛造性、被削性についても検討されていない。また、特許文献３の軸受用鋼は、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｉを多量に含有するため、鍛造性及び被削性が低いと考えられる。

本発明の目的は、鍛造性に優れ、かつ、熱間鍛造及び高周波焼入れされた後の転動疲労特性に優れた、高周波焼入れ用鋼を提供することである。

本発明の実施の形態による高周波焼入れ用鋼は、質量％で、Ｃ：０．４８〜０．９０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％（但し、０．６０％以下を除く）、Ｃｒ：０．１０〜０．８２％、Ｃｕ：０．１０〜０．５２％、Ｎｉ：０．０５〜０．４８％、Ｎ：０．００３０〜０．０２０％、及び、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、不可避的不純物中のＰ、Ｓ、Ｔｉ及びＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｔｉ：０．００２０％以下、及び、Ｏ：０．００２０％以下であり、式（１）及び式（２）を満たす。

Ｎｉ≧Ｃｕ／２・・・（１）
２１８≦２５７．７Ｃ＋１０．７Ｓｉ＋４３Ｍｎ＋１７．２（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋５１．５Ｃｒ＋４８．４≦２８０・・・（２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

上述の高周波焼入れ用鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．２０％以下、及び、Ｖ：０．１０％以下の１種以上を含有し、式（２）に代えて、式（３）を満たしてもよい。

２１８≦２５７．７Ｃ＋１０．７Ｓｉ＋４３Ｍｎ＋１７．２（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋５１．５（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）＋４８．４≦２８０・・・（３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が含有されない場合、「０」が代入される。

上述の高周波焼入れ用鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．０２％以下を含有してもよい。

上述の高周波焼入れ用鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｓｅ：０．００７％以下、Ｔｅ：０．００６％以下、Ｚｒ：０．００８％以下、Ｐｂ：０．０９％以下、及び、Ｂｉ：０．０４％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

本発明による高周波焼入れ用鋼は、製造性に優れ、かつ、熱間鍛造及び高周波焼入れされた後の転動疲労特性に優れる。

図１は、高周波焼入れ用鋼の各元素の含有量で定義されるＦ１及びＦ２と、ビッカース硬さとの関係を示す図である。 図２は、ローラピッチング試験で使用される小ローラ試験片の側面図である。 図３（ａ）は、ローラピッチング試験方法を示す正面図であり、図３（ｂ）はその側面図である。 図４は、ローラピッチング試験で使用する大ローラ試験片に対して実施した球状化焼鈍のヒートパターンを示す図である。 図５は、図４の球状化焼鈍の後に実施する焼入れのヒートパターンを示す図である。 図６は、図５の焼入れ後に実施する焼戻しのヒートパターンを示す図である。 図７は、水素分析試験片の作製方法の第１工程を示す図である。 図８（ａ）は、水素分析試験片の作成方法の第２工程を示す図であり、図８（ｂ）は第３工程を示す図であり、図８（ｃ）は第４工程を示す図である。 図９は、実施例中の鋼Ｃのミクロ組織写真画像である。 図１０は、図９の模式図である。

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。以下、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。

本発明者らは、高周波焼入れ用鋼の製造性（鍛造性及び被削性）と、転動疲労特性とについて検討し、以下の知見を得た。

（ａ）鋼中のＰ、Ｓ及びＣｕは、鍛造性を低下する。したがって、鍛造性を高めるためには、これらの元素の含有量をなるべく低くすればよい。しかしながら、後述するように、本発明ではＣｕを転動疲労特性を高める重要な元素として活用するため、Ｃｕ含有量を低くするのは好ましくない。

Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量が式（１）を満たせば、Ｃｕを含有していても鍛造性が高まる。式（１）を満たせば、Ｎｉにより、Ｃｕの鋼中への溶解度が向上し、Ｃｕの粒界析出が抑制される。その結果、熱間鍛造時に鋼が割れるのを抑制でき、鍛造性が高まる。

Ｎｉ≧Ｃｕ／２・・・（１）
（ｂ）鋼の硬さと被削性とは、密接な関係を有することは知られている。具体的には、熱間鍛造後に焼準された鋼の硬さが高すぎれば、被削性は低い。優れた被削性を得るためには、鋼の硬さがビッカース硬さで２８０ＨＶ以下であるのが好ましい。一方、熱間鍛造後に焼準された鋼の硬さが低すぎれば、転動部品として使用される際、転動面直下で発生する応力に対し、高周波焼入れ層よりも内部で素材が降伏して転動疲労特性が低下する可能性がある。これを回避するためには、鋼の硬さがビッカース硬さで２１０ＨＶ以上であるのが好ましい。したがって、高周波焼入れ用鋼の被削性及び転動疲労特性を高めるには、熱間鍛造後に焼準された高周波焼入れ用鋼の硬さがビッカース硬さで２１０〜２８０ＨＶとなればよい。

本発明の鋼の硬さは、元素含有量で構成されるＦ１及びＦ２と相関関係を示す。

Ｆ１＝２５７．７Ｃ＋１０．７Ｓｉ＋４３Ｍｎ＋１７．２（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋５１．５Ｃｒ＋４８．４・・・（Ａ）
Ｆ２＝２５７．７Ｃ＋１０．７Ｓｉ＋４３Ｍｎ＋１７．２（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋５１．５（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）＋４８．４・・・（Ｂ）
ここで、Ｆ１及びＦ２中の各元素記号は、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。鋼中にＭｏ及びＶが含有されない場合、本発明の鋼の硬さは、Ｆ１と相関関係を示す。鋼中にＭｏ及び／又はＶが含有される場合、本発明の鋼の硬さは、Ｆ２と相関関係を示す。Ｆ２において、Ｍｏ又はＶが含有されない場合、Ｆ２中の含有されない元素記号には「０」が代入される。

図１は、種々の高周波焼入れ用鋼のＦ１及びＦ２とビッカース硬さとの関係を示す図である。図１は後述する実施例３の方法により得られた。

図１を参照して、Ｆ１及びＦ２はビッカース硬さに比例した。したがって、Ｆ１又はＦ２が２１０〜２８０であれば、高周波焼入れ用鋼の硬さはビッカース硬さで２１０〜２８０ＨＶになる。この場合、高周波焼入れ用鋼は優れた被削性を有する。

（ｃ）転動疲労特性は、鋼中に侵入する水素量の影響を受ける。Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉ、特にＣｕは鋼中への水素の侵入を抑制する。一方、Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉは、式（１）、Ｆ１及びＦ２にも影響する。そのため、式（１）を満たし、Ｆ１及びＦ２が２１０〜２８０となる範囲でＣｒ、Ｃｕ及びＮｉが多く含有されれば、鋼中に侵入する水素量を低く抑えることができ、転動疲労特性が高まる。

以上の知見に基づいて、本発明者らは、次の発明を完成した。

本実施の形態による高周波焼入れ用鋼は、質量％で、Ｃ：０．４８〜０．９０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｃｒ：０．１０〜２．０％、Ｃｕ：０．１０〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｎ：０．００３０〜０．０２０％、及び、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｔｉ及びＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｔｉ：０．００２０％以下、及び、Ｏ：０．００２０％以下であり、式（１）及び式（２）を満たす。

Ｎｉ≧Ｃｕ／２・・・（１）
２１０≦２５７．７Ｃ＋１０．７Ｓｉ＋４３Ｍｎ＋１７．２（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋５１．５Ｃｒ＋４８．４≦２８０・・・（２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

上述の高周波焼入れ用鋼は、Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉにより鋼中への水素の侵入を抑制する。そのため、熱間鍛造及び高周波焼入れ後の転動疲労特性に優れる。上述の高周波焼入れ用鋼はさらに、式（１）及び式（２）を満たす。そのため、優れた製造性（鍛造性及び被削性）を有する。

上述の高周波焼入れ用鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．２０％以下、及び、Ｖ：０．５０％以下の１種以上を含有し、式（２）に代えて、式（３）を満たしてもよい。

２１０≦２５７．７Ｃ＋１０．７Ｓｉ＋４３Ｍｎ＋１７．２（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋５１．５（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）＋４８．４≦２８０・・・（３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が含有されない場合、「０」が代入される。
上述の高周波焼入れ用鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．１０％以下を含有してもよい。

上述の高周波焼入れ用鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０２０％以下、Ｍｇ：０．０２０％以下、Ｓｅ：０．０２０％以下、Ｔｅ：０．０２０％以下、Ｚｒ：０．０２０％以下、Ｐｂ：０．３０％以下、及び、Ｂｉ：０．３０％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

以下、本実施の形態による高周波焼入れ用鋼について詳述する。

［化学組成］
本実施の形態による高周波焼入れ用鋼は、以下の化学組成を有する。

Ｃ：０．４８〜０．９０％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度、硬さ及び焼入れ性を高める。一方、Ｃが過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．４８〜０．９０％である。好ましいＣ含有量の下限は、０．４８％よりも高く、さらに好ましくは、０．５０％以上である。

Ｓｉ：０．１５〜０．３５％
珪素（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の硬さを高める。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１５〜０．３５％である。好ましいＳｉ含有量の下限は０．１５％よりも高い。好ましいＳｉ含有量の上限は０．３５％未満であり、さらに好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２７％以下である。

Ｍｎ：０．５０〜０．９０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の強度、硬さ及び焼入れ性を高める。Ｍｎはさらに、鋼中のＳ含有量が低い場合、水素発生環境下における鋼の耐食性を高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、粒界に偏析して粒界割れを引き起こす。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０〜０．９０％である。好ましいＭｎ含有量の下限は０．５０％よりも高く、さらに好ましくは０．６０％以上である。好ましいＭｎ含有量の上限は０．９０％未満である。

Ｃｒ：０．１０〜２．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の強度、硬さ、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。Ｃｒはさらに、鋼中への水素の侵入を抑制する。そのため、Ｃｒは鋼の転動疲労特性を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜２．０％である。好ましいＣｒ含有量の下限は０．１０％よりも高い。

Ｃｕ：０．１０〜１．０％
銅（Ｃｕ）は水素の鋼への侵入を抑制する。そのため、Ｃｕは鋼の転動疲労特性を高める。Ｃｕはさらに、鋼の硬さを高める。一方、Ｃｕが過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。Ｃｕが過剰に含有されればさらに、熱間脆性を引き起こす。したがって、Ｃｕ含有量は０．１０〜１．０％である。好ましいＣｕ含有量の下限は０．１０％よりも高く、さらに好ましくは０．３０％以上である。

Ｎｉ：０．０５〜１．０％
ニッケル（Ｎｉ）は水素の鋼への侵入を抑制する。そのため、Ｎｉは鋼の転動疲労特性を高める。Ｎｉはさらに、鋼の硬さ及び靭性を高める。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０．０５〜１．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．２０％以上である。

Ｎ：０．００３０〜０．０２０％
窒素（Ｎ）は、鋼中のＡｌと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは、高周波焼入れ時の結晶粒粗大化を抑制する。一方、Ｎが過剰に含有されれば、鋼中にブローホールが生成されやすくなる。ブローホールは、加工された鋼材（軸受等）に疵を発生する要因となる。したがって、Ｎ含有量は０．００３０〜０．０２０％である。好ましいＮ含有量の下限は０．００３０％よりも高く、好ましいＮ含有量の上限は０．０２０％未満であり、さらに好ましくは０．０１０％以下である。

Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは上述のとおり、高周波焼入れ時の結晶粒粗大化を抑制する。一方、Ａｌが過剰に含有されれば、鋼の焼入れ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０５０％である。

本実施の形態による高周波焼入れ用鋼の残部は鉄（Ｆｅ）及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。但し、本発明においては、不純物中のＰ，Ｓ，Ｔｉ及びＯは制限する必要がある。以下、これについて説明する。

Ｐ：０．０２５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは高周波焼入れ時に粒界に偏析しやすい。そのため、Ｐは粒界割れを引き起こしやすく、転動疲労強度を低下する。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量は０．０２５％以下である。

Ｓ：０．０３５％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成する。上述のとおり、ＭｎＳは、腐食により溶解するときに硫化水素を発生し、鋼中への水素侵入を促進する。Ｓが過剰に含有されればさらに、ＭｎＳが粗大化する。粗大なＭｎＳは転動疲労強度を低下し、スポーリング損傷を発生しやすくする。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｓ含有量は０．０３５％以下である。

Ｔｉ：０．００２０％以下
チタン（Ｔｉ）は不純物である。Ｔｉは鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成する。ＴｉＮは非金属介在物であり疲労破壊の起点となる。そのため、ＴｉＮは鋼の転動疲労寿命を低下する。ＴｉＮはさらに、鋼の鍛造性及び被削性を低下する。したがって、Ｔｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｔｉ含有量は０．００２０％以下である。

Ｏ：０．００２０％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。ＯはＡｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成する。この酸化物系介在物は鋼の転動疲労強度を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｏ含有量は０．００２０％以下である。

本実施の形態による高周波焼入れ用鋼の化学組成はさらに、次の式（１）及び式（２）を満たす。

Ｎｉ≧Ｃｕ／２・・・（１）
２１０≦２５７．７Ｃ＋１０．７Ｓｉ＋４３Ｍｎ＋１７．２（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋５１．５Ｃｒ＋４８．４≦２８０・・・（２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

［式（１）について］
上述のとおり、Ｃｕは転動疲労特性を高める。しかしながら、Ｃｕが粒界に析出すれば、粒界強度が低下する。そのため、熱間鍛造時に割れが起こりやすくなる。つまり、鍛造性が低下する。

式（１）を満たせば、Ｎｉにより、Ｃｕの鋼中への溶解度が向上し、Ｃｕの粒界析出が抑制される。その結果、熱間鍛造時に鋼が割れるのを抑制でき、鍛造性が高まる。

［式（２）について］
熱間鍛造後に焼準された高周波焼入れ用鋼の硬さが低すぎれば、転動部品として使用される際、転動面直下で発生する応力に対し、高周波焼入れ層よりも内部で素材が降伏して転動疲労特性が低下する。一方、熱間鍛造後に焼準された高周波焼入れ用鋼の硬さが高すぎれば、被削性が低い。熱間鍛造後に焼準された高周波焼入れ用鋼の硬さがビッカース硬さで２１０ＨＶ〜２８０ＨＶであれば、優れた被削性及び転動疲労特性が得られる。

Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒは、鋼の硬さに影響を与える。したがって、これらの元素の含有量の総量を制限すれば、製造性を高めることができる。

式（Ａ）に示すＦ１（Ｆ１＝２５７．７Ｃ＋１０．７Ｓｉ＋４３Ｍｎ＋１７．２（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋５１．５Ｃｒ＋４８．４）が２１０未満であれば、鋼の硬さが２１０ＨＶ未満になり上述のように転動疲労特性が低下する。一方、Ｆ１が２８０を超えれば、鋼の硬さが２８０ＨＶを超え、被削性が低下する。Ｆ１が式（２）を満たせば、優れた被削性及び転動疲労特性が得られる。

本実施の形態による高周波焼入れ用鋼はさらに、Ｍｏ、及び、Ｖの１種以上を含有してもよい。これらの選択元素はいずれも、鋼の硬さを高める。

Ｍｏ：０．２０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は選択元素である。Ｍｏは、鋼の強度、硬さ、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上述の効果が得られる。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２０％以下である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０５％以上である。

Ｖ：０．５０％以下
バナジウム（Ｖ）は、鋼中に微細な炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。そのため、鋼の硬さ及び靭性が高まる。Ｖが少しでも含有されれば、上述の効果が得られる。一方、過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．５０％以下である。好ましいＶ含有量の下限は０．０５％以上である。

高周波焼入れ用鋼がＭｏ、及び、Ｖの１種以上を含有する場合、高周波焼入れ用鋼の化学組成は、式（２）に代えて式（３）を満たす。

２１０≦２５７．７Ｃ＋１０．７Ｓｉ＋４３Ｍｎ＋１７．２（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋５１．５（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）＋４８．４≦２８０・・・（３）
［式（３）について］
選択元素であるＭｏ及びＶは、鋼の硬さに影響を与える。式（Ｂ）に示すＦ２（Ｆ２＝２５７．７Ｃ＋１０．７Ｓｉ＋４３Ｍｎ＋１７．２（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋５１．５（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）＋４８．４）は、Ｆ１にＭｏ及びＶを加えた式である。Ｆ１と同様の理由により、Ｆ２が２１０未満であれば、鋼の硬さが２１０ＨＶ未満になり転動疲労特性が低下する。一方、Ｆ２が２８０を超えれば、鋼の硬さが２８０ＨＶを超え、被削性が低下する。Ｆ２が式（３）を満たせば、優れた被削性及び転動疲労特性が得られる。

本実施の形態による高周波焼入れ用鋼はさらに、Ｎｂを含有してもよい。

Ｎｂ：０．１０％以下
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中に微細な炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。そのため、鋼の靭性が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、上述の効果が得られる。一方、過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０％以下である。好ましいＮｂ含有量の下限は０．０２％以上である。

本実施の形態による高周波焼入れ用鋼はさらに、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｚｒ、Ｐｂ及びＢｉからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの選択元素はいずれも、鋼の被削性を高める。

Ｃａ：０．０２０％以下
Ｍｇ：０．０２０％以下
カルシウム（Ｃａ）及びマグネシウム（Ｍｇ）はいずれも選択元素である。これらの元素は介在物の形態を制御して鋼の被削性を高める。これらの元素の１種以上が少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｃａ及び／又はＭｇが過剰に含有されれば、Ｃａ及びＭｇの酸化物が過剰に生成される。これらの酸化物は溶解しやすいため、孔食の起点となる。そのため、転動疲労破壊が発生しやすくなり、転動疲労特性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０２０％以下である、Ｍｇ含有量は０．０２０％以下である。好ましいＣａ、Ｍｇ含有量の下限は０．００１％以上である。

Ｓｅ：０．０２０％以下
Ｔｅ：０．０２０％以下
Ｚｒ：０．０２０％以下
Ｐｂ：０．３０％以下
Ｂｉ：０．３０％以下
セレン（Ｓｅ）、テルル（Ｔｅ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、鉛（Ｐｂ）及びビスマス（Ｂｉ）はいずれも選択元素であり、鋼の被削性を高める。具体的には、Ｓｅ及びＴｅはＭｎと結合して介在物を形成し、鋼の被削性を高める。Ｚｒは酸化物を形成し、鋼の被削性を高める。Ｐｂ及びＢｉは切削時に溶融又は脆化して、鋼の被削性を高める。これらの元素の１種以上が少なくとも含有されれば、上記効果が得られる。一方、これらの元素が過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Ｓｅ含有量は０．０２０％以下であり、Ｔｅ含有量は０．０２０％以下であり、Ｚｒ含有量は０．０２０％以下である。Ｐｂ含有量は０．３０％以下であり、Ｂｉ含有量は０．３０％以下である。好ましいＳｅ含有量、Ｔｅ含有量及びＺｒ含有量の下限はいずれも、０．０００１％以上である。好ましいＰｂ含有量及びＢｉ含有量の下限はいずれも、０．０１％以上である。

［製造方法］
上述の高周波焼入れ用鋼の製造方法を説明する。本実施の形態では、一例として、高周波焼入れ用鋼からなる熱間鍛造品を製造する工程を説明する。熱間鍛造品はたとえば、自動車及び産業機械等に利用される機械部品であり、たとえば、軸受である。

上述の化学組成及び式（１）〜式（３）を満たす溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。溶鋼を造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレット（鋼片）を製造する。ビレットを熱間加工して、棒鋼を製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。

製造された棒鋼を熱間鍛造して、粗形状の中間品を製造する。中間品に対して焼準を行う。さらに、焼準を行った中間品を機械加工し、中間品を所定の形状にする。機械加工はたとえば、切削や穿孔である。機械加工を行った中間品に対して調質処理を実施してもよい。

次に、中間品に対して高周波焼入れを実施し、中間品の表面を硬化し、中間品の表面に高周波焼入れ層を形成する。そして、高周波焼入れされた中間品に対して仕上げ加工を実施する。仕上げ加工は、研削や研磨である。以上の工程により熱間鍛造品が製造される。

上述の実施の形態では、鋳片又はインゴットを熱間加工してビレットを製造し、ビレットから棒鋼を製造する。そして、棒鋼を利用して熱間鍛造して熱間鍛造品を製造した。しかしながら、鋳片又はインゴットを熱間鍛造して熱間鍛造品を製造してもよい。

種々の化学組成を有する複数の高周波焼入れ用鋼を製造した。製造された鋼に対して、鍛造性及び転動疲労特性を評価した。

［実験方法］
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ１〜Ａ１３、鋼Ｂ１〜Ｂ８及び鋼Ｃの溶鋼を真空溶解炉により製造した。

表１中の各元素記号欄（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｏ）には、各鋼中の対応する元素の含有量（質量％）が記入されている。「その他」欄には各鋼中に含有される選択元素及びその含有量（質量％）が記入されている。「式（１）」欄は、対応する鋼が式（１）を満たすか否かを示す。「○」は対応する鋼が式（１）を満たすことを示す。「×」は対応する鋼が式（１）を満たさないことを示す。

「Ｆ１又はＦ２」欄には、式（Ａ）及び式（Ｂ）で定義されるＦ１又はＦ２の値を示す。対応する鋼がＭｏ及びＶを含有しない場合、その鋼の「Ｆ１及びＦ２」欄にはＦ１値が記入されている。対応する鋼がＭｏ又はＶを含有する場合、その鋼の「Ｆ１及びＦ２」欄にはＦ２値が記入されている。なお、鋼Ｃについては、Ｆ１値が記載されているが、Ｆ１のＣｕ及びＮｉには「０」を代入して計算した。

各鋼番号の鋼塊を１２５０℃で６０分均熱した。均熱後、鋼塊に対して熱間鍛造を実施して、直径３５ｍｍの丸棒を製造した。いずれの鋼においても、熱間鍛造における仕上げ温度は１０００℃以上であった。熱間鍛造後の丸棒を大気中で常温（２５℃）まで放冷した。

鋼Ｂ２の鋼塊では、熱間鍛造時に割れが発生した。Ｎｉ含有量が本発明のＮｉ含有量を満足していたが式（１）を満たさなかったためである。したがって、鋼Ｂ２においては、以降の製造工程及び試験を実施しなかった。

鋼Ｂ２以外の他の鋼番号の丸棒に対して、放冷後に焼準を実施した。具体的には、丸棒を９００℃で６０分保持した。焼準により、熱間鍛造時に粗粒化した丸棒の組織を均質化した。

［ローラピッチング試験］
焼準後の各丸棒の中心部から、図２に示す小ローラ試験片１０を採取した。小ローラ試験片１０の長手方向は、丸棒の長手方向に一致した。図２に示すとおり、小ローラ試験片１０は、円柱状の試験部１と、試験部１と同軸に配置される円柱状の一対の掴み部２とを備えた。試験部１の直径Ｄ１は２６ｍｍであり、長さＬ１は２８ｍｍであった。小ローラ試験片１０の全長Ｌ０は１３０ｍｍであった。

小ローラ試験片１０の試験部１の表層に対して高周波焼入れを実施した。さらに、高周波焼入れされた表面から２ｍｍの深さを有する有効硬化層を確保するように、１５０℃で焼戻しを実施した。有効硬化層のビッカース硬さは４５０Ｈｖ以上であった。高周波焼入れ後、試験部１の表層をわずかに研磨して、高周波焼入れにより形成されたスケールを除去した。

小ローラ試験片を用いて、図３に示すローラピッチング試験を実施した。図３（ａ）は、ローラピッチング試験方法を示す正面図であり、図３（ｂ）はその側面図である。図３に示すとおり、ローラピッチング試験において、小ローラ試験片１０と大ローラ試験片２０とを準備した。大ローラ試験片２０は、図３に示すとおり円板状であり、直径Ｄ２０が１３０ｍｍ、円周面の幅Ｔ２０が１８ｍｍ、円周面のクラウニング曲率半径Ｒ２０が１５０ｍｍであった。

大ローラ試験片２０は、次の工程で製造された。ＪＩＳ Ｇ４８０５（２００８）で規定された高炭素クロム軸受鋼材ＳＵＪ２の素材を、直径１５０ｍｍを有する円板に熱間鍛造した。ミクロ偏析を抑制するために、熱間鍛造された円板の鋼材を１２５０℃で６０分保持し、その後、室温（２５℃）まで大気中で放冷した。放冷された鋼材に対して、図４に示す処理条件で球状化焼鈍を実施した。その後、鋼材に対して図５に示す焼入れを実施し、さらに、図６に示す焼戻しを実施した。焼戻し後の鋼材を機械加工して、図３に示す形状の大ローラ試験片２０を製造した。

大ローラ試験片２０の円周面を小ローラ試験片１０の試験部１の表面に接触し、ローラピッチング試験を実施した。試験条件を表２に示す。

表２に示すとおり、小ローラ試験片１０の回転数を１５００ｒｐｍとし、すべり率を−４０％、試験中の大ローラ試験片２０と小ローラ試験片１０との接触面圧を２５００ＭＰａ、繰り返し数を２．０×１０^７ｃｙｃｌｅとした。大ローラ試験片２０の回転速度をＶ１ｍ／ｓｅｃ、小ローラ試験片１０の回転速度をＶ２ｍ／ｓｅｃとしたとき（図３（ｂ）参照）、すべり率（％）は、以下の式により求めた。

すべり率＝（Ｖ２−Ｖ１）／Ｖ２×１００
試験中、潤滑剤（市販のオートマチックトランスミッション油）を油温９０℃、塗布量１．０リットル／ｍｉｎの条件で、大ローラ試験片２０と小ローラ試験片１０との接触部分に回転方向と反対の方向から吹き付けた。以上の条件でローラピッチング試験を実施し、転動疲労特性を評価した。

［昇温離脱式水素分析試験］
ローラピッチング試験中、大ローラ試験片２０と小ローラ試験片１０との接触により潤滑剤が分解されて水素が発生する。そして、発生した水素が小ローラ試験片１０の試験部１の表層から内部に侵入する。そこで、ローラピッチング試験後の小ローラ試験片１０の試験部１の吸蔵水素量を分析して、鋼の水素侵入抑制効果を評価した。

図７及び図８は水素分析試験片の作製方法を説明するための模式図である。図７を参照して、はじめに、ローラピッチング試験後の小ローラ試験片１０の試験部１の中央部１１を切り出した。図８（ａ）に示すとおり、中央部１１は円板であり、幅Ｗ１１は７ｍｍであった。さらに、図８（ｂ）に示すように、中央部１１対してくり貫き加工を実施し、１ｍｍの肉厚Ｔ１２を有する円環部材１２を製造した。円環部材１２を製造したのは、次の理由による。中央部１１は、ローラピッチング試験において試験部１が大ローラ試験片２０と接触する範囲に相当し、応力が負荷される範囲に相当する。上述のとおり、潤滑剤が分解されて発生する水素は、試験部１の中央部１１の表面内に侵入する。水素は表面から侵入するため、表層１ｍｍの厚さ部分の水素濃度は、試験部１中心部の水素濃度よりも高い。したがって、円環部材１２内の水素濃度を測定すれば、各鋼における水素吸蔵量を比較しやすい。

さらに、円環部材１２を図８（ｃ）に示すとおり周方向で４分割し、そのうちの１つ（１／４周部材）を水素分析試験片１３とした。水素分析試験片１３の質量はいずれも１ｇであった。

次に、水素分析装置を準備した。水素分析装置は、石英チャンバと、赤外線加熱炉と、四重極質量分析計とを備えた。水素分析試験片１３を石英チャンバに収納した。その後、石英チャンバ内を１０^−３Ｐａまで真空に引いた。赤外線加熱炉を用いて、真空に引かれた石英チャンバを、昇温速度が一定になるように加熱した。加熱により、石英チャンバ内の水素分析試験片１３からガスが放出された。放出されたガスは四重極質量分析計に送られた。

四重極質量分析計は、イオン源部と、四重極部と、イオン検出部とを備えた。四重極質量分析計に送られたガスは、イオン源部でイオン化される。イオン化されたガスは四重極部を通過してイオン検出部に送られる。イオン検出部はイオン化されたガスをイオン化電流として検出し、ガスの定量分析を行う。四重極部では、印加により水素ガスイオンのみが通過できるように制御される。したがって、イオン化電流は水素分析試験片１３から放出された水素の放出速度と相関を持つ。検出されたイオン化電流を、予め水素放出速度が検出された標準リークにより得られたイオン化電流と比較することにより、水素分析試験片１３の水素放出速度が検量される。そして、縦軸を水素放出速度とし、横軸を温度とする水素放出曲線が得られる。

各温度における水素放出速度（ｐｐｍ／ｓｅｃ）は式（Ｉ）で示され、水素分析試験片１３中の水素濃度（ｐｐｍ）は式（ＩＩ）で示される。

水素放出速度＝Ｃ×Ｉ／Ｗ・・・（Ｉ）
水素濃度＝Ｔ×Σ（Ｃ×Ｉ／Ｗ）・・・（ＩＩ）
ここで、Ｃは換算係数である。Ｉはイオン化電流である。Ｗは水素分析試験片の質量である。Ｔはイオン化電流の測定間隔（ｓｅｃ）である。

本実施例では、赤外線加熱炉による昇温速度を１０℃／ｍｉｎとして、石英チャンバ内の水素分析試験片１３を室温から６００℃まで加熱した。そして、上記式（Ｉ）及び式（ＩＩ）に基づいて、水素濃度を検量した。

石英チャンバ内に残留した水素を試験前に除去するため、各鋼の試験前には、水素分析試験片１３をセットせずに上記昇温速度で石英チャンバを室温から６００℃まで加熱した。さらに、分析ノイズを減らすため、石英チャンバに水素分析試験片１３をセットせずにイオン化電流ＩＢを検量した。そして、その後水素分析試験片１３を石英チャンバに収納して、上記条件によりイオン化電流ＩＡを検量した。そして、式（Ｉ）及び（ＩＩ）におけるイオン化電流Ｉを式（ＩＩＩ）に示すとおり定義して、水素濃度を求めた。

イオン化電流Ｉ＝ＩＡ−ＩＢ・・・（ＩＩＩ）
なお、ローラピッチング試験を実施する前の水素濃度は、いずれの試験番号においても０．１５ｐｐｍ以下であった。

［試験結果］
表３に試験結果を示す。

表３を参照して、鋼Ａ１〜Ａ１３はいずれも、ローラピッチング試験に耐久し、２．０×１０^７ｃｙｃｌｅ後も破損しなかった。つまり、鋼Ａ１〜Ａ１３の丸棒鋼は優れた転動疲労特性を有した。そして、ローラピッチング試験後の鋼Ａ１〜Ａ１３の水素濃度は、鋼Ｃ（Ｃｕ及びＮｉを含有せず、他の化学組成は本発明の範囲内）の水素濃度よりも低く、１．５０ｐｐｍ以下であった。したがって、鋼Ａ１〜Ａ１３では、水素の侵入が抑制された。

鋼Ｂ１は、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量が本発明の下限未満であった。そのため、鋼Ｂ１の水素濃度は、鋼Ｃの水素濃度よりも高かった。

鋼Ｂ３、Ｂ７及びＢ８の水素濃度は、鋼Ｃの水素濃度よりも高かった。鋼Ｂ３では、Ｃ含有量が本発明の下限未満であった。また、鋼Ｂ７、Ｂ８は化学組成が本発明の範囲内であるものの、Ｆ１及びＦ２がそれぞれ式（２）及び（３）の下限を下回ったため、高周波焼入れ層の転動疲労強度が低下し、転動面直下の塑性変形が増長された。そのため、水素が鋼中に多く侵入したと考えられる。

鋼Ｂ４〜Ｂ６は、ローラピッチング試験中に破損した。鋼Ｂ４は、Ａｌ含有量が本発明のＡｌ含有量の下限未満であった。そのため、高周波焼入れ層の粗粒化を抑制することができず、転動疲労寿命が低かったと考えられる。鋼Ｂ５及び鋼Ｂ６のＰ含有量は、本発明のＰ含有量の上限を超えた。そのため、高周波焼入れ層の粒界にＰが偏析し、鋼の粒界脆化が起こり、転動疲労強度が低かったと考えられる。

実施例１でローラピッチング試験に耐久した鋼Ａ１〜Ａ１３、Ｂ１、Ｂ３の丸棒の中心部から、実施例１と同様に、図２に示す小ローラ試験片１０を新たに採取した。そして、採取された小ローラ試験片１０を用いて、ローラピッチング試験を実施した。このとき、繰り返し数を実施例１でのローラピッチング試験よりも多い、６．０×１０^７ｃｙｃｌｅとした。その他の試験条件は実施例１におけるローラピッチング試験と同じとした。

試験の結果、鋼Ｂ３は３．０×１０^７ｃｙｃｌｅ未満で破損した。その他の鋼Ａ１〜Ａ１３、Ｂ１及びＣの小ローラ試験片１０は破損せず、耐久した。

耐久した鋼Ａ１〜Ａ１３、Ｂ１及びＣの小ローラ試験片１０のミクロ組織を観察した。小ローラ試験片１０の試験部１のうち、大ローラ試験片２０と接触した面直下の組織を観察できるように、試験部１から、観察面が試験部１横断面となるようにサンプルを切り出した。そして、切り出されたサンプルを樹脂に埋め込み、鏡面研磨した。その後、ナイタル腐食してミクロ組織観察試験を実施した。ミクロ組織観察では、白色組織及び内部き裂の有無を調査した。調査結果を表４に示す。

表４を参照して、鋼Ａ１〜Ａ１３では、白色組織及び内部き裂は観察されなかった。一方、鋼Ｂ１及び鋼Ｃでは、白色組織及び内部き裂が観察された。図９は鋼Ｃのミクロ組織写真画像であり、図１０はその模式図である。図９及び図１０に示すとおり、鋼Ｃのミクロ組織には、白色組織ＷＳ１及びＷＳ２が観察された。さらに、白色組織ＷＳ１及びＷＳ２の周囲には、内部き裂ＣＲ１及びＣＲ２が観察された。

以上の試験結果から、鋼Ａ１〜Ａ１３では、２．０×１０^７ｃｙｃｌｅでのローラピッチング試験後における高周波焼入れ層での水素濃度が１．５０ｐｐｍ以下であった。さらに、６．０×１０^７ｃｙｃｌｅでのローラピッチング試験後においても、白色組織及び内部き裂の発生が抑制された。したがって、鋼Ａ１〜Ａ１３は、優れた転動疲労特性を有した。

種々の化学組成を有する複数の高周波焼入れ用鋼を製造した。製造された鋼の硬さを指標として、各鋼の製造性（鍛造性及び被削性）を評価した。

［試験方法］
表５に示す化学組成を有する鋼Ｘ１〜Ｘ７の溶鋼を真空溶解炉により製造した。

表５中の各元素記号欄（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ）には、各鋼中の対応する元素の含有量（質量％）が記入されている。鋼中のその他の元素（Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｏ）は、いずれの鋼Ｘ１〜Ｘ７においても、本発明の範囲内であった。「Ｆ１又はＦ２」欄には、上述のＦ１値又はＦ２値を示す。

各鋼番号の鋼塊を１２５０℃で６０分均熱した。均熱後、鋼塊に対して熱間鍛造を実施して、直径３５ｍｍの丸棒を製造した。いずれの鋼においても、熱間鍛造における仕上げ温度は１０００℃以上であった。熱間鍛造後の丸棒を大気中で常温（２５℃）まで放冷した。放冷後、熱間鍛造割れの有無を確認した。その結果、いずれの鋼においても割れは確認されず、優れた鍛造性を示した。

熱間鍛造後の丸棒に対して焼準を実施した。具体的には、丸棒を９００℃の焼準温度で、６０分均熱した。均熱後、空冷した。焼準後の丸棒に対して、ビッカース硬さ試験を実施した。ビッカース硬さ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に基づいて実施した。試験結果を表５に示す。図１は、表５の結果を図示したものである。

表５を参照して、鋼Ｘ１、Ｘ２及びＸ５の化学組成は本発明の範囲内であり、かつ、式（２）又は式（３）を満たした。その結果、ビッカース硬さは２１０ＨＶ〜２８０ＨＶの範囲内であった。したがって、これらの鋼は優れた製造性（鍛造性及び被削性）を示した。

一方、鋼Ｘ３のＦ１値は式（２）の上限を超えた。その結果、鋼Ｘ３の硬さは２８２ＨＶであり、２８０ＨＶを超えた。

鋼Ｘ４のＦ２値は式（３）の上限を超えた。その結果、鋼Ｘ４の硬さは３０１ＨＶであり、２８０ＨＶを超えた。

鋼Ｘ６、Ｘ７のＦ１値及びＦ２値は式（２）及び（３）の下限を下回った、その結果、鋼Ｘ６の硬さは２００ＨＶ、鋼Ｘ７の硬さは２０４ＨＶとなり、２１０ＨＶを下回った。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

本発明による高周波焼入れ用鋼は、高周波焼入れされる鋼材に広く適用可能である。さらに具体的には、本発明による高周波焼入れ用鋼は、機械部品に適用可能であり、特に、「転がり接触」、「すべり接触」、「転がり−すべり接触」が起こる軸受の素材として好適である。

１ 試験部
１０ 小ローラ試験片
２０ 大ローラ試験片

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．４８〜０．９０％、
   Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、
   Ｍｎ：０．５０〜０．９０％（但し、０．６０％以下を除く）、
   Ｃｒ：０．１０〜０．８２％、
   Ｃｕ：０．１０〜０．５２％、
   Ｎｉ：０．０５〜０．４８％、
   Ｎ：０．００３０〜０．０２０％、及び、
   Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
   を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   不可避的不純物中のＰ、Ｓ、Ｔｉ及びＯがそれぞれ、
   Ｐ：０．０２５％以下、
   Ｓ：０．０３５％以下、
   Ｔｉ：０．００２０％以下、及び、
   Ｏ：０．００２０％以下であり、
   式（１）及び式（２）を満たす、高周波焼入れ用鋼。
   Ｎｉ≧Ｃｕ／２・・・（１）
   ２１８≦２５７．７Ｃ＋１０．７Ｓｉ＋４３Ｍｎ＋１７．２（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋５１．５Ｃｒ＋４８．４≦２８０・・・（２）
   ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
2. Ｆｅの一部に代えて、
   Ｍｏ：０．２０％以下、及び、
   Ｖ：０．１０％以下、
   の１種以上を含有し、
   式（２）に代えて、式（３）を満たす、請求項１に記載の高周波焼入れ用鋼。
   ２１８≦２５７．７Ｃ＋１０．７Ｓｉ＋４３Ｍｎ＋１７．２（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋５１．５（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）＋４８．４≦２８０・・・（３）
   ここで、式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が含有されない場合、「０」が代入される。
3. Ｆｅの一部に代えて、
   Ｎｂ：０．０２％以下
   を含有する、請求項１又は請求項２に記載の高周波焼入れ用鋼。
4. Ｆｅの一部に代えて、
   Ｃａ：０．００４％以下、
   Ｍｇ：０．００５％以下、
   Ｓｅ：０．００７％以下、
   Ｔｅ：０．００６％以下、
   Ｚｒ：０．００８％以下、
   Ｐｂ：０．０９％以下、及び、
   Ｂｉ：０．０４％以下
   からなる群から選択される１種以上を含有する、請求項１〜請求項３のいずれかに記載の高周波焼入れ用鋼。