JPWO2010082454A1 - 高周波焼入れ用鋼 - Google Patents
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Abstract
この高周波焼入れ用鋼は、質量％で、Ｃ：０．４０％以上０．７５％以下、Ｓｉ：０．００２％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．２０以上２．０％以下、Ｓ：０．００２％以上０．１％以下、Ａｌ：０．１０％超３．０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、及びＮ：０．０３５％以下を含有し、残部としてＦｅおよび不可避不純物を含む。
Description
本発明は、被削性に優れた高周波焼入れ用鋼に関し、より詳しくは歯車や自動車用のＣＶＴ（Continuously Variable Transmission）やＣＶＪ（Constant Velocity Joint）の部品などに用いられる高周波焼入用鋼に関する。
本願は、２００９年１月１６日に、日本に出願された特願２００９−００７７５７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２００９年１月１６日に、日本に出願された特願２００９−００７７５７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
従来、自動車用歯車は、表面硬化処理を施して使用されることが多く、表面硬化法としては、浸炭、窒化および高周波焼き入れが採用されている。この中で、「浸炭」は、マトリックスが高靱性で材料の表層を高炭素化することにより硬化することを狙ったものであり、疲労強度の向上を目的とした歯車や自動車用のＣＶＴやＣＶＪの部品などの材料に主に適用される。しかし、浸炭処理は、ガス雰囲気中でのバッチ処理が主流をなしており、例えば９３０℃近傍で数時間以上の加熱保持を有するといったように多くのエネルギーとコストが費やされる。また、実操業においては、浸炭材の処理等のために環境の悪化を伴いがちである等の問題のほか、インライン化が困難であるといった問題もあった。
そこで、これらの問題の解決のため、高周波焼き入れ処理のみで所望の強度特性をえるための研究がなされるようになった。なぜなら、高周波焼き入れは、表面硬化処理時間の短縮やエネルギーの低減、さらには環境のクリーン化に非常に有利だからである。
上記課題を解決する高周波焼き入れ処理に関する発明としては、例えば特許文献１には、高周波焼入用鋼に関する提案が掲載されている。これは、Ｓｉを０．５０％以下、Ａｌを０．１０％以下に制限し、高周波焼入れ前の金属組織においてマルテンサイトの面積分率を７０％以上に制御する鋼材を提供するものである。この方法によれば、確かに、強度は著しく向上するが、加工性、とりわけ被削性は極めて劣悪となる。これまで浸炭して部品を製造する場合の鋼材としては、ＪＩＳ ＳＣｒ４２０やＳＣＭ４２０などのＣ量が０．２％前後のいわゆる肌焼鋼が用いられているが、Ｃの低い鋼材を使用する最大の理由は被削性の確保である。これらの鋼材は、部品に加工された後、浸炭焼入されるため、表面硬さが高くなり部品の強度が得られる。しかし、高周波焼入される部品について適切な表面硬さを得るためには、鋼材自体のＣ量を０．４％以上に高めなければならない。この場合、切削前の鋼材の硬さが硬くなり、切削性が劣化してしまう。Ｃ量が増えて鋼材が硬くなっても切削性が良い鋼材が必要である。つまり、これまで浸炭して製造した部品を高周波焼入で製造するという技術分野において、最大の課題は鋼材の被削性であるといえる。
被削性を上げるための過去の発明に注目すると、特許文献２は、被削性を改善した発明が提案されている。これはＢを０．００５０％以上かつＮを０．００７％以上と大量に添加するＢＮ快削鋼である。強度を必要とせず面粗さなどの被削性のみを向上させるＪＩＳ ＳＵＭ１１などの低Ｃ鋼（Ｃを低濃度含む鋼）にはこの技術は適用できるが、本発明の主眼とするような中・高Ｃ鋼（Ｃを中、高濃度含む鋼）にこのような大量のＢとＮを添加すると熱間脆性が著しくなり、鋼材の製造が困難になる。さらに鋼材の特性としても、靭性や疲労強度の点で著しく劣ってしまう。このため、適切な鋼ではない。
そこで、被削性と疲労強度を兼備した発明としては、特許文献３および特許文献４がある。特許文献３は、成分を調整して、フェライト組織とパーライト組織との合計の組織分率を９０％以上とし、さらにフェライト組織の最大厚みが３０μｍになるように制御することで、被削性と疲労強度が兼備するという発明である。しかしながら、フェライト組織とパーライト組織との合計の組織分率が９０％以上の鋼は多数あるが、それだけでは、被削性の向上は不十分であり、合金元素によるさらなる改良が必要である。特許文献４は、ＭｎＳのアスペクト比を１０以下に小さくし、さらに鋼材の中心部まで高周波加熱するという条件を加えることで、被削性と疲労強度を向上させるという発明である。このようなＭｎＳのアスペクト比を下げて被削性や疲労強度を上げるという手法は、従来からよく知られた方法である。しかし、この方法では不十分であり、合金元素によるさらなる改良が必要である。また、高周波焼入れ法にも制限を加えるのであれば、実用的な利用は限られてしまうという欠点がある。
そこで、被削性と疲労強度を兼備した発明としては、特許文献３および特許文献４がある。特許文献３は、成分を調整して、フェライト組織とパーライト組織との合計の組織分率を９０％以上とし、さらにフェライト組織の最大厚みが３０μｍになるように制御することで、被削性と疲労強度が兼備するという発明である。しかしながら、フェライト組織とパーライト組織との合計の組織分率が９０％以上の鋼は多数あるが、それだけでは、被削性の向上は不十分であり、合金元素によるさらなる改良が必要である。特許文献４は、ＭｎＳのアスペクト比を１０以下に小さくし、さらに鋼材の中心部まで高周波加熱するという条件を加えることで、被削性と疲労強度を向上させるという発明である。このようなＭｎＳのアスペクト比を下げて被削性や疲労強度を上げるという手法は、従来からよく知られた方法である。しかし、この方法では不十分であり、合金元素によるさらなる改良が必要である。また、高周波焼入れ法にも制限を加えるのであれば、実用的な利用は限られてしまうという欠点がある。
本発明は、上記に記載した従来の発明の欠点を改善し、被削性に優れた高周波焼入れ鋼を提供することを目的とする。特に歯車や自動車用のＣＶＴやＣＶＪなどに使用される部品の製造工程を浸炭処理から高周波焼入処理へ転換することを課題とする。
本発明者らは、このような課題を解決するため詳細な検討を行った結果、従来鋼に比べてＡｌ量を大幅に増やし、かつＡｌ量、Ｎ量を適切に制御することにより、強度を維持しつつ被削性を向上できることを見出し、本発明の完成に至った。すなわち、本発明がその要旨とするところは以下のとおりである。
本発明の高周波焼入れ用鋼は、質量％で、Ｃ：０．４０％以上０．７５％以下、Ｓｉ：０．００２％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．２０以上２．０％以下、Ｓ：０．００２％以上０．１％以下、Ａｌ：０．１０％超３．０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、及びＮ：０．０３５％以下を含有し、残部としてＦｅおよび不可避不純物を含む。
本発明の高周波焼入れ用鋼では、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００４％以上０．００５％以下を含有してもよい。
さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００４％以上０．１０％以下を含有してもよい。
さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．５０％以下、及びＭｏ：０．０５％以上０．６％以下からなる群から選択された１種または２種の元素を含有してもよい。
さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５％以上０．２％以下、及びＶ：０．０１％以上１．０％以下からなる群から選択された１種または２種の元素を含有してもよい。
さらに、質量％で、Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％以下、Ｓｎ：０．００５％以上２．０％以下、Ｚｎ：０．０００５％以上０．５％以下、Ｔｅ：０．０００３％以上０．２％以下、Ｂｉ：０．００５％以上０．５％以下、及びＰｂ：０．００５％以上０．５％以下からなる群から選択された１種または２種以上の元素を含有してもよい。
さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．００３％以下、Ｚｒ：０．０００３％以上０．００５％以下、及びＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５％以下からなる群から選択された１種または２種以上の元素を含有してもよい。
さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下、およびＣｕ：０．０１％以上２．０％以下からなる群から選択された１種または２種の元素を含有してもよい。
さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００４％以上０．１０％以下を含有してもよい。
さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．５０％以下、及びＭｏ：０．０５％以上０．６％以下からなる群から選択された１種または２種の元素を含有してもよい。
さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５％以上０．２％以下、及びＶ：０．０１％以上１．０％以下からなる群から選択された１種または２種の元素を含有してもよい。
さらに、質量％で、Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％以下、Ｓｎ：０．００５％以上２．０％以下、Ｚｎ：０．０００５％以上０．５％以下、Ｔｅ：０．０００３％以上０．２％以下、Ｂｉ：０．００５％以上０．５％以下、及びＰｂ：０．００５％以上０．５％以下からなる群から選択された１種または２種以上の元素を含有してもよい。
さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．００３％以下、Ｚｒ：０．０００３％以上０．００５％以下、及びＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５％以下からなる群から選択された１種または２種以上の元素を含有してもよい。
さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下、およびＣｕ：０．０１％以上２．０％以下からなる群から選択された１種または２種の元素を含有してもよい。
本発明の高周波焼入れ用鋼によれば、Ｃ含有量が０．４０％以上０．７５％以下であり、かつＡｌ含有量が０．１０超〜３．０％であるため、高周波焼入用鋼の強度を維持しつつ被削性を改善できる。
従って、本発明では、特に歯車や自動車用のＣＶＴやＣＶＪなどに使用される部品の製造工程を浸炭処理から高周波焼入処理へ転換できる鋼を提供できる。
従って、本発明では、特に歯車や自動車用のＣＶＴやＣＶＪなどに使用される部品の製造工程を浸炭処理から高周波焼入処理へ転換できる鋼を提供できる。
以下、本発明の実施の形態について詳しく説明する。
本発明の鋼成分を限定した理由を説明する。ここで成分の含有単位の％は、質量％を意味する。
本発明の鋼成分を限定した理由を説明する。ここで成分の含有単位の％は、質量％を意味する。
Ｃ：０．４０％以上０．７５％以下
Ｃには、高周波焼入後の表面硬さを確保する作用と鋼（芯部）に所望の強度を確保する作用がある。Ｃの含有量が０．４０％を下回ると、前記作用による所望の効果が得られない。一方、０．７５％を越えてＣを含有させると、靭性が劣化するようになり、圧延材が置き割れするなど製造上の問題が生じる。従って、Ｃ含有量は０．４０％〜０．７５％と定めるが、上記効果をより安定に確保するためには０．５０％〜０．６５％に調整するのが好ましい。
Ｃには、高周波焼入後の表面硬さを確保する作用と鋼（芯部）に所望の強度を確保する作用がある。Ｃの含有量が０．４０％を下回ると、前記作用による所望の効果が得られない。一方、０．７５％を越えてＣを含有させると、靭性が劣化するようになり、圧延材が置き割れするなど製造上の問題が生じる。従って、Ｃ含有量は０．４０％〜０．７５％と定めるが、上記効果をより安定に確保するためには０．５０％〜０．６５％に調整するのが好ましい。
Ａｌ：０．１０超〜３．０％
Ａｌは、本発明の鋼において最も重要な元素であるので、詳細に説明する。
Ｃ：０．５０％以上０．６０％以下、Ｓｉ：０．００２％以上０．８０％以下、Ｍｎ：０．５０％以上０．９％以下、Ｓ：０．００５％以上０．１％以下、Ａｌ：０．０１０％以上３．５％以下、Ｎ：０．００１％以上０．０３５％以下、及びＰ：０．０３０％以下を含有し、残部としてＦｅおよび不可避不純物を含むように成分を調整した多数のインゴットを製造して５０φの圧延素材を製造した。このように成分調整して圧延素材の硬さを２００〜２２０ＨＶ程度の範囲内とした。これらの素材から４５φ×１５ｍｍの円盤試料を作製した。
これらの試料に対し、表１に示す条件で被削性試験（片山 昌 著「失敗しない被削材・工具材の見方・選び方」日刊工業新聞社、東京、2007年発行P.27に記載の試験方法）を行った。一定のドリルの回転速度（ｍ／ｍｉｎ）で、総深さ１０００ｍｍの穴を円盤試料に開けた。切削中にドリルが破損しなかった場合、新しいドリルを用いて、更に早いドリルの回転速度で総深さ１０００ｍｍの穴を開けた。この作業を、切削中にドリルが破損するまで行った。そして、切削中にドリルが破損しなかった回転速度のうち、最大の回転速度（ドリルによる穴の総深さが１０００ｍｍに達する最大の切削速度（ｍ／ｍｉｎ））を被削性の評価に用いた。これは工具寿命を評価する試験であり、最大の切削速度が速いほど、工具が破損しにくく、鋼が被削性に優れていることが分かる。
Ａｌは、本発明の鋼において最も重要な元素であるので、詳細に説明する。
Ｃ：０．５０％以上０．６０％以下、Ｓｉ：０．００２％以上０．８０％以下、Ｍｎ：０．５０％以上０．９％以下、Ｓ：０．００５％以上０．１％以下、Ａｌ：０．０１０％以上３．５％以下、Ｎ：０．００１％以上０．０３５％以下、及びＰ：０．０３０％以下を含有し、残部としてＦｅおよび不可避不純物を含むように成分を調整した多数のインゴットを製造して５０φの圧延素材を製造した。このように成分調整して圧延素材の硬さを２００〜２２０ＨＶ程度の範囲内とした。これらの素材から４５φ×１５ｍｍの円盤試料を作製した。
これらの試料に対し、表１に示す条件で被削性試験（片山 昌 著「失敗しない被削材・工具材の見方・選び方」日刊工業新聞社、東京、2007年発行P.27に記載の試験方法）を行った。一定のドリルの回転速度（ｍ／ｍｉｎ）で、総深さ１０００ｍｍの穴を円盤試料に開けた。切削中にドリルが破損しなかった場合、新しいドリルを用いて、更に早いドリルの回転速度で総深さ１０００ｍｍの穴を開けた。この作業を、切削中にドリルが破損するまで行った。そして、切削中にドリルが破損しなかった回転速度のうち、最大の回転速度（ドリルによる穴の総深さが１０００ｍｍに達する最大の切削速度（ｍ／ｍｉｎ））を被削性の評価に用いた。これは工具寿命を評価する試験であり、最大の切削速度が速いほど、工具が破損しにくく、鋼が被削性に優れていることが分かる。
試験結果を図１に示す。図１から、Ａｌ量が０．１０％超３．０％以下のときに優れた工具寿命が得られることがわかった。
上記の実験結果から、工具寿命を向上するためのＡｌ量は、０．１０％超３．０％以下とする。
上記の実験結果から、工具寿命を向上するためのＡｌ量は、０．１０％超３．０％以下とする。
このような興味深い結果が得られた原因の詳細は不明であるが、本発明者らは、切削試験後の工具表面をＥＰＭＡやオージェ電子分光法によって調べたところ、新品の工具表面には観察されないのに、切削後の工具表面にＡｌ２Ｏ３が生成していることがわかった。このことから、鋼中のＡｌが、切削中に工具表面に付着し、空気中の酸素あるいは切削油中に含有する酸素あるいはハイス（高速度工具鋼）ドリル表面のホモ処理膜（Ｆｅ３Ｏ４）（ホモ処理は、水蒸気処理とも言われ、工具に耐食性などを付与するために、水蒸気中で熱処理し、厚さ数μｍの鉄酸化膜を生成させる処理である。 参考：日本熱処理技術協会 編著：「熱処理技術便覧」 日刊工業新聞社、東京、2000年発行 P.569記載）中の酸素と反応して、工具表面に硬質なＡｌ２Ｏ３膜が生成したと考えられる。
Ａｌ２Ｏ３は、硬度が約３０００ＨＶであり、ハイスドリル工具鋼（硬度約７００ＨＶ）よりも硬く磨耗しにくい。また、通常、鋼材と工具が同じ材質（鉄）である場合、接触部分で凝着が生じて、工具が磨耗しやすくなる（凝着磨耗）。これに対してＡｌ２Ｏ３が介在すると、同じ材質（鉄）同士の接触が低減でき、工具の磨耗を抑制できる。従って、このＡｌ２Ｏ３膜が凝着摩耗を抑制することで工具寿命が向上したと推察した。
従来のＰｂを含む快削鋼では、Ｐｂの融点は約３３０℃と低いために、切削加工中の昇温により容易に溶融し、工具と切屑の界面で潤滑作用を起こして凝着を抑制する。さらにＰｂの溶融による延性低下のため、刃先付近での延性破壊を起こしやすくし、切削に必要な塑性加工エネルギーを小さくすることにより被削性が向上する。しかし、健康には好ましくなくＰｂを使用しない快削元素が求められる。従来のＳを含む快削鋼では、ＭｎＳが高温で大きく変形して工具と切屑の界面へ付着することによる潤滑作用と、工具刃先においてＭｎＳが破壊の起点となり延性破壊を促進することの二つ効果で被削性が向上する。しかし、ＭｎＳは熱間鍛造時に展伸されるので、鍛造方向に対し垂直方向の延靭性などの機械特性を低下させる問題がある。
これに対して、本発明の鋼では、工具表面にＡｌ２Ｏ３膜が形成され、工具の磨耗が抑制されると考えられる。
一般に、鋼材の硬さが硬い場合、工具寿命が低下するが、同じ程度の硬さの鋼材を比較すると、本発明の鋼では、工具寿命を延ばす効果がある。
Ａｌ量の好ましい範囲は０．１１％以上３．０％以下である。より好ましくは、Ａｌ量は０．１５％以上２．９％以下であり、さらに好ましくは、Ａｌ量は０．２％以上１．１％以下である。
Ａｌ２Ｏ３は、硬度が約３０００ＨＶであり、ハイスドリル工具鋼（硬度約７００ＨＶ）よりも硬く磨耗しにくい。また、通常、鋼材と工具が同じ材質（鉄）である場合、接触部分で凝着が生じて、工具が磨耗しやすくなる（凝着磨耗）。これに対してＡｌ２Ｏ３が介在すると、同じ材質（鉄）同士の接触が低減でき、工具の磨耗を抑制できる。従って、このＡｌ２Ｏ３膜が凝着摩耗を抑制することで工具寿命が向上したと推察した。
従来のＰｂを含む快削鋼では、Ｐｂの融点は約３３０℃と低いために、切削加工中の昇温により容易に溶融し、工具と切屑の界面で潤滑作用を起こして凝着を抑制する。さらにＰｂの溶融による延性低下のため、刃先付近での延性破壊を起こしやすくし、切削に必要な塑性加工エネルギーを小さくすることにより被削性が向上する。しかし、健康には好ましくなくＰｂを使用しない快削元素が求められる。従来のＳを含む快削鋼では、ＭｎＳが高温で大きく変形して工具と切屑の界面へ付着することによる潤滑作用と、工具刃先においてＭｎＳが破壊の起点となり延性破壊を促進することの二つ効果で被削性が向上する。しかし、ＭｎＳは熱間鍛造時に展伸されるので、鍛造方向に対し垂直方向の延靭性などの機械特性を低下させる問題がある。
これに対して、本発明の鋼では、工具表面にＡｌ２Ｏ３膜が形成され、工具の磨耗が抑制されると考えられる。
一般に、鋼材の硬さが硬い場合、工具寿命が低下するが、同じ程度の硬さの鋼材を比較すると、本発明の鋼では、工具寿命を延ばす効果がある。
Ａｌ量の好ましい範囲は０．１１％以上３．０％以下である。より好ましくは、Ａｌ量は０．１５％以上２．９％以下であり、さらに好ましくは、Ａｌ量は０．２％以上１．１％以下である。
本実施形態は、高周波焼入れ用鋼であるが、高周波焼入れでは、通常、鋼の表面２〜３ｍｍの厚さをＡ１点（フェライト相（α相）からオーステナイト相（γ相）への変態点）以上の温度で加熱し、次いで水冷する。これにより、表面層をマルテンサイト（硬度約６００ＨＶ以上）とする。
Ａｌ含有量が多くなると、Ａ１点が高くなるが、Ａｌ含有量が３．０％超の場合、高周波焼入れでは相変態が生じなくなってしまう。従って、高周波焼入れの点からも、Ａｌ含有量を３．０％以下とする必要がある。
Ａｌ含有量が多くなると、Ａ１点が高くなるが、Ａｌ含有量が３．０％超の場合、高周波焼入れでは相変態が生じなくなってしまう。従って、高周波焼入れの点からも、Ａｌ含有量を３．０％以下とする必要がある。
また、Ａｌは、通常、脱酸材として機能し、その結果、約０．００１〜０．００２％のＡｌ２Ｏ３が鋼中に残留する。ここで、Ａｌ２Ｏ３となるＡｌは、２７×２/（２７×２＋１６×３）である。残りのＡｌの一部はＮと結合し、ＡｌＮとなる。ＡｌＮとなったＡｌは、固溶し難く、空気中の酸素、切削油中に含有する酸素、あるいはハイスドリル表面のホモ処理膜（Ｆｅ３Ｏ４）中の酸素と反応し難いと考えられる。
従って、固溶Ａｌの含有量（ＡｌＮを除くＡｌ量）が０．１％超であることが好ましい。このため、以下の関係式を満たすことが好ましい。
［％Ａｌ］―（２７／１４）×［％Ｎ］―０．００１＞０．１０％
ここで、式中、［ ］は、元素の含有量（質量％）を意味する。また、上記式は、鋼を製造する際に熱処理などを行い、鋼中のＮが全てＡｌと結合していると仮定して得られる式である。
従って、固溶Ａｌの含有量（ＡｌＮを除くＡｌ量）が０．１％超であることが好ましい。このため、以下の関係式を満たすことが好ましい。
［％Ａｌ］―（２７／１４）×［％Ｎ］―０．００１＞０．１０％
ここで、式中、［ ］は、元素の含有量（質量％）を意味する。また、上記式は、鋼を製造する際に熱処理などを行い、鋼中のＮが全てＡｌと結合していると仮定して得られる式である。
Ｓｉ：０．００２％以上３．０％以下
Ｓｉは、製鋼時の脱酸材として含有させるとともに鋼材の強度向上元素であり、要求強度に応じてその含有量を調節される。但し、Ｓｉ含有量は脱酸作用を有効ならしめるためには０．００２％以上の含有量が必要である。一方、３．０％超では鋼材の靭性、延性が低くなると同時に、鋼中に硬質介在物が多数生成し、鋼材の被削性も低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．００２％以上３．０％以下と定める。Ｓｉ量の好ましい範囲は０．３％以上３．０％以下である。より好ましくは、Ｓｉ量は０．４％以上２．５％以下であり、さらに好ましくは、Ｓｉ量は０．５％以上２．２％以下である。Ｓｉ量は０．６％以上２．１％以下にすると、強度に優れる。Ｓｉ量は０．８％以上２．０％以下にすると、さらに強度に優れる。
Ｓｉは、製鋼時の脱酸材として含有させるとともに鋼材の強度向上元素であり、要求強度に応じてその含有量を調節される。但し、Ｓｉ含有量は脱酸作用を有効ならしめるためには０．００２％以上の含有量が必要である。一方、３．０％超では鋼材の靭性、延性が低くなると同時に、鋼中に硬質介在物が多数生成し、鋼材の被削性も低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．００２％以上３．０％以下と定める。Ｓｉ量の好ましい範囲は０．３％以上３．０％以下である。より好ましくは、Ｓｉ量は０．４％以上２．５％以下であり、さらに好ましくは、Ｓｉ量は０．５％以上２．２％以下である。Ｓｉ量は０．６％以上２．１％以下にすると、強度に優れる。Ｓｉ量は０．８％以上２．０％以下にすると、さらに強度に優れる。
Ｍｎ：０．２０〜２．０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼材の強度向上元素であって、要求強度に応じてその含有量が調節される。従って、この作用を有効ならしめるために０．２０％以上の含有量を確保する必要がある。但し、Ｍｎ含有量が２．０％超では、焼入性が向上し過ぎて、素材製造時にベイナイト組織あるいは島状マルテンサイト組織の生成が促進され、加工性が低下するようになる。したがって、Ｍｎの範囲は、０．２０％以上２．０％以下である。
本実施形態の鋼を切削して部品形状をつくり、その後、高周波焼入する場合、切削工程までは鋼が比較的軟らかく、高周波焼入れにより、所望の硬さとなることが好ましい。このような優れた加工性を実現するためには、Ｍｎの含有量を０．４０〜１．５％とすることが好ましく、０．４５〜１．０％とすることが更に好ましい。
Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼材の強度向上元素であって、要求強度に応じてその含有量が調節される。従って、この作用を有効ならしめるために０．２０％以上の含有量を確保する必要がある。但し、Ｍｎ含有量が２．０％超では、焼入性が向上し過ぎて、素材製造時にベイナイト組織あるいは島状マルテンサイト組織の生成が促進され、加工性が低下するようになる。したがって、Ｍｎの範囲は、０．２０％以上２．０％以下である。
本実施形態の鋼を切削して部品形状をつくり、その後、高周波焼入する場合、切削工程までは鋼が比較的軟らかく、高周波焼入れにより、所望の硬さとなることが好ましい。このような優れた加工性を実現するためには、Ｍｎの含有量を０．４０〜１．５％とすることが好ましく、０．４５〜１．０％とすることが更に好ましい。
Ｓ：０．００２％以上０．１％以下
Ｓは、最低限の被削性を確保するために０．００２％以上は必要である。一方、Ｓが０．１％超で含有する場合、靭性や疲労強度の劣化をもたらす。したがって、Ｓは０．００２％以上０．１％以下とする。歯車の用途で用いる場合、Ｓ含有量は、好ましくは０．００５〜０．０６％であり、更に好ましくは０．０１〜０．０５％である。
Ｓは、最低限の被削性を確保するために０．００２％以上は必要である。一方、Ｓが０．１％超で含有する場合、靭性や疲労強度の劣化をもたらす。したがって、Ｓは０．００２％以上０．１％以下とする。歯車の用途で用いる場合、Ｓ含有量は、好ましくは０．００５〜０．０６％であり、更に好ましくは０．０１〜０．０５％である。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、硬化層の靭性を劣化させる。特にＰ含有量が０．０３０％超では、著しい靭性の劣化をもたらすようになるので、Ｐ含有量は０．０３０％以下と定める。Ｐ含有量は、好ましくは０．０００１％〜０．０３０％であり、更に好ましくは０．０００１％〜０．０２０％に調整するのが良い。
Ｐは、硬化層の靭性を劣化させる。特にＰ含有量が０．０３０％超では、著しい靭性の劣化をもたらすようになるので、Ｐ含有量は０．０３０％以下と定める。Ｐ含有量は、好ましくは０．０００１％〜０．０３０％であり、更に好ましくは０．０００１％〜０．０２０％に調整するのが良い。
Ｎ：０．０３５％以下
０．０３５％超のＮの添加は、熱間脆性を著しく劣化させ、圧延鋼材の製造が極めて困難になる。したがって、Ｎは０．０３５％以下に制限する。
また、Ｎは、Ａｌと反応して、ＡｌＮを生成し、結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。一般に、高周波加熱は通常の熱処理炉での加熱とは異なり、加熱時間が極めて短時間なため、それ程大きな結晶粒は生成し難い。しかし、結晶粒の微細化を積極的に図りたい場合には、Ｎ含有量を０．０００１％〜０．０３５％とすることが好ましく、更に好ましくは０．００１％〜０．０１５％程度の量のＮを添加することが良い。０．００２％〜０．００７％程度の量にすれば、なお好ましい。
０．０３５％超のＮの添加は、熱間脆性を著しく劣化させ、圧延鋼材の製造が極めて困難になる。したがって、Ｎは０．０３５％以下に制限する。
また、Ｎは、Ａｌと反応して、ＡｌＮを生成し、結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。一般に、高周波加熱は通常の熱処理炉での加熱とは異なり、加熱時間が極めて短時間なため、それ程大きな結晶粒は生成し難い。しかし、結晶粒の微細化を積極的に図りたい場合には、Ｎ含有量を０．０００１％〜０．０３５％とすることが好ましく、更に好ましくは０．００１％〜０．０１５％程度の量のＮを添加することが良い。０．００２％〜０．００７％程度の量にすれば、なお好ましい。
本発明の鋼では、必要に応じて、以下に示す元素を更に含むことが好ましい。
Ｂ：０．０００４％以上０．００５％以下
Ｂは、ふたつの点で重要な元素である。ひとつは、鋼に焼入性を付与する作用である。Ｂは０．０００４％以上あれば、オーステナイト粒界に十分に偏析し、焼入性が発現する。微量で焼入性が得られ、かつ安価な点で有用である。もうひとつは、結晶粒界の強度を高める作用である。表層を高周波焼入により硬化すると、脆化し、結晶粒界で破壊する。Ｂはこれを抑制する作用がある。この場合もオーステナイト粒界に十分に偏析することが必要であるため、０．０００４％以上の添加が必要となる。０．００５％超の添加は、かえって鋼材を脆くする。したがって、Ｂは０．０００４％以上０．００５％以下とする。
特に、本発明の鋼では、Ａｌ含有量が０．１％超であるため、ＢＮが生成しにくく、上記したＢの作用効果が得られやすい。
Ｂ含有量は、好ましくは、０．０００５〜０．００４％であり、更に好ましくは０．００１〜０．００３５％である。この場合、焼入性にも優れ、機械特性も優れた鋼ができる。
Ｂ：０．０００４％以上０．００５％以下
Ｂは、ふたつの点で重要な元素である。ひとつは、鋼に焼入性を付与する作用である。Ｂは０．０００４％以上あれば、オーステナイト粒界に十分に偏析し、焼入性が発現する。微量で焼入性が得られ、かつ安価な点で有用である。もうひとつは、結晶粒界の強度を高める作用である。表層を高周波焼入により硬化すると、脆化し、結晶粒界で破壊する。Ｂはこれを抑制する作用がある。この場合もオーステナイト粒界に十分に偏析することが必要であるため、０．０００４％以上の添加が必要となる。０．００５％超の添加は、かえって鋼材を脆くする。したがって、Ｂは０．０００４％以上０．００５％以下とする。
特に、本発明の鋼では、Ａｌ含有量が０．１％超であるため、ＢＮが生成しにくく、上記したＢの作用効果が得られやすい。
Ｂ含有量は、好ましくは、０．０００５〜０．００４％であり、更に好ましくは０．００１〜０．００３５％である。この場合、焼入性にも優れ、機械特性も優れた鋼ができる。
Ｔｉ：０．００４％以上０．１０％以下
Ｔｉは、ふたつの点で重要な元素である。ひとつは、高周波加熱後の結晶粒径を微細化する作用である。もうひとつは、ＮをＴｉＮとして析出させることによって、ＢＮ生成による固溶Ｂ量の減少を抑制する働きである。通常、後者の目的では、Ｔｉの添加量はＮ量の３．４３倍を必要とするが、本発明の鋼では、Ａｌを多く含有しているため、それほどのＴｉ量は必要がない。Ｔｉ含有量が０．００４％未満では、両者の効果が小さい。一方、Ｔｉ含有量が０．１０％超では、粗大なＴｉ介在物が生成し、疲労破壊の起点になる。したがって、Ｔｉ含有量は、０．００４％以上０．１０％以下とする。
Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．００５〜０．０８％であり、更に好ましくは０．０１〜０．０３％である。この場合、固溶Ｂの焼入性を有効に活用でき、結晶粒微細化もできる。
Ｔｉは、ふたつの点で重要な元素である。ひとつは、高周波加熱後の結晶粒径を微細化する作用である。もうひとつは、ＮをＴｉＮとして析出させることによって、ＢＮ生成による固溶Ｂ量の減少を抑制する働きである。通常、後者の目的では、Ｔｉの添加量はＮ量の３．４３倍を必要とするが、本発明の鋼では、Ａｌを多く含有しているため、それほどのＴｉ量は必要がない。Ｔｉ含有量が０．００４％未満では、両者の効果が小さい。一方、Ｔｉ含有量が０．１０％超では、粗大なＴｉ介在物が生成し、疲労破壊の起点になる。したがって、Ｔｉ含有量は、０．００４％以上０．１０％以下とする。
Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．００５〜０．０８％であり、更に好ましくは０．０１〜０．０３％である。この場合、固溶Ｂの焼入性を有効に活用でき、結晶粒微細化もできる。
Ｃｒ：０．０５％以上１．５０％以下およびＭｏ：０．０５％以上０．６％以下からなる群から選択された１種または２種
ＣｒとＭｏは、鋼材の強度向上元素であって、要求強度および部品の大きさに応じて所定量含有してもよい。
但し、Ｃｒ含有量が０．０５％未満では、前記作用による所望の効果を得ることができない。一方、Ｃｒ含有量が１．５０％超では、焼入性が向上し過ぎて、素材（鋼）の製造時にベイナイト組織あるいは島状マルテンサイト組織の生成が促進され、加工性が低下するようになる。従って、添加する際は０．０５％以上１．５０％以下とする。ただし、高周波加熱時にセメンタイトを容易に溶解させ、固溶Ｃを均一にする必要がある場合には、Ｃｒ含有量を０．０５％以上０．２％以下にすることが好ましい。
Ｍｏは、０．０５％未満では効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．６％超では、焼入性が向上し過ぎて、素材（鋼）の製造時にベイナイト組織あるいは島状マルテンサイト組織の生成が促進され、加工性が低下するようになる。従って、添加する際は０．０５％以上０．６％以下とする。
鋼材の強度を向上させるという目的の場合、ＣｒとＭｏは共通の作用があるので、いずれか１種または２種を添加すればよい。
ＣｒとＭｏは、鋼材の強度向上元素であって、要求強度および部品の大きさに応じて所定量含有してもよい。
但し、Ｃｒ含有量が０．０５％未満では、前記作用による所望の効果を得ることができない。一方、Ｃｒ含有量が１．５０％超では、焼入性が向上し過ぎて、素材（鋼）の製造時にベイナイト組織あるいは島状マルテンサイト組織の生成が促進され、加工性が低下するようになる。従って、添加する際は０．０５％以上１．５０％以下とする。ただし、高周波加熱時にセメンタイトを容易に溶解させ、固溶Ｃを均一にする必要がある場合には、Ｃｒ含有量を０．０５％以上０．２％以下にすることが好ましい。
Ｍｏは、０．０５％未満では効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．６％超では、焼入性が向上し過ぎて、素材（鋼）の製造時にベイナイト組織あるいは島状マルテンサイト組織の生成が促進され、加工性が低下するようになる。従って、添加する際は０．０５％以上０．６％以下とする。
鋼材の強度を向上させるという目的の場合、ＣｒとＭｏは共通の作用があるので、いずれか１種または２種を添加すればよい。
Ｎｂ：０．００５％以上０．２％以下、およびＶ：０．０１％以上１．０％以下からなる群から選択された１種または２種
ＮｂとＶは、鋼中で炭窒化物を析出することにより結晶粒界をピン止めし、結晶粒を微細化させる。その結果、結晶粒界の強度を高める。
Ｎｂが０．００５％未満では、析出量が少ないために粒成長の抑制力が足りない、一方、Ｎｂが０．２％超では、鋼の熱間脆性が増し、製造が困難となる。したがって、Ｎｂは０．００５％以上０．２％以下とする。
Ｖが０．０１％未満では、析出量が少ないために粒成長の抑制力が足りない。一方、Ｖが１．０％超では、鋼の熱間脆性が増し、製造が困難となる。したがって、Ｖは０．０１％以上１．０％以下とする。
ＮｂとＶは、同様の働きをする元素であるので、いずれか１種または２種を添加すればよい。
ＮｂとＶは、鋼中で炭窒化物を析出することにより結晶粒界をピン止めし、結晶粒を微細化させる。その結果、結晶粒界の強度を高める。
Ｎｂが０．００５％未満では、析出量が少ないために粒成長の抑制力が足りない、一方、Ｎｂが０．２％超では、鋼の熱間脆性が増し、製造が困難となる。したがって、Ｎｂは０．００５％以上０．２％以下とする。
Ｖが０．０１％未満では、析出量が少ないために粒成長の抑制力が足りない。一方、Ｖが１．０％超では、鋼の熱間脆性が増し、製造が困難となる。したがって、Ｖは０．０１％以上１．０％以下とする。
ＮｂとＶは、同様の働きをする元素であるので、いずれか１種または２種を添加すればよい。
Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下およびＣｕ：０．０１％以上２．０％以下からなる群から選択された１種または２種
ＮｉもＣｕも鋼の鋼材の強度向上元素であって、要求強度および部品の大きさに応じて所定量添加してもよい。
但し、Ｎｉ含有量が０．０５％未満では、前記作用による所望の効果を得ることができない。一方、Ｎｉ含有量が２．０％超では、焼入性が向上し過ぎて、素材（鋼）の製造時にベイナイト組織あるいは島状マルテンサイト組織の生成が促進され、加工性が低下するようになる。従って、Ｎｉは０．０５％以上２．０％以下とする。
Ｃｕ含有量が０．０１％未満では、前記作用による所望の効果を得ることができない。一方、Ｃｕ含有量が２．０％超では、焼入性が向上し過ぎて、素材（鋼）の製造時にベイナイト組織あるいは島状マルテンサイト組織の生成が促進され、加工性が低下するようになる。従って、Ｃｕは０．０１％以上２．０％以下とする。なお、Ｃｕは熱間脆性を起す弊害もあるので、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｕの１／２程度の量のＮｉを同時に添加することが好ましい。
ＮｉもＣｕも鋼の鋼材の強度向上元素であって、要求強度および部品の大きさに応じて所定量添加してもよい。
但し、Ｎｉ含有量が０．０５％未満では、前記作用による所望の効果を得ることができない。一方、Ｎｉ含有量が２．０％超では、焼入性が向上し過ぎて、素材（鋼）の製造時にベイナイト組織あるいは島状マルテンサイト組織の生成が促進され、加工性が低下するようになる。従って、Ｎｉは０．０５％以上２．０％以下とする。
Ｃｕ含有量が０．０１％未満では、前記作用による所望の効果を得ることができない。一方、Ｃｕ含有量が２．０％超では、焼入性が向上し過ぎて、素材（鋼）の製造時にベイナイト組織あるいは島状マルテンサイト組織の生成が促進され、加工性が低下するようになる。従って、Ｃｕは０．０１％以上２．０％以下とする。なお、Ｃｕは熱間脆性を起す弊害もあるので、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｕの１／２程度の量のＮｉを同時に添加することが好ましい。
さらに被削性を向上させる場合には、上記各成分に加えて、Ｓｂ：０．０００５％〜０．０１５０％、Ｓｎ：０．００５％〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５％〜０．５％、Ｔｅ：０．０００３％〜０．２％、Ｂｉ：０．００５％〜０．５％及びＰｂ：０．００５％〜０．５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を添加することができる。
Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％以下
Ｓｂは、フェライトを適度に脆化し被削性を向上させる。Ｓｂ含有量が０．０００５％未満では、効果は認められない。またＳｂ含有量が０．０１５０％を超えると、Ｓｂのマクロ偏析が過多となり、鋼の製造が困難になる。よってＳｂを添加する場合は、その含有量を０．０００５％以上０．０１５０％以下とする。
Ｓｂは、フェライトを適度に脆化し被削性を向上させる。Ｓｂ含有量が０．０００５％未満では、効果は認められない。またＳｂ含有量が０．０１５０％を超えると、Ｓｂのマクロ偏析が過多となり、鋼の製造が困難になる。よってＳｂを添加する場合は、その含有量を０．０００５％以上０．０１５０％以下とする。
Ｓｎ：０．００５％以上２．０％以下
Ｓｎは、フェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、表面粗さを向上させる効果がある。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．００５％未満の場合、その効果は認められない。また、Ｓｎ含有量が２．０％超の場合、鋼の製造が困難になる。したがって、Ｓｎを添加する場合は、その含有量を０．００５％以上２．０％以下とする。
Ｓｎは、フェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、表面粗さを向上させる効果がある。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．００５％未満の場合、その効果は認められない。また、Ｓｎ含有量が２．０％超の場合、鋼の製造が困難になる。したがって、Ｓｎを添加する場合は、その含有量を０．００５％以上２．０％以下とする。
Ｚｎ：０．０００５以上０．５％以下
Ｚｎは、フェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、表面粗さを向上させる効果がある。しかしながら、Ｚｎ含有量が０．０００５％未満の場合、その効果は認められない。また、Ｚｎ含有量が０．５％超の場合、鋼の製造が困難になる。よって、Ｚｎを添加する場合は、その含有量を０．０００５％以上０．５％以下とする。
Ｚｎは、フェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、表面粗さを向上させる効果がある。しかしながら、Ｚｎ含有量が０．０００５％未満の場合、その効果は認められない。また、Ｚｎ含有量が０．５％超の場合、鋼の製造が困難になる。よって、Ｚｎを添加する場合は、その含有量を０．０００５％以上０．５％以下とする。
Ｔｅ：０．０００３以上０．２％以下
Ｔｅは、被削性向上元素である。また、ＭｎＴｅを生成したり、ＭｎＳと共存することでＭｎＳの変形能を低下させ、ＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。このように、Ｔｅは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｔｅ含有量が０．０００３％未満の場合、これらの効果は認められない。また、Ｔｅ含有量が０．２％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となる。よって、Ｔｅを添加する場合は、その含有量を０．０００３％以上０．２％以下とする。
Ｔｅは、被削性向上元素である。また、ＭｎＴｅを生成したり、ＭｎＳと共存することでＭｎＳの変形能を低下させ、ＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。このように、Ｔｅは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｔｅ含有量が０．０００３％未満の場合、これらの効果は認められない。また、Ｔｅ含有量が０．２％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となる。よって、Ｔｅを添加する場合は、その含有量を０．０００３％以上０．２％以下とする。
Ｂｉ：０．００５以上０．５％以下
Ｂｉは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が得られない。また、Ｂｉ含有量が０．５％超の場合、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となる。よって、Ｂｉを添加する場合は、その含有量を０．００５％以上０．５％以下とする。
Ｂｉは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が得られない。また、Ｂｉ含有量が０．５％超の場合、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となる。よって、Ｂｉを添加する場合は、その含有量を０．００５％以上０．５％以下とする。
Ｐｂ：０．００５以上０．５％以下
Ｐｂは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が認められない。また、Ｐｂ含有量が０．５％超の場合、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となる。よって、Ｐｂを添加する場合は、その含有量を０．００５％以上０．５％以下とする。
Ｐｂは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が認められない。また、Ｐｂ含有量が０．５％超の場合、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となる。よって、Ｐｂを添加する場合は、その含有量を０．００５％以上０．５％以下とする。
さらにＭｎＳを形態制御する場合には、Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．００３％以下、Ｚｒ：０．０００３％以上０．００５％以下、及びＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５％以下からなる群から選択された１種または２種以上を添加することができる。
Ｍｇ：０．０００２〜０．００３％
鋼部品中に存在する伸長したＭｎＳは、鋼部品の機械特性に異方性を与えたり、金属疲労の破壊起点になるという欠点がある。部品によっては、疲労強度を極度に要求される場合があり、この場合には、ＭｎＳの形態を制御するため、Ｍｇの添加が有効である。Ｍｇは、鋼中で（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを生成し、硬質になるため、圧延中に延伸しないことから形態制御できる。ＭｎＳを形態制御するためには、Ｍｇは少なくとも０．０００２％含有する必要がある。一方、Ｍｇ含有量が０．００３％超では、酸化物を粗大化させ、かえって疲労強度を劣化させる。よって、Ｍｇを添加する場合は、その含有量を０．０００２〜０．００３％とする。
鋼部品中に存在する伸長したＭｎＳは、鋼部品の機械特性に異方性を与えたり、金属疲労の破壊起点になるという欠点がある。部品によっては、疲労強度を極度に要求される場合があり、この場合には、ＭｎＳの形態を制御するため、Ｍｇの添加が有効である。Ｍｇは、鋼中で（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを生成し、硬質になるため、圧延中に延伸しないことから形態制御できる。ＭｎＳを形態制御するためには、Ｍｇは少なくとも０．０００２％含有する必要がある。一方、Ｍｇ含有量が０．００３％超では、酸化物を粗大化させ、かえって疲労強度を劣化させる。よって、Ｍｇを添加する場合は、その含有量を０．０００２〜０．００３％とする。
Ｃａ：０．０００３〜０．００３％
ＣａもＭｎＳを形態制御するのに役立つ元素である。Ｃａは、鋼中で（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓを生成し、硬質になるため、圧延中に延伸しないことから形態制御できる。ＭｎＳを形態制御するためには、Ｃａは少なくとも０．０００３％含有する必要がある。一方、Ｃａ含有量が０．００３％超では、酸化物を粗大化させ、かえって疲労強度を劣化させる。よって、Ｃａを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．００３％とする。
ＣａもＭｎＳを形態制御するのに役立つ元素である。Ｃａは、鋼中で（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓを生成し、硬質になるため、圧延中に延伸しないことから形態制御できる。ＭｎＳを形態制御するためには、Ｃａは少なくとも０．０００３％含有する必要がある。一方、Ｃａ含有量が０．００３％超では、酸化物を粗大化させ、かえって疲労強度を劣化させる。よって、Ｃａを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．００３％とする。
Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％
ＺｒもＭｎＳを形態制御するのに有効な元素である。Ｚｒは、鋼中で（Ｚｒ，Ｍｎ）Ｓを生成し、硬質になるため、圧延中に延伸しないことから形態制御できる。ＭｎＳを形態制御するためには、Ｚｒは少なくとも０．０００３％含有する必要がある。一方、Ｚｒ含有量が０．００５％超では、酸化物を粗大化させ、かえって疲労強度を劣化させる。よって、Ｚｒを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．００５％とする。
ＺｒもＭｎＳを形態制御するのに有効な元素である。Ｚｒは、鋼中で（Ｚｒ，Ｍｎ）Ｓを生成し、硬質になるため、圧延中に延伸しないことから形態制御できる。ＭｎＳを形態制御するためには、Ｚｒは少なくとも０．０００３％含有する必要がある。一方、Ｚｒ含有量が０．００５％超では、酸化物を粗大化させ、かえって疲労強度を劣化させる。よって、Ｚｒを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．００５％とする。
ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５％
ＲＥＭもまたＭｎＳを形態制御するのに効果的な元素である。ＲＥＭは、鋼中で（ＲＥＭ，Ｍｎ）Ｓを生成し、硬質になるため、圧延中に延伸しないことから形態制御できる。ＭｎＳを形態制御するためには、ＲＥＭは少なくとも０．０００３％含有する必要がある。一方、ＲＥＭ含有量が０．００５％超では、酸化物を粗大化させ、かえって疲労強度を劣化させる。よって、ＲＥＭを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．００５％とする。
なお、ＲＥＭは、希土類金属元素を示し、Sc，Y，La，Ce，Pr，Nd，Pm，Sm，Eu，Gd，Tb，Dy，Ho，Er，Tm，Yb，及びLuから選択される１種以上である。
ＲＥＭもまたＭｎＳを形態制御するのに効果的な元素である。ＲＥＭは、鋼中で（ＲＥＭ，Ｍｎ）Ｓを生成し、硬質になるため、圧延中に延伸しないことから形態制御できる。ＭｎＳを形態制御するためには、ＲＥＭは少なくとも０．０００３％含有する必要がある。一方、ＲＥＭ含有量が０．００５％超では、酸化物を粗大化させ、かえって疲労強度を劣化させる。よって、ＲＥＭを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．００５％とする。
なお、ＲＥＭは、希土類金属元素を示し、Sc，Y，La，Ce，Pr，Nd，Pm，Sm，Eu，Gd，Tb，Dy，Ho，Er，Tm，Yb，及びLuから選択される１種以上である。
本発明の鋼は、上述した成分を有していれば、上述した作用効果を達成できる。このため、本発明の鋼は、製造条件は特に限定されず、通常の方法により製造される。通常、本発明の鋼は、成分調整されたスラブを熱間圧延又は冷間圧延して得られた圧延材である。
本発明の鋼は、被削性に極めて優れた鋼であるが、実施にあたっての工程（この鋼を用いて部品などの製品を作製する工程）は、圧延材（本発明の鋼）を切削して部品形状をつくり、次いで高周波焼入する場合、圧延材を鍛造してから、切削して部品形状をつくり、次いで高周波焼入する場合、さらに切削前に焼鈍を行う場合なども勿論可能である。また、高周波焼入する前に軟窒化することで高周波焼入後の表層硬さをさらに高めることも可能であり、そのような工程にも本発明の鋼を適用できる。また、前記した複数の工程と組み合わせて部品を製造できる鋼でもある。
以下に本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、これらの実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前記、後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
以下、実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。
表２〜４に示す鋼を溶解、圧延し、５０φの棒鋼を作製した。
以下、実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。
表２〜４に示す鋼を溶解、圧延し、５０φの棒鋼を作製した。
圧延後の鋼材を切断し、横断面を研磨後、表面から１２．５ｍｍ深さの位置において荷重１０ｋｇでビッカース硬さを３点測定し平均硬さを求めた。
一方で、これらの素材（圧延後の鋼材）から４５φ×１５ｍｍの円盤試料を作製した。これらの円盤試料に対し、表１に示す条件で被削性試験を行った。前述したように、ドリルによる穴の総深さが１０００ｍｍに達する最大の切削速度（ｍ／ｍｉｎ）を求め、被削性を評価した。これは工具寿命を評価する試験である。
一方、これらの素材から１７．５φ×５２．５ｍｍの円柱試料を作製した。これらの円柱試料に対して、硬化層深さが２ｍｍになる条件にて高周波焼入を行った。その後、横断面を切断、研磨し、表層から０．５ｍｍ部位に３００ｇの荷重でビッカース硬さを１０点測定し、表層硬さの平均値を求めた。これは、特に歯車などの各種部品に使われる場合に、高周波焼入れ用鋼の強度を評価する指標である。
試験によって得られた圧延鋼材の平均硬さ、工具寿命および高周波焼入後の表層平均硬さの結果を表５，６に示す。
一方で、これらの素材（圧延後の鋼材）から４５φ×１５ｍｍの円盤試料を作製した。これらの円盤試料に対し、表１に示す条件で被削性試験を行った。前述したように、ドリルによる穴の総深さが１０００ｍｍに達する最大の切削速度（ｍ／ｍｉｎ）を求め、被削性を評価した。これは工具寿命を評価する試験である。
一方、これらの素材から１７．５φ×５２．５ｍｍの円柱試料を作製した。これらの円柱試料に対して、硬化層深さが２ｍｍになる条件にて高周波焼入を行った。その後、横断面を切断、研磨し、表層から０．５ｍｍ部位に３００ｇの荷重でビッカース硬さを１０点測定し、表層硬さの平均値を求めた。これは、特に歯車などの各種部品に使われる場合に、高周波焼入れ用鋼の強度を評価する指標である。
試験によって得られた圧延鋼材の平均硬さ、工具寿命および高周波焼入後の表層平均硬さの結果を表５，６に示す。
本発明例と比較例の試験結果を圧延鋼材の硬さ水準ごとに比較する。これは被削性が硬さの影響を受けるので、ほぼ同様の硬さの鋼材で比較しなければ意味がないからである。試料番号（試番）の数字が同一のものは、圧延鋼材の硬さ水準が同一のものであることを意味する。
試番１Ａ，１Ｂは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１Ｃ，１Ｄは比較例である。試番１Ｃは、Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が低下した例である。試番１Ｄは、Ａｌ量が本発明範囲内であるので工具寿命は優れるが、Ｃ量が本発明範囲を下回ったため、高周波焼入後の表層硬さが低くなった例である。
試番２Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＰｂも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番２Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番３Ａ，３Ｂ，３Ｃ，３Ｄは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番３Ｅは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番４Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＳｂも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番４Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番５Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＢｉも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番５Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番６Ａは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番６Ｂ比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番７Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＳｎも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番７Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番８Ａ，８Ｂ，８Ｃ，８Ｄ，８Ｅ，８Ｆ，８Ｇ，８Ｈは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番８ｉは比較例である。Ａｌ量が本発明を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。試番８Ｊは比較例である。Ａｌ量が本発明を上回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番９Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＺｎも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番９Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１０Ａ，１０Ｂ，１０Ｃは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１０Ｄは比較例である。Ａｌ量が本発明を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１１Ａ，１１Ｂ，１１Ｃ，１１Ｄ，１１Ｅ，１１Ｆ，１１Ｇは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であるので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１１Ｈは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１２Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＴｅも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１２Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１３Ａ，１３Ｂ，１３Ｃは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１３Ｄは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。試番１３Ｅは比較例である。Ｓｉが本発明範囲を超えて含まれるため、硬質介在物が増え、工具寿命が劣化した例である。
試番１４は、比較例である。Ｃが本発明範囲を超えて含有されたため、靭性が劣化し、圧延後置き割れが発生した例である。
試番１Ａ，１Ｂは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１Ｃ，１Ｄは比較例である。試番１Ｃは、Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が低下した例である。試番１Ｄは、Ａｌ量が本発明範囲内であるので工具寿命は優れるが、Ｃ量が本発明範囲を下回ったため、高周波焼入後の表層硬さが低くなった例である。
試番２Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＰｂも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番２Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番３Ａ，３Ｂ，３Ｃ，３Ｄは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番３Ｅは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番４Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＳｂも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番４Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番５Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＢｉも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番５Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番６Ａは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番６Ｂ比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番７Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＳｎも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番７Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番８Ａ，８Ｂ，８Ｃ，８Ｄ，８Ｅ，８Ｆ，８Ｇ，８Ｈは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番８ｉは比較例である。Ａｌ量が本発明を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。試番８Ｊは比較例である。Ａｌ量が本発明を上回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番９Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＺｎも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番９Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１０Ａ，１０Ｂ，１０Ｃは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１０Ｄは比較例である。Ａｌ量が本発明を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１１Ａ，１１Ｂ，１１Ｃ，１１Ｄ，１１Ｅ，１１Ｆ，１１Ｇは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であるので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１１Ｈは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１２Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＴｅも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１２Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１３Ａ，１３Ｂ，１３Ｃは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１３Ｄは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。試番１３Ｅは比較例である。Ｓｉが本発明範囲を超えて含まれるため、硬質介在物が増え、工具寿命が劣化した例である。
試番１４は、比較例である。Ｃが本発明範囲を超えて含有されたため、靭性が劣化し、圧延後置き割れが発生した例である。
本発明の高周波焼入れ用鋼は、鋼に切削などの加工処理を施し、次いで高周波焼入れする部品などの製品の製造工程に素材として適用される鋼として、好適に利用できる。特に歯車や自動車用のＣＶＴやＣＶＪなどに使用される部品を高周波焼入れして製造するための鋼として好適に適用できる。
本発明の高周波焼入れ用鋼は、質量％で、Ｃ：０．４０％以上０．７５％以下、Ｓｉ：０．４５％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．２０以上２．０％以下、Ｓ：０．００２％以上０．１％以下、Ａｌ：０．１０％超３．０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、及びＮ：０．０３５％以下を含有し、残部としてＦｅおよび不可避不純物を含み、下記式（１）を満たす。
［％Ａｌ］−（２７／１４）×［％Ｎ］−０．００１＞０・１０％ ・・・ （１）
［但し、式（１）において、［％Ａｌ］は鋼中のＡｌ含有量（質量％）であり、［％Ｎ］は鋼中のＮ含有量（質量％）である。]
［％Ａｌ］−（２７／１４）×［％Ｎ］−０．００１＞０・１０％ ・・・ （１）
［但し、式（１）において、［％Ａｌ］は鋼中のＡｌ含有量（質量％）であり、［％Ｎ］は鋼中のＮ含有量（質量％）である。]
また、Ａｌは、通常、脱酸材として機能し、その結果、約０．００１〜０．００２％のＡｌ２Ｏ３が鋼中に残留する。ここで、Ａｌ２Ｏ３となるＡｌは、２７×２/（２７×２＋１６×３）である。残りのＡｌの一部はＮと結合し、ＡｌＮとなる。ＡｌＮとなったＡｌは、固溶し難く、空気中の酸素、切削油中に含有する酸素、あるいはハイスドリル表面のホモ処理膜（Ｆｅ３Ｏ４）中の酸素と反応し難いと考えられる。
従って、固溶Ａｌの含有量（ＡｌＮを除くＡｌ量）が０．１％超であることが好ましい。このため、以下の関係式を満たすことが必要である。
［％Ａｌ］―（２７／１４）×［％Ｎ］―０．００１＞０．１０％
ここで、式中、［ ］は、元素の含有量（質量％）を意味する。また、上記式は、鋼を製造する際に熱処理などを行い、鋼中のＮが全てＡｌと結合していると仮定して得られる式であり、［％Ｎ］の係数の（２７／１４）は、Ａｌの原子量（２７）とＮの原子量（１４）の比である。
従って、固溶Ａｌの含有量（ＡｌＮを除くＡｌ量）が０．１％超であることが好ましい。このため、以下の関係式を満たすことが必要である。
［％Ａｌ］―（２７／１４）×［％Ｎ］―０．００１＞０．１０％
ここで、式中、［ ］は、元素の含有量（質量％）を意味する。また、上記式は、鋼を製造する際に熱処理などを行い、鋼中のＮが全てＡｌと結合していると仮定して得られる式であり、［％Ｎ］の係数の（２７／１４）は、Ａｌの原子量（２７）とＮの原子量（１４）の比である。
Ｓｉ：０．４５％以上３．０％以下
Ｓｉは、製鋼時の脱酸材として含有させるとともに鋼材の強度向上元素であり、要求強度に応じてその含有量を調節される。但し、Ｓｉ含有量は脱酸作用を有効ならしめるためには０．００２％以上の含有量が必要であるが、本発明は、実施例における表２中の発明例２ＡのＳｉ含有量が０．４５％であることを理由に、Ｓｉ含有量の下限を０．４５％とする。一方、３．０％超では鋼材の靭性、延性が低くなると同時に、鋼中に硬質介在物が多数生成し、鋼材の被削性も低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．４５％以上３．０％以下と定める。Ｓｉ量の好ましい範囲は０．５％以上２．２％以下である。Ｓｉ量は０．６％以上２．１％以下にすると、強度に優れる。Ｓｉ量は０．８％以上２．０％以下にすると、さらに強度に優れる。
Ｓｉは、製鋼時の脱酸材として含有させるとともに鋼材の強度向上元素であり、要求強度に応じてその含有量を調節される。但し、Ｓｉ含有量は脱酸作用を有効ならしめるためには０．００２％以上の含有量が必要であるが、本発明は、実施例における表２中の発明例２ＡのＳｉ含有量が０．４５％であることを理由に、Ｓｉ含有量の下限を０．４５％とする。一方、３．０％超では鋼材の靭性、延性が低くなると同時に、鋼中に硬質介在物が多数生成し、鋼材の被削性も低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．４５％以上３．０％以下と定める。Ｓｉ量の好ましい範囲は０．５％以上２．２％以下である。Ｓｉ量は０．６％以上２．１％以下にすると、強度に優れる。Ｓｉ量は０．８％以上２．０％以下にすると、さらに強度に優れる。
本発明例と比較例の試験結果を圧延鋼材の硬さ水準ごとに比較する。これは被削性が硬さの影響を受けるので、ほぼ同様の硬さの鋼材で比較しなければ意味がないからである。試料番号（試番）の数字が同一のものは、圧延鋼材の硬さ水準が同一のものであることを意味する。
試番１Ａ，１Ｂは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１Ｃ，１Ｄは比較例である。試番１Ｃは、Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が低下した例である。試番１Ｄは、Ａｌ量が本発明範囲内であるので工具寿命は優れるが、Ｃ量が本発明範囲を下回ったため、高周波焼入後の表層硬さが低くなった例である。
試番２Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＰｂも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番２Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番３Ｄは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番３Ｅは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番４Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＳｂも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番４Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番５Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番６Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番７Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番８Ｂ，８Ｄ，８Ｅ，８Ｇ，８Ｈは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番８ｉは比較例である。Ａｌ量が本発明を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。試番８Ｊは比較例である。Ａｌ量が本発明を上回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番９Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＺｎも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番９Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１０Ａ，１０Ｂ，１０Ｃは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１０Ｄは比較例である。Ａｌ量が本発明を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１１Ａ，１１Ｂ，１１Ｃ，１１Ｄ，１１Ｅ，１１Ｆ，１１Ｇは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であるので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１１Ｈは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１２Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＴｅも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１２Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１３Ａ，１３Ｂは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１３Ｄは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。試番１３Ｅは比較例である。Ｓｉが本発明範囲を超えて含まれるため、硬質介在物が増え、工具寿命が劣化した例である。
試番１４は、比較例である。Ｃが本発明範囲を超えて含有されたため、靭性が劣化し、圧延後置き割れが発生した例である。
なお、表２〜表６に示す発明例はいずれも、〔［％Ａｌ］−（２７／１４）×［％Ｎ］−０．００１＞０．１０％〕の関係式を満足している。
試番１Ａ，１Ｂは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１Ｃ，１Ｄは比較例である。試番１Ｃは、Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が低下した例である。試番１Ｄは、Ａｌ量が本発明範囲内であるので工具寿命は優れるが、Ｃ量が本発明範囲を下回ったため、高周波焼入後の表層硬さが低くなった例である。
試番２Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＰｂも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番２Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番３Ｄは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番３Ｅは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番４Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＳｂも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番４Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番５Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番６Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番７Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番８Ｂ，８Ｄ，８Ｅ，８Ｇ，８Ｈは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番８ｉは比較例である。Ａｌ量が本発明を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。試番８Ｊは比較例である。Ａｌ量が本発明を上回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番９Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＺｎも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番９Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１０Ａ，１０Ｂ，１０Ｃは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１０Ｄは比較例である。Ａｌ量が本発明を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１１Ａ，１１Ｂ，１１Ｃ，１１Ｄ，１１Ｅ，１１Ｆ，１１Ｇは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であるので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１１Ｈは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１２Ａは本発明例である。Ａｌ量が本発明範囲内であり、かつＴｅも含有するので、工具寿命が優れる。かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１２Ｂは比較例である。Ａｌ量が本発明を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。
試番１３Ａ，１３Ｂは本発明例である。工具寿命が優れ、かつ表層硬さもＨＶ６００以上あり、十分な強度特性をもたらす鋼材である。試番１３Ｄは比較例である。Ａｌ量が本発明範囲を下回ったため、工具寿命が劣化した例である。試番１３Ｅは比較例である。Ｓｉが本発明範囲を超えて含まれるため、硬質介在物が増え、工具寿命が劣化した例である。
試番１４は、比較例である。Ｃが本発明範囲を超えて含有されたため、靭性が劣化し、圧延後置き割れが発生した例である。
なお、表２〜表６に示す発明例はいずれも、〔［％Ａｌ］−（２７／１４）×［％Ｎ］−０．００１＞０．１０％〕の関係式を満足している。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ：０．４０％以上０．７５％以下、
Ｓｉ：０．００２％以上３．０％以下、
Ｍｎ：０．２０以上２．０％以下、
Ｓ：０．００２％以上０．１％以下、
Ａｌ：０．１０％超３．０％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、及び
Ｎ：０．０３５％以下を含有し、
残部としてＦｅおよび不可避不純物を含むことを特徴とする高周波焼入れ用鋼。 - さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００４％以上０．００５％以下を含有することを特徴とする請求項１記載の高周波焼入れ用鋼。 - さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００４％以上０．１０％以下を含有することを特徴とする請求項１記載の高周波焼入れ用鋼。 - さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０５％以上１．５０％以下、及び
Ｍｏ：０．０５％以上０．６％以下からなる群から選択された１種または２種の元素を含有することを特徴とする請求項１記載の高周波焼入れ用鋼。 - さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５％以上０．２％以下、及び
Ｖ：０．０１％以上１．０％以下からなる群から選択された１種または２種の元素を含有することを特徴とする請求項１記載の高周波焼入れ用鋼。 - さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％以下、
Ｓｎ：０．００５％以上２．０％以下、
Ｚｎ：０．０００５％以上０．５％以下、
Ｔｅ：０．０００３％以上０．２％以下、
Ｂｉ：０．００５％以上０．５％以下、及び
Ｐｂ：０．００５％以上０．５％以下からなる群から選択された１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１記載の高周波焼入れ用鋼。 - さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３％以下、
Ｃａ：０．０００３％以上０．００３％以下、
Ｚｒ：０．０００３％以上０．００５％以下、及び
ＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５％以下からなる群から選択された１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１記載の高周波焼入れ用鋼。 - さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下、
およびＣｕ：０．０１％以上２．０％以下からなる群から選択された１種または２種の元素を含有することを特徴とする請求項１記載の高周波焼入れ用鋼。
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