JPWO2014061782A1 - 疲労特性に優れる高周波焼入れ用鋼 - Google Patents
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Abstract
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４５％〜０．８５％、Ｓｉ：０．０１％〜０．８０％、Ｍｎ：０．１％〜１．５％、Ａｌ：０．０１％〜０．０５％、ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０５０％、および、Ｏ：０．０００１％〜０．００３０％を含有し、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎ：０．０１５％以下、Ｐ：０．０３％以下、および、Ｓ：０．０１％以下に制限し、残部が鉄および不純物であり、ＲＥＭ、Ｏ、Ｓ、および、Ａｌを含む介在物であって、前記介在物にＴｉＮが付着した複合介在物を含有し、前記介在物に付着せず独立して存在する最大径１μｍ以上のＴｉＮの個数密度と、最大径１０μｍ以上のＭｎＳの個数密度との合計が５個／ｍｍ２以下であることを特徴とする高周波焼入れ用鋼。
Description
本発明は、非金属介在物を微細分散させた、疲労特性に優れる、高周波焼入れ用鋼に関する。本発明は、特に、ＲＥＭ介在物の生成を制御することにより、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の有害介在物の影響を解消し、良好な疲労特性を有する高周波焼入れ用鋼に関する。
本願は、２０１２年１０月１９日に、日本に出願された特願２０１２−２３２１４１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、２０１２年１０月１９日に、日本に出願された特願２０１２−２３２１４１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
高周波焼入れ用鋼は、各種の産業機械や自動車などに使用される「玉軸受」や「コロ軸受」等の転がり軸受や、歯車等の転動部材に使用される。また、近年、磁気記録媒体であるハードディスク装置に使用されるハードディスク駆動用等の電子機器、家電製品や計器、医療機器等における軸受や、摺動部材としても使用されている。
これらの転動部材や摺動部材に使用される高周波焼入れ用鋼には、優れた疲労特性が要求されている。しかしながら、高周波焼入れ用鋼に含まれる介在物の粗大化と多量化とが、疲労寿命に悪影響を与える。したがって、疲労特性の向上の目的から、介在物はできるだけ微細でかつ少量であることが望まれている。
高周波焼入れ用鋼に含まれる介在物としては、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）等の酸化物、硫化マンガン（ＭｎＳ）等の硫化物、窒化チタン（ＴｉＮ）等の窒化物が知られている。
アルミナ系介在物は、転炉や真空処理容器で精錬された溶鋼中に多量に残る溶存酸素が、酸素と親和力の強いＡｌと結合して生成する。また、取鍋などはアルミナ系耐火物で構築されている場合が多い。したがって、脱酸時、溶鋼と耐火物との反応により、アルミナがＡｌとして溶鋼中に溶出し、再酸化されて、アルミナ系介在物となる。
そこで、アルミナ系介在物の低減・除去は、ＲＨ真空脱ガス装置や粉体吹込み装置などの二次精錬装置を適用して、
（１）断気、スラグ改質などによる再酸化防止、
（２）スラグカットによる混入酸化物系介在物の低減
などを組み合せて行う。
（１）断気、スラグ改質などによる再酸化防止、
（２）スラグカットによる混入酸化物系介在物の低減
などを組み合せて行う。
また、酸可溶Ａｌを０．００５質量％以上含有するＡｌキルド鋼の製造方法において、溶鋼中に、Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭの２種以上とＡｌからなる合金とを投入し、生成する介在物中のＡｌ２Ｏ３を３０質量％〜８５質量％に調整して、アルミナクラスターのないＡｌキルド鋼を製造することが知られている。
例えば、特許文献１に開示されるように、アルミナクラスターの生成を防止するため、ＲＥＭ、Ｍｇ、及び、Ｃａの２種以上を溶鋼に添加して、低融点の介在物を形成する方法が知られている。この方法は、スリバー疵を防止することに有効である。ただし、この方法では、介在物のサイズを、高周波焼入れ用鋼で要求されるレベルまで小さくすることはできない。その理由は、低融点の介在物は、凝集・合体して、より粗大化し易いからである。
ＲＥＭは、介在物を球状化し、疲労特性を向上させる元素である。必要に応じて溶鋼に添加するが、多く入れすぎると、介在物の数が増加し、かえって疲労特性の一つである疲労寿命が低下する。例えば、特許文献２に開示されるように、疲労寿命を低下させないためには、ＲＥＭの含有量を０．０１０質量％以下にする必要があることが知られている。しかし、特許文献２には、疲労寿命低下のメカニズム及び介在物の存在状態については開示されていない。
また、ＭｎＳなどの硫化物は、鍛造などの加工により延伸し、破壊起点となる疲労蓄積源となって、疲労特性を劣化させる。よって、疲労特性を改善するためには、硫化物の数及び大きさを制御する必要がある。
一方、ＲＥＭは、酸素と結合して酸化物を形成するとともに、硫黄と結合して硫化物を形成する。そして、酸素と結合する量以上のＲＥＭが存在すると、硫化物が生成し、介在物サイズが増大して、疲労特性に悪影響を与える。これを防止するため、介在物の大きさを制御する必要がある。
介在物の大きさを制御するには、酸素含有量に見合った量のＲＥＭを添加する必要がある。そのためには、まず酸素含有量を低減させることが有効である。さらに、硫化物も疲労寿命を低下させる介在物の一つであるため、粗大な硫化物、特にＭｎＳの生成の防止が有効である。そのためには、硫黄含有量を低減すること、そのうえで硫黄含有量に見合ったＲＥＭを添加し、酸硫化物を生成させ、ＭｎＳの生成を抑制することが有効である。つまりＲＥＭを酸素および硫黄の両者に見合っただけ添加することが有効である。しかしながら、これらの技術思想は、特許文献２等には何ら開示されていない。
また、硫化物の生成を防止する方法として、Ｃａを添加して脱硫する方法が知られている。しかし、Ｃａ添加は、硫化物の生成を防止するには効果があるが、窒化物であるＴｉＮの生成防止には効果がない。
図２に示すように、ＴｉＮは、非常に硬質で、かつ、尖った形状で鋼中に晶出または析出する。このため、破壊起点となる疲労蓄積源となって、疲労特性に悪影響を与える。例えば、特許文献３に開示されるように、Ｔｉが０．００１質量％を超えると、疲労特性が悪化する。その対策として、Ｔｉを０．００１質量％以下に調整することが重要であるが、Ｔｉは、溶銑やスラグにも含まれており、不純物としての混入は避けられない。したがって、Ｔｉを安定的に所望のレベルまで低減することは難しい。
そこで、Ｔｉ及びＮを、溶鋼段階で低減又は除去することが必要となる。しかしながら、製鋼コストが上昇するので好ましくない。また、Ｃａの添加で形成されるＡｌ−Ｃａ−Ｏ系介在物は、延伸し易く、破壊起点となる疲労蓄積源になり易いという問題を抱えている。
本発明は、従来技術の問題点に鑑み、破壊起点となる疲労蓄積源になり易い、ＴｉＮ、Ａｌ−Ｏ系介在物、Ａｌ−Ｃａ−Ｏ系介在物、及び、ＭｎＳを無害化し、疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼を提供することを目的とする。
本発明の要旨は、次の通りである。
（１）本発明の第一の態様は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４５％〜０．８５％、Ｓｉ：０．０１％〜０．８０％、Ｍｎ：０．１％〜１．５％、Ａｌ：０．０１％〜０．０５％、ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０５０％、及び、Ｏ：０．０００１％〜０．００３０％を含有し、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎ：０．０１５％以下、Ｐ：０．０３％以下、及び、Ｓ：０．０１％以下に制限し、残部が鉄及び不純物であり、ＲＥＭ、Ｏ、Ｓ、及び、Ａｌを含む介在物であって、前記介在物にＴｉＮが付着した複合介在物を含有し、前記介在物に付着せず独立して存在する最大径１μｍ以上のＴｉＮの個数密度と、最大径１０μｍ以上のＭｎＳの個数密度との合計が５個／ｍｍ２以下である高周波焼入れ用鋼である。
（２）本発明の第二の態様は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４５％〜０．８５％、Ｓｉ：０．０１％〜０．８０％、Ｍｎ：０．１％〜１．５％、Ａｌ：０．０１％〜０．０５％、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０５０％、及び、Ｏ：０．０００１％〜０．００３０％を含有し、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎ：０．０１５％以下、Ｐ：０．０３％以下、及び、Ｓ：０．０１％以下、に制限し、残部が鉄及び不純物であり、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ、及び、Ａｌを含む介在物であって、前記介在物にＴｉＮが付着した複合介在物を含有し、前記介在物に付着せず独立して存在する最大径１μｍ以上のＴｉＮの個数密度と、最大径１０μｍ以上のＭｎＳの個数密度との合計が５個／ｍｍ２以下である高周波焼入れ用鋼である。
（３）上記（１）または（２）に記載の高周波焼入れ用鋼は、さらに、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：２．０％以下、Ｖ：０．７０％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｗ：１．００％以下、Ｎｉ：３．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％未満、及び、Ｂ：０．００５０％以下からなる群から選択された１種以上を含有してもよい。
本発明の上記態様によれば、Ａｌ−Ｏ系介在物をＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ系介在物に、又は、Ａｌ−Ｃａ−Ｏ系介在物をＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ系介在物に改質して、酸化物系介在物の延伸や粗大化を防止することができる。さらに、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ系介在物、又は、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ系介在物にＳを固定化して、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物、又は、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物を形成して、粗大ＭｎＳの生成を抑制することができる。また、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物、又は、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物にＴｉＮを付着させて複合介在物を形成し、介在物に付着せずに独立して存在するＴｉＮの個数密度を低減することにより、疲労特性に優れた、特に疲労寿命に優れた高周波焼入れ用鋼を提供することができる。
本発明者らは、従来技術の問題点を解決するため、実験及び検討を鋭意行った。その結果、ＲＥＭの含有量とこれに対するＣａの添加量とを調整するとともに、脱酸プロセスを制御し、
（１）酸化物であるＡｌ−Ｏ系介在物をＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ系介在物に、酸化物であるＡｌ−Ｃａ−Ｏ系介在物をＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ系介在物に改質することで、酸化物系介在物の延伸や、粗大化を防止できること、
（２）酸化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ系介在物、又は、酸化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ系介在物にＳを固定して、酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物、又は、酸硫化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物に改質することで粗大ＭｎＳの生成を抑制できること、
（３）酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物、又は、酸硫化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物にＴｉＮを付着させて、付着せずに独立して存在するＴｉＮの単独の個数密度を低減できること
を見出した。
（１）酸化物であるＡｌ−Ｏ系介在物をＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ系介在物に、酸化物であるＡｌ−Ｃａ−Ｏ系介在物をＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ系介在物に改質することで、酸化物系介在物の延伸や、粗大化を防止できること、
（２）酸化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ系介在物、又は、酸化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ系介在物にＳを固定して、酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物、又は、酸硫化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物に改質することで粗大ＭｎＳの生成を抑制できること、
（３）酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物、又は、酸硫化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物にＴｉＮを付着させて、付着せずに独立して存在するＴｉＮの単独の個数密度を低減できること
を見出した。
以下に、上述の知見に基づきなされた本発明の実施形態に係る高周波焼入れ用鋼とその製造方法とを詳細に説明する。
まず、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼の成分組成とその限定理由について説明する。なお、下記の元素の含有量に関する％は、質量％を意味する。
Ｃ：０．４５％〜０．８５％
Ｃは、高周波焼入れで硬さを確保して、疲労寿命を向上させる元素である。高周波焼入れにより、所要の強度と硬さとを確保するためには、Ｃを０．４５％以上含有させる必要がある。しかし、Ｃ含有量が０．８５％を超えると、硬さが上昇しすぎて、切削時の工具寿命が低下する。また、Ｃ含有量が０．８５％を超えると、硬さが上昇しすぎて、焼割れの原因となる。したがって、Ｃ含有量は、０．４５％〜０．８５％とする。また、Ｃ含有量は、好ましくは、０．４５％超〜０．８５％、より好ましくは０．５０％〜０．８０％である。
Ｃは、高周波焼入れで硬さを確保して、疲労寿命を向上させる元素である。高周波焼入れにより、所要の強度と硬さとを確保するためには、Ｃを０．４５％以上含有させる必要がある。しかし、Ｃ含有量が０．８５％を超えると、硬さが上昇しすぎて、切削時の工具寿命が低下する。また、Ｃ含有量が０．８５％を超えると、硬さが上昇しすぎて、焼割れの原因となる。したがって、Ｃ含有量は、０．４５％〜０．８５％とする。また、Ｃ含有量は、好ましくは、０．４５％超〜０．８５％、より好ましくは０．５０％〜０．８０％である。
Ｓｉ：０．０１％〜０．８０％
Ｓｉは、焼入れ性を高めて、疲労寿命を向上させる元素である。この効果を得るためには、Ｓｉを０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、Ｓｉ含有量が、０．８０％を超えると、焼入れ性向上効果が飽和し、さらに、母材の硬さが高くなって、切削時の工具寿命が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％〜０．８０％とする。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．０７％〜０．６５％である。
Ｓｉは、焼入れ性を高めて、疲労寿命を向上させる元素である。この効果を得るためには、Ｓｉを０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、Ｓｉ含有量が、０．８０％を超えると、焼入れ性向上効果が飽和し、さらに、母材の硬さが高くなって、切削時の工具寿命が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％〜０．８０％とする。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．０７％〜０．６５％である。
Ｍｎ：０．１％〜１．５％
Ｍｎは、焼入れ性を高めて強度を高め、疲労寿命を向上させる元素である。この効果を得るためには、Ｍｎを０．１％以上含有させる必要がある。しかし、Ｍｎ含有量が、１．５％を超えると、焼入れ性向上効果が飽和し、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命が低下する。さらに、Ｍｎ含有量が、１．５％を超えると、母材の硬さが高くなって焼割れの原因となる。そのため、Ｍｎ含有量は０．１％〜１．５％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、０．２％〜１．１５％である。
Ｍｎは、焼入れ性を高めて強度を高め、疲労寿命を向上させる元素である。この効果を得るためには、Ｍｎを０．１％以上含有させる必要がある。しかし、Ｍｎ含有量が、１．５％を超えると、焼入れ性向上効果が飽和し、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命が低下する。さらに、Ｍｎ含有量が、１．５％を超えると、母材の硬さが高くなって焼割れの原因となる。そのため、Ｍｎ含有量は０．１％〜１．５％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、０．２％〜１．１５％である。
Ａｌ：０．０１％〜０．０５％
Ａｌは、Ｔ．Ｏ（全酸素量）を低減する脱酸元素として、また、鋼の結晶粒径を調整する元素として、０．０１％以上を含有させる必要がある。
Ａｌは、Ｔ．Ｏ（全酸素量）を低減する脱酸元素として、また、鋼の結晶粒径を調整する元素として、０．０１％以上を含有させる必要がある。
しかし、Ａｌ含有量が多いと、酸化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ系介在物やＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ系介在物、又は、酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物やＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物よりも、Ａｌ２Ｏ３が安定となり、Ａｌ２Ｏ３から酸化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ系介在物やＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ系介在物、又は、酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物やＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物への改質ができないと考えられる。そのため、Ａｌ含有量は０．０５％以下とする。
ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０５０％
ＲＥＭは、強力な脱硫、脱酸元素であり、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼において、極めて重要な役割を担う。ここで、ＲＥＭとは、原子番号が５７のランタンから７１のルテシウムまでの１５元素に、原子番号が２１のスカンジウムと原子番号が３９のイットリウムとを加えた合計１７元素の総称である。
ＲＥＭは、強力な脱硫、脱酸元素であり、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼において、極めて重要な役割を担う。ここで、ＲＥＭとは、原子番号が５７のランタンから７１のルテシウムまでの１５元素に、原子番号が２１のスカンジウムと原子番号が３９のイットリウムとを加えた合計１７元素の総称である。
ＲＥＭは、まず、鋼中のＡｌ２Ｏ３と反応して、Ａｌ２Ｏ３のＯを奪い、酸化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ系介在物を生成する。次いで、Ｃａが添加されている場合は、Ｃａと反応し、酸化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ系介在物を生成する。さらに、上述の酸化物は、鋼中のＳを吸収して、ＲＥＭ、Ｏ、Ｓ、及び、Ａｌを含む酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物を生成し、Ｃａを含む酸化物がある場合は、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ、及び、Ａｌを含む酸硫化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物を生成する。なお、酸硫化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物において、Ｃａは、ＣａＳとして酸硫化物とは別に独立して存在するのではなく、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物の中に固溶している。
本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼におけるＲＥＭの機能は以下の通りである。Ａｌ２Ｏ３をＲＥＭ、Ｏ、及びＡｌを含むＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ系介在物へと改質して、酸化物の粗大化を防止する。Ｃａが添加されている場合は、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ系介在物へと改質して、酸化物の粗大化を防止する。次いで、Ａｌ、ＲＥＭ、Ｏ、及び、Ｓを含むＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物、又は、Ａｌ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｏ、及び、Ｓを含むＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物の形成によりＳを固定化し、粗大なＭｎＳの生成を抑制する。さらに、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物を核としてＴｉＮを生成させることにより、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）を主たる構造とする、ほぼ球状の複合介在物を形成する。
このほぼ球状の複合介在物は、例えば図１に示されるように、ＴｉＮを付着させているような様態をしている。また、このほぼ球状の複合介在物は、そのＴｉＮに比較してかなり大きな体積を持っていることが分かる。そして、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物に付着せず、独立して存在している硬質で尖がった角張った形状のＴｉＮの析出量を低減する。ここで、（ＴｉＮ）は、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物の表面に、ＴｉＮが付着して複合化されていることを意味する。
ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）を主たる構造とする複合介在物は、例えば図１に示すように、表面の凹凸高さが０．５μｍ以下であり、ほぼ球状化している。そのため、この複合介在物は破壊起点とならない無害の介在物である。なお、ＴｉＮが、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓの表面に析出する理由は、ＴｉＮの結晶格子構造がＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓの結晶格子構造に類似しており、即ち、ＴｉＮとＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓとに結晶構造の整合性があることによると推察される。以下、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）を複合介在物と、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物を酸硫化物と言う場合がある。
なお、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼のＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物に、Ｔｉは酸化物として含まれない。これは、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼のＣ含有量が０．４５％〜０．８５％と高いので、脱酸時の酸素レベルが低く、Ｔｉ酸化物の生成量が極めて少ないためであると考えられる。また、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物にＴｉが酸化物として含まれていないので、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物の結晶格子構造とＴｉＮの結晶格子構造とが類似した関係になったと考えられる。
さらに、ＲＥＭは、Ａｌ−Ｏ系介在物又はＡｌ−Ｃａ−Ｏ系介在物を、高融点のＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物に改質して、Ａｌ−Ｏ系介在物又はＡｌ−Ｃａ−Ｏ系介在物などの酸化物の延伸や粗大化を防止する機能を有する。なお、Ｃａを含有させる場合、ＲＥＭを含有させた後にＣａを含有させるので、Ｃａ系硫化物のＣａＳやＣａ−Ｍｎ−Ｓ系介在物等は生成しない。
このような効果を得るためには、Ｔ．Ｏ量（全酸素量）に応じて、一定量以上のＲＥＭを含有させる必要がある。溶鋼に、一定量以上のＲＥＭを含有させなければ、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物、又は、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物に改質しないＡｌ−Ｏ又はＡｌ−Ｃａ−Ｏが残存してしまうので、好ましくない。また、Ｓ含有量に応じて、一定量以上のＲＥＭを含有させる必要がある。一定量以上のＲＥＭを含有させなければ、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物を形成してＳを固定することができなくなり、粗大なＭｎＳが生成するので、好ましくない。
さらに、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物は、一定量以上必要である。ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物の個数が少ないと、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）系複合介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）系複合介在物の生成が不十分となり好ましくない。
これらの観点から検討した結果、ＲＥＭが０．０００１％未満では含有効果が不十分であることを実験的に知見した。したがって、ＲＥＭ含有量の下限を０．０００１％とし、好ましくは、０．０００３％以上、より好ましくは、０．００１０％以上、さらに好ましくは、０．００２０％以上とする。ただし、ＲＥＭ含有量が０．０５０％を超えると、コスト高となるだけでなく、鋳造ノズルの閉塞が発生し易くなり、鋼の製造を阻害する。したがって、ＲＥＭの含有量の上限は０．０５０％とし、好ましくは０．０３５％、より好ましくは０．０２０％とする。
Ｏ：０．０００１％〜０．００３０％
Ｏは、脱酸で鋼から除去される元素であるが、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）を主たる構造とする複合介在物を生成させるために必要な元素である。含有効果を得るためは、Ｏを０．０００１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｏ含有量が０．００３０％を超えると、Ａｌ２Ｏ３などの酸化物が多量に残存し、疲労寿命が低下するので、Ｏ含有量の上限を０．００３０％とする。また、Ｏ含有量は、好ましくは０．０００３％〜０．００２５％である。
Ｏは、脱酸で鋼から除去される元素であるが、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）を主たる構造とする複合介在物を生成させるために必要な元素である。含有効果を得るためは、Ｏを０．０００１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｏ含有量が０．００３０％を超えると、Ａｌ２Ｏ３などの酸化物が多量に残存し、疲労寿命が低下するので、Ｏ含有量の上限を０．００３０％とする。また、Ｏ含有量は、好ましくは０．０００３％〜０．００２５％である。
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、必要に応じ含有させてもよい。含有させたＣａは、ＲＥＭ及びＯと結合して、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）を主たる構造とする複合介在物を形成する。そのため、好ましくはＣａを０．０００５％以上含有させる。より好ましくはＣａを０．００１０％以上含有させる。しかし、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、粗大なＣａＯが多量に生成して、疲労寿命が低下するので、上限を０．００５０％とする。また、Ｃａ含有量は、好ましくは０．００４５％以下である。
Ｃａは、必要に応じ含有させてもよい。含有させたＣａは、ＲＥＭ及びＯと結合して、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）を主たる構造とする複合介在物を形成する。そのため、好ましくはＣａを０．０００５％以上含有させる。より好ましくはＣａを０．００１０％以上含有させる。しかし、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、粗大なＣａＯが多量に生成して、疲労寿命が低下するので、上限を０．００５０％とする。また、Ｃａ含有量は、好ましくは０．００４５％以下である。
以上が、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼の基本的な成分組成であり、残部は、鉄及び不純物である。なお、「残部は、鉄及び不純物である」における「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから不可避的に混入するものを指す。ただし、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼において、不純物であるＴｉ、Ｎ、Ｐ、及び、Ｓは、以下のように制限する必要がある。
Ｔｉ：０．００５％未満
Ｔｉは、不純物であり、鋼中に存在すると、ＴｉＣ、ＴｉＮ、及び、ＴｉＳなどの介在物を生成する。これらの介在物は、疲労特性を劣化させるので、Ｔｉ含有量を０．００５％未満に制限する。好ましくはＴｉ含有量を０．００４５％以下に制限する。
Ｔｉは、不純物であり、鋼中に存在すると、ＴｉＣ、ＴｉＮ、及び、ＴｉＳなどの介在物を生成する。これらの介在物は、疲労特性を劣化させるので、Ｔｉ含有量を０．００５％未満に制限する。好ましくはＴｉ含有量を０．００４５％以下に制限する。
特に、ＴｉＮは、例えば図２に示すように、角張った形状で生成する。このような角張った形状のＴｉＮは、破壊起点になる。したがって、ＴｉＮは、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓに複合化させる。Ｔｉ含有量の下限は０％を含むが、０％にすることは工業的に困難である。
なお、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼は、不純物であるＴｉを、０．００５％未満の範囲であれば、従来知見の０．００１％以下のレベルより多く含有しても、ＴｉＮがＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓと複合介在物を形成するので、疲労特性を劣化させない。したがって、疲労特性が良好な高周波焼入れ用鋼を安定的に製造することができる。
Ｎ：０．０１５％以下
Ｎは、不純物であり、鋼中に存在すると、窒化物を形成して疲労特性を劣化させ、また、歪時効によって延性及び靭性を劣化させる。Ｎ含有量が、０．０１５％を超えると、疲労特性、延性、及び、靭性の劣化などの弊害が著しくなる。そのため、Ｎ含有量の上限を０．０１５％に制限する。好ましくはＮ含有量を０．００５％以下に制限する。Ｎ含有量の下限は０％を含むが、０％にすることは工業的に困難である。
Ｎは、不純物であり、鋼中に存在すると、窒化物を形成して疲労特性を劣化させ、また、歪時効によって延性及び靭性を劣化させる。Ｎ含有量が、０．０１５％を超えると、疲労特性、延性、及び、靭性の劣化などの弊害が著しくなる。そのため、Ｎ含有量の上限を０．０１５％に制限する。好ましくはＮ含有量を０．００５％以下に制限する。Ｎ含有量の下限は０％を含むが、０％にすることは工業的に困難である。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不純物であり、鋼中に存在すると、結晶粒界に偏析して疲労寿命を低下させる。Ｐ含有量が、０．０３％を超えると、疲労寿命の低下が著しくなる。そのため、Ｐ含有量の上限を０．０３％に制限する。好ましくは、Ｐ含有量を０．０２％以下に制限する。Ｐ含有量の下限は０％を含むが、０％にすることは工業的に困難である。
Ｐは、不純物であり、鋼中に存在すると、結晶粒界に偏析して疲労寿命を低下させる。Ｐ含有量が、０．０３％を超えると、疲労寿命の低下が著しくなる。そのため、Ｐ含有量の上限を０．０３％に制限する。好ましくは、Ｐ含有量を０．０２％以下に制限する。Ｐ含有量の下限は０％を含むが、０％にすることは工業的に困難である。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、不純物であり、鋼中に存在すると、硫化物を形成する。Ｓ含有量が、０．０１％を超えると、例えば図２に示すように、ＳがＭｎと結合して、粗大なＭｎＳを形成し、疲労寿命を低下させる。そのため、Ｓ含有量の上限を０．０１％に制限する。好ましくは、Ｓ含有量を０．００８５％以下に制限する。Ｓ含有量の下限を０％にすることは工業的に困難である。
Ｓは、不純物であり、鋼中に存在すると、硫化物を形成する。Ｓ含有量が、０．０１％を超えると、例えば図２に示すように、ＳがＭｎと結合して、粗大なＭｎＳを形成し、疲労寿命を低下させる。そのため、Ｓ含有量の上限を０．０１％に制限する。好ましくは、Ｓ含有量を０．００８５％以下に制限する。Ｓ含有量の下限を０％にすることは工業的に困難である。
上述の元素に加え、以下の元素を選択的に含有してもよい。以下、選択元素について説明する。
本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼は、さらに、Ｃｒ：２．０％以下、Ｖ：０．７０％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｗ：１．００％以下、Ｎｉ：３．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％未満、及び、Ｂ：０．００５０％以下の１種以上を含有してもよい。
Ｃｒ：２．０％以下
Ｃｒは、焼入れ性を高めて、疲労寿命を向上させる元素である。この効果を安定して得るためには、Ｃｒを０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると、焼入れ性向上効果が飽和し、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命が低下し、また焼割れの原因となる。そのため、Ｃｒ含有量の上限は２．０％とする。また、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．５％〜１．６％である。
Ｃｒは、焼入れ性を高めて、疲労寿命を向上させる元素である。この効果を安定して得るためには、Ｃｒを０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると、焼入れ性向上効果が飽和し、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命が低下し、また焼割れの原因となる。そのため、Ｃｒ含有量の上限は２．０％とする。また、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．５％〜１．６％である。
Ｖ：０．７０％以下
Ｖは、鋼中のＣ及びＮと結合して、炭化物、窒化物、又は炭窒化物を形成し、鋼の析出強化に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｖを０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．７０％を超えると、含有効果は飽和するので、Ｖ含有量の上限を０．７０％とする。好ましくは、Ｖ含有量を０．５０％以下とする。
Ｖは、鋼中のＣ及びＮと結合して、炭化物、窒化物、又は炭窒化物を形成し、鋼の析出強化に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｖを０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．７０％を超えると、含有効果は飽和するので、Ｖ含有量の上限を０．７０％とする。好ましくは、Ｖ含有量を０．５０％以下とする。
Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、鋼中のＣと結合して、炭化物を形成し、析出強化により鋼の強度の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｍｏを０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、鋼の被削性が低下するので、Ｍｏ含有量の上限を１．００％とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．７５％以下である。
Ｍｏは、鋼中のＣと結合して、炭化物を形成し、析出強化により鋼の強度の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｍｏを０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、鋼の被削性が低下するので、Ｍｏ含有量の上限を１．００％とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．７５％以下である。
Ｗ：１．００％以下
Ｗは、硬質相を形成し、疲労特性の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｗを０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｗ含有量が１．００％を超えると、鋼の被削性が低下するので、Ｗ含有量の上限を１．００％とする。Ｗ含有量は、好ましくは０．７５％以下である。
Ｗは、硬質相を形成し、疲労特性の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｗを０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｗ含有量が１．００％を超えると、鋼の被削性が低下するので、Ｗ含有量の上限を１．００％とする。Ｗ含有量は、好ましくは０．７５％以下である。
Ｎｉ：３．５０％以下
Ｎｉは、耐食性を上げることで疲労寿命の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｎｉを０．１０％以上含有させることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．５０％以上である。しかし、Ｎｉ含有量が３．５０％を超えると、鋼の被削性が低下するので、Ｎｉ含有量の上限を３．５０％とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは３．００％以下である。
Ｎｉは、耐食性を上げることで疲労寿命の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｎｉを０．１０％以上含有させることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．５０％以上である。しかし、Ｎｉ含有量が３．５０％を超えると、鋼の被削性が低下するので、Ｎｉ含有量の上限を３．５０％とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは３．００％以下である。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、母材の強化による疲労特性の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｃｕを０．１０％以上含有させることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．２０％以上である。しかし、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、熱間加工時に割れが発生するので、Ｃｕ含有量の上限を０．５０％とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．３５％以下である。
Ｃｕは、母材の強化による疲労特性の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｃｕを０．１０％以上含有させることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．２０％以上である。しかし、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、熱間加工時に割れが発生するので、Ｃｕ含有量の上限を０．５０％とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．３５％以下である。
Ｎｂ：０．０５０％未満
Ｎｂは、母材強化による疲労特性の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｎｂを０．００５％以上含有させることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｎｂ含有量が０．０５０％以上になると、含有効果が飽和するので、Ｎｂ含有量を０．０５０％未満とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。
Ｎｂは、母材強化による疲労特性の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｎｂを０．００５％以上含有させることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｎｂ含有量が０．０５０％以上になると、含有効果が飽和するので、Ｎｂ含有量を０．０５０％未満とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、粒界強化により疲労特性及び強度の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｂを０．０００５％以上含有させることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは、０．００１０％以上である。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、含有効果は飽和するので、Ｂ含有量の上限を０．００５０％とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００３５％以下である。
Ｂは、粒界強化により疲労特性及び強度の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｂを０．０００５％以上含有させることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは、０．００１０％以上である。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、含有効果は飽和するので、Ｂ含有量の上限を０．００５０％とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００３５％以下である。
本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼においては、ＳがＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物、又は、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物として固定される。そのため、１０μｍ以上に延伸して疲労特性を阻害するＭｎＳの生成が抑制される。通常、鋼中にＭｎＳが存在する場合、図２に示すように、圧延によってＭｎＳは延伸する。しかしながら、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼においては、ＲＥＭがＳを固定し、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物を生成させる。これら酸硫化物は硬質なため、圧延によっても、その大きさが変わらない。またＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物、又は、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物としてＳが消費されているため、ＭｎＳは生成しないか、その生成量が減少する。また、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼においては、図１に示すように、ＴｉＮがＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物に付着し、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）を主たる構造とする、ほぼ球状の複合介在物が形成されている。
ここで、「ほぼ球状」とは、例えば図１に示すように、介在物の表面の最大凹凸高さが０．５μｍ以下であり、かつ、介在物の長径を短径で除した値、即ち、アスペクト比が３以下であることを意味する。
ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓに付着せずに、鋼中に独立して存在する硬質のＴｉＮは、例えば図２に示すように、最大径が１μｍ以上で角張った形状となる。そのため、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓに付着せずに、独立して存在するＴｉＮは、破壊起点となるので、疲労寿命に悪影響を及ぼす。しかしながら、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼において、ＴｉＮは、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓに付着して、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）を主たる構造とする、ほぼ球状の複合介在物を構成するので、複合介在物を形成していないＴｉＮの形状による上述の悪影響は生じない。
そして、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼において、疲労寿命を改善するためには、疲労寿命に悪影響を及ぼす「最大径１０μｍ以上のＭｎＳ」及び「最大径１μｍ以上のＴｉＮ」の生成量を、個数密度の合計で５個／ｍｍ２以下に抑制することが必要である。さらに、上記「最大径１０μｍ以上のＭｎＳ」及び「最大径１μｍ以上のＴｉＮ」の生成量は少ないほど好ましく、４個／ｍｍ２以下が好ましく、３個／ｍｍ２以下がより好ましい。
本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼の好ましい製造方法について説明する。
本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼の製造方法において、溶鋼を精錬する際、脱酸剤を投入する順序が重要である。本製造方法においては、まず、Ａｌを用いて脱酸を行う。次いで、ＲＥＭを用いて５分間以上脱酸した後、真空脱ガスを含む取鍋精錬を行う。または、ＲＥＭを用いた脱酸の後、必要に応じて、Ｃａを添加し、その後に真空脱ガスを含む取鍋精錬を行う。
ＲＥＭでの脱酸に先立って、Ａｌ以外の元素を用いて脱酸すると、酸素量を安定して下げることができない。そのため、本製造方法において、Ａｌ、ＲＥＭ、又は、Ａｌ、ＲＥＭ、Ｃａの順番で脱酸剤を添加する。その結果、酸化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ系介在物又は同じく酸化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ系介在物が生成する。このため、有害なＡｌ−Ｏ系介在物又はＡｌ−Ｃａ−Ｏ系介在物の生成が防止される。また、ＲＥＭの添加には、ミッシュメタル（複数の希土類金属からなる合金）などを用いることができ、例えば、精錬の末期に、塊状のミッシュメタルを溶鋼に添加すればよい。この際、ＣａＯ−ＣａＦ２などのフラックスを添加して、適宜、Ｃａによる脱硫と介在物の改質とを行う。
ＲＥＭによる脱酸は５分以上行う。脱酸時間が５分未満では、一旦生成したＡｌ−Ｏ系介在物又はＡｌ−Ｃａ−Ｏ系介在物の改質が進行せず、結果としてＡｌ−Ｏ系介在物又はＡｌ−Ｃａ−Ｏ系介在物を減少することができない。さらに、最初に、Ａｌ以外を用いて脱酸すると酸素量を下げられない。また、フラックスを添加することで、溶鋼にＣａを添加する場合も、ＲＥＭによる脱酸は５分以上行う必要がある。
脱酸のために、必要に応じてＣａを添加する場合、ＲＥＭより先にＣａを添加すると、低融点で延伸し易いＡｌ−Ｃａ−Ｏ系介在物が多数生成する。このため、Ａｌ−Ｃａ−Ｏ系介在物が多数生成した後に、ＲＥＭを添加しても、介在物の組成を改質することは難しい。したがって、Ｃａを添加する場合は、ＲＥＭの後に添加する必要がある。
上述した通り、本製造方法において、酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又は酸硫化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物がＳを固定するので、粗大ＭｎＳの生成が抑制される。そして、この酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又は酸硫化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物が、ＴｉＮを複合化するので、酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又は酸硫化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物に付着せずに、独立して析出するＴｉＮの個数が減少する。したがって、高周波焼入れ用鋼の疲労特性が向上する。
ただし、特に本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼を軸受に用いる場合には、ＭｎＳの生成量と、独立して存在するＴｉＮの生成量とが極めて少ないことが理想であるが、皆無とする必要はない。なお、ＭｎＳは、酸化物を核として単独に晶出する場合が多い。このため、酸化物がＭｎＳ中心部など内部に検出される場合がある。このようなＭｎＳは、酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又は酸硫化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ‐Ｓ介在物とは区別される。
高周波焼入れ用鋼として要求される疲労特性を確実に向上させるためには、酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物または酸硫化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物と、独立して存在するＭｎＳ及びＴｉＮの生成量が、次の条件を満足することが必要である。即ち、最大径が１０μｍ以上であるＭｎＳの個数と、最大径が１μｍ以上であるＴｉＮの個数との合計が、観察面１ｍｍ２当りの合計で５個以下としなければならない。
前述したように、ＭｎＳは圧延によって延伸する。延伸されたＭｎＳは、繰返し応力が負荷された際に破壊起点となるので、疲労寿命に悪影響を及ぼす。したがって、長径、即ち最大径が１０μｍ以上に延伸された全てのＭｎＳは、疲労寿命に悪影響を及ぼすので、この最大径に上限はない。また、ＴｉＮは、ＭｎＳのように圧延によって延伸はされないが、その角張った形状が破壊起点となる。粗大なＴｉＮは、ＭｎＳと同様に疲労寿命に悪影響を及ぼす。最大径が１μｍ以上の全てのＴｉＮは、疲労寿命に悪影響を及ぼす。
上記ＭｎＳの個数と上記ＴｉＮの個数との合計が、観察面１ｍｍ２当り、合計で５個を超えると、即ち、個数密度が５個／ｍｍ２を超えると、高周波焼入れ用鋼の疲労特性が劣化する。特に、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼を軸受に用いる場合には、上記ＭｎＳと上記ＴｉＮが疲労特性の劣化に大きく影響する。よって、観察面１ｍｍ２当り、上記ＭｎＳと上記ＴｉＮとの合計個数は、５個以下が好ましい。より好ましくは、上記ＭｎＳと上記ＴｉＮとの個数の合計は、観察面１ｍｍ２当り、４個以下、即ち、個数密度は４個／ｍｍ２以下とする。最も好ましくは、上記ＭｎＳとＴｉＮとの個数の合計は、観察面１ｍｍ２当り、３個以下、即ち、個数密度は３個／ｍｍ２以下とする。また、上記ＭｎＳと上記ＴｉＮとの合計個数の下限は、観察面１ｍｍ２当り０．００１個超である。
さらに、疲労特性を確実に向上させるためには、全介在物に対するＴｉＮが付着した複合介在物の個数分率が５０％以上であることが好ましい。介在物に付着せず独立して存在するＴｉＮは、その角張った形状が破壊起点となる。また、介在物に付着せず粗大化したＴｉＮは、ＭｎＳと同様に疲労寿命に悪影響を及ぼす。特に、全介在物に対するＴｉＮが付着した複合介在物の個数分率が５０％未満であると、粗大なＴｉＮが疲労特性の劣化に大きく影響する。したがって、全介在物に対するＴｉＮが付着した複合介在物の個数分率は、５０％以上であることが好ましい。
上述のように、高周波焼入れ用鋼の疲労特性に悪影響を及ぼす有害な酸化物であるＡｌ２Ｏ３などのＡｌ−Ｏ系介在物と、Ａｌ−Ｃａ−Ｏ系介在物は、主に、ＲＥＭの添加効果により、酸化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ系介在物へ改質するので、その存在量が低減する。また、有害介在物であるＭｎＳは、酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物に改質するので、その生成量が制限される。特に、Ｃａにより、ＭｎＳの生成量は抑制される。
そして、有害介在物であるＴｉＮは、酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又は酸硫化物であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物の表面に、優先的に晶出または析出する。上述のように、ＲＥＭやＣａの添加により、有害なＭｎＳやＴｉＮの生成を抑制することで、疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼を得ることが可能となる。
酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物は、比重が６であり、鋼の比重７に近いので、浮上分離し難い。また、溶鋼を鋳型に注入する際、この酸硫化物は、下降流により、鋳片の未凝固層深くまで侵入して、鋳片の中心部に偏析し易い。鋳片の中心部にこの酸硫化物が偏析すると、鋳片の表層部においてこの酸硫化物が不足する。そのため、この酸硫化物の表面にＴｉＮを付着させて、複合介在物を生成することが困難になる。したがって、ＴｉＮの無害化効果が、製品の表層部で損なわれる。
そこで、本製造方法においては、酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物の偏析を防止するために、鋳型内で、溶鋼を水平方向に旋回させて、これら介在物の均一分散を図る。鋳型内の溶鋼の旋回は、酸硫化物系介在物の均一分散をより図るため、０．１ｍ／分以上の流速で行うことが好ましい。鋳型内の旋回速度が０．１ｍ／分未満であると、酸硫化物系介在物が均一に分散し難くなる。したがって、溶鋼を撹拌して、酸硫化物系介在物の均一分散を図ってもよい。攪拌手段としては、例えば、電磁力などを適用すればよい。
次に、鋳造後の鋳片を、１２００℃〜１２５０℃の温度域で６０秒以上６０分以下保持することにより、上述の複合介在物を得ることができる。この温度域が、酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物、又は、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物へのＴｉＮの複合析出効果が大きな温度域であり、この温度域で６０秒以上保持することが、ＴｉＮを酸硫化物であるＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物の表面で充分に成長させるための好ましい条件である。しかしながら、この温度域での保持を６０分以上行っても、ＴｉＮを所要の大きさ以上に成長させることはできないので、保持時間は６０分以下が好ましい。このように、ＴｉＮを、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物に複合化させて、これらの介在物に付着せずに独立して生成するＴｉＮの生成を抑制するためには、鋳造後の鋳片を１２００℃〜１２５０℃の温度域で６０秒以上、６０分以下保持することが好ましい。
なお、通常は、鋳造後の鋳片には既に晶出したＴｉＮと今後、室温への冷却過程でさらにＴｉＮの成長を助長する固溶Ｔｉと固溶Ｎとが含まれている。その鋳片を１２００℃〜１２５０℃の温度域で加熱すると、固溶Ｔｉと固溶ＮとがＴｉＮとして既に核として晶出または析出している場所に分散して成長する。本発明でのＴｉＮは、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物を核として晶出または析出しているため、１２００℃〜１２５０℃の温度域で加熱することで、より確実に鋼中に固溶しているＴｉと固溶しているＮとをＴｉＮとして分散して成長させることができると考えられる。このようにして、ＴｉＮの分散を促進させることで、単独で存在する粗大なＴｉＮの生成を抑制できる。
本製造方法において、鋳造後の鋳片を、加熱温度まで加熱した後、１２００℃〜１２５０℃の温度域で６０秒以上、６０分以下保持した後、熱間圧延、又は、熱間鍛造を施して高周波焼入れ用鋼を製造する。そして、最終形状に近い形状に切削した後、高周波焼入れを施すことにより、表面の硬度を、ビッカース硬度６００Ｈｖ以上にすることができる。
本発明の高周波焼入れ用鋼を用いた転動部材又は摺動部材は疲労特性に優れる。なお、転動部材又は摺動部材は、必要に応じて、研削などの高硬度でかつ高精度加工が可能な手段を用いて、最終製品に仕上げるのが一般的である。
本発明の高周波焼入れ用鋼を用いた転動部材又は摺動部材は疲労特性に優れる。なお、転動部材又は摺動部材は、必要に応じて、研削などの高硬度でかつ高精度加工が可能な手段を用いて、最終製品に仕上げるのが一般的である。
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
取鍋精錬での真空脱ガスにおいて、金属Ａｌ、ミッシュメタル、及び、ＣａＯ：ＣａＦ２＝５０：５０（質量比）のフラックスを使用し、必要に応じてＣａ−Ｓｉ合金を使用して、表１に示す条件で精錬し、表２Ａ、表２Ｂ又は表４Ａ、表４Ｂに示す成分組成からなる溶鋼を得、その溶鋼を連続鋳造装置で、３００ｍｍ角の鋳片に鋳造した。その際、表１に示す条件で電磁撹拌による鋳型内旋回を行い、鋳片を鋳造した。
表１に示す条件で取鍋精錬及び鋳造した鋳片を、表１に示す条件で加熱及び保持した後、φ５０ｍｍの丸棒形状に熱間鍛造し、最終的にφ１０ｍｍに研削加工した。同一鋼種から試験片用素材の上記φ１０ｍｍの丸棒を複数個製造し、そのうちの１個は化学組成分析、介在物分析に供した。
また、複数個製造したうちの残りの上記φ１０ｍｍの丸棒については、高周波焼入れ、焼戻しを施して用いる転動部材や摺動部材に適することを確認するための疲労試験に供するため、上記φ１０ｍｍの丸棒から疲労試験片形状より０．３ｍｍ程度大きな素材を切出し、その荷重負荷部分が均質に軸受用途材と同等の６００Ｈｖ以上の硬度になるように高周波焼き入れを行い、１８０℃焼戻しを施した後、研削・研磨によって図３に示す形状の疲労試験片に仕上げた。一部の疲労試験片については荷重の負荷される部分からビッカース硬度測定用サンプルを採取した。
前記の化学組成分析・介在物分析用の試料は、その延伸方向の断面を鏡面研磨し、選択的定電位電解エッチング法（ＳＰＥＥＤ法）で処理した後、表面から半径の１／２深さ、すなわち表面から２．５ｍｍの深さを中心に半径方向に２ｍｍ幅、圧延方向長さ５ｍｍの範囲の鋼中の介在物を走査型電子顕微鏡で観察し、ＥＤＸを用いて介在物の組成を分析し、試料の１０ｍｍ２内の介在物を計数して個数密度を測定した。また、疲労寿命は、上記疲労試験片を用い、超音波疲労試験により、繰返し応力をかけることで測定し、ワイブル統計を用いて、評価試料のうちの１０％が破壊するサイクル数を疲労特性Ｌ１０として評価した。疲労試験は、超音波疲労試験機（（株）島津製作所ＵＳＦ−２０００）を用いて行った。試験条件は、試験周波数：２０ｋＨｚ、応力比（Ｒ）：−１、実荷重振幅：１０００ＭＰａとした。また、１８０℃焼戻しビッカース硬さ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠して行った。
表１に、本実施例における、鋼の精錬条件、鋳造条件、及び、鋳造後の加熱保持条件の製造条件を示す。製造条件Ａ、Ｅ、Ｆ、Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｏは、発明例に係る製造条件である。製造条件Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｉ、Ｐ、Ｑは、製造条件が好ましくなかったため発明例とならなかった際の製造条件である。
表１に示す、加熱保持条件において、製造条件Ｂは、保持時間が好ましい範囲を下回っていた。製造条件Ｃは、保持温度が好ましい範囲より低かった。製造条件Ｄは、保持温度が好ましい範囲より高かった。また、製造条件Ｉは、取鍋精錬条件において、ＲＥＭを添加した脱酸時間が、好ましい範囲を下回っていた。さらに、製造条件Ｐ及び製造条件Ｑは、脱酸工程において、ＲＥＭの添加の順序が好ましくなかった。上述の製造条件Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｉ、Ｐ、及び、Ｑを採用したものは、各々、表４Ａ、表４Ｂ及び表５Ａ、表５Ｂの鋼種番号５２、６２、６３、５６、５７、５８に示される。いずれの鋼種も、化学組成は、表４Ａ、表４Ｂに記載のように本発明の範囲に含まれる。しかしながら、表５Ａ、表５Ｂに記載のように、全介在物に対するＴｉＮが付着した複合介在物の個数分率が、５０％未満であり、最大径１０μｍのＭｎＳ、及び、単独で存在する最大径１μｍ以上のＴｉＮの個数密度が過剰となり、本発明の範囲を超えるため、高周波焼入れした場合の疲労特性Ｌ１０において、発明例と比較して劣位となっていた。
ＲＥＭを過剰に含有した鋼種番号５５は、表５Ａ、表５Ｂに示すように、製造条件Ａを採用する計画であったが、鋳造ノズルが閉塞してしまい、鋳造することができなかった。そのため、鋳造ノズル又はタンディッシュに残った鋼の残滓を採取して、化学組成分析した結果を、比較鋼の組成として表４Ａ、表４Ｂに示す。その結果、鋼種番号５５は、ＲＥＭの含有量が本発明の範囲より過剰になっていることが判明した。
表４Ａに示す、鋼種番号５４においては、ＲＥＭ含有量が本発明範囲を下回っていたため、表５Ａに示すように、ＲＥＭの添加効果がほとんどなくなり、Ａｌ−Ｃａ−Ｏ系析出物が増えた。これらの鋼種番号５２、５４、５６、５７、５８、６２、６３においては、全介在物に対するＴｉＮが付着した複合介在物の個数分率が５０％未満となり、最大径１０μｍのＭｎＳ、及び、単独で存在する最大径１μｍ以上のＴｉＮの個数密度が過剰となり、本発明の範囲を超えるため、発明例と比較して、疲労特性Ｌ１０において劣位となっていた。
表４Ａに示す鋼種番号６０と６１とにおいては、Ｃａの含有量が過剰となり、各々の鋼種番号において、表５Ａ、表５Ｂに示すようにＡｌ−Ｃａ−Ｏ等の析出が増え、介在物生成のバランスが崩れ、全介在物に対するＴｉＮが付着した複合介在物の個数分率が５０％未満となり、最大径１０μｍのＭｎＳ、及び、単独で存在する最大径１μｍ以上のＴｉＮの個数密度が過剰となり、本発明の範囲を超えるため、疲労特性Ｌ１０が発明例と比較して劣位となっていた。
鋼種番号５３と５９とは、表４Ａに示すように、Ｔｉ又はＳが本発明の範囲を上回ってしまい、ＴｉＮ及びＭｎＳ等が多数生成した。その結果、介在物生成のバランスが崩れ、介在物に付着せず独立して存在する最大径１μｍ以上のＴｉＮの個数密度と最大径１０μｍ以上のＭｎＳの個数密度との合計が５個／ｍｍ２以上となっていた。また、表５Ａ、表５Ｂに示すように、全介在物に対するＴｉＮが付着した複合介在物の個数分率が５０％未満となり、疲労特性Ｌ１０が、発明例と比較して、劣位となっていた。また、Ｐが本発明の範囲より過剰の鋼種番号７０は、表５Ａ、表５Ｂに示されるように、全介在物に対するＴｉＮが付着した複合介在物の個数分率は５０％以上となっているが、発明例と比較して、Ｐの粒界偏析のため疲労特性Ｌ１０が低下していた。
表４Ａに示す鋼種番号６５については、炭化物による析出強化の本質を担うＣを本発明の範囲より過剰に含有していた。また、表４Ａに示す鋼種番号６７は、焼入れ性の確保に必要なＳｉを、本発明の範囲より過剰に含有していた。さらに、表４Ａに示す鋼種番号６９は、焼入れ性の確保に必要なＭｎを、本発明の範囲より過剰に含有していた。したがって、鋼種番号６５、６７及び６９は、表５Ａに示すように、高周波焼入れ時に焼割れが発生したので、化学組成の分析以外の評価を中止した。
鋼種番号６４は、表４Ａに示すように、Ｃ含有量が本発明の範囲を下回っていた。また、鋼種番号６６は、表４Ａに示すように、Ｓｉ含有量が本発明の範囲を下回っていた。さらに、鋼種番号６８は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲を下回っていた。これらの鋼種においては、表５Ａ、表５Ｂに示すように、全介在物に対するＴｉＮが付着した複合介在物の個数分率は確保されているものの、発明例と比較して、疲労特性Ｌ１０及び１８０℃焼戻しビッカース硬度において劣っていた。
Ｃｒは、焼入れ性を高める元素であるが、鋼種番号７１は、表４Ｂに示すように、Ｃｒ含有量を本発明の範囲より過剰に含有していたため、表５Ａに示すように、焼割れが発生した。そのため、鋼種番号７１は、評価を中止した。
鋼種番号７２は、表４Ａに示すように、Ａｌ含有量が、本発明の範囲を下回っていた。一方、鋼種番号７３は、表４Ａに示すように、Ａｌ含有量が、本発明の範囲を上回っていた。鋼種番号７４は、表４Ａに示すように、Ｎ含有量が、本発明の範囲を上回っていた。鋼種番号７５は、表４Ａに示すように、Ｏ含有量が、本発明の範囲を下回っていた。一方、鋼種番号７６は、表４Ａに示すように、Ｏ含有量が、本発明の範囲を上回っていた。したがって、これらの鋼種において、表５Ａ、表５Ｂに示すように、全介在物に対するＴｉＮが付着した複合介在物の個数分率が５０％未満となり、最大径１０μｍのＭｎＳ、及び、単独で存在する最大径１μｍ以上のＴｉＮの個数密度が過剰となり、本発明の範囲を超えるため、発明例と比較して、疲労特性Ｌ１０において劣位となっていた。
表４Ｂに示すＭｏ含有量が本発明の範囲を上回っていた鋼種番号７８、Ｗ含有量が本発明の範囲を上回っていた鋼種番号７９、Ｃｕ含有量が本発明の範囲を上回っていた鋼種番号８１、Ｎｂ含有量が本発明の範囲を上回っていた鋼種番号８２、及び、Ｂ含有量が本発明の範囲を上回っていた鋼種番号８３において、丸棒形状加工時に割れが発生したので、化学組成の分析以外の評価を中止した。
本発明例は、表２Ａ、表２Ｂ、及び表３Ａ、表３Ｂにおいて、鋼種番号５〜４８及び５１として示している。表３Ａ、表３Ｂより、発明例は、すべての鋼種において、介在物に付着せず独立して存在する最大径１μｍ以上のＴｉＮの個数密度と最大径１０μｍ以上のＭｎＳの個数密度との合計が５個／ｍｍ２以下となっていた。また、全介在物に対するＴｉＮが付着した複合介在物の個数分率が５０％以上確保されていることが解る。さらに、本発明例に、高周波焼入れを施し、１８０℃焼戻ししたものについては、繰返し応力によって評価した疲労特性Ｌ１０において、１０７サイクル以上であり、本発明の範囲外である比較例となる鋼種より優位であった。また、本発明例は、１８０℃焼戻しビッカース硬度も６００Ｈｖ以上であり、転動部材又は摺動部材として好適であることが解る。
本発明によれば、Ａｌ−Ｏ系介在物をＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物に、又は、Ａｌ−Ｃａ−Ｏ系介在物をＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物に改質して、酸化物系介在物の延伸や粗大化を防止することができ、さらに、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物、又は、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物にＴｉＮを複合化させることによって、前記複合介在物に付着せずに、独立して存在するＴｉＮの個数密度を低減することができ、かつ、Ｓを固定化することで、粗大ＭｎＳの生成を抑制することができるので、疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼を提供することができる。よって、本発明は、産業上の利用可能性が高い。
Ａ ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物
Ｂ ＴｉＮ
Ｃ 初析セメンタイト
Ｄ ＭｎＳ
Ｂ ＴｉＮ
Ｃ 初析セメンタイト
Ｄ ＭｎＳ
なお、通常は、鋳造後の鋳片には既に晶出したＴｉＮと今後、室温への冷却過程でさらにＴｉＮの成長を助長する固溶Ｔｉと固溶Ｎとが含まれている。その鋳片を１２００℃〜１２５０℃の温度域で保持すると、固溶Ｔｉと固溶ＮとがＴｉＮとして既に核として晶出または析出している場所に分散して成長する。本発明でのＴｉＮは、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物又はＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系介在物を核として晶出または析出しているため、１２００℃〜１２５０℃の温度域で保持することで、より確実に鋼中に固溶しているＴｉと固溶しているＮとをＴｉＮとして分散して成長させることができると考えられる。このようにして、ＴｉＮの分散を促進させることで、単独で存在する粗大なＴｉＮの生成を抑制できる。
（１）本発明の第一の態様は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４５％〜０．８５％、Ｓｉ：０．０１％〜０．８０％、Ｍｎ：０．１％〜１．５％、Ａｌ：０．０１％〜０．０５％、ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０５０％、及び、Ｏ：０．０００１％〜０．００３０％を含有し、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎ：０．０１５％以下、Ｐ：０．０３％以下、及び、Ｓ：０．０１％以下に制限し、残部が鉄及び不純物であり、ＲＥＭ、Ｏ、Ｓ、及び、Ａｌを含む介在物であって、前記介在物にＴｉＮが付着したアスペクト比が３以下の複合介在物を含有し、前記介在物に付着せず独立して存在する最大径１μｍ以上のＴｉＮの個数密度と、最大径１０μｍ以上のＭｎＳの個数密度との合計が５個／ｍｍ２以下である高周波焼入れ用鋼である。
（２）本発明の第二の態様は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４５％〜０．８５％、Ｓｉ：０．０１％〜０．８０％、Ｍｎ：０．１％〜１．５％、Ａｌ：０．０１％〜０．０５％、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０５０％、及び、Ｏ：０．０００１％〜０．００３０％を含有し、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎ：０．０１５％以下、Ｐ：０．０３％以下、及び、Ｓ：０．０１％以下、に制限し、残部が鉄及び不純物であり、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ、及び、Ａｌを含む介在物であって、前記介在物にＴｉＮが付着したアスペクト比が３以下の複合介在物を含有し、前記介在物に付着せず独立して存在する最大径１μｍ以上のＴｉＮの個数密度と、最大径１０μｍ以上のＭｎＳの個数密度との合計が５個／ｍｍ２以下である高周波焼入れ用鋼である。
Claims (3)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．４５％〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１％〜０．８０％、
Ｍｎ：０．１％〜１．５％、
Ａｌ：０．０１％〜０．０５％、
ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０５０％、および、
Ｏ ：０．０００１％〜０．００３０％
を含有し、
Ｔｉ：０．００５％未満、
Ｎ ：０．０１５％以下、
Ｐ ：０．０３％以下、および、
Ｓ ：０．０１％以下
に制限し、残部が鉄および不純物であり；
ＲＥＭ、Ｏ、Ｓ、および、Ａｌを含む介在物であって、前記介在物にＴｉＮが付着した複合介在物を含有し；
前記介在物に付着せず独立して存在する最大径１μｍ以上のＴｉＮの個数密度と、最大径１０μｍ以上のＭｎＳの個数密度との合計が５個／ｍｍ２以下である；
ことを特徴とする高周波焼入れ用鋼。 - 化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．４５％〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１％〜０．８０％、
Ｍｎ：０．１％〜１．５％、
Ａｌ：０．０１％〜０．０５％、
Ｃａ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０５０％、および、
Ｏ ：０．０００１％〜０．００３０％
を含有し、
Ｔｉ：０．００５％未満、
Ｎ ：０．０１５％以下、
Ｐ ：０．０３％以下、および、
Ｓ ：０．０１％以下
に制限し、残部が鉄および不純物であり；
ＲＥＭ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ、および、Ａｌを含む介在物であって、前記介在物にＴｉＮが付着した複合介在物を含有し；
前記介在物に付着せず独立して存在する最大径１μｍ以上のＴｉＮの個数密度と、最大径１０μｍ以上のＭｎＳの個数密度との合計が５個／ｍｍ２以下である；
ことを特徴とする高周波焼入れ用鋼。 - 前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：２．０％以下、
Ｖ：０．７０％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｗ：１．００％以下、
Ｎｉ：３．５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％未満、および、
Ｂ：０．００５０％以下
からなる群から選択された１種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１または２に記載の高周波焼入れ用鋼。
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