JP7205066B2 - 高周波焼入れ用非調質鋼 - Google Patents
高周波焼入れ用非調質鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7205066B2 JP7205066B2 JP2018044997A JP2018044997A JP7205066B2 JP 7205066 B2 JP7205066 B2 JP 7205066B2 JP 2018044997 A JP2018044997 A JP 2018044997A JP 2018044997 A JP2018044997 A JP 2018044997A JP 7205066 B2 JP7205066 B2 JP 7205066B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- content
- induction hardening
- steel
- less
- heat treated
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/25—Process efficiency
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
本発明は、非調質鋼に関し、さらに詳しくは、高周波焼入れ用非調質鋼に関する。
自動車、建設車両の歯車等に利用される機械構造用部品には、たとえば、疲労強度、耐摩耗性等の向上のために表面硬化処理が施される場合がある。
種々の表面硬化処理のうち、高周波焼入れは、必要な部位のみ硬化させることができる。さらに、高周波焼入れは高温で加熱した後に冷却するため、軟窒化処理等の他の表面硬化処理と比較して、深い硬化層深さ及び高い疲労強度を得ることができる。そのため、機械構造用部品には、高周波焼入れが施される場合が多い。たとえば、歯車の面疲労強度を向上させるために、図１に示す歯部２を高周波焼入れする技術が実用化されている。
面疲労強度を向上させるには、表層硬さを高める、すなわち均一なマルテンサイト組織にすることが求められる。均一なマルテンサイト組織とするには、高周波電力の出力や加熱時間を増加して均一に加熱すればよい。しかしながら、高周波焼入れ処理を実施する場合、機械構造用部品の一部（たとえば、図１の歯部の場合は符号２で示される部分）で、加熱温度が過剰に高くなりやすい。特に、高周波焼入れ時の昇温速度が速い場合、加熱温度が過剰に高くなりやすい。たとえば、高周波焼入れにおける加熱温度が１２５０℃以上となれば、鋼材の表層又は内部の一部が溶融して割れが発生する場合がある。以下、このような割れを、本明細書では、「溶融割れ」という。溶融割れは、高周波焼入れにおいて発生する特有の現象である。溶融割れが生じた鋼材は実用に適さない。そのため、高周波焼入れ用鋼において、溶融割れの抑制が求められる。
機械構造用部品に用いられる高周波焼入れ用鋼ではさらに、上記の面疲労強度とともに、優れた被削性も求められる。そのため、被削性を高めるために、高周波焼入れ用鋼にはＳが含有される。しかしながら、Ｓ含有量が高くなれば、上記の溶融割れが生じやすくなる。したがって、高周波焼入れ用鋼では、高い疲労強度及び被削性を有しつつ、溶融割れの発生も抑制されることが求められる。
高周波焼入れ用鋼に関する技術の一例は、特開平５－３３１０１号公報（特許文献１）、特開２００４－２７２５９号公報（特許文献２）及び特開２０１１－２６６４１号公報（特許文献３）に開示されている。
特許文献１に開示された高周波焼入れ用非調質鋼は、重量基準で、Ｃ：０．４０～０．５２％、Ｓｉ：０．１０～０．４０％、Ｍｎ：１．００～１．５０％、Ｓ：０．０１０～０．０７０％、Ｃｒ：０．４０～０．７０％、Ｐｂ：０．０２～０．３５％、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、Ｏ：０．００４０％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００５～０．０１５％を含有し、残部は実質的にＦｅからなる。
特許文献２に開示された機械構造用快削鋼は、質量％で、Ｃ：０．３５～０．６５％、Ｓｉ：０．０３～１．０％、Ｍｎ：０．３０～２．５０％、Ｓ：０．０１５～０．３５％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｃａ：０．０００５～０．０１％を含有し、さらにＮｉ：０．１～３．５％、Ｃｒ：０．１～２．０％、Ｍｏ：０．０５～１．００％から選択された元素を１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる。鋼中の硫化物の大きさは長径３０μｍ以下である。この機械構造用快削鋼は、切削後又は鍛造後、部品の一部を高周波焼入れして使用される。
特許文献３に開示された高周波焼入れ用非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．３５～０．４５％、Ｓｉ：０．３０％を超えて０．７０％以下、Ｍｎ：１．００～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０～０．０３５％、Ｃｒ：０．１０～０．３０％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｖ：０．１００～０．２００％及びＮ：０．００４０～０．０２００％を含有するとともに、下記の式（１）で表されるｆｎ１が５０以下、かつ下記の式（２）で表されるｆｎ２が０．８０～１．００の範囲であり、残部はＦｅ及び不純物からなる。
ｆｎ１＝８０Ｃ２＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （２）
ｆｎ１＝８０Ｃ２＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （２）
特許文献１では次のとおり記載されている。この文献に開示された非調質鋼は、焼入れ及び焼戻し処理が不要である。そのため、寸法差に基づく冷却速度の違いによって硬さの差が大きくなりにくい。さらに、この非調質鋼は、加工性に優れる。しかしながら、特許文献１では、高周波焼入れ時に生じ得る溶融割れの抑制については検討されていない。
特許文献２では次のとおり記載されている。この文献に開示された機械構造用快削鋼では、高周波焼入れ時に生じる焼割れが低減する。しかしながら、この文献では、特許文献１と同様に、溶融割れの抑制については検討されていない。
特許文献３では、溶融割れの低減について検討されている。しかしながら、Ｓが含有される鋼材に対して、１２５０℃以上の高温の加熱温度で高周波焼入れする場合の溶融割れについては検討されていない。
なお、機械構造用部品の硬さが高ければ疲労強度は高くなるものの、被削性が低下する。したがって、機械構造用部品において疲労強度及び被削性を両立するためには、硬さを適切な範囲とするのが有効である。
本発明の目的は、高周波焼入れにおける加熱温度が１２５０℃以上となる場合があっても、溶融割れの発生を抑制できる高周波焼入れ用非調質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非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．５０超～０．７０％、Ｓｉ：０．０１～０．３０％未満、Ｍｎ：０．８５～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０超～０．０９５％、Ｃｒ：０．０５～０．３０％、Ｎ：０．００４０～０．０２００％、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、Ｔｉ：０．００２～０．０８０％、Ｏ：０．００２４％以下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｖ：０～０．０５０％未満、Ａｌ：０～０．０４０％、Ｎｂ：０～０．０２０％、Ｐｂ：０～０．３０％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｏ：０～０．２０％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるＦＮ１が０．６５～１．１０であり、式（２）で定義されるＦＮ２が０．９０以上であり、式（３）で定義されるＦＮ３が０以上である化学組成を有する。鋼中において、２０．０質量％以上の酸素を含有する酸化物の個数に対する、２０．０質量％以上の酸素及び１０．０質量％以上のＭｎを含有するＭｎ酸化物の個数の割合は、１０．０％以下である。
ＦＮ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （１）
ＦＮ２＝－２Ｃ－Ｓｉ＋２．３３Ｍｎ＋０．２６Ｃｒ＋Ｖ－１．５Ｃｕ－１．５Ｎｉ （２）
ＦＮ３＝Ｔｉ－３．４Ｎ （３）
ここで、式（１）～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。
ＦＮ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （１）
ＦＮ２＝－２Ｃ－Ｓｉ＋２．３３Ｍｎ＋０．２６Ｃｒ＋Ｖ－１．５Ｃｕ－１．５Ｎｉ （２）
ＦＮ３＝Ｔｉ－３．４Ｎ （３）
ここで、式（１）～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。
本発明の高周波焼入れ用非調質鋼では、高周波焼入れにおける加熱温度が１２５０℃以上の場合があっても、溶融割れの発生が抑制される。
本発明者は、高周波焼入れを施された機械構造用部品において溶融割れが発生した部位を詳細に調査した。その結果、溶融割れが発生した部位には脱炭が生じていなかった。一方、脱炭している部位は溶融割れしていなかった。
以上の結果から、本発明者は、次のとおり考えた。高周波焼入れによる溶融割れには、Ｃ含有量が影響する。したがって、Ｃ含有量を低下すれば、高周波焼入れ時の溶融割れの発生が抑制される。そこで、本発明者はさらに、種々の元素含有量が溶融割れの発生に及ぼす影響と、機械的性質、特に、疲労強度に及ぼす影響とについて詳細な検討を実施した。その結果、本発明者は次の新たな知見を得た。
［高周波焼入れにおける溶融割れの抑制について］
本発明者は、１２５０℃以上の加熱温度での高周波焼入れ時の、溶融割れのメカニズムについて調査した。その結果、本発明者は、次の新たな知見を得た。
本発明者は、１２５０℃以上の加熱温度での高周波焼入れ時の、溶融割れのメカニズムについて調査した。その結果、本発明者は、次の新たな知見を得た。
１２５０℃以上の加熱温度での高周波焼入れ時において、溶融割れは粒界から発生する。より具体的には、加熱によりオーステナイト（γ）粒界近傍にＣ（炭素）が濃化することにより、溶融割れが発生する。したがって、高周波焼入れでの加熱時において、γ粒界へのＣの濃化を抑制すれば、溶融割れの発生を抑制できる。
高周波焼入れでの加熱時における、γ粒界でのＣ濃度の増加を抑制するには、鋼材中のＣ含有量を低減することが有効である。しかしながら、Ｃ含有量が低くなれば、高周波焼入れ後の鋼材の硬さが低下する。この場合、高い疲労強度が得られない。以上の検討結果に基づいて、本発明者は、Ｃ含有量を低減してγ粒界でのＣ濃度の増加を抑制する方法ではなく、γ粒界でのＣ濃度の増加を抑制できる他の方法を模索及び検討した。
その結果、本発明者は、γ粒界でのＣ濃度の増加を抑制する方法として、合金元素によりＣを固定して、固溶Ｃを低減する方法を見出した。以下、この点について説明する。
Ｓｉ、Ｃｕ、及び、Ｎｉは、Ｃとの親和力が弱い。これらの元素の含有量が高い場合、高周波焼入れにおいて加熱温度が１２５０℃以上となれば、Ｓｉ、Ｃｕ及びＮｉが固溶しているγ粒内よりも、粒界の方がＣにとって安定な場所となる。そのため、Ｃが粒界近傍に濃化しやすい。したがって、これらの元素の含有量を低減すれば、高周波焼入れでの加熱時において、γ粒界でのＣ濃度の増加を抑制できる。そのため、高周波焼入れにおいて加熱温度が１２５０℃以上となる場合であっても、溶融割れの発生を抑制できる。以下、本明細書では、Ｓｉ、Ｃｕ及びＮｉを「粒界Ｃ濃度上昇元素」ともいう。
一方、Ｍｎ、Ｃｒ及びＶは、Ｃとの親和力が高い。そのため、これらの元素の含有量が高い場合、Ｍｎ、Ｃｒ及びＶが固溶するγ粒内の方が、粒界よりもＣにとって安定な場所となる。そのため、γ粒内にＣが存在しやすく、高周波焼入れにおいて加熱温度が１２５０℃以上となっても、γ粒界にＣが濃化しにくい。したがって、これらの元素の含有量を高めることにより、高周波焼入れにおいて加熱温度が１２５０℃以上となっても、溶融割れの発生を抑制することができる。以下、本明細書では、Ｍｎ、Ｃｒ及びＶを「粒界Ｃ濃度低下元素」という。
以上の知見に基づいて、本発明者はさらに、粒界Ｃ濃度上昇元素の含有量と、粒界Ｃ濃度低下元素の含有量と、１２５０℃以上の加熱温度での溶融割れとの関係を詳細に検討した。その結果、本発明者は、後述するＦＮ１が要件を満たすことを前提として、式（２）で定義されるＦＮ２が０．９０以上であれば、高周波焼入れにおいて加熱温度が１２５０℃以上となっても、溶融割れの発生を抑制できることを初めて見出した。
ＦＮ２＝－２Ｃ－Ｓｉ＋２．３３Ｍｎ＋０．２６Ｃｒ＋Ｖ－１．５Ｃｕ－１．５Ｎｉ （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＝－２Ｃ－Ｓｉ＋２．３３Ｍｎ＋０．２６Ｃｒ＋Ｖ－１．５Ｃｕ－１．５Ｎｉ （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。
しかしながら、上記（２）式を満たす場合であっても、溶融割れが発生する場合があり得ることが、さらなる調査で判明した。そこで、さらなる検討をした結果、本発明者は、次の新たな知見を得た。
粒界Ｃ濃度低下元素（Ｍｎ、Ｃｒ及びＶ）のうち、ＭｎはＦＮ２に大きく寄与する。粒界Ｃ濃度低下元素は、固溶元素でなければ、Ｃと結合できない。したがって、Ｍｎ固溶量は多い方が好ましい。しかしながら、本発明の化学組成において、ＭｎはＳｉとともに、脱酸元素としても機能する。Ｍｎが鋼を脱酸することによりＭｎ酸化物が増加すれば、ＦＮ２に寄与する固溶Ｍｎ量が低減してしまう。この場合、ＦＮ２が０．９０以上であっても、１２５０℃以上の加熱温度により、溶融割れが発生する可能性がある。
そこで、本発明者は、鋼中のＭｎ酸化物の量と、溶融割れとの関係についてさらに調査した。その結果、ＦＮ２が０．９０以上であり、さらに、Ｍｎ酸化物が次の要件を満たすことにより、１２５０℃以上の加熱温度においても溶融割れの発生が抑制できることを見出した。
鋼中において、２０．０質量％以上の酸素を含有する介在物を、「酸化物」と定義する。さらに、上記酸化物のうち、２０．０質量％以上の酸素と、１０．０質量％以上のＭｎとを含有する介在物を、「Ｍｎ酸化物」と定義する。このとき、ＦＮ２が０．９０以上であり、かつ、上記酸化物の個数に対するＭｎ酸化物の個数の割合（以下、Ｍｎ酸化物個数比ＮＲという）が１０．０％以下であれば、１２５０℃以上の加熱温度においても溶融割れの発生が抑制できる。
［疲労強度及び被削性について］
ＦＮ２が上記要件を満たすことを前提として、高周波焼入れ用非調質鋼の熱間鍛造後の疲労強度及び被削性について、本発明者はさらに検討した。上記のとおり、疲労強度及び被削性は、熱間鍛造後の鋼の硬さと相関関係を有する。具体的には、鋼の硬さが高ければ、疲労強度が高まる。しかしながら、被削性は低下する。したがって、鋼の硬さを適切な範囲とすることにより、疲労強度及び被削性を両立することができる。
ＦＮ２が上記要件を満たすことを前提として、高周波焼入れ用非調質鋼の熱間鍛造後の疲労強度及び被削性について、本発明者はさらに検討した。上記のとおり、疲労強度及び被削性は、熱間鍛造後の鋼の硬さと相関関係を有する。具体的には、鋼の硬さが高ければ、疲労強度が高まる。しかしながら、被削性は低下する。したがって、鋼の硬さを適切な範囲とすることにより、疲労強度及び被削性を両立することができる。
以上の観点から、本発明者は鋼の硬さに影響する元素の総含有量を検討した。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＶは、熱間鍛造後の鋼材の内部硬さを高める。一方、Ｓは、内部硬さを低下する。したがって、これらの元素の総含有量を適切な範囲とすることにより、熱間鍛造後の疲労強度及び被削性を両立できると考え、さらに検討を行った。その結果、本発明者は、式（１）で定義されるＦＮ１が０．６５～１．１０であれば、熱間鍛造後の鋼材において、ロックウェル硬さが適切な範囲となり、その結果、優れた疲労強度及び優れた被削性が得られることを見出した。
ＦＮ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （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／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （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。
［面疲労強度について］
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。しかしながらＢは、鋼材中にＮが存在すると、Ｂ窒化物を形成する。この場合、Ｂの焼入れ性を高める効果が有効に得られない。Ｔｉは、Ｎとの結合力がＢよりも強い。そこで、ＮをＴｉに結合させれば、Ｂの焼入れ性を高める効果を有効に得ることができると考え、検討を行った。その結果、本発明者は、式（３）で定義されるＦＮ３が０以上であれば、Ｂの焼入れ性を高める効果を有効に得ることができ、鋼材の面疲労強度を高められることを見出した。
ＦＮ３＝Ｔｉ－３．４Ｎ （３）
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。しかしながらＢは、鋼材中にＮが存在すると、Ｂ窒化物を形成する。この場合、Ｂの焼入れ性を高める効果が有効に得られない。Ｔｉは、Ｎとの結合力がＢよりも強い。そこで、ＮをＴｉに結合させれば、Ｂの焼入れ性を高める効果を有効に得ることができると考え、検討を行った。その結果、本発明者は、式（３）で定義されるＦＮ３が０以上であれば、Ｂの焼入れ性を高める効果を有効に得ることができ、鋼材の面疲労強度を高められることを見出した。
ＦＮ３＝Ｔｉ－３．４Ｎ （３）
以上の知見により完成した本発明の実施の形態による高周波焼入れ用非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．５０超～０．７０％、Ｓｉ：０．０１～０．３０％未満、Ｍｎ：０．８５～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０超～０．０９５％、Ｃｒ：０．０５～０．３０％、Ｎ：０．００４０～０．０２００％、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、Ｔｉ：０．００２～０．０８０％、Ｏ：０．００２４％以下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｖ：０～０．０５０％未満、Ａｌ：０～０．０４０％、Ｎｂ：０～０．０２０％、Ｐｂ：０～０．３０％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｏ：０～０．２０％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるＦＮ１が０．６５～１．１０であり、式（２）で定義されるＦＮ２が０．９０以上であり、式（３）で定義されるＦＮ３が０以上である化学組成を有する。鋼中において、２０．０質量％以上の酸素を含有する酸化物の個数に対する、２０．０質量％以上の酸素及び１０．０質量％以上のＭｎを含有するＭｎ酸化物の個数の割合は、１０．０％以下である。
ＦＮ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （１）
ＦＮ２＝－２Ｃ－Ｓｉ＋２．３３Ｍｎ＋０．２６Ｃｒ＋Ｖ－１．５Ｃｕ－１．５Ｎｉ （２）
ＦＮ３＝Ｔｉ－３．４Ｎ （３）
ここで、式（１）～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。
ＦＮ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （１）
ＦＮ２＝－２Ｃ－Ｓｉ＋２．３３Ｍｎ＋０．２６Ｃｒ＋Ｖ－１．５Ｃｕ－１．５Ｎｉ （２）
ＦＮ３＝Ｔｉ－３．４Ｎ （３）
ここで、式（１）～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。
本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼では、高周波焼入れの加熱時に溶融割れが発生するのを抑制することができる。この場合、製品歩留りが向上する。本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼はさらに、歯車等の機械構造用部品に製造される工程における熱間鍛造後においても、鋼材の硬さを適切な範囲とすることができ、その結果、高い疲労強度及び被削性が得られる。
上記化学組成は、Ｖ：０．０１０～０．０５０％未満、Ａｌ：０．００５～０．０４０％、Ｎｂ：０．００５～０．０２０％、Ｐｂ：０．１０～０．３０％、Ｃａ：０．００１０～０．０１００％、及び、Ｍｏ：０．０５～０．２０％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。
以下、本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質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］
本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．５０超～０．７０％
炭素（Ｃ）は、高周波焼入れされた部分の硬さ、及び、鋼の内部硬さを高める。Ｃ含有量が０．５０％以下であれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．７０％を超えれば、被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．５０超～０．７０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．５２％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．６８％である。
炭素（Ｃ）は、高周波焼入れされた部分の硬さ、及び、鋼の内部硬さを高める。Ｃ含有量が０．５０％以下であれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．７０％を超えれば、被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．５０超～０．７０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．５２％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．６８％である。
Ｓｉ：０．０１～０．３０％未満
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、フェライトを強化して鋼の内部硬さを高める。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉは粒界Ｃ濃度上昇元素である。そのため、Ｓｉ含有量が０．３０％以上であれば、高周波焼入れにおいて加熱温度が１２５０℃以上となる場合、溶融割れの発生を促進する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．３０％未満である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．２８％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、フェライトを強化して鋼の内部硬さを高める。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉは粒界Ｃ濃度上昇元素である。そのため、Ｓｉ含有量が０．３０％以上であれば、高周波焼入れにおいて加熱温度が１２５０℃以上となる場合、溶融割れの発生を促進する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．３０％未満である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．２８％である。
Ｍｎ：０．８５～１．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、粒界Ｃ濃度低下元素であり、Ｃと結合してＣを固定する。そのため、Ｍｎは、高周波焼入れにおいて加熱温度が１２５０℃以上となっても、溶融割れを抑制できる。Ｍｎはさらに、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼の焼入れを高め、内部硬さを高める。Ｍｎ含有量が０．８５％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えれば、内部硬さが高くなりすぎて被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．８５～１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．８７％であり、さらに好ましくは０．９０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．４８％である。
マンガン（Ｍｎ）は、粒界Ｃ濃度低下元素であり、Ｃと結合してＣを固定する。そのため、Ｍｎは、高周波焼入れにおいて加熱温度が１２５０℃以上となっても、溶融割れを抑制できる。Ｍｎはさらに、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼の焼入れを高め、内部硬さを高める。Ｍｎ含有量が０．８５％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えれば、内部硬さが高くなりすぎて被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．８５～１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．８７％であり、さらに好ましくは０．９０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．４８％である。
Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐ含有量が０．０３０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。さらに、高周波焼入れの加熱時において、溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、脱酸処理は時間とコストが掛かるため、工業生産性を考慮すれば、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００３％である。
燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐ含有量が０．０３０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。さらに、高周波焼入れの加熱時において、溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、脱酸処理は時間とコストが掛かるため、工業生産性を考慮すれば、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００３％である。
Ｓ：０．０１０超～０．０９５％
硫黄（Ｓ）は硫化物系介在物を生成し、鋼の被削性を高める。Ｓ含有量が０．０１０％以下であれば、この効果が得られない。一方、Ｓ含有量が０．０９５％を超えれば、高周波焼入れの加熱時において、溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０超～０．０９５％である。なお、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及びＶ含有量が適正に制御されない場合、Ｓ含有量が０．０３５％を超えれば、溶融割れが発生しやすくなる。しかしながら、本発明の実施の形態では、後述のとおり、ＦＮ２を０．９０以上とすることにより、粒界Ｃ濃度上昇元素（Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ）及び粒界Ｃ濃度低下元素（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ）の含有量を適正に制御する。そのため、Ｓ含有量が０．０９５％以下であれば、溶融割れの発生を抑制できる。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０１５％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０７０％である。
硫黄（Ｓ）は硫化物系介在物を生成し、鋼の被削性を高める。Ｓ含有量が０．０１０％以下であれば、この効果が得られない。一方、Ｓ含有量が０．０９５％を超えれば、高周波焼入れの加熱時において、溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０超～０．０９５％である。なお、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及びＶ含有量が適正に制御されない場合、Ｓ含有量が０．０３５％を超えれば、溶融割れが発生しやすくなる。しかしながら、本発明の実施の形態では、後述のとおり、ＦＮ２を０．９０以上とすることにより、粒界Ｃ濃度上昇元素（Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ）及び粒界Ｃ濃度低下元素（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ）の含有量を適正に制御する。そのため、Ｓ含有量が０．０９５％以下であれば、溶融割れの発生を抑制できる。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０１５％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０７０％である。
Ｃｒ：０．０５～０．３０％
クロム（Ｃｒ）は、粒界Ｃ濃度低下元素であり、Ｃと結合してＣを固定する。そのため、Ｃｒは、高周波焼入れにおいて加熱温度が１２５０℃以上となっても、溶融割れの発生を抑制する。Ｃｒはさらに、鋼の焼入れ性及び内部硬さを高める。Ｃｒ含有量が０．０５％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が０．３０％を超えれば、内部硬さが高くなりすぎて鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５～０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０７％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２５％である。
クロム（Ｃｒ）は、粒界Ｃ濃度低下元素であり、Ｃと結合してＣを固定する。そのため、Ｃｒは、高周波焼入れにおいて加熱温度が１２５０℃以上となっても、溶融割れの発生を抑制する。Ｃｒはさらに、鋼の焼入れ性及び内部硬さを高める。Ｃｒ含有量が０．０５％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が０．３０％を超えれば、内部硬さが高くなりすぎて鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５～０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０７％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２５％である。
Ｎ：０．００４０～０．０２００％
窒素（Ｎ）は、本高周波焼入れ用非調質鋼を熱間鍛造した後の冷却過程において、窒化物及び炭窒化物を形成して組織を微細化し、鋼を析出強化する。Ｎ含有量が０．００４０％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０２００％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００４０～０．０２００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００６０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１５０％である。
窒素（Ｎ）は、本高周波焼入れ用非調質鋼を熱間鍛造した後の冷却過程において、窒化物及び炭窒化物を形成して組織を微細化し、鋼を析出強化する。Ｎ含有量が０．００４０％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０２００％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００４０～０．０２００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００６０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１５０％である。
Ｂ：０．０００５～０．００３０％
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が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、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０．０００５～０．００３０％である。上記効果をさらに有効に得るためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００７％であり、さらに好ましくは０．０００９％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２８％であり、さらに好ましくは０．００２６％である。
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が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、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０．０００５～０．００３０％である。上記効果をさらに有効に得るためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００７％であり、さらに好ましくは０．０００９％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２８％であり、さらに好ましくは０．００２６％である。
Ｔｉ：０．００２～０．０８０％
チタン（Ｔｉ）は、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が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、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、疲労時の破壊起点となり疲労強度が低下する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２～０．０８０％である。上記効果をさらに有効に得るためのＴｉ含有量の下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０７８％である。
チタン（Ｔｉ）は、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が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、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、疲労時の破壊起点となり疲労強度が低下する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２～０．０８０％である。上記効果をさらに有効に得るためのＴｉ含有量の下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０７８％である。
Ｏ：０．００２４％以下
酸素（Ｏ）は不可避に含有される。つまり、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは鋼中で酸化物を形成し、特に、粒界Ｃ濃度低下元素であるＭｎと結合してＭｎ酸化物を形成する。この場合、γ粒界のＣ濃度の低下に寄与する固溶Ｍｎが低下する。Ｏ含有量が０．００２４％を超えれば、固溶Ｍｎが過剰に低減して、高周波焼入れにおいて加熱温度が１２５０℃以上となる場合、溶融割れが発生する。Ｏ含有量が０．００２４％を超えればさらに、粗大な酸化物により疲労強度を低下させる。したがって、Ｏ含有量は０．００２４％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１７％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、脱酸処理は時間とコストが掛かるため、工業生産性を考慮すれば、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００３％である。
酸素（Ｏ）は不可避に含有される。つまり、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは鋼中で酸化物を形成し、特に、粒界Ｃ濃度低下元素であるＭｎと結合してＭｎ酸化物を形成する。この場合、γ粒界のＣ濃度の低下に寄与する固溶Ｍｎが低下する。Ｏ含有量が０．００２４％を超えれば、固溶Ｍｎが過剰に低減して、高周波焼入れにおいて加熱温度が１２５０℃以上となる場合、溶融割れが発生する。Ｏ含有量が０．００２４％を超えればさらに、粗大な酸化物により疲労強度を低下させる。したがって、Ｏ含有量は０．００２４％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１７％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、脱酸処理は時間とコストが掛かるため、工業生産性を考慮すれば、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００３％である。
Ｃｕ：０．０５％以下
銅（Ｃｕ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｃｕ含有量は０％超である。Ｃｕは粒界Ｃ濃度上昇元素であり、高周波焼入れ時における溶融割れの発生を促進する。具体的には、Ｃｕ含有量が０．０５％を超えれば、溶融割れが促進される。したがって、Ｃｕ含有量は０．０５％以下である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．０４％である。Ｃｕ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、工業生産性を考慮すれば、Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
銅（Ｃｕ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｃｕ含有量は０％超である。Ｃｕは粒界Ｃ濃度上昇元素であり、高周波焼入れ時における溶融割れの発生を促進する。具体的には、Ｃｕ含有量が０．０５％を超えれば、溶融割れが促進される。したがって、Ｃｕ含有量は０．０５％以下である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．０４％である。Ｃｕ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、工業生産性を考慮すれば、Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
Ｎｉ：０．０５％以下
ニッケル（Ｎｉ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｎｉ含有量は０％超である。Ｎｉは粒界Ｃ濃度上昇元素であり、高周波焼入れ時における溶融割れの発生を促進する。具体的には、Ｎｉ含有量が０．０５％を超えれば、溶融割れが促進される。したがって、Ｎｉ含有量は０．０５％以下である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．０４％である。Ｎｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、工業生産性を考慮すれば、Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
ニッケル（Ｎｉ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｎｉ含有量は０％超である。Ｎｉは粒界Ｃ濃度上昇元素であり、高周波焼入れ時における溶融割れの発生を促進する。具体的には、Ｎｉ含有量が０．０５％を超えれば、溶融割れが促進される。したがって、Ｎｉ含有量は０．０５％以下である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．０４％である。Ｎｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、工業生産性を考慮すれば、Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
本発明の実施の形態による高周波焼入れ用非調質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、上記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、又は製造環境などから混入されるものを意味する。
［ＦＮ１について］
上記化学組成ではさらに、式（１）で定義されたＦＮ１が０．６５～１．１０である。
ＦＮ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （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。
上記化学組成ではさらに、式（１）で定義されたＦＮ１が０．６５～１．１０である。
ＦＮ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （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は、鋼の内部硬さの指標である。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＶは、熱間鍛造後の鋼材の内部硬さを高める。一方、Ｓは、鋼材の内部硬さを低下する。ＦＮ１が０．６０未満であれば、鋼材の内部硬さが低すぎ、疲労強度が低下する。一方、ＦＮ１が０．９５を超えれば、内部硬さが高すぎ、被削性が低下する。したがって、ＦＮ１は０．６５～１．１０である。ＦＮ１の好ましい下限は０．６７である。ＦＮ１の好ましい上限は０．９２である。
［ＦＮ２について］
上記化学組成ではさらに、式（２）で定義されたＦＮ２が０．９０以上である。
ＦＮ２＝－２Ｃ－Ｓｉ＋２．３３Ｍｎ＋０．２６Ｃｒ＋Ｖ－１．５Ｃｕ－１．５Ｎｉ （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。
上記化学組成ではさらに、式（２）で定義されたＦＮ２が０．９０以上である。
ＦＮ２＝－２Ｃ－Ｓｉ＋２．３３Ｍｎ＋０．２６Ｃｒ＋Ｖ－１．５Ｃｕ－１．５Ｎｉ （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は、高周波焼入れ時において、１２５０℃以上の加熱温度におけるオーステナイト（γ）粒界でのＣ濃度の指標である。Ｓｉ、Ｃｕ及びＮｉは粒界Ｃ濃度上昇元素であり、１２５０℃以上の加熱温度でのγ粒界へのＣ濃化を促進する。一方、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖは粒界Ｃ濃度低下元素であり、１２５０℃以上の加熱温度でのγ粒界でのＣ濃化を抑制する。ＦＮ２が０．９０以上であれば、γ粒界でのＣ濃化が抑制される。そのため、高周波焼入れにおいて加熱温度が１２５０℃以上となっても、溶融割れの発生が抑制される。ＦＮ２の好ましい下限は０．９２であり、さらに好ましくは０．９４である。ＦＮ２の好ましい上限は２．７０であり、さらに好ましくは２．５０である。
［ＦＮ３について］
上記化学組成ではさらに、式（３）で定義されたＦＮ３が０以上である。
ＦＮ３＝Ｔｉ－３．４Ｎ （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。
上記化学組成ではさらに、式（３）で定義されたＦＮ３が０以上である。
ＦＮ３＝Ｔｉ－３．４Ｎ （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。
ＦＮ３は、Ｂの有効性の指標である。Ｂは高周波焼入れ後の鋼材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。しかしながらＢは、鋼材中にＮが存在すると、Ｂ窒化物を形成する。この場合、Ｂの焼入れ性を高める効果が有効に得られない。Ｔｉは、Ｎとの結合力がＢよりも強い。そこで、ＮをＴｉに結合させれば、Ｂの焼入れ性を高める効果を有効に得ることができる。ＦＮ３が０以上であれば、ＮはＢよりも結合力の強いＴｉと結合し、Ｂを有効に働かせる。したがって、ＦＮ３は０以上である。ＦＮ３の好ましい上限は０．０７である。
［鋼中の酸化物について］
本発明の実施の形態による高周波焼入れ用非調質鋼ではさらに、鋼中において、２０．０質量％以上の酸素を含有する酸化物の個数に対する、２０．０質量％以上の酸素及び１０．０質量％以上のＭｎを含有するＭｎ酸化物の個数の割合（Ｍｎ酸化物個数比ＮＲ＝Ｍｎ酸化物の個数／酸化物の個数×１００）が、１０．０％以下である。
本発明の実施の形態による高周波焼入れ用非調質鋼ではさらに、鋼中において、２０．０質量％以上の酸素を含有する酸化物の個数に対する、２０．０質量％以上の酸素及び１０．０質量％以上のＭｎを含有するＭｎ酸化物の個数の割合（Ｍｎ酸化物個数比ＮＲ＝Ｍｎ酸化物の個数／酸化物の個数×１００）が、１０．０％以下である。
ＦＮ２に寄与するＭｎは、固溶Ｍｎである。したがって、ＦＮ２が０．９０以上であっても、Ｍｎ酸化物の生成量が多ければ、粒界Ｃ濃度低下元素としてＣを固定する固溶Ｍｎの含有量が低くなる。この場合、高周波焼入れにおいて加熱温度が１２５０℃以上となれば、溶融割れが発生する可能性がある。
そこで、本発明の実施の形態による高周波焼入れ用非調質鋼では、鋼中の酸化物のうち、Ｍｎ酸化物の割合をある程度低くする。本明細書において、２０．０質量％以上の酸素を含有する介在物を、「酸化物」と定義する。さらに、この酸化物のうち、２０．０質量％以上の酸素と、１０．０質量％以上のＭｎとを含有する介在物を、「Ｍｎ酸化物」と定義する。このとき、本発明の実施の形態による高周波焼入れ用非調質鋼において、ＦＮ２が０．９０以上であり、かつ、上記酸化物の個数に対するＭｎ酸化物の個数の割合（Ｍｎ酸化物個数比ＮＲ）が１０．０％以下であれば、１２５０℃以上となる加熱温度においても溶融割れの発生が抑制できる。
Ｍｎ酸化物個数比ＮＲは、次の方法で測定する。高周波焼入れ用非調質鋼材が棒鋼である場合、棒鋼のＲ／２位置（棒鋼の長手方向に垂直な断面における、棒鋼の中心軸と外表面とを結ぶ直線（半径Ｒ）の中央位置）を中心とした、１０ｍｍ×１５ｍｍの矩形状の観察面を含むサンプルを採取する。採取されたサンプルの観察面を鏡面研磨する。エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）を備えた走査型電子顕微鏡を用いて、鏡面研磨された観察面内の複数の介在物の成分を分析する。そして、観察面内において、上記酸化物、及び、上記Ｍｎ酸化物を特定する。特定された酸化物の総個数の、Ｍｎ酸化物の総個数に対する割合（＝Ｍｎ酸化物の個数／酸化物の個数×１００）を、Ｍｎ酸化物個数比ＮＲ（％）と定義する。
［任意元素について］
本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｐｂ、Ｃａ、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。
本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｐｂ、Ｃａ、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。
Ｖ：０～０．０５０％未満
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、本高周波焼入れ用非調質鋼を熱間鍛造した後の冷却過程において、Ｖ炭窒化物としてフェライト中に析出する。Ｖ炭窒化物はフェライトの硬さを高め、その結果、内部硬さが高まる。Ｖ含有量が０．０５０％以上であれば、内部硬さが高くなり、被削性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０～０．０５０％未満である。一方、Ｖは、Ｃと結合してＣを固定することにより、粒界Ｃ濃度を低下させる。その効果を得るためのＶ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０４５％である。なお、本明細書において、Ｖ含有量が０．００３％以下の場合、Ｖは不純物（積極添加ではない）と解釈する。
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、本高周波焼入れ用非調質鋼を熱間鍛造した後の冷却過程において、Ｖ炭窒化物としてフェライト中に析出する。Ｖ炭窒化物はフェライトの硬さを高め、その結果、内部硬さが高まる。Ｖ含有量が０．０５０％以上であれば、内部硬さが高くなり、被削性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０～０．０５０％未満である。一方、Ｖは、Ｃと結合してＣを固定することにより、粒界Ｃ濃度を低下させる。その効果を得るためのＶ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０４５％である。なお、本明細書において、Ｖ含有量が０．００３％以下の場合、Ｖは不純物（積極添加ではない）と解釈する。
Ａｌ：０～０．０４０％
アルミニウム（Ａｌ）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、Ａｌは鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０４０％を超えれば、粗大な酸化物を形成し、疲労強度の低下を誘発する懸念がある。したがって、Ａｌ含有量は０～０．０４０％である。上記効果をさらに有効に得るためのＡｌ含有量の好ましい下限は０．００５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３０％である。本明細書において、Ａｌ含有量は全Ａｌの含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）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、Ａｌは鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０４０％を超えれば、粗大な酸化物を形成し、疲労強度の低下を誘発する懸念がある。したがって、Ａｌ含有量は０～０．０４０％である。上記効果をさらに有効に得るためのＡｌ含有量の好ましい下限は０．００５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３０％である。本明細書において、Ａｌ含有量は全Ａｌの含有量を意味する。
Ｎｂ：０～０．０２０％
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、高周波焼入れ用非調質鋼を熱間鍛造した後の冷却過程において、炭窒化物を形成して、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。そのため、熱間鍛造後の鋼材の靭性が高まる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０２０％を超えれば、上記効果が飽和する。さらに、製造コストが嵩む。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０２０％である。上記効果をさらに有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。
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、高周波焼入れ用非調質鋼を熱間鍛造した後の冷却過程において、炭窒化物を形成して、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。そのため、熱間鍛造後の鋼材の靭性が高まる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０２０％を超えれば、上記効果が飽和する。さらに、製造コストが嵩む。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０２０％である。上記効果をさらに有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。
Ｐｂ：０～０．３０％
鉛（Ｐｂ）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、Ｐｂは鋼の被削性を高める。Ｐｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．３０％を超えれば、鋼の熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｐｂ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Ｐｂ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．２７％である。
鉛（Ｐｂ）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、Ｐｂは鋼の被削性を高める。Ｐｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．３０％を超えれば、鋼の熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｐｂ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Ｐｂ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．２７％である。
Ｃａ：０～０．０１００％
カルシウム（Ｃａ）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、Ｃａは、被削性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えれば、粗大酸化物を形成し、鋼の疲労強度が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。上記効果をさらに有効に得るためのＣａ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８５％である。
カルシウム（Ｃａ）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、Ｃａは、被削性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えれば、粗大酸化物を形成し、鋼の疲労強度が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。上記効果をさらに有効に得るためのＣａ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８５％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は鋼の疲労強度を高める。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。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。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０．０５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１７％である。
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は鋼の疲労強度を高める。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。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。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０．０５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１７％である。
［製造方法］
本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼の製造方法の一例は次のとおりである。なお、本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼の製造方法はこれに限定されない。しかしながら、下記に説明する製造方法は、本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼の製造方法の好適な例である。
本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼の製造方法の一例は次のとおりである。なお、本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼の製造方法はこれに限定されない。しかしながら、下記に説明する製造方法は、本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼の製造方法の好適な例である。
［精錬工程］
精錬工程では、上記の化学組成を有する溶鋼を製造する。具体的には、転炉を用いて溶銑に酸素を吹き付けて精錬し、Ｓｉ及びＭｎが添加されていない溶鋼を製造する（一次精錬）。一次精錬後の溶鋼に対して、二次精錬を実施して、溶鋼を脱酸する。このとき、二次精錬において、溶鋼に対してＳｉをＭｎ源よりも先に添加して脱酸する。そして、Ｓｉを添加した後、溶鋼に対して、Ｍｎ源を添加する。Ｍｎ源は、Ｆｅ－Ｍｎ合金及び／又は純メタリックマンガンである。Ｍｎ源中のＭｎ含有量はａｔ％で６０～１００％であり、かつ、Ｍｎ源中の酸素（Ｏ）含有量は１．０ａｔ％以下である。
精錬工程では、上記の化学組成を有する溶鋼を製造する。具体的には、転炉を用いて溶銑に酸素を吹き付けて精錬し、Ｓｉ及びＭｎが添加されていない溶鋼を製造する（一次精錬）。一次精錬後の溶鋼に対して、二次精錬を実施して、溶鋼を脱酸する。このとき、二次精錬において、溶鋼に対してＳｉをＭｎ源よりも先に添加して脱酸する。そして、Ｓｉを添加した後、溶鋼に対して、Ｍｎ源を添加する。Ｍｎ源は、Ｆｅ－Ｍｎ合金及び／又は純メタリックマンガンである。Ｍｎ源中のＭｎ含有量はａｔ％で６０～１００％であり、かつ、Ｍｎ源中の酸素（Ｏ）含有量は１．０ａｔ％以下である。
上記のＭｎ源をＳｉより先に溶鋼に添加した場合、Ｍｎが脱酸剤として機能する。そのため、Ｍｎ酸化物が過剰に生成される。この場合、Ｍｎ酸化物個数比ＮＲが１０．０％を超える。二次精錬において、上記のＭｎ源をＳｉ添加の後で溶鋼に添加することにより、Ｍｎ酸化物個数比ＮＲを１０．０％以下に低減できる。なお、Ｍｎ源をＳｉ添加の後に溶鋼に添加しても、Ｍｎ源中の酸素（Ｏ）含有量が１．０ａｔ％を超える場合、Ｍｎ酸化物が過剰に生成される。そのため、Ｍｎ酸化物個数比ＮＲが１０．０％を超える。
なお、二次精錬においてＳｉ添加及びＭｎ添加後の溶鋼の化学組成が、本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼の化学組成の範囲内となるように、Ｓｉ及びＭｎ源を溶鋼に添加する。
［鋳造工程］
鋳造工程では、溶鋼を用いて、周知の鋳造方法により鋳片（スラブ又はブルーム）又は鋼塊（インゴット）を製造する。鋳造方法はたとえば、連続鋳造法や造塊法である。
鋳造工程では、溶鋼を用いて、周知の鋳造方法により鋳片（スラブ又はブルーム）又は鋼塊（インゴット）を製造する。鋳造方法はたとえば、連続鋳造法や造塊法である。
［熱間加工工程］
熱間加工工程では、上記鋳造工程で製造された鋳片又は鋼塊に対して、熱間加工を実施して、本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼を製造する。本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼はたとえば、棒鋼である。熱間加工工程はたとえば、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程はたとえば、分塊圧延である。仕上げ圧延工程はたとえば、連続圧延機を用いた仕上げ圧延である。連続圧延機ではたとえば、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。粗圧延工程及び仕上げ圧延工程での加熱温度はたとえば、１０００～１３００℃である。
熱間加工工程では、上記鋳造工程で製造された鋳片又は鋼塊に対して、熱間加工を実施して、本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼を製造する。本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼はたとえば、棒鋼である。熱間加工工程はたとえば、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程はたとえば、分塊圧延である。仕上げ圧延工程はたとえば、連続圧延機を用いた仕上げ圧延である。連続圧延機ではたとえば、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。粗圧延工程及び仕上げ圧延工程での加熱温度はたとえば、１０００～１３００℃である。
上記の熱間加工工程では、熱間圧延により高周波焼入れ用非調質鋼を製造する。しかしながら、熱間圧延に代えて、熱間鍛造により高周波焼入れ用非調質鋼を製造してもよい。
以上の製造工程により、上記の高周波焼入れ用非調質棒鋼が製造される。なお、上記の製造方法は、熱間加工工程を実施した。しかしながら、本製造方法は熱間加工工程を省略してもよい。つまり、本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼は、鋳造品（鋳片又はインゴット）であってもよい。
また、本発明の実施の形態の鋼は非調質鋼である。したがって、高周波焼入れ用非調質鋼の製造工程において、焼入れ及び焼戻しを省略することができる。
［機械構造用部品の製造方法］
本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼を用いた機械構造用部品の製造方法の一例は次のとおりである。上記の高周波焼入れ用非調質鋼材（鋳片、インゴット、鋼片又は棒鋼）を熱間鍛造して、機械構造用部品（たとえば歯車）の粗形状の中間品を製造する。製造された中間品を大気中で放冷する。中間品を機械加工により所定の形状に切削する。切削後の中間品に対して、高周波焼入れを実施する。以上の工程により、機械構造用部品が製造される。
本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼を用いた機械構造用部品の製造方法の一例は次のとおりである。上記の高周波焼入れ用非調質鋼材（鋳片、インゴット、鋼片又は棒鋼）を熱間鍛造して、機械構造用部品（たとえば歯車）の粗形状の中間品を製造する。製造された中間品を大気中で放冷する。中間品を機械加工により所定の形状に切削する。切削後の中間品に対して、高周波焼入れを実施する。以上の工程により、機械構造用部品が製造される。
高周波焼入れでは、求める硬化層深さに応じて加熱温度を調整する。硬化層深さを大きくする場合、加熱温度は高温になり、１２５０℃以上の場合もあり得る。本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼を用いて歯車に代表される機械構造用部品を製造する場合、仮に、１２５０℃以上の高温で高周波焼入れを実施しても、溶融割れの発生が抑制される。さらに、熱間鍛造後の機械構造用部品において、硬さを調整でき、優れた疲労強度及び被削性が得られる。
種々の化学組成を有する複数の高周波焼入れ用非調質鋼を製造した。製造された鋼を用いて、高周波焼入れ後の鋼材の溶融割れの有無、及び、熱間鍛造後の鋼材の内部硬さを評価した。
［実験方法］
［高周波焼入れ用非調質鋼の製造］
７０トン転炉での一次精錬及び二次精錬を実施して、表１及び表２に示す化学組成の溶鋼を製造した。
［高周波焼入れ用非調質鋼の製造］
７０トン転炉での一次精錬及び二次精錬を実施して、表１及び表２に示す化学組成の溶鋼を製造した。
二次精錬での脱酸工程において、試験番号１～５６では、溶鋼にＳｉを添加した後、Ｍｎ源であるＦｅ－Ｍｎ合金（酸素含有量は１．０ａｔ％以下）を添加した（表１及び表２中の「添加順」欄に「Ｓｉ→Ｍｎ」で表記）。試験番号５７及び５８では、脱酸工程において、溶鋼に上記Ｆｅ－Ｍｎ合金（酸素含有量は１．０ａｔ％以下）を添加した後、Ｓｉを添加した（表１及び表２中の「添加順」欄に「Ｍｎ→Ｓｉ」で表記）。試験番号５９及び６０では、脱酸工程において、溶鋼にＳｉを添加した後、Ｍｎ源であるＦｅ－Ｍｎ合金（酸素含有量が１．０ａｔ％超）を添加した（表１及び表２中の「添加順」欄に「Ｓｉ→Ｍｎ＋」で表記）。
製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法により３００ｍｍ×４００ｍｍの横断面を有する鋳片（ブルーム）を製造した。鋳片を分塊圧延して、横断面が１８０ｍｍ×１８０ｍｍのビレットを製造した。ビレットを１２５０℃に加熱して後、熱間圧延して、直径８０ｍｍの棒鋼（高周波焼入れ用非調質鋼）を製造した。
［Ｍｎ酸化物個数比ＮＲ測定試験］
各試験番号の高周波焼入れ用非調質鋼のＭｎ酸化物個数比ＮＲを次の方法で測定した。各試験番号の棒鋼のＲ／２位置（棒鋼の長手方向に垂直な断面における、棒鋼の中心軸と外表面とを結ぶ直線（半径Ｒ）の中央位置）を中心とした、１０ｍｍ×１５ｍｍの矩形状の観察面を含むサンプルを採取した。採取されたサンプルの観察面を鏡面研磨した。エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）を備えた走査型電子顕微鏡を用いて、鏡面研磨された観察面内の複数の介在物の成分を分析した。そして、観察面内の酸化物、及び、Ｍｎ酸化物を特定した。具体的には、観察面内の介在物のうち、酸素を質量％で２０．０％以上含有するものを、「酸化物」と特定した。また、酸化物のうち、Ｍｎを質量％で１０．０％以上含有するものを、「Ｍｎ酸化物」と特定した。特定された酸化物の個数の、Ｍｎ酸化物の個数に対する割合（＝Ｍｎ酸化物の個数／酸化物の個数×１００）を、Ｍｎ酸化物個数比ＮＲ（％）と定義した。
各試験番号の高周波焼入れ用非調質鋼のＭｎ酸化物個数比ＮＲを次の方法で測定した。各試験番号の棒鋼のＲ／２位置（棒鋼の長手方向に垂直な断面における、棒鋼の中心軸と外表面とを結ぶ直線（半径Ｒ）の中央位置）を中心とした、１０ｍｍ×１５ｍｍの矩形状の観察面を含むサンプルを採取した。採取されたサンプルの観察面を鏡面研磨した。エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）を備えた走査型電子顕微鏡を用いて、鏡面研磨された観察面内の複数の介在物の成分を分析した。そして、観察面内の酸化物、及び、Ｍｎ酸化物を特定した。具体的には、観察面内の介在物のうち、酸素を質量％で２０．０％以上含有するものを、「酸化物」と特定した。また、酸化物のうち、Ｍｎを質量％で１０．０％以上含有するものを、「Ｍｎ酸化物」と特定した。特定された酸化物の個数の、Ｍｎ酸化物の個数に対する割合（＝Ｍｎ酸化物の個数／酸化物の個数×１００）を、Ｍｎ酸化物個数比ＮＲ（％）と定義した。
［溶融割れ評価試験］
製造された棒鋼の長手方向に対して垂直な断面のＲ／２位置（棒鋼の長手方向に垂直な断面における、棒鋼の中心軸と外表面とを結ぶ直線（半径Ｒ）の中央位置）から、幅１０ｍｍ、厚さ３ｍｍ、長さ１０ｍｍの試験片を機械加工により作製した。試験片の長さ方向は、棒鋼の長手方向と平行であった。また、試験片の長手方向に平行な中心軸が、Ｒ／２位置と一致した。
製造された棒鋼の長手方向に対して垂直な断面のＲ／２位置（棒鋼の長手方向に垂直な断面における、棒鋼の中心軸と外表面とを結ぶ直線（半径Ｒ）の中央位置）から、幅１０ｍｍ、厚さ３ｍｍ、長さ１０ｍｍの試験片を機械加工により作製した。試験片の長さ方向は、棒鋼の長手方向と平行であった。また、試験片の長手方向に平行な中心軸が、Ｒ／２位置と一致した。
富士電波工機株式会社製の試験装置（商品名「熱サイクル試験装置」）を用いて、上記試験片に対して、高周波焼入れの模擬試験を実施した。具体的には、高周波コイルを用いて試験片を１００℃／秒の昇温速度で１３００℃まで加熱した。そして、試験片を１２００℃で１０秒間保持した。その後、試験片を水冷した。
水冷後の試験片の長手方向に対して垂直な断面（観察面）を機械研磨した。機械研磨後の観察面をピクラール試薬にて腐食した。腐食された観察面を４００倍の光学顕微鏡で観察し、溶融割れの有無を目視で確認した。観察面は、２５０μｍ×４００μｍであった。
図２は、溶融割れが発生したミクロ組織写真画像例であり、図３は溶融割れが発生しなかったミクロ組織写真画像例である。
観察面の組織において、粒界において５μｍ以上の幅で明瞭に腐食されている領域が観察される場合（たとえば、図２中の符号１０）、溶融割れが発生したと判断した（表１及び表２中の「溶融割れ」欄において、「Ｘ」で示す）。一方、図３のように、粒界に腐食領域が観察されない場合、溶融割れが発生しなかったと判断した（表１及び表２中の「溶融割れ」欄において、「Ａ」で示す）。図２及び図３に示すとおり、溶融割れの有無の確認は可能であった。
［高周波焼入れ後のビッカース硬さ試験］
製造された棒鋼に対して、次の方法により高周波焼入れの模擬試験を実施した。富士電波工機株式会社製の試験装置（商品名「熱サイクル試験装置」）を用いて、棒鋼を１００℃／秒の昇温速度で１３００℃まで加熱した。そして、棒鋼を１３００℃で１０秒間保持した。その後、試験片を水冷した。
製造された棒鋼に対して、次の方法により高周波焼入れの模擬試験を実施した。富士電波工機株式会社製の試験装置（商品名「熱サイクル試験装置」）を用いて、棒鋼を１００℃／秒の昇温速度で１３００℃まで加熱した。そして、棒鋼を１３００℃で１０秒間保持した。その後、試験片を水冷した。
溶融割れを観察した観察面（２５０μｍ×４００μｍ）にて、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（
２００９）に準拠して、４点のビッカース硬さを荷重３００ｇで測定した。そして、求めた４点の硬さの平均値を、「Ｈｖ硬さ」と定義した。
２００９）に準拠して、４点のビッカース硬さを荷重３００ｇで測定した。そして、求めた４点の硬さの平均値を、「Ｈｖ硬さ」と定義した。
得られた高周波焼入れ後の硬さであるＨｖ硬さが７００以上であれば、歯車として十分な面疲労強度が得られると判断した（表１及び表２において「Ａ」で示す）。Ｈｖ硬さが６５０以上であれば、歯車として使用可能な面疲労強度が得られると判断した（表１及び表２において「Ｂ」で表記）。Ｈｖ硬さが６５０未満であれば、十分な硬さが得られず、十分な面疲労強度が得られていないと判断した（表１及び表２において「Ｘ」で表記）。
［ロックウェル硬さ試験］
製造された棒鋼に対して、熱間鍛造後の冷却を模擬する熱処理を実施した。具体的には、棒鋼を１１００℃に加熱して３０分保持した。その後、棒鋼を大気中で放冷した。
製造された棒鋼に対して、熱間鍛造後の冷却を模擬する熱処理を実施した。具体的には、棒鋼を１１００℃に加熱して３０分保持した。その後、棒鋼を大気中で放冷した。
熱処理後の棒鋼の長手方向に対して垂直な断面のＲ／２位置を中心としたＲ／２部（１０ｍｍ×１０ｍｍ）において、ＪＩＳ Ｚ ２２４５（２０１１）に準拠して、４点のロックウェルＣ硬さを測定した。そして、求めた４点の硬さの平均値を、「ＨＲＣ硬さ」と定義した。
内部硬さであるＨＲＣ硬さが２０以上であれば、熱間鍛造後の機械構造用部品において、十分な疲労強度が得られることが判明している。一方、ＨＲＣ硬さが２８を超えれば、被削性が低下する。そこで、得られたＨＲＣ硬さに対して、表３のとおり評価した。
［試験結果］
試験結果を表１及び表２に示す。試験番号１～３６では、化学組成が適切であり、ＦＮ１～ＦＮ３も適切であった。さらに、製造条件が適切であったため、Ｍｎ酸化物個数比ＮＲが１０．０％以下であった。そのため、溶融割れは観察されなかった。さらに、高周波焼入れ後のＨｖ硬さは６５０以上であり、高周波焼入れ後に十分な面疲労強度が得られると予想できた。さらに、熱間鍛造後冷却模擬熱処理試験後のロックウェル硬さＨＲＣが２０～２８の範囲内であり、十分な疲労強度及び被削性が得られることが予想できた。
試験結果を表１及び表２に示す。試験番号１～３６では、化学組成が適切であり、ＦＮ１～ＦＮ３も適切であった。さらに、製造条件が適切であったため、Ｍｎ酸化物個数比ＮＲが１０．０％以下であった。そのため、溶融割れは観察されなかった。さらに、高周波焼入れ後のＨｖ硬さは６５０以上であり、高周波焼入れ後に十分な面疲労強度が得られると予想できた。さらに、熱間鍛造後冷却模擬熱処理試験後のロックウェル硬さＨＲＣが２０～２８の範囲内であり、十分な疲労強度及び被削性が得られることが予想できた。
一方、試験番号３７では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、被削性が低いことが予想された。
試験番号３８では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、高周波焼入れ後のＨｖ硬さが６５０未満であり、かつ、熱間鍛造後冷却模擬熱処理試験後のロックウェル硬さＨＲＣが２０未満であり、十分な面疲労強度及び疲労強度が得られないことが予想できた。
試験番号３９では、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、溶融割れ評価試験において、溶融割れの発生が確認された。
試験番号４０では、Ｍｎ含有量が高すぎた。熱間鍛造後冷却模擬熱処理試験後のロックウェル硬さＨＲＣが２８を超え、十分な被削性が得られないことが予想できた。
試験番号４１では、Ｍｎ含有量が低すぎた。そのため、溶融割れ評価試験において、溶融割れの発生が確認された。
試験番号４２では、Ｐ含有量が高すぎた。そのため、溶融割れ評価試験において、溶融割れの発生が確認された。
試験番号４３では、Ｓ含有量が高すぎた。そのため、溶融割れ評価試験において、溶融割れの発生が確認された。
試験番号４４では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、熱間鍛造後冷却模擬熱処理試験後のロックウェル硬さＨＲＣが２８を超え、十分な被削性が得られないことが予想できた。
試験番号４５では、Ｃｒ含有量が低すぎた。そのため、溶融割れ評価試験において、溶融割れの発生が確認された。
試験番号４６では、Ｎ含有量が低すぎた。そのため、熱間鍛造後冷却模擬熱処理試験後のロックウェル硬さＨＲＣが２０未満であり、十分な疲労強度が得られないことが予想できた。
試験番号４７では、Ｂ含有量が低すぎた。そのため、高周波焼入れ後のＨｖ硬さが６５０未満であり、十分な面疲労強度が得られないことが予想できた。
試験番号４８では、Ｔｉ含有量が低すぎた。さらに、ＦＮ３が式（３）の下限未満であった。そのため、高周波焼入れ後のＨｖ硬さが６５０未満であり、十分な面疲労強度が得られないことが予想できた。
試験番号４９では、Ｏ含有量が高すぎた。そのため、溶融割れ評価試験において、溶融割れの発生が確認された。
試験番号５０では、Ｃｕ含有量が高すぎた。そのため、溶融割れ評価試験において、溶融割れの発生が確認された。
試験番号５１では、Ｎｉ含有量が高すぎた。そのため、溶融割れ評価試験において、溶融割れの発生が確認された。
試験番号５２では、Ｖ含有量が高すぎた。そのため、熱間鍛造後冷却模擬熱処理試験後のロックウェル硬さＨＲＣが２８を超え、十分な被削性が得られないことが予想できた。
試験番号５３では、ＦＮ１が式（１）の上限を超えた。そのため、熱間鍛造後冷却模擬熱処理試験後のロックウェル硬さＨＲＣが２８を超え、十分な被削性が得られないことが予想できた。
試験番号５４では、ＦＮ１が式（１）の下限未満であった。そのため、熱間鍛造後冷却模擬熱処理試験後のロックウェル硬さＨＲＣが２０未満であり、十分な疲労強度が得られないことが予想できた。
試験番号５５では、ＦＮ２が式（２）の下限未満であった。そのため、溶融割れ評価試験において、溶融割れの発生が確認された。
試験番号５６では、ＦＮ３が式（３）の下限未満であった。そのため、高周波焼入れ後のＨｖ硬さが６５０未満であり、十分な面疲労強度が得られないことが予想できた。
試験番号５７及び５８では、二次精錬において、溶鋼にＭｎ源を添加した後、Ｓｉを添加した。そのため、Ｍｎ酸化物個数比ＮＲが１０．０％を超えた。その結果、溶融割れが発生した。
試験番号５９及び６０では、二次精錬において、溶鋼にＳｉを添加した後、Ｍｎ源であるＦｅ－Ｍｎ合金を添加したものの、Ｆｅ－Ｍｎ合金の酸素含有量が１．０ａｔ％を超えていた。そのため、Ｍｎ酸化物個数比ＮＲが１０．０％を超えた。その結果、溶融割れが発生した。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上記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、本発明は上記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記した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
本発明の実施の形態の高周波焼入れ用非調質鋼は、高周波焼入れされて製造される機械構造用部品用途に広く適用可能である。特に、熱間鍛造後に高周波焼入れされる機械構造用部品用途に好適である。
２ 歯部
１０ 溶融割れ
１０ 溶融割れ
Claims (2)
- 高周波焼入れ用非調質棒鋼であって、
質量％で、
Ｃ：０．５０超～０．７０％、
Ｓｉ：０．０１～０．３０％未満、
Ｍｎ：０．８５～１．５０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０超～０．０９５％、
Ｃｒ：０．０５～０．３０％、
Ｎ：０．００４０～０．０２００％、
Ｂ：０．００１０～０．００３０％、
Ｔｉ：０．０１５～０．０８０％、
Ｏ：０．００２４％以下、
Ｃｕ：０％超０．０５％以下、
Ｎｉ：０％超０．０５％以下、
Ｖ：０～０．０５０％未満、
Ａｌ：０～０．０４０％、
Ｎｂ：０～０．０２０％、
Ｐｂ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｏ：０～０．２０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物、
からなり、
式（１）で定義されるＦＮ１が０．６５～１．１０であり、
式（２）で定義されるＦＮ２が０．９０以上であり、
式（３）で定義されるＦＮ３が０以上である、
化学組成を有し、
棒鋼の長手方向に垂直な断面における、前記棒鋼の中心軸と外表面とを結ぶ直線（半径Ｒ）の中央位置において、２０．０質量％以上の酸素を含有する酸化物の個数に対する、２０．０質量％以上の酸素及び１０．０質量％以上のＭｎを含有するＭｎ酸化物の個数の割合は、１０．０％以下である、
前記長手方向に垂直な断面が円形の高周波焼入れ用非調質棒鋼。
ＦＮ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ （１）
ＦＮ２＝－２Ｃ－Ｓｉ＋２．３３Ｍｎ＋０．２６Ｃｒ＋Ｖ－１．５Ｃｕ－１．５Ｎｉ （２）
ＦＮ３＝Ｔｉ－３．４Ｎ （３）
ここで、式（１）～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。 - 請求項１に記載の高周波焼入れ用非調質棒鋼であって、
前記化学組成は、
Ｖ：０．０１０～０．０５０％未満、
Ａｌ：０．００５～０．０４０％、
Ｎｂ：０．００５～０．０２０％、
Ｐｂ：０．１０～０．３０％、
Ｃａ：０．００１０～０．０１００％、及び、
Ｍｏ：０．０５～０．２０％、
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、
高周波焼入れ用非調質棒鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018044997A JP7205066B2 (ja) | 2018-03-13 | 2018-03-13 | 高周波焼入れ用非調質鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018044997A JP7205066B2 (ja) | 2018-03-13 | 2018-03-13 | 高周波焼入れ用非調質鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2019157195A JP2019157195A (ja) | 2019-09-19 |
| JP7205066B2 true JP7205066B2 (ja) | 2023-01-17 |
Family
ID=67993204
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2018044997A Active JP7205066B2 (ja) | 2018-03-13 | 2018-03-13 | 高周波焼入れ用非調質鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7205066B2 (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007332439A (ja) | 2006-06-16 | 2007-12-27 | Nippon Steel Corp | 低サイクル疲労特性に優れた高周波輪郭焼入れ鋼材及び高周波輪郭焼入れ部品 |
| JP2007332440A (ja) | 2006-06-16 | 2007-12-27 | Nippon Steel Corp | 低サイクル疲労特性に優れた高周波焼入れ鋼材及び高周波焼入れ部品 |
| JP2016180184A (ja) | 2016-04-27 | 2016-10-13 | Ｊｘ金属株式会社 | 高純度マンガン |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2976855B2 (ja) * | 1995-07-31 | 1999-11-10 | 住友金属工業株式会社 | 溶鋼の脱酸方法 |
| JP3809004B2 (ja) * | 1998-02-24 | 2006-08-16 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた高周波焼入れ用鋼材とその製造方法 |
-
2018
- 2018-03-13 JP JP2018044997A patent/JP7205066B2/ja active Active
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007332439A (ja) | 2006-06-16 | 2007-12-27 | Nippon Steel Corp | 低サイクル疲労特性に優れた高周波輪郭焼入れ鋼材及び高周波輪郭焼入れ部品 |
| JP2007332440A (ja) | 2006-06-16 | 2007-12-27 | Nippon Steel Corp | 低サイクル疲労特性に優れた高周波焼入れ鋼材及び高周波焼入れ部品 |
| JP2016180184A (ja) | 2016-04-27 | 2016-10-13 | Ｊｘ金属株式会社 | 高純度マンガン |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2019157195A (ja) | 2019-09-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN109563578B (zh) | 高频淬火用钢 | |
| JP6468365B2 (ja) | 鋼、浸炭鋼部品、及び浸炭鋼部品の製造方法 | |
| JPWO2010147224A1 (ja) | 窒化用鋼及び窒化処理部品 | |
| JP6729686B2 (ja) | 高周波焼入れ用非調質鋼 | |
| CN109477179B (zh) | 高频淬火用钢 | |
| WO2020145325A1 (ja) | 鋼材 | |
| WO2015050152A9 (ja) | 時効硬化性鋼 | |
| KR20190028781A (ko) | 고주파 담금질용 강 | |
| KR20190028757A (ko) | 고주파 담금질용 강 | |
| JPWO2018008621A1 (ja) | 機械構造用鋼 | |
| JP6536673B2 (ja) | 時効硬化用鋼及び時効硬化用鋼を用いた部品の製造方法 | |
| JP5304507B2 (ja) | 高周波焼入れ用非調質鋼 | |
| JP6844943B2 (ja) | 高周波焼入れ用非調質鋼 | |
| JP5477248B2 (ja) | 被削性に優れた窒化用鋼及び窒化処理部品 | |
| JP7205066B2 (ja) | 高周波焼入れ用非調質鋼 | |
| JP6673535B1 (ja) | 高周波焼入れが実施される鋼 | |
| JP7205067B2 (ja) | 高周波焼入れ用非調質鋼 | |
| JP5880795B2 (ja) | 時効硬化性鋼 | |
| JP7270420B2 (ja) | 熱間鍛造非調質部品とその製造方法、および熱間鍛造非調質部品用鋼材 | |
| JP2018035420A (ja) | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法 | |
| JP6245278B2 (ja) | 時効硬化性鋼 | |
| WO2023017829A1 (ja) | 鋼材 | |
| JP2018035419A (ja) | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法 | |
| JP2024095320A (ja) | 窒化部品用素形材及び窒化部品 | |
| JP2024021969A (ja) | 鋼材及び鋼素形材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20201106 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20211019 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20211116 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20220113 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20220607 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20220728 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20221129 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20221212 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 7205066 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |