JP6384628B2 - 高周波焼入れ用鋼 - Google Patents

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Description

本発明は、鋼に関し、さらに詳しくは、高周波焼入れ用鋼に関する。
歯車に代表される機械部品は通常、優れた面疲労強度が求められる。表面の硬さが高ければ、優れた面疲労強度が得られる。そのため、面疲労強度が求められる機械部品は、高周波焼入れを実施して製造される場合がある。
このような機械部品の製造方法の一例は次のとおりである。高周波焼入れ用鋼材を熱間鍛造して、中間品を製造する。中間品に対して高周波焼入れを実施する。高周波焼入れされた中間品に対して研削加工を実施して、歯車に代表される機械部品を製造する。
上述の機械部品の疲労強度を改善する技術が、特許第４０１４０４２号（特許文献１）及び特許第５７４２８０１号（特許文献２）に提案されている。
特許文献１に開示された高周波焼入れ用棒鋼は、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、（１）式で表されるＸ値が０．６２〜０．９０である。この棒鋼の表層領域において、（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。ここで、式（１）はＸ＝Ｃ（％）＋０．１１×Ｓｉ（％）＋０．０７×Ｍｎ（％）＋０．０８×Ｃｒ（％）である。式（２）はＡ＝（ＭｎＭＩＮ／ＭｎＡＶＥ）である。（１）式中のＣ（％）、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｒ（％）は、各元素の含有量（質量％）を意味する。（２）式中のＭｎＭＩＮは、表層領域におけるＭｎ濃度の下限値（質量％）を意味し、ＭｎＡＶＥはＭｎ濃度の平均値（質量％）を意味する。
特許文献２に開示された熱間圧延棒鋼又は線材は、質量％で、Ｃ：０．５５〜０．７５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｓ：０．００２〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％及びＮ：０．００２〜０．０１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下及びＯ：０．００２％以下で、さらに下記の式（１）で表されるＦｎ１が２．５〜４．５である化学組成を有する。組織において、パーライト分率が９０％以上、パーライトラメラの平均間隔が１５０〜３００ｎｍで、かつパーライトラメラ間隔の標準偏差が２５ｎｍ以下である。式（１）は、Ｆｎ１＝３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．５Ｃｒであり、式（１）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
特許第４０１４０４２号 特許第５７４２８０１号
特許文献１及び２で提案された鋼材でも、優れた面疲労強度が得られる。しかしながら、他の方法によっても、高周波焼入れ後の鋼材において、優れた面疲労強度が得られる方が好ましい。また、鋼材を用いて歯車等の機械部品を製造する場合、優れた切削性も求められる。
本発明の目的は、優れた切削性を有し、高周波焼入れ後において、優れた面疲労強度が得られる高周波焼入れ用鋼を提供することである。
本発明による高周波焼入れ用鋼は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．５３〜０．５８％未満、Ｓｉ：０．７０〜１．４０％、Ｍｎ：０．２０〜１．４０％、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．０２０％未満、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｃｒ：０〜０．１５％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｖ：０〜０．０５％、及び、Ｎｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす。鋼組織が、フェライト及びパーライトからなり、パーライトの面積率が８５％以上である。鋼中において、Ａｌ２Ｏ３介在物及び複合介在物の総個数に対する、複合介在物の個数の比率は、２０％以上である。複合介在物は、質量％で、２．０％以上のＳｉＯ２及び２．０％以上のＣａＯを含有し、残部の９９％以上がＡｌ２Ｏ３である介在物である。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．９８ （１）
Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｒ／２５≧０．７０ （２）
Ｃｒ／Ｓｉ≦０．２０ （３）
ここで、式（１）〜式（３）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。
本発明による高周波焼入れ用鋼は、優れた切削性を有し、高周波焼入れ後において、優れた面疲労強度が得られる。
図１は、実施例中のローラピッチング試験で使用した、小ローラ試験片の側面図である。 図２は、実施例中のローラピッチング試験で使用した、大ローラ試験片の正面図である。
本発明者らは、高周波焼入れ用鋼の切削性と、高周波焼入れ後の鋼材（機械部品）の面疲労強度とについて調査、検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
（１）高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を高めるためには、高周波焼入れ後の鋼材の表面硬さを高めることが有効である。表面硬さを高めるには、高周波焼入れにより、鋼材表層のミクロ組織を均一な焼入れ組織（マルテンサイト）とするのが好ましい。鋼材の表層組織にフェライト等が残存する等、表層組織が不均一組織となれば、表面硬さが低くなり、面疲労強度が低下する。
高周波焼入れにより均一な焼入れ組織を得るためには、高周波焼入れ用鋼のミクロ組織がフェライト及びパーライトからなり、組織中のパーライトの面積率（以下、パーライト分率という）が高い方が好ましい。
Ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５と定義する。Ｆｎ１は焼入れ性の指標である。Ｆｎ１が高すぎれば、焼入れ性が高くなり過ぎる。この場合、高周波焼入れ用鋼のミクロ組織にベイナイトが生成し、パーライト分率が低下する。その結果、高周波焼入れを実施しても、表層に不均一組織が生成しやすい。Ｆｎ１が０．９８以下であれば、高周波焼入れ用鋼のミクロ組織がフェライト（初析フェライト）及びパーライトからなり、パーライト分率が８５％以上となる。「ミクロ組織がフェライト及びパーライトからなる」とは、ミクロ組織中におけるフェライト（初析フェライト）及びパーライトの総面積率が９７％以上であることを意味する。
（２）高周波焼入れにより均一な焼入れ組織を得るためには、上述のとおり、高周波焼入れ用鋼のミクロ組織をフェライト・パーライト組織とし、かつ、パーライト分率を８５％以上にするのが好ましい。
Ｆｎ２＝Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｒ／２５と定義する。Ｆｎ２は、鋼のミクロ組織がフェライト・パーライト組織である場合のパーライト分率の指標である。Ｆｎ２が高いほど、ミクロ組織中のパーライト分率が高まる。Ｆｎ２が０．７０未満であれば、ミクロ組織中のパーライト分率が８５％未満となり、高周波焼入れ後の鋼材の表層に、不均一組織が生成しやすい。その結果、鋼材の面疲労強度が低下する。Ｆｎ２が０．７０以上であれば、ミクロ組織中のパーライト分率が８５％以上となる。
（３）高周波焼入れによって均一な焼入れ組織を得るためにはさらに、高周波焼入れ時に、パーライト中のセメンタイトが容易に固溶するのが好ましい。高周波焼入れ後の鋼材に未固溶のセメンタイトが残存すれば、不均一組織が形成され、高周波焼入れ後の鋼材表面の硬さが低下する。その結果、鋼材の面疲労強度が低下する。
Ｓｉ及びＣｒはいずれも、パーライトのラメラ間隔を狭くして、高周波焼入れ時にセメンタイトを固溶しやすくする。Ｓｉ及びＣｒはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。そのため、Ｓｉ及びＣｒはいずれも、焼戻し時のセメンタイトの生成を抑制し、鋼材の面疲労強度を高める。しかしながら、Ｃｒはセメンタイトに濃化して、セメンタイトを安定化する。そのため、Ｃｒ含有量が高すぎれば、高周波加熱時にセメンタイトが固溶しにくく、高周波焼入れ後の鋼材に未固溶のセメンタイトが残存しやすい。Ｓｉ含有量に対してＣｒ含有量を低減すれば、パーライトのラメラ間隔を狭くしつつ、Ｃｒによるセメンタイトの安定化を抑制できる。この場合、高周波加熱時にセメンタイトが固溶しやすくなり、かつ、高周波焼入れ後にセメンタイトが残存しにくい。
Ｆｎ３＝Ｃｒ／Ｓｉと定義する。Ｆｎ３は高周波焼入れ時のセメンタイトの固溶しやすさを示す指標である。Ｆｎ３が低いほど、高周波加熱時に鋼中のセメンタイトが固溶しやすい。一方、Ｆｎ３が高ければ、Ｓｉ含有量に対してＣｒ含有量が高すぎる。この場合、高周波加熱時にセメンタイトが固溶しにくい。その結果、焼入れ後の鋼材において、十分な硬さが得られない。Ｆｎ３が０．２０以下であれば、高周波焼入れ時にセメンタイトが十分に固溶する。そのため、高周波焼入れ後の鋼材において、十分な表面硬さが得られ、優れた面疲労強度が得られる。
（４）高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度にはさらに、鋼中の介在物の形態が影響する。高周波焼入れされて製造される機械部品（たとえば歯車）用の鋼は、Ａｌ脱酸で製造される。したがって、鋼中にはＡｌ２Ｏ３介在物が存在する。Ａｌ２Ｏ３介在物は凝固過程で互いに凝集しやすく、粗大なＡｌ２Ｏ３介在物群（クラスタ）を形成しやすい。このようなクラスタは、高周波焼入れ後の機械部品の面疲労強度を低下する。なお、本明細書において、Ａｌ２Ｏ３介在物とは、質量％で、Ａｌ２Ｏ３を９９％以上含有する介在物を意味する。
Ａｌ２Ｏ３介在物はさらに、鋼のマトリクス（母材）界面との密着性が低い。そのため、熱間鍛造等の塑性加工時において、Ａｌ２Ｏ３介在物とマトリクスとの界面に隙間が生じやすい。このような隙間は、機械部品の面疲労強度を低下する。
以上の知見に基づいて、本発明者らは、介在物の凝集を抑制し、マトリクス界面との密着性を高める方法について調査、検討を行った。その結果、本発明者らは、次の新たな知見を得た。
本明細書において、質量％で、２．０％以上のＳｉＯ２と、２．０％以上のＣａＯとを含有し、残部の９９質量％以上がＡｌ２Ｏ３である介在物を、「複合介在物」と定義する。複合介在物は、凝集しにくく、クラスタを形成しにくい。さらに、複合介在物のマトリクス界面との密着性はＡｌ２Ｏ３介在物よりも高い。したがって、鋼中の介在物のうち、複合介在物の比率を高めれば、面疲労強度を高めることができる。
本明細書において、鋼中のＡｌ２Ｏ３介在物及び複合介在物の総個数に対する、複合介在物の個数の比率を複合介在物比率Ｒａ（％）と定義する。
複合介在物比率Ｒａが高ければ、鋼中のＡｌ２Ｏ３介在物の割合が少なくなる。この場合、介在物が凝集しにくくなり、クラスタの生成が抑制される。さらに上述のとおり、複合介在物のマトリクス界面に対する密着性は高い。そのため、複合介在物の生成によりＡｌ２Ｏ３介在物が少なくなれば、鋼中のマトリクスと介在物との密着性の低下に起因した面疲労強度の低下も抑制される。
複合介在物比率Ｒａが２０％以上であれば、Ａｌ２Ｏ３介在物のクラスタの生成を十分に抑制できる。さらに、鋼中のマトリクスの介在物との密着性も改善される。その結果、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を高めることができる。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態による高周波焼入れ用鋼は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．５３〜０．５８％未満、Ｓｉ：０．７０〜１．４０％、Ｍｎ：０．２０〜１．４０％、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．０２０％未満、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｃｒ：０〜０．１５％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｖ：０〜０．０５％、及び、Ｎｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす。鋼組織が、フェライト及びパーライトからなり、パーライトの面積率が８５％以上である。鋼中において、Ａｌ２Ｏ３介在物及び複合介在物の総個数に対する、複合介在物の個数の比率は、２０％以上である。複合介在物は、質量％で、２．０％以上のＳｉＯ２及び２．０％以上のＣａＯを含有し、残部の９９％以上がＡｌ２Ｏ３である介在物である。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．９８ （１）
Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｒ／２５≧０．７０ （２）
Ｃｒ／Ｓｉ≦０．２０ （３）
ここで、式（１）〜式（３）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。
上記化学組成は、Ｃｒ：０．０５〜０．１５％、Ｃｕ：０．０３〜０．５０％、Ｎｉ：０．０３〜０．３０％、及び、Ｍｏ：０．０１〜０．２０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
上記化学組成は、Ｖ：０．０１〜０．０５％、及び、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％からなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。
以下、本実施形態による高周波焼入れ用鋼について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［化学組成］
本実施形態による高周波焼入れ用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．５３〜０．５８％未満
炭素（Ｃ）は、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の冷間加工性及び切削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．５３〜０．５８％未満である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．５４％であり、さらに好ましくは０．５５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．５７％であり、さらに好ましくは０．５６％である。
Ｓｉ：０．７０〜１．４０％
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、焼戻し軟化抵抗を高め、高周波焼入れ後に行われる焼戻し処理において、セメンタイトの析出を抑制する。Ｓｉはさらに、Ａｌ２Ｏ３介在物を改質して、凝集しにくい複合介在物（Ａｌ２Ｏ３−ＣａＯ−ＳｉＯ２）を形成する。複合介在物が形成されれば、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度が高まる。Ｓｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．７０〜１．４０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．７２％であり、さらに好ましくは０．７５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．３８％であり、さらに好ましくは１．３６％である。
Ｍｎ：０．２０〜１．４０％
マンガン（Ｍｎ）は高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の冷間加工性が低下する。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、偏析が生じる。その結果、粒界強度が低下し、鋼材の面疲労強度が低下する。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、鋼の切削性が低下する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０〜１．４０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．３０％であり、さらに好ましくは１．２５％である。
Ｐ：０．０２０％未満
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは粒界に偏析して粒界を脆化する。そのため、Ｐは高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％未満である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｓ：０．０２０％未満
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは粗大な介在物（ＭｎＳ）を形成し、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％未満である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１６％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
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を形成し、高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制する。Ａｌ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大なＡｌ２Ｏ３介在物や、複数のＡｌ２Ｏ３介在物が凝集したＡｌ２Ｏ３クラスタが多数生成し、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０６０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５８％であり、さらに好ましくは０．０５６％である。本明細書にいうＡｌ含有量は、全Ａｌの含有量を意味する。
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
窒素（Ｎ）はＡｌと結合してＡｌＮを形成し、高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制する。その結果、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、Ｎが過剰にフェライトに固溶してひずみ時効を生じ、鋼の冷間加工性が低下する。Ｎ含有量が高すぎればさらに、粗大な窒化物が生成して、鋼材の面疲労強度が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００２０〜０．００８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７５％であり、さらに好ましくは０．００７０％である。
Ｏ：０．００１５％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。ＯはＡｌ、Ｓｉ及びＣａと結合して酸化物（又は酸化物系介在物）を形成し、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００１５％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１４％であり、さらに好ましくは０．００１３％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｂ：０．０００３〜０．００４０％
ボロン（Ｂ）は鋼に固溶して鋼の焼入れ性を高める。その結果、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を高める。Ｂはさらに、粒界強度を高め、高周波焼入れ後の鋼材の曲げ疲労強度を高める。Ｂ含有量が低ければ、上記効果が有効に得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００４０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３８％であり、さらに好ましくは０．００３６％である。
Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％
チタン（Ｔｉ）は、Ｔｉ窒化物又はＴｉ炭化物を形成して、高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制する。その結果、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度が高まる。Ｔｉはさらに、Ｎと結合することにより、ＢがＮと結合するのを抑制し、固溶Ｂ量を確保する。Ｔｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、粗大なＴｉ窒化物、Ｔｉ炭化物が生成して、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０〜０．０５０％である。Ｔｉ含有量の下限は０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１３％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４８％であり、さらに好ましくは０．０４６％である。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
カルシウム（Ｃａ）は、Ａｌ２Ｏ３介在物を改質して、複合介在物（Ａｌ２Ｏ３−ＣａＯ−ＳｉＯ２）を形成する。Ａｌ２Ｏ３介在物を改質して複合介在物を生成することにより、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を高める。Ｃａ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、粗大な介在物が増加して、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度がかえって低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００５％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００８％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４８％であり、さらに好ましくは０．００４６％である。
本実施形態による高周波焼入れ用鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、高周波焼入れ用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されるものであって、本実施形態の高周波焼入れ用鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
本実施形態による高周波焼入れ用鋼はさらに、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、及び、Ｍｏからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を高める。
Ｃｒ：０〜０．１５％
クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｒは鋼に固溶して、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を高める。Ｃｒはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高め、焼戻し時のセメンタイトの生成を抑制する。その結果、鋼材の面疲労強度が高まる。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｃｒはセメンタイトに濃化しやすく、セメンタイトを安定化する。セメンタイトが安定化すれば、高周波焼入れ時にセメンタイトが固溶しにくく、セメンタイトが残存する場合がある。そのため、固溶Ｃが十分に得られず、十分な鋼材の硬さが得られない。その結果、面疲労強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０〜０．１５％である。上記効果をさらに有効に得るためのＣｒ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．１４％であり、さらに好ましくは０．１３％である。
Ｃｕ：０〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼に固溶して、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５０％である。上記効果をさらに有効に得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
Ｎｉ：０〜０．３０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼に固溶して、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．３０％である。上記効果をさらに有効に得るためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｍｏ：０〜０．２０％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼に固溶して、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、高周波焼入れ用鋼材中のパーライト比率が８５％未満となり、冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．２０％である。上記効果をさらに有効に得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％である。
本実施形態による高周波焼入れ用鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ及びＮｂから選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼材の面疲労強度を高める。
Ｖ：０〜０．０５％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＶはＶ窒化物、Ｖ炭化物、又は、Ｖ炭窒化物を形成して、高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制する。その結果、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度が高まる。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、粗大なＶ析出物が生成して、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．０５％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４％である。
Ｎｂ：０〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＮｂはＮｂ窒化物、Ｎｂ炭化物、又は、Ｎｂ炭窒化物を形成して、高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制する。その結果、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粗大なＮｂ析出物が生成して、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５％である。上記効果を得るためのＮｂ含有量の下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４８％であり、さらに好ましくは０．０４６％である。
［式（１）について］
上記化学組成はさらに、式（１）を満たす。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．９８ （１）
ここで、式（１）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。
Ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５と定義する。Ｆｎ１は焼入れ性の指標である。Ｆｎ１が１．０５を超えれば、焼入れ性が高くなり過ぎる。この場合、圧延後の高周波焼入れ用鋼のミクロ組織の一部に、硬質なベイナイトが生成する。そのため、フェライト・パーライト組織が得られない。Ｆｎ１が１．０５以下であれば、高周波焼入れ用鋼のミクロ組織がフェライト・パーライト組織になる。しかしながら、Ｆｎ１が０．９８を超えれば、十分な切削性が得られない。したがって、Ｆｎ１を０．９８以下とする。この場合、高周波焼入れ用鋼のミクロ組織がフェライト・パーライト組織になり、さらに十分な切削性も得られる。Ｆｎ１の好ましい上限は０．９７である。焼入れ性を得るためのＦｎ１の好ましい下限は０．７２である。
［式（２）について］
上記化学組成はさらに、式（２）を満たす。
Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｒ／２５≧０．７０ （２）
ここで、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。
Ｆｎ２＝Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｒ／２５と定義する。Ｆｎ２は、鋼のミクロ組織がフェライト・パーライト組織である場合のパーライト分率の指標である。Ｆｎ２が高いほど、ミクロ組織中のパーライト分率が高まる。Ｆｎ２が０．７０未満であれば、ミクロ組織中のパーライト分率が８５％未満となる。Ｆｎ２が０．７０以上であれば、ミクロ組織中のパーライト分率が８５％以上となる。Ｆｎ２の好ましい下限は０．７２である。
［式（３）について］
上記化学組成はさらに、式（３）を満たす。
Ｃｒ／Ｓｉ≦０．２０ （３）
ここで、式（３）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。
上述のとおり、Ｓｉ及びＣｒはいずれも、パーライトのラメラ間隔を狭くする。パーライトのラメラ間隔が狭ければ、高周波焼入れ時にセメンタイトが固溶しやすくなる。しかしながら、Ｃｒはセメンタイトに濃化してセメンタイトを安定化する。Ｃｒ含有量に対してＳｉ含有量を高めれば、パーライトのラメラ間隔を狭くしつつ、Ｃｒによるセメンタイトの安定化を抑制できる。そのため、高周波加熱時にセメンタイトが固溶しやすくなり、高周波焼入れ後にセメンタイトが残存しにくい。
Ｆｎ３＝Ｃｒ／Ｓｉと定義する。Ｆｎ３は高周波焼入れ後のセメンタイトの固溶度合いを示す指標である。Ｆｎ３が低いほど、高周波加熱時に鋼中のセメンタイトが固溶しやすい。一方、Ｆｎ３が高ければ、Ｓｉ含有量に対してＣｒ含有量が高すぎる。この場合、高周波加熱時にセメンタイトが固溶しにくい。その結果、焼入れ後の鋼材にセメンタイトが残存し、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度が低下する。Ｆｎ３が０．２０以下であれば、高周波焼入れ後にセメンタイトが十分に固溶する。そのため、高周波焼入れ後の鋼材において、十分な硬さが得られ、優れた面疲労強度が得られる。Ｆｎ３の好ましい下限は０．１８である。
［鋼のミクロ組織］
高周波焼入れ用鋼が上記化学組成を有し、式（１）〜式（３）を満たす場合、ミクロ組織は、フェライト（初析フェライト）及びパーライトからなる。つまり、本実施形態による高周波焼入れ用鋼のミクロ組織は、フェライト・パーライト組織である。本明細書において、「ミクロ組織がフェライト及びパーライトからなる」とは、ミクロ組織におけるフェライト及びパーライトの総面積率が９７％以上であることを意味する。好ましくは、高周波焼入れ用鋼のミクロ組織において、フェライト及びパーライトの総面積率が１００％である。フェライト及びパーライトの総面積率が１００％でない場合、ミクロ組織中のフェライト及びパーライト以外の残部はたとえばベイナイトである。ミクロ組織中のパーライトの面積率をパーライト分率（％）と定義する。本実施形態による高周波焼入れ用鋼のミクロ組織において、パーライト分率は８５％以上である。
ミクロ組織中のフェライト及びパーライトの合計面積率と、パーライト分率とは次の方法で測定される。高周波焼入れ用鋼からサンプルを採取する。高周波焼入れ用鋼が棒鋼又は線材である場合、棒鋼又は線材の横断面（軸方向に垂直な面）のうち、表面と中心軸とを結ぶ半径Ｒの中央部（以下、Ｒ／２部という）からサンプルを採取する。採取されたサンプル表面のうち、鋼材の圧延方向に垂直な面を観察面とする。観察面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）にてエッチングする。エッチングされた観察面を５００倍の光学顕微鏡にて観察して、任意の５視野の写真画像を生成する。各視野のサイズは２００μｍ×２００μｍとする。
各視野において、フェライト、パーライト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定する。特定された相のうち、各視野でのフェライトの総面積（μｍ２）、及び、パーライトの総面積（μｍ２）を求める。全ての視野の総面積に対する、全ての視野におけるフェライトの総面積とパーライトの総面積との和の比率を、フェライト及びパーライトの総面積率（％）と定義する。さらに、全ての視野におけるパーライト総面積の、全ての視野の総面積に対する比率を、パーライト分率（％）と定義する。
［複合介在物比率Ｒａ］
本実施形態の高周波焼入れ用鋼は、Ａｌ２Ｏ３介在物と、複合介在物とを含有する。本明細書において、上述のとおり、２．０％以上のＳｉＯ２と、２．０％以上のＣａＯとを含有し、残部の９９％以上がＡｌ２Ｏ３である介在物を、複合介在物と定義する。なお、複合介在物中に含有されるＳｉＯ２の上限はたとえば１５％であり、ＣａＯの上限はたとえば２５％である。
本明細書において、Ａｌ２Ｏ３介在物及び複合介在物の総個数に対する、複合介在物の個数の比率を複合介在物比率Ｒａ（％）と定義する。複合介在物比率Ｒａが高ければ、鋼中のＡｌ２Ｏ３介在物が少なくなる。この場合、Ａｌ２Ｏ３介在物が凝集しにくくなり、クラスタの生成が抑制される。さらに上述のとおり、Ａｌ２Ｏ３介在物のマトリクス界面に対する密着性が低いのに対して、複合介在物のマトリクス界面に対する密着性は高い。そのため、複合介在物の生成によりＡｌ２Ｏ３介在物の数が少なくなれば、鋼中のマトリクスと介在物との密着性の低下に起因した面疲労強度の低下も抑制される。
複合介在物比率Ｒａが２０％以上であれば、Ａｌ２Ｏ３介在物のクラスタの生成を十分に抑制できる。さらに、鋼中のマトリクスの介在物との密着性も改善される。その結果、高周波焼入れ後の鋼材の面疲労強度を高めることができる。
鋼中のＡｌ２Ｏ３介在物及び複合介在物の特定、及び、複合介在物比率Ｒａの測定は、次の方法で実施できる。高周波焼入れ用鋼の任意の位置からサンプルを採取する。高周波焼入れ用鋼が棒鋼又は線材である場合、棒鋼又は線材のＲ／２部からサンプルを採取する。Ｒ／２部のサンプルの横断面（表面）に対して、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率でランダムに２０視野（１視野あたりの評価面積１００μｍ×１００μｍ）を観察する。
各視野（観察面という）のうち、介在物を特定する。特定した各介在物に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）を用いて、Ａｌ２Ｏ３介在物と複合介在物とを特定する。具体的には、特定された介在物の元素分析結果において、Ａｌ含有量及びＯ含有量が質量％で９９％以上である場合、その介在物をＡｌ２Ｏ３介在物と特定する。元素分析の結果、２．０％以上のＳｉＯ２と、２．０％以上のＣａＯとを含有し、残部が実質的にＡｌ２Ｏ３及び不純物からなる（具体的には、残部の９９％以上がＡｌ２Ｏ３）である場合、その介在物を複合介在物と定義する。
上記特定の対象とする介在物は、円相当径が１０μｍ以上の介在物とする。ここで、円相当径とは、各介在物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。
円相当径がＥＤＸのビーム径の２倍以上の介在物であれば、元素分析の精度が高まる。本実施形態において、介在物の特定に使用するＥＤＸのビーム径は５μｍとする。この場合、円相当径が１０μｍ未満の介在物は、ＥＤＸでの元素分析の精度を高めることができない。円相当径１０μｍ未満の介在物はさらに、疲労強度への影響が極めて小さい。したがって、本実施形態において、円相当径が１０μｍ以上のＡｌ２Ｏ３介在物及び複合介在物を測定対象とする。なお、Ａｌ２Ｏ３介在物及び複合介在物の円相当径の上限は特に限定されないが、たとえば、２００μｍである。
２０視野全てにおいて、特定された円相当径１０μｍ以上のＡｌ２Ｏ３介在物の総個数ＴＮ１を求める。同様に、特定された円相当径１０μｍ以上の複合介在物の総個数ＴＮ２を求める。求めた総個数に基づいて、次の式により複合介在物比率Ｒａ（％）を求める。
Ｒａ＝ＴＮ２／（ＴＮ１＋ＴＮ２）×１００
なお、同一組成の介在物が隣り合っており、隣り合う介在物の間の最短距離が１μｍ未満の場合、これらの介在物は１個体とみなす。
［製造方法］
本実施形態による高周波焼入れ用鋼の製造方法の一例を説明する。本実施形態では、高周波焼入れ用鋼の一例として、棒鋼又は線材の製造方法を説明する。しかしながら、本実施形態の高周波焼入れ用鋼は、棒鋼又は線材に限定されない。
製造方法の一例は、溶鋼を精錬し、鋳造して素材（鋳片又はインゴット）を製造する製鋼工程と、素材を熱間加工して高周波焼入れ用鋼を製造する熱間加工工程とを備える。以下、それぞれの工程について説明する。
［製鋼工程］
製鋼工程は、精錬工程と鋳造工程とを含む。
［精錬工程］
精錬工程では初めに、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉での精錬（一次精錬）を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、二次精錬を実施する。二次精錬において、成分調整の合金元素の添加を実施して、上記化学組成を満たす溶鋼を製造する。
具体的には、転炉から出鋼した溶鋼に対してＡｌを添加して脱酸処理を実施する。脱酸処理後、除滓処理を実施する。除滓処理後、二次精錬を実施する。二次精錬はたとえば、複合精錬を実施する。たとえば、初めに、ＬＦ（Ｌａｄｌｅ Ｆｕｒｎａｃｅ）又はＶＡＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ａｒｃ Ｄｅｇａｓｓｉｎｇ）を用いた精錬処理を実施する。さらに、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈａｕｓｅｎ）真空脱ガス処理を実施する。その後、Ｓｉ及びＣａを除く他の合金成分の最終調整を行う。
二次精錬を実施して、Ｓｉ及びＣａ以外の溶鋼の成分調整を実施した後、溶鋼に対して次の処理（加熱保持工程及び最終成分調整工程）を実施する。
［加熱保持工程］
二次精錬（最終成分調整）後の取鍋内の溶鋼に対して、１５００〜１６００℃の温度で下記式によって算定される均一混合時間τ（ｓ）の２倍以上の保持時間ｔｓで加熱する。
τ＝８００×ε−０．４
ε＝（（６．１８×Ｖｇ×Ｔｌ）／Ｍｌ）ｌｎ（１＋（ｈ０／（１．４６×１０−５×Ｐ０）））
ここで、Ｖｇ：ガス流量（Ｎｍ３／ｍｉｎ）、Ｍｌ：取鍋内溶鋼質量（ｔｏｎ）、Ｔｌ：溶鋼温度（Ｋ）、ｈ０：ガス吹き込み深さ（ｍ）、Ｐ０：溶鋼表面圧力（Ｐａ）、ε：攪拌動力値（Ｗ／ｔｏｎ）、τ：均一混合時間（ｓ）である。
保持時間ｔｓが均一混合時間τの２倍未満であれば、Ａｌ２Ｏ３介在物が複合介在物に十分に改質しない。つまり、複合介在物比率Ｒａが２０％未満と低くなる。保持時間ｔｓが均一混合時間τの２倍以上であれば、他の条件を満たすことを条件として、複合介在物比率Ｒａが２０％以上となる。
［最終成分調整工程］
加熱保持工程後の溶鋼にＳｉ及びＣａを添加して、上述の化学組成及び式（１）〜式（３）を満たす溶鋼を製造する。Ｓｉ及びＣａはそれぞれ単独の原料として溶鋼に添加してもよい。Ｓｉ−Ｃａ合金を原料として、溶鋼に添加してもよい。
加熱保持工程で十分に均一に加熱された溶鋼にＳｉ及びＣａを添加すれば、Ａｌ２Ｏ３介在物が複合介在物に改質しやすい。上記加熱保持工程後に最終成分調整工程を実施することにより、高周波焼入れ用鋼中の複合介在物比率Ｒａを２０％以上にすることができる。
仮に、溶鋼にＡｌを添加する前に、Ｓｉを添加すれば、複合介在物が形成されにくい。Ａｌ２Ｏ３介在物が存在する溶鋼にＳｉ及びＣａを添加することにより、Ａｌ２Ｏ３介在物が複合介在物に改質され、複合介在物が生成する。したがって、本実施形態では、溶鋼にＡｌを添加し、その後、Ｓｉ及びＣａを添加する。Ｓｉ及びＣａの添加順は特に限定されない。Ｓｉ及びＣａを同時に添加してもよい。Ｓｉ及びＣａのいずれかを先に添加してもよい。
［鋳造工程］
上記精錬工程により製造された溶鋼を用いて、素材（鋳片又はインゴット）を製造する。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットしてもよい。
［熱間加工工程］
製造された素材を熱間加工して、高周波焼入れ用鋼材（棒鋼又は線材）を製造する。熱間加工工程では通常、１又は複数回の熱間加工を実施する。複数回熱間加工を実施する場合、最初の熱間加工はたとえば、分塊圧延又は熱間鍛造であり、次の熱間加工は、連続圧延機を用いた仕上げ圧延である。連続圧延機では、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。仕上げ圧延後の高周波焼入れ用鋼材を、室温になるまで冷却する。このとき、高周波焼入れ用鋼材の表面温度が８００〜５００℃になるまでの平均冷却速度を１℃／秒以下にする。平均冷却速度が１℃／秒を超えれば、冷却後の高周波焼入れ用鋼材のミクロ組織において、ベイナイトが面積率で３％以上生成する。平均冷却速度が１℃／秒以下であれば、冷却後の高周波焼入れ用鋼材のミクロ組織は、フェライト及びパーライトからなる。平均冷却速度の好ましい下限は０．１℃／秒である。平均冷却速度の好ましい上限は０．７℃／秒である。
以上の工程により、本実施の形態による高周波焼入れ用鋼を製造できる。
［機械部品の製造方法］
上述の高周波焼入れ用鋼は、歯車に代表される機械部品に製造される。機械部品の製造方法の一例は次のとおりである。
初めに、準備された高周波焼入れ用鋼材に対して熱間鍛造を実施して、中間品を製造する。中間品に対して、必要に応じて、応力除去焼きなまし処理を実施する。熱間鍛造後又は応力除去焼きなまし処理後の中間品に対して切削加工を実施して、粗製品を製造する。機械部品が歯車である場合、粗製品は歯車粗形状を有する。粗製品に対して、高周波焼入れを実施する。高周波焼入れ後、研削加工を実施して、歯車に代表される機械部品を製造する。
本実施形態の高周波焼入れ用鋼では、上記式（１）〜式（３）を満たし、さらに複合介在物比率Ｒａが２０％以上である。そのため、高周波焼入れ用鋼の切削性を高め、さらに、高周波焼入れ後の機械部品の面疲労強度を高めることができる。
表１の化学組成を有する溶鋼を製造した。
Figure 0006384628
表１中の「−」は対応する元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。具体的には、Ｂ含有量における「−」は、Ｂ含有量が０．０００１％未満であることを意味する。Ｔｉ含有量における「−」は、Ｔｉ含有量が０．００１％未満であることを意味する。Ｃａ含有量における「−」は、Ｃａ含有量が０．０００１％未満であることを意味する。Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ含有量における「−」は、各元素の含有量が０．０１％未満であることを意味する。Ｖ含有量における「−」は、Ｖ含有量が０．００１％未満であることを意味する。Ｎｂ含有量における「−」は、Ｎｂ含有量は０．００１％未満であることを意味する。
表１中の「Ｆｎ１」欄には、対応する試験番号の鋼のＦｎ１値が記載されている。「Ｆｎ２」欄には、対応する試験番号の鋼のＦｎ２値が記載されている。「Ｆｎ３」欄には、対応する試験番号の鋼のＦｎ３値が記載されている。
各試験番号の溶鋼は次の方法で製造した。周知の方法で製造された溶銑に対して転炉での一次精錬を同じ条件で実施した。
試験番号４０以外の溶鋼に対しては、転炉から出鋼後、Ａｌを添加して脱酸処理を実施し、その後、除滓処理を実施した。除滓処理後、ＶＡＤを用いた精錬処理を実施し、その後、ＲＨ真空脱ガス処理を実施した。以上の工程により、Ｓｉ及びＣａ以外の合金元素の組成成分の調整を行った。
続いて、加熱保持工程を実施した。各試験番号における保持時間ｔｓの均一混合時間τに対する比（ｔｓ／τ）は、表１に示すとおりであった。加熱保持工程後、試験番号４０以外の溶鋼に対して、Ｓｉ−Ｃａ合金を添加して、Ｓｉ含有量、Ｃａ含有量を調整し、表１の化学組成の溶鋼を製造した。
一方、試験番号４０の溶鋼に対しては、転炉から出鋼後、Ｓｉを添加した脱酸処理を実施した。その後の加熱保持工程までの処理は、試験番号１〜３９及び４１と同様とした。加熱保持工程後、Ａｌ及びＣａを添加して、表１に示す化学組成の溶鋼を製造した。
試験番号１〜４１の溶鋼を用いて、連続鋳造法により、４００ｍｍ×３００ｍｍの横断面を有する鋳片を製造した。
製造された鋳片を１２５０℃に加熱した。加熱された鋳片を用いて、分塊圧延にて１６２ｍｍ×１６２ｍｍの横断面を有する鋼片を製造した。製造された鋼片を常温（２５℃）まで空冷した。鋼片を再び１２００℃に加熱した。加熱された鋼片に対して連続圧延機を用いて熱間圧延（仕上げ圧延）を行い、その後放冷し、直径７０ｍｍの高周波焼入れ用棒鋼を製造した。
各試験番号における、仕上げ圧延後の棒鋼の表面温度が８００〜５００℃になるまでの平均冷却速度を表１に示す。表１中の「冷却速度」欄において「Ｓ」（Ｓｌｏｗ）は、対応する試験番号について、仕上げ圧延後の棒鋼の表面温度が８００〜５００℃になるまでの平均冷却速度が１℃／秒以下であったことを示す。表１中の「冷却速度」欄において「Ｆ」（Ｆａｓｔ）は、対応する試験番号について、仕上げ圧延後の棒鋼の表面温度が８００〜５００℃になるまでの平均冷却速度が１℃／秒を超えていたことを示す。製造された各試験番号の棒鋼の化学組成を測定した。その結果、各試験番号の棒鋼の化学組成は、表１のとおりであった。
［ミクロ組織観察］
各試験番号の棒鋼のＲ／２部から、組織観察用の試験片を採取した。試験片の表面のうち、棒鋼の長手方向（つまり、圧延方向又は延伸方向）と平行な断面を観察面と定義した。上述の方法に基づいて、フェライト及びパーライトの総面積率（％）を求めた。総面積率が９７％以上のミクロ組織について、「Ｆ＋Ｐ」として表２に示す。一方、総面積率が９７％未満であり、残部にベイナイトが観察されたミクロ組織について、「Ｆ＋Ｐ＋Ｂ」として表２に示す。
Figure 0006384628
さらに、上述の観察面に対して、上述の方法でパーライト分率（％）を求めた。その結果を表２に示す。
［複合介在物比率Ｒａ］
高周波焼入れ用棒鋼に対して、上述の方法で、複合介在物比率Ｒａ（％）を測定した。円相当径で１０μｍ以上のＡｌ２Ｏ３介在物及び複合介在物を特定し、上述の方法で複合介在物比率Ｒａ（％）を求めた。その結果を表２に示す。
［評価試験］
［面疲労強度試験片の作製］
機械部品を模擬した面疲労強度試験片を次の方法で作製した。各試験番号の棒鋼を、１２００℃で３０分加熱した。次に、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造し、直径３５ｍｍの丸棒を製造した。直径３５ｍｍの丸棒を機械加工して、面疲労強度試験片として、小ローラ試験片を作製した。具体的に、図１に示すローラピッチング試験用小ローラ試験片を試験番号ごとに複数作製した（図１中の寸法の単位はｍｍ）。
作製された各試験片に対して、高周波焼入れを実施した。具体的には、小ローラ試験片の周面ＦＰ（直径２６ｍｍの部分）に対して、出力２０ｋＷ、周波数５０ｋＨｚの高周波加熱装置を用いて、硬化層深さが１．５ｍｍとなるように、加熱時間を５〜１０秒の範囲内で調整して高周波焼入れ処理を実施した。その際、小ローラ試験片表面の加熱温度は９００〜１１００℃であった。その後、通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間の焼戻しを行った。
［ビッカース硬さ試験］
高周波焼入れ後の各試験番号の小ローラ試験片の周面ＦＰ（直径２６ｍｍの部分）のビッカース硬さを測定した。具体的には、小ローラ試験片の周面の任意の３点に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。このときの試験力は９．８Ｎとした。得られたビッカース硬さの平均値を、その試験番号のビッカース硬さ（ＨＶ）と定義した。測定結果を表２に示す。
［面疲労強度試験］
ローラピッチング試験により、面疲労強度を求めた。ローラピッチング試験は、上記の小ローラ試験片と大ローラ試験片とを組合せて実施した。図２は大ローラ試験片の正面図である（図２中の寸法の単位はｍｍ）。大ローラ試験片は、ＪＩＳ規格ＳＣＭ４２０Ｈの規格を満たす鋼からなり、一般的な製造工程、つまり、焼きならし、試験片加工、ガス浸炭炉による共析浸炭、低温焼戻し及び研磨、の工程によって作製された。ローラピッチング試験の条件は次のとおりである。
試験機：ローラピッチング試験機
試験片：小ローラ試験片（直径２６ｍｍ）、
大ローラ試験片（直径１３０ｍｍ）、接触部１５０ｍｍＲ
最大面厚：３６００ＭＰａ
試験数 ：６個
すべり率：−４０％
小ローラ回転数：２０００ｒｐｍ
周速：小ローラ：２．７２ｍ／ｓ、大ローラ：３．８１ｍ／ｓ
潤滑油温度：９０℃
使用オイル：オートマチック用オイル
各試験番号について、ローラピッチング試験における試験数は６とした。試験後、縦軸に面圧、横軸にピッチング発生までの繰り返し数をとったＳ−Ｎ線図を作成した。繰り返し数２．０×１０７回までピッチングが発生しなかったもののうち、最も高い面圧を面疲労強度とした。なお、小ローラ試験片の表面が損傷している箇所のうち、最大のものの面積が１ｍｍ２以上になった場合をピッチング発生と定義した。
表２に、試験により得られた面疲労強度を示す。表２中の面疲労強度では、試験番号２１の面疲労強度を基準値（１００％）とした。そして、各試験番号の面疲労強度を、基準値に対する比（％）で示した。面疲労強度が１０５％以上であれば、優れた面疲労強度が得られたと判断した。
［切削性評価試験片の作製］
切削性評価試験片を次の方法で作製した。面疲労強度試験片と同様に、各試験番号の棒鋼を、１２００℃で３０分加熱した。次に、加熱後の棒鋼に対して熱間鍛造を実施し、直径３５ｍｍの丸棒を製造した。熱間鍛造時の仕上げ温度は９５０℃以上であった。熱間鍛造により製造された丸棒を機械加工して、直径３０ｍｍ、高さ１５ｍｍの円盤状試験片（以下、切削性試験片という）に仕上げた。
［切削性評価試験］
作製された切削性試験片に対して、ドリル加工による切削性評価試験を実施した。具体的に、加工穴の総深さが１０００ｍｍとなるまで、一定の切削速度でドリル加工を実施した。加工穴深さが１０００ｍｍとなった場合、ドリル加工をいったん終了した。そして、切削速度をさらに高めて設定し、設定された切削速度で、加工穴の総深さが１０００ｍｍとなるまで、ドリル加工を再度実施した。同様に、切削速度を高めながら順次ドリル加工を実施し、加工穴の総深さが１０００ｍｍ以上可能な最大切削速度（ｍ／ｍｉｎ）を求めた。最大切削速度は通常、工具寿命の評価指標として用いられており、最大切削速度が大きいほど工具寿命が良好であると判断できる。各試験番号について最大切削速度を求めた。
切削性評価試験のドリル加工条件は次のとおりであり、ドリル加工時、水溶性の切削油を使用した。
切削ドリル：φ３ｍｍハイスドリル
切削速度：１０〜９０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
表２に、試験により得られた切削性評価を示す。表２中の切削性評価では、試験番号２１の切削性評価を基準値（１００％）とした。そして、各試験番号の切削性評価を、基準値に対する比（％）で示した。最大切削速度が１１５％以上であれば、優れた切削性が得られたと判断した。
［評価結果］
表１及び表２を参照して、試験番号１〜２０の鋼では、化学組成が適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。さらに、精錬工程における製造条件は適切であった。そのため、ミクロ組織はフェライト・パーライト組織であり、パーライト分率は８５％以上であった。さらに、複合介在物比率Ｒａは２０％以上であった。その結果、ビッカース硬さは７３０ＨＶ以上であった。さらに、面疲労強度は１０５％以上であり、優れた面疲労強度が得られた。さらに、切削性も１１５％以上であり、優れた切削性が得られた。
一方、試験番号２２では、Ｓｉ含有量が低すぎた。そのため、Ａｌ２Ｏ３介在物を複合介在物に十分に改質できず、複合介在物比率Ｒａが２０％未満であった。その結果、面疲労強度が１０５％未満であり、優れた面疲労強度が得られなかった。
試験番号２３では、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、圧延後の組織にベイナイトが生成し、パーライト分率が８５％未満であった。その結果、高周波焼入れ後の鋼材のビッカース硬さが７３０ＨＶ未満であった。その結果、面疲労強度が１０５％未満であり、優れた面疲労強度が得られなかった。さらに、切削性が１１５％未満であり、優れた切削性が得られなかった。
試験番号２４では、Ｍｎ含有量が低すぎた。そのため、高周波焼入れ後の鋼材の強度が低く、高周波焼入れ後の鋼材のビッカース硬さが７３０ＨＶ未満であった。その結果、面疲労強度が１０５％未満であり、優れた面疲労強度が得られなかった。
試験番号２５では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、高周波焼入れ後の鋼材の強度が低く、高周波焼入れ後の鋼材のビッカース硬さが７３０ＨＶ未満であった。その結果、面疲労強度が１０５％未満であり、優れた面疲労強度が得られなかった。高周波焼入れ時にセメンタイトが十分に固溶せず、焼入れによるマルテンサイトが均一に生成しなかったためと考えられる。
試験番号２６では、Ａｌ含有量が高すぎた。その結果、面疲労強度が１０５％未満であり、優れた面疲労強度が得られなかった。粗大なＡｌ２Ｏ３介在物が多量に生成したためと考えられる。
試験番号２７では、Ａｌ含有量が低すぎた。その結果、面疲労強度が１０５％未満であり、優れた面疲労強度が得られなかった。高周波焼入れ時に結晶粒が粗大化したためと考えられる。
試験番号２８では、Ｂ含有量が低すぎた。その結果、面疲労強度が１０５％未満であり、優れた面疲労強度が得られなかった。
試験番号２９では、Ｔｉ含有量が低すぎた。その結果、面疲労強度が１０５％未満であり、優れた面疲労強度が得られなかった。
試験番号３０では、Ｃａ含有量が高すぎた。その結果、面疲労強度が１０５％未満であり、優れた面疲労強度が得られなかった。粗大な酸化物系介在物が生成したためと考えられる。
試験番号３１では、Ｃａ含有量が低すぎた。そのため、複合介在物比率Ｒａが２０％未満であった。その結果、面疲労強度が１０５％未満であり、優れた面疲労強度が得られなかった。
試験番号３２及び３３では、Ｆｎ１が式（１）を満たさなかった。そのため、ミクロ組織にベイナイトが生成した。その結果、切削性が１１５％未満であり、優れた切削性が得られなかった。
試験番号３４及び３５では、Ｆｎ２が式（２）を満たさなかった。そのため、パーライト分率が８５％未満であった。その結果、不完全焼入れが生じ、ビッカース硬さが７３０ＨＶ未満であった。その結果、面疲労強度が１０５％未満であり、優れた面疲労強度が得られなかった。
試験番号３６及び３７では、Ｆｎ３が式（３）を満たさなかった。そのため、ビッカース硬さが７３０ＨＶ未満であった。その結果、面疲労強度が１０５％未満であり、優れた面疲労強度が得られなかった。高周波焼入れ時に未固溶のセメンタイトが残存したためと考えられる。
試験番号３８及び３９では、化学組成が適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。しかしながら、精錬工程中の加熱保持工程において、ｔｓ／τ（保持時間／均一混合時間）が低かった。そのため、複合介在物比率Ｒａが２０％未満となった。その結果、面疲労強度が１０５％未満であり、優れた面疲労強度が得られなかった。
試験番号４０では、化学組成が適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。しかしながら、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａの添加順が適切でなかった。そのため、複合介在物比率Ｒａが２０％未満となった。その結果、面疲労強度が１０５％未満であり、優れた面疲労強度が得られなかった。
試験番号４１では、化学組成が適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。しかしながら、仕上げ圧延後の平均冷却速度が速すぎた。そのため、ミクロ組織にベイナイトが生成した。さらに、パーライト分率が８５％未満であった。その結果、不完全焼入れが生じ、ビッカース硬さが７３０ＨＶ未満となった。その結果、面疲労強度が１０５％未満であり、優れた面疲労強度が得られなかった。さらに、切削性が１１５％未満であり、優れた切削性が得られなかった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、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。したがって、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更して実施することができる。

Claims (3)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．５３〜０．５８％未満、
    Ｓｉ：０．７０〜１．４０％、
    Ｍｎ：０．２０〜１．４０％、
    Ｐ：０．０２０％未満、
    Ｓ：０．０２０％未満、
    Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、
    Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、
    Ｏ：０．００１５％以下、
    Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、
    Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、
    Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
    Ｃｒ：０〜０．１５％、
    Ｃｕ：０〜０．５０％、
    Ｎｉ：０〜０．３０％、
    Ｍｏ：０〜０．２０％、
    Ｖ：０〜０．０５％、及び、
    Ｎｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たし、
    鋼組織が、フェライト及びパーライトからなり、前記パーライトの面積率が８５％以上であり、
    鋼中において、Ａｌ２Ｏ３介在物及び複合介在物の総個数に対する、前記複合介在物の個数の比率は、２０％以上であり、前記複合介在物は、質量％で、２．０％以上のＳｉＯ２及び２．０％以上のＣａＯを含有し、残部の９９％以上がＡｌ２Ｏ３である、高周波焼入れ用鋼。
    ０．７２≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．９８ （１）
    Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｒ／２５≧０．７０ （２）
    Ｃｒ／Ｓｉ≦０．２０ （３）
    ここで、式（１）〜式（３）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. 請求項１に記載の高周波焼入れ用鋼であって、
    前記化学組成は、
    Ｃｒ：０．０５〜０．１５％、
    Ｃｕ：０．０３〜０．５０％、
    Ｎｉ：０．０３〜０．３０％、及び、
    Ｍｏ：０．０１〜０．２０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、高周波焼入れ用鋼。
  3. 請求項１又は請求項２に記載の高周波焼入れ用鋼であって、
    前記化学組成は、
    Ｖ：０．０１〜０．０５％、及び、
    Ｎｂ：０．０１〜０．０５％からなる群から選択される１種又は２種を含有する、高周波焼入れ用鋼。
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