WO2017188284A1 - 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 PDF

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induction hardening
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江頭　誠
成史 西谷
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    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to non-heat treated steel, and more particularly to non-heat treated steel for induction hardening.
  • Mechanical structural parts used for automobiles, crankshafts of construction vehicles, and the like may be subjected to surface hardening treatment, for example, to improve fatigue strength, wear resistance, and the like.
  • induction hardening can harden only necessary parts. Furthermore, since induction hardening is cooled after heating at a high temperature, a deep hardened layer depth and high fatigue strength can be obtained as compared with other surface hardening treatments such as soft nitriding treatment. For this reason, induction hardening is often applied to machine structural components. For example, in order to improve the fatigue strength of a crankshaft that is one type of machine structural component, a technique for induction hardening of the R portion 1 of the fillet shown in FIG. 1 has been put into practical use.
  • the heating temperature may be increased by increasing the output of the high frequency power and the heating time.
  • the heating temperature tends to be excessively high at the edge portion of the machine structural component (for example, the portion indicated by reference numeral 2 in the case of the crankshaft in FIG. 1).
  • the rate of temperature increase during induction hardening is fast, the heating temperature tends to be excessively high.
  • the heating temperature in the induction hardening exceeds 1350 ° C.
  • melt crack is a unique phenomenon that occurs in induction hardening.
  • a steel material having melt cracks is not suitable for practical use. Therefore, suppression of melt cracking is required in induction hardening steel.
  • induction hardening steel In addition to the fatigue strength described above, excellent machinability is also required for induction hardening steel used for machine structural parts. Therefore, in order to improve machinability, the steel for induction hardening contains S. However, if the S content is increased, the above-described melt cracking is likely to occur. Therefore, induction hardening steel is required to have high fatigue strength and machinability while suppressing the occurrence of melt cracking.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-33101
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-27259
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2011-26641
  • the non-heat treated steel for induction-hardened crankshaft disclosed in Patent Document 1 is C: 0.40-0.52%, Si: 0.10-0.40%, Mn: 1.00- 1.50%, S: 0.010 to 0.070%, Cr: 0.40 to 0.70%, Pb: 0.02 to 0.35%, Ca: 0.0005 to 0.0100%, O : 0.0040% or less, Al: 0.025% or less, N: 0.005 to 0.015%, the balance being substantially made of Fe.
  • the machine-structured free-cutting steel disclosed in Patent Document 2 is, in mass%, C: 0.35-0.65%, Si: 0.03-1.0%, Mn: 0.30-2.50. %, S: 0.015 to 0.35%, Al: 0.060% or less, Ca: 0.0005 to 0.01%, Ni: 0.1 to 3.5%, Cr: 0 .1 to 2.0%, Mo: containing one or more elements selected from 0.05 to 1.00%, the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the size of the sulfide in steel is 30 ⁇ m or less in major axis. This free-cutting steel for machine structure is used after induction or quenching a part of a part after cutting or forging.
  • the non-heat treated steel for induction hardening disclosed in Patent Document 3 is in mass%, C: 0.35 to 0.45%, Si: more than 0.30% to 0.70% or less, Mn: 1.%. 00 to 1.50%, P: 0.030% or less, S: 0.010 to 0.035%, Cr: 0.10 to 0.30%, Al: 0.005 to 0.050%, V: 0.100 to 0.200% and N: 0.0040 to 0.0200%, fn1 represented by the following formula (1) is 50 or less, and represented by the following formula (2) fn2 is in the range of 0.80 to 1.00, with the balance being Fe and impurities.
  • fn1 80C 2 + 55C + 13Si + 4.8Mn + 30P + 30S + 1.5Cr
  • fn2 C + (Si / 10) + (Mn / 5) ⁇ (5S / 7) + (5Cr / 22) + 1.65V
  • Patent Document 1 describes the following.
  • the non-heat treated steel disclosed in this document does not require quenching and tempering. Therefore, the difference in hardness is less likely to increase due to the difference in cooling rate based on the dimensional difference. Furthermore, this non-heat treated steel is excellent in workability. However, in patent document 1, suppression of the melt crack which may occur at the time of induction hardening is not examined.
  • Patent Document 2 describes the following. In the free-cutting steel for machine structure disclosed in this document, quenching cracks that occur during induction hardening are reduced. However, in this document, as in Patent Document 1, suppression of melt cracking is not studied.
  • Patent Document 3 discusses the reduction of melt cracking. However, no investigation has been made on melt cracking in the case of induction hardening at a high heating temperature exceeding 1350 ° C. for steel containing S, particularly steel containing S exceeding 0.035%.
  • An object of the present invention is to provide non-heat treated steel for induction hardening that can suppress the occurrence of melt cracking even when the heating temperature in induction hardening exceeds 1350 ° C.
  • the non-heat treated steel for induction hardening according to the present invention is, in mass%, C: 0.35 to 0.44%, Si: 0.01 to less than 0.30%, Mn: 0.80 to 1.50%, P: 0.030% or less, S: more than 0.010 to 0.095%, Cr: more than 0.10 to 0.30%, V: 0.050 to 0.200%, N: 0.0040 to 0 0.0200%, O: 0.0024% or less, Cu: 0.05% or less, Ni: 0.05% or less, Al: 0 to 0.040%, Ti: 0 to 0.020%, Nb: 0 to 0.020%, Pb: 0 to 0.30%, Ca: 0 to 0.0100%, and Mo: 0 to 0.20%, and fn1 defined by the formula (1) is 50.0 Fn2 defined by formula (2) is 0.70 to 1.00, fn3 defined by formula (3) is 1.30 or more, and the balance is Fe Consisting of fine impurities.
  • the ratio of the number of Mn oxides containing 20.0% by mass or more of oxygen and 10.0% by mass or more of Mn to the number of oxides containing 20.0% by mass or more of oxygen is: 10.0% or less.
  • fn1 80C 2 + 55C + 13Si + 4.8Mn + 30P + 30S + 1.5Cr (1)
  • fn2 C + (Si / 10) + (Mn / 5) ⁇ (5S / 7) + (5Cr / 22) + 1.65V
  • fn3 -2C-Si + 2.33Mn + 0.26Cr + V-1.5Cu-1.5Ni (3)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) to (3).
  • FIG. 1 is a front view showing a part of a crankshaft which is a machine structural component.
  • FIG. 2 shows a micro sample when a test piece of non-tempered steel for induction hardening, which is a comparative example, is heated to 1380 ° C. at a heating rate of 100 ° C./second, held for 10 seconds, and then water-cooled. It is a tissue photographic image.
  • FIG. 3 shows a case in which a test piece of non-heat treated steel for induction hardening according to an example of the present invention is heated to 1380 ° C. at a temperature rising rate of 100 ° C./second, held for 10 seconds, and then cooled with water. It is a microstructure photo image.
  • the present inventors investigated in detail the site where melt cracking occurred in mechanical structural parts that had been induction hardened. As a result, decarburization did not occur at the site where the melt crack occurred. On the other hand, the decarburized part was not melt cracked.
  • the C content affects melt cracking due to induction hardening. Therefore, if the C content is reduced, the occurrence of melt cracking during induction hardening is suppressed. Therefore, the present inventors further conducted a detailed study on the influence of various element contents on the occurrence of melt cracking and the influence on mechanical properties, particularly fatigue strength. As a result, the present inventors obtained the following new knowledge.
  • C, Si, Mn, and Cr increase hardenability and increase fatigue strength.
  • C, Si, Mn and Cr and P and S lower the melting point of the steel. If the melting point of the steel is lowered, melting cracks are likely to occur during induction hardening. Therefore, although C, Si, Mn, and Cr are contained as essential elements in order to increase fatigue strength, it is better to regulate the total content of C, Si, Mn, P, S, and Cr when considering melt cracking. preferable.
  • fn1 80C 2 + 55C + 13Si + 4.8Mn + 30P + 30S + 1.5Cr (1)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).
  • the inventors further investigated the mechanism of melt cracking during induction hardening at a heating temperature exceeding 1350 ° C. As a result, the present inventors obtained the following new knowledge.
  • melt cracks occur from the grain boundaries. More specifically, melt cracking occurs when C (carbon) is concentrated near the austenite ( ⁇ ) grain boundary by heating. Therefore, the occurrence of melt cracking can be suppressed by suppressing the concentration of C to the ⁇ grain boundary during heating by induction hardening.
  • the present inventors are not a method of reducing the C content and suppressing the increase in the C concentration at the ⁇ grain boundary, but can suppress the increase in the C concentration at the ⁇ grain boundary. The method of this was sought and examined.
  • the present inventors have found a method of reducing solute C by fixing C with an alloy element as a method of suppressing an increase in C concentration at the ⁇ grain boundary.
  • this point will be described.
  • Si, Cu, and Ni have weak affinity with C.
  • the heating temperature exceeds 1350 ° C. in induction hardening
  • the grain boundary is more stable for C than in the ⁇ grains in which Si, Cu and Ni are dissolved. Become. Therefore, C tends to be concentrated near the grain boundary. Therefore, if the content of these elements is reduced, an increase in C concentration at the ⁇ grain boundary can be suppressed during heating by induction hardening. Therefore, even if it is a case where heating temperature exceeds 1350 degreeC in induction hardening, generation
  • Si, Cu and Ni are also referred to as “grain boundary C concentration increasing elements”.
  • Mn, Cr and V have high affinity with C. Therefore, when the content of these elements is high, the inside of the ⁇ grain where Mn, Cr and V are dissolved is a more stable place for C than the grain boundary. Therefore, C tends to exist in the ⁇ grains, and even if the heating temperature exceeds 1350 ° C. in the induction hardening, it is difficult for C to concentrate at the ⁇ grain boundaries. Therefore, by increasing the content of these elements, the occurrence of melt cracking can be suppressed even when the heating temperature exceeds 1350 ° C. in induction hardening.
  • Mn, Cr, and V are referred to as “grain boundary C concentration lowering elements”.
  • the present inventors further have a relationship between the content of the grain boundary C concentration increasing element, the content of the grain boundary C concentration decreasing element, and the melt cracking at a heating temperature exceeding 1350 ° C.
  • the present inventors set the heating temperature to 1350 ° C. in induction hardening if fn3 defined by Equation (3) is 1.30 or more. It has been found for the first time that the occurrence of melt cracking can be suppressed even if the temperature exceeds this limit.
  • fn3 -2C-Si + 2.33Mn + 0.26Cr + V-1.5Cu-1.5Ni (3)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (3).
  • Mn greatly contributes to fn3.
  • the grain boundary C concentration-reducing element can only be combined with C unless it is a solid solution element. Therefore, it is preferable that the Mn solid solution amount is large.
  • Mn functions as a deoxidizing element together with Si. If Mn oxide is increased by deoxidizing steel, the amount of solute Mn contributing to fn3 is reduced. In this case, even if fn3 is 1.30 or more, melt cracking may occur due to the heating temperature exceeding 1350 ° C.
  • fn1 is 50.0 or less
  • fn3 is 1.30 or more
  • Mn oxide satisfies the following requirements, so that occurrence of melt cracking can be suppressed even at a heating temperature exceeding 1350 ° C. I found.
  • inclusions containing 20.0% by mass or more of oxygen are defined as “oxide”. Furthermore, among the above oxides, inclusions containing 20.0% by mass or more of oxygen and 10.0% by mass or more of Mn are defined as “Mn oxides”.
  • fn1 is 50.0 or less
  • fn3 is 1.30 or more
  • Mn oxide number ratio NR the ratio of the number of Mn oxides to the number of the oxides
  • fatigue strength and machinability Based on the premise that fn1 and fn3 satisfy the above requirements, the inventors further examined the fatigue strength and machinability after hot forging of non-heat treated steel for induction hardening. As described above, fatigue strength and machinability have a correlation with the hardness of steel after hot forging. Specifically, the higher the hardness of the steel, the higher the fatigue strength. However, machinability is reduced. Therefore, both fatigue strength and machinability can be achieved by adjusting the hardness of the steel to an appropriate range.
  • the present inventors examined the total content of elements that affect the hardness of steel.
  • C, Si, Mn, Cr and V increase the internal hardness of the steel material after hot forging.
  • S decreases the internal hardness. Therefore, it was considered that the fatigue strength and the machinability after hot forging can be made compatible by setting the total content of these elements in an appropriate range.
  • the present inventors have found that in the steel material after hot forging, assuming that fn1 and fn3 satisfy the above requirements if fn2 defined by formula (2) is 0.70 to 1.00. It has been found that Rockwell hardness falls within an appropriate range, and as a result, excellent fatigue strength and excellent machinability can be obtained.
  • the non-heat treated steel for induction hardening is mass%, C: 0.35 to 0.44%, Si: 0.01 to less than 0.30%, Mn: 0.80 to 1.50%, P: 0.030% or less, S: more than 0.010 to 0.095%, Cr: more than 0.10 to 0.30%, V: 0.050 to 0.200 %, N: 0.0040 to 0.0200%, O: 0.0024% or less, Cu: 0.05% or less, Ni: 0.05% or less, Al: 0 to 0.040%, Ti: 0 to Containing 0.020%, Nb: 0 to 0.020%, Pb: 0 to 0.30%, Ca: 0 to 0.0100%, and Mo: 0 to 0.20%, the formula (1) Fn1 defined by the formula (2) is 50.0 or less, fn2 defined by the formula (2) is 0.70 to 1.00, and fn3 defined by the formula (3) And 1.30 or more, the balance being Fe and impurities
  • the ratio of the number of Mn oxides containing 20.0% by mass or more of oxygen and 10.0% by mass or more of Mn to the number of oxides containing 20.0% by mass or more of oxygen is: 10.0% or less.
  • fn1 80C 2 + 55C + 13Si + 4.8Mn + 30P + 30S + 1.5Cr (1)
  • fn2 C + (Si / 10) + (Mn / 5) ⁇ (5S / 7) + (5Cr / 22) + 1.65V
  • fn3 -2C-Si + 2.33Mn + 0.26Cr + V-1.5Cu-1.5Ni (3)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) to (3).
  • non-heat treated steel for induction hardening it is possible to suppress the occurrence of melting cracks during induction hardening heating. In this case, the product yield is improved.
  • the non-heat treated steel for induction hardening according to this embodiment can further make the hardness of the steel material within an appropriate range even after hot forging in the process of manufacturing a mechanical structural part such as a crankshaft. As a result, high fatigue strength and machinability are obtained.
  • the non-heat treated steel for induction hardening may further contain Al: 0.005 to 0.040%.
  • the non-heat treated steel for induction hardening may contain one or more selected from the group consisting of Ti: 0.005 to 0.020% and Nb: 0.005 to 0.020%.
  • the non-heat treated steel for induction hardening may further contain one or more selected from the group consisting of Pb: 0.10 to 0.30% and Ca: 0.0010 to 0.0100%. .
  • the non-heat treated steel for induction hardening may further contain Mo: 0.05 to 0.20%.
  • the chemical composition of the non-heat treated steel for induction hardening according to this embodiment contains the following elements.
  • C 0.35 to 0.44% Carbon (C) increases the hardness of the induction-hardened part and the internal hardness of the steel. If the C content is less than 0.35%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.44%, melting cracks occur during heating by induction hardening. Therefore, the C content is 0.35 to 0.44%. The minimum with preferable C content is 0.37%. The upper limit with preferable C content is 0.42%.
  • Si 0.01 to less than 0.30%
  • Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further strengthens the ferrite and increases the internal hardness of the steel. If the Si content is less than 0.01%, this effect cannot be obtained.
  • Si is a grain boundary C concentration increasing element. Therefore, if the Si content is 0.30% or more, the melting cracking is promoted when the heating temperature exceeds 1350 ° C. in induction hardening. Therefore, the Si content is 0.01 to less than 0.30%.
  • a preferable lower limit of the Si content is 0.02%.
  • the upper limit with preferable Si content is 0.28%.
  • Mn 0.80 to 1.50%
  • Manganese (Mn) is a grain boundary C concentration lowering element and binds to C to fix C. Therefore, Mn can suppress melt cracking even when the heating temperature exceeds 1350 ° C. in induction hardening. Mn further deoxidizes the steel. Mn further increases the quenching of the steel and increases the internal hardness. If the Mn content is less than 0.80%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.50%, the internal hardness becomes too high and the machinability deteriorates. Therefore, the Mn content is 0.80 to 1.50%.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.82%, More preferably, it is 0.85%.
  • the upper limit with preferable Mn content is 1.48%.
  • P 0.030% or less Phosphorus (P) is an impurity. If P content exceeds 0.030%, hot forgeability will fall. Furthermore, melt cracking is likely to occur during induction hardening. Therefore, the P content is 0.030% or less. The upper limit with preferable P content is 0.025%.
  • S Sulfur
  • S produces sulfide inclusions and improves the machinability of the steel. If the S content is 0.010% or less, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the S content exceeds 0.095%, melt cracking is likely to occur during induction hardening heating. Accordingly, the S content is more than 0.010 to 0.095%.
  • Si, Cu, Ni, Mn, Cr, and V content are not controlled appropriately, if S content exceeds 0.035%, it will become easy to generate
  • the grain boundary C concentration increasing element Si, Cu, Ni
  • the grain boundary C concentration decreasing element Mn, Cr, V
  • a preferable lower limit of the S content is 0.015%.
  • the upper limit with preferable S content is 0.070%.
  • Chromium (Cr) is a grain boundary C concentration lowering element and binds to C to fix C. Therefore, Cr suppresses the occurrence of melt cracking even when the heating temperature exceeds 1350 ° C. in induction hardening. Cr further increases the hardenability and internal hardness of the steel. If the Cr content is 0.10% or less, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.30%, the internal hardness becomes too high and the machinability of the steel decreases. Therefore, the Cr content is more than 0.10 to 0.30%. The minimum with preferable Cr content is 0.12%. The upper limit with preferable Cr content is 0.25%.
  • V 0.050 to 0.200%
  • Vanadium (V) is a grain boundary C concentration lowering element and binds to C to fix C. Therefore, V suppresses the occurrence of melt cracking even when the heating temperature exceeds 1350 ° C. in induction hardening. V further precipitates in the ferrite as V carbonitride in the cooling process after hot forging the non-heat treated steel for induction hardening. V carbonitride increases the hardness of the ferrite, resulting in an increase in internal hardness. If the V content is less than 0.050%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the V content exceeds 0.200%, the above effect is saturated. Furthermore, the manufacturing cost increases. Therefore, the V content is 0.050 to 0.200%. The minimum with preferable V content is 0.055%. The upper limit with preferable V content is 0.195%.
  • N 0.0040 to 0.0200% Nitrogen (N) forms nitrides and carbonitrides in the cooling process after hot forging the non-tempered steel for induction hardening, refines the structure, and precipitates and strengthens the steel. If the N content is less than 0.0040%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the N content exceeds 0.0200%, the hot forgeability decreases. Therefore, the N content is 0.0040 to 0.0200%. A preferable lower limit of the N content is 0.0060%. The upper limit with preferable N content is 0.0150%.
  • Oxygen (O) is unavoidably contained. O forms an oxide in the steel, and particularly combines with Mn, which is an element that lowers the grain boundary C concentration, to form a Mn oxide. In this case, the solid solution Mn that contributes to the decrease in the C concentration at the ⁇ grain boundary decreases. If the O content exceeds 0.0024%, the dissolved Mn is excessively reduced, and melt cracking occurs when the heating temperature exceeds 1350 ° C. in induction hardening. If the O content exceeds 0.0024%, the fatigue strength is further reduced by coarse oxides. Therefore, the O content is 0.0024% or less. The upper limit with preferable O content is 0.0020%, More preferably, it is 0.0017%.
  • Cu 0.05% or less Copper (Cu) is an impurity.
  • Cu is an element that increases the grain boundary C concentration, and promotes the occurrence of melt cracking during induction hardening. Specifically, if the Cu content exceeds 0.05%, melt cracking is promoted. Therefore, the Cu content is 0.05% or less.
  • the upper limit with preferable Cu content is 0.04%.
  • Nickel (Ni) is an impurity.
  • Ni is an element that increases the grain boundary C concentration, and promotes the occurrence of melt cracking during induction hardening. Specifically, if the Ni content exceeds 0.05%, melt cracking is promoted. Therefore, the Ni content is 0.05% or less.
  • the upper limit with preferable Ni content is 0.04%.
  • the remainder of the chemical composition of the non-heat treated steel for induction hardening according to the present embodiment is composed of Fe and impurities.
  • an impurity means what is mixed from the ore as a raw material, a scrap, or a manufacturing environment when manufacturing the said steel industrially.
  • fn1 defined by the formula (1) is 50.0 or less.
  • fn1 80C 2 + 55C + 13Si + 4.8Mn + 30P + 30S + 1.5Cr (1)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).
  • Fn1 is an index of melt cracking caused by the melting point of steel.
  • C, Si, Mn, P, S and Cr all lower the melting point of the steel. If the melting point of the steel is lowered, melting cracks are likely to occur during induction hardening. If fn1 is 50.0 or less, the fall of melting
  • the preferable upper limit of fn1 is 49.4.
  • the preferable lower limit of fn1 for improving the hardenability of steel is 37.0.
  • fn2 defined by the formula (2) is 0.70 to 1.00.
  • fn2 C + (Si / 10) + (Mn / 5) ⁇ (5S / 7) + (5Cr / 22) + 1.65V (2)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (2).
  • Fn2 is an index of the internal hardness of the steel.
  • C, Si, Mn, Cr and V increase the internal hardness of the steel material after hot forging.
  • S decreases the internal hardness. If fn2 is less than 0.70, the internal hardness of the steel material is too low, and the fatigue strength decreases. On the other hand, if fn2 exceeds 1.00, internal hardness is too high and machinability will fall. Therefore, fn2 is 0.70 to 1.00.
  • a preferred lower limit of fn2 is 0.84.
  • the preferable upper limit of fn2 is 0.98.
  • fn3 defined by the formula (3) is 1.30 or more.
  • fn3 -2C-Si + 2.33Mn + 0.26Cr + V-1.5Cu-1.5Ni (3)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (3).
  • Fn3 is an index of C concentration at the austenite ( ⁇ ) grain boundary at a heating temperature exceeding 1350 ° C. during induction hardening.
  • Si, Cu, and Ni are elements that increase the grain boundary C concentration, and promote C concentration at the ⁇ grain boundary at heating temperatures exceeding 1350 ° C.
  • Mn, Cr, and V are elements that lower the grain boundary C concentration, and suppress C concentration at the ⁇ grain boundary at heating temperatures exceeding 1350 ° C. If fn3 is 1.30 or more, C concentration at the ⁇ grain boundary is suppressed. Therefore, even if the heating temperature exceeds 1350 ° C. in induction hardening, the occurrence of melt cracking is suppressed.
  • the minimum with preferable fn3 is 1.31, More preferably, it is 1.33.
  • the upper limit with preferable fn3 is 2.70, More preferably, it is 2.50.
  • Mn contributing to fn3 is solute Mn. Therefore, even if fn3 is 1.30 or more, if the amount of Mn oxide produced is large, the content of solute Mn that fixes C as an element for decreasing the grain boundary C concentration decreases. In this case, if the heating temperature exceeds 1350 ° C. in induction hardening, melt cracking may occur.
  • the proportion of Mn oxide in the steel is reduced to some extent.
  • an inclusion containing 20.0% by mass or more of oxygen is defined as “oxide”.
  • inclusions containing 20.0% by mass or more of oxygen and 10.0% by mass or more of Mn are defined as “Mn oxides”.
  • fn3 is 1.30 or more, and the ratio of the number of Mn oxides to the number of oxides (Mn oxide number ratio NR) is 10. If it is 0.0% or less, the occurrence of melt cracking can be suppressed even at a heating temperature exceeding 1350 ° C.
  • the Mn oxide number ratio NR is measured by the following method.
  • the R / 2 position of the steel bar (the center position of the straight line (radius R) connecting the central axis of the steel bar and the outer surface in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel bar)
  • a sample including a 10 mm ⁇ 15 mm rectangular observation surface at the center is collected.
  • the observation surface of the collected sample is mirror-polished.
  • EDX energy dispersive X-ray analyzer
  • the oxide and the Mn oxide are specified in the observation plane.
  • the non-heat treated steel for induction hardening according to the present embodiment may further contain Al instead of a part of Fe.
  • Al 0 to 0.040%
  • Aluminum (Al) is an optional element and may not be contained. When included, Al deoxidizes the steel. If Al is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Al content exceeds 0.040%, there is a concern that a coarse oxide is formed and a decrease in fatigue strength is induced. Therefore, the Al content is 0 to 0.040%. The minimum with preferable Al content for acquiring the said effect more effectively is 0.005%. The upper limit with preferable Al content is 0.030%. In the present specification, the Al content means the total Al content.
  • the non-heat treated steel for induction hardening according to this embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Ti and Nb instead of a part of Fe. These elements are optional elements, all of which form carbonitrides and increase the toughness of steel.
  • Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained. When contained, Ti forms carbonitrides in the cooling process after hot forging the non-tempered steel for induction hardening, and suppresses coarsening of austenite crystal grains. Therefore, the pearlite structure of the steel material after hot forging becomes fine, and the toughness of the steel material increases. If Ti is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ti content exceeds 0.020%, the above effect is saturated. Furthermore, the manufacturing cost increases. Therefore, the Ti content is 0 to 0.020%. The minimum with preferable Ti content for acquiring the said effect more effectively is 0.005%, More preferably, it is 0.008%. The upper limit with preferable Ti content is 0.015%.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained.
  • Nb forms carbonitrides in the cooling process after hot forging the non-heat treated steel for induction hardening, and suppresses the coarsening of austenite crystal grains. Therefore, the toughness of the steel material after hot forging is increased.
  • the Nb content exceeds 0.020%, the above effect is saturated. Furthermore, the manufacturing cost increases. Therefore, the Nb content is 0 to 0.020%.
  • the minimum with preferable Nb content for acquiring the said effect more effectively is 0.005%, More preferably, it is 0.008%.
  • the upper limit with preferable Nb content is 0.015%.
  • the non-heat treated steel for induction hardening according to this embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Pb and Ca instead of a part of Fe. These elements are arbitrary elements, and all enhance the machinability of steel.
  • Pb 0 to 0.30%
  • Lead (Pb) is an optional element and may not be contained. When contained, Pb increases the machinability of the steel. If Pb is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Pb content exceeds 0.30%, the hot forgeability of the steel decreases. Therefore, the Pb content is 0 to 0.30%.
  • the minimum with preferable Pb content for acquiring the said effect more effectively is 0.10%, More preferably, it is 0.15%.
  • the upper limit with preferable Pb content is 0.27%.
  • Ca 0 to 0.0100%
  • Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. When contained, Ca increases machinability. If Ca is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ca content exceeds 0.0100%, coarse oxides are formed, and the fatigue strength of the steel decreases. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0100%.
  • the minimum with preferable Ca content for acquiring the said effect more effectively is 0.0010%, More preferably, it is 0.0015%.
  • the upper limit with preferable Ca content is 0.0085%.
  • the non-heat treated steel for induction hardening according to the present embodiment may further contain Mo instead of a part of Fe.
  • Mo 0 to 0.20%
  • Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. When contained, Mo increases the fatigue strength of the steel. If Mo is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Mo content exceeds 0.20%, the hot forgeability decreases. Therefore, the Mo content is 0 to 0.20%. The minimum with preferable Mo content for acquiring the said effect more effectively is 0.05%. The upper limit with preferable Mo content is 0.17%.
  • the manufacturing method of the non-heat-treated steel for induction hardening according to the present embodiment includes a refining process, a casting process, and a hot working process.
  • molten steel having the above-described chemical composition is manufactured. Specifically, using a converter, oxygen is sprayed on the hot metal and refined to produce molten steel to which Si and Mn are not added (primary refining). Secondary refining is performed on the molten steel after the primary refining to deoxidize the molten steel. At this time, in the secondary refining, Si is added to the molten steel before the Mn source and deoxidized. And after adding Si, a Mn source is added with respect to molten steel. The Mn source is an Fe—Mn alloy and / or pure metallic manganese. The Mn content in the Mn source is 60 to 100% in at%, and the oxygen (O) content in the Mn source is 1.0 at% or less.
  • the Mn oxide number ratio NR exceeds 10.0%.
  • the Mn oxide number ratio can be reduced to 10.0% or less by adding the above Mn source to the molten steel after the addition of Si. Even when the Mn source is added to the molten steel after the addition of Si, if the oxygen (O) content in the Mn source exceeds 1.0 at%, Mn oxide is excessively generated. Therefore, the Mn oxide number ratio NR exceeds 10.0%.
  • Si and Mn sources are added to the molten steel so that the chemical composition of the molten steel after addition of Si and Mn source is within the range of the chemical composition of the non-tempered steel for induction hardening of this embodiment. To do.
  • a slab slab or bloom
  • a steel ingot is manufactured using molten steel by a known casting method.
  • the casting method is, for example, a continuous casting method or an ingot-making method.
  • the hot working process hot working is performed on the slab or steel ingot produced in the casting process to produce the non-heat treated steel for induction hardening according to the present embodiment.
  • the non-heat treated steel for induction hardening according to this embodiment is, for example, a steel bar.
  • the hot working process includes, for example, a rough rolling process and a finish rolling process.
  • the rough rolling process is, for example, split rolling.
  • the finish rolling process is, for example, finish rolling using a continuous rolling mill. In a continuous rolling mill, for example, a horizontal stand having a pair of horizontal rolls and a vertical stand having a pair of vertical rolls are alternately arranged in a line.
  • the heating temperature in the rough rolling process and the finish rolling process is, for example, 1000 to 1300 ° C.
  • non-tempered steel for induction hardening is manufactured by hot rolling.
  • non-tempered steel for induction hardening may be manufactured by hot forging.
  • the above-mentioned non-tempered steel bar for induction hardening is manufactured.
  • the above-mentioned manufacturing method implemented the hot processing process.
  • this manufacturing method may omit the hot working step. That is, the non-heat treated steel for induction hardening according to the present embodiment may be a cast product (slab or ingot).
  • the steel of this embodiment is non-tempered steel. Therefore, quenching and tempering can be omitted in the manufacturing process of the non-heat treated steel for induction hardening.
  • An example of a method for manufacturing a machine structural component using the non-heat treated steel for induction hardening according to this embodiment is as follows.
  • the above-described non-tempered steel material for induction hardening (slab, ingot, steel slab or steel bar) is hot forged to produce a rough intermediate product of machine structural parts (for example, crankshaft).
  • the produced intermediate product is allowed to cool in the atmosphere.
  • the intermediate product is cut into a predetermined shape by machining.
  • Induction hardening is applied to the intermediate product after cutting.
  • the heating temperature is adjusted according to the desired hardened layer depth.
  • the depth of the hardened layer is increased, the heating temperature becomes high and may exceed 1350 ° C.
  • induction hardening is performed at a high temperature exceeding 1350 ° C, Occurrence is suppressed.
  • the hardness can be adjusted, and excellent fatigue strength and machinability can be obtained.
  • a plurality of non-tempered steels for induction hardening having various chemical compositions were manufactured. Using the produced steel, the presence or absence of melt cracking of the steel material after induction hardening and the internal hardness of the steel material after hot forging were evaluated.
  • test numbers 1 to 65 after adding Si to molten steel, an Fe—Mn alloy (oxygen content of 1.0 at% or less) as a Mn source was added (Table 1). And “Si ⁇ Mn” in the “addition order” column of Table 2).
  • test numbers 66 and 67 in the deoxidation process, the Fe—Mn alloy (oxygen content is 1.0 at% or less) was added to the molten steel, and then Si was added (“addition order” in Tables 1 and 2). "Indicated by" Mn ⁇ Si ").
  • test numbers 68 and 69 in the deoxidation step, after adding Si to the molten steel, an Fe—Mn alloy (oxygen content exceeding 1.0 at%) as a Mn source was added (in Tables 1 and 2). “In the order of addition”, “Si ⁇ Mn +”).
  • a slab (bloom) having a cross section of 300 mm ⁇ 400 mm was produced by a continuous casting method.
  • the slab was subjected to mass rolling to produce a billet having a cross section of 180 mm ⁇ 180 mm.
  • the billet was heated to 1250 ° C. and then hot-rolled to produce a steel bar having a diameter of 80 mm (non-tempered steel for induction hardening).
  • test piece was heated to 1380 ° C. at a heating rate of 100 ° C./second using a high frequency coil. And the test piece was hold
  • the cross section (observation surface) perpendicular to the longitudinal direction of the test piece after water cooling was mechanically polished.
  • the observation surface after mechanical polishing was corroded with a Picral reagent.
  • the corroded observation surface was observed with a 400 ⁇ optical microscope, and the presence or absence of melt cracking was visually confirmed.
  • the observation surface was 250 ⁇ m ⁇ 400 ⁇ m.
  • FIG. 2 is a microstructural photographic image (test number 45) in which melt cracking occurred
  • FIG. 3 is a microstructural photographic image (normal structure: test number 16) in which melt cracking did not occur.
  • the manufactured steel bar was subjected to a heat treatment that simulates cooling after hot forging. Specifically, the steel bar was heated to 1100 ° C. and held for 30 minutes. Thereafter, the steel bar was allowed to cool in the atmosphere.
  • Mn oxide number ratio NR measurement test The Mn oxide number ratio NR of the non-heat treated steel for induction hardening of each test number was measured by the following method.
  • a sample including a shape observation surface was collected.
  • the observation surface of the collected sample was mirror-polished. Using a scanning electron microscope equipped with an energy dispersive X-ray analyzer (EDX), components of a plurality of inclusions in the mirror-polished observation surface were analyzed.
  • EDX energy dispersive X-ray analyzer
  • Test results The test results are shown in Tables 1 and 2.
  • the Mn oxide number ratio NR was 10.0% or less. Therefore, no melt cracking was observed. Further, it was expected that the HRC hardness is in the range of 20 to 28 and sufficient fatigue strength and machinability can be obtained.
  • test number 11 The Si content of test number 11 was too high. Therefore, melt cracking occurred.
  • test number 14 The Mn content of test number 14 was too high. Therefore, it was expected that the HRC hardness exceeded 28 and sufficient machinability could not be obtained.
  • the Mn content of test number 15 was too low. Therefore, melt cracking occurred. Furthermore, the HRC hardness was less than 20, and it was expected that sufficient fatigue strength could not be obtained.
  • test number 17 and the S content of test number 21 were too high. Therefore, melt cracking occurred in any of the test numbers.
  • test number 26 The Cr content of test number 26 was too high. Therefore, it was expected that the HRC hardness exceeded 28 and sufficient machinability could not be obtained.
  • the Cr content of test number 27 was too low. Therefore, melt cracking occurred. Furthermore, the HRC hardness was less than 20, and it was expected that sufficient fatigue strength could not be obtained.
  • test number 34 The V content of test number 34 was too low. Therefore, melt cracking occurred. Furthermore, the HRC hardness was less than 20, and it was expected that sufficient fatigue strength could not be obtained.
  • test number 43 The O content of test number 43 was too high. Therefore, melt cracking occurred.
  • test number 45 and the Ni content of test number 47 were too high. Therefore, melt cracking occurred in any of the test numbers.
  • test number 55 fn2 was too high. Therefore, it was expected that the HRC hardness exceeded 28 and sufficient machinability could not be obtained.
  • test number 56 fn2 was too low. Therefore, it was expected that the HRC hardness was less than 20 and sufficient fatigue strength could not be obtained.
  • the non-heat treated steel for induction hardening according to the present embodiment can be widely applied to machine structural parts that are manufactured by induction hardening.
  • it is suitable for machine structural parts used for induction hardening after hot forging.

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Abstract

高周波焼入れ用非調質鋼は、質量％でＣ：０．３５～０．４４％、Ｓｉ：０．０１～０．３０％未満、Ｍｎ：０．８０～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０超～０．０９５％、Ｃｒ：０．１０超～０．３０％、Ｖ：０．０５０～０．２００％、Ｎ：０．００４０～０．０２００％、Ｏ：０．００２４％以下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．０５％以下を含有し、ｆｎ１≦５０．０、ｆｎ２：０．７０～１．００、ｆｎ３≧１．３０である。鋼中において、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＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ　ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ　ｆｎ３＝－２Ｃ－Ｓｉ＋２．３３Ｍｎ＋０．２６Ｃｒ＋Ｖ－１．５Ｃｕ－１．５Ｎｉ

Description

高周波焼入れ用非調質鋼
　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、建設車両のクランクシャフト等に利用される機械構造用部品には、例えば、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。例えば、機械構造用部品の１種であるクランクシャフトの疲労強度を向上させるために、図１に示すフィレットのＲ部１を高周波焼入れする技術が実用化されている。
　近年、産業界から、機械構造用部品のさらなる高強度化、特に、疲労強度の向上が求められている。高周波焼入れを利用して硬化層深さを大きくするためには、高周波電力の出力や加熱時間を増加して加熱温度を高めればよい。しかしながら、高温で高周波焼入れ処理を実施する場合、機械構造用部品のエッジ部（たとえば、図１のクランクシャフトの場合は符号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１３５０℃を超える等により、加熱温度が機械構造用部品の鋼材の融点を超えると、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、上述の疲労強度とともに、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、上述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クランクシャフト用非調質鋼は、質量基準で、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％および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）
特開平５－３３１０１号公報 特開２００４－２７２５９号公報 特開２０１１－２６６４１号公報
　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、特にＳが０．０３５％を超えて含有される鋼材に対して、１３５０℃を超える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１３５０℃を超える場合があっても、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。
　本発明による高周波焼入れ用非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．３５～０．４４％、Ｓｉ：０．０１～０．３０％未満、Ｍｎ：０．８０～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０超～０．０９５％、Ｃｒ：０．１０超～０．３０％、Ｖ：０．０５０～０．２００％、Ｎ：０．００４０～０．０２００％、Ｏ：０．００２４％以下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ａｌ：０～０．０４０％、Ｔｉ：０～０．０２０％、Ｎｂ：０～０．０２０％、Ｐｂ：０～０．３０％、Ｃａ：０～０．０１００％、及び、Ｍｏ：０～０．２０％を含有し、式（１）で定義されるｆｎ１が５０．０以下であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．７０～１．００であり、式（３）で定義されるｆｎ３が１．３０以上であり、残部はＦｅ及び不純物からなる。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＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ　（１）
　ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ　（２）
　ｆｎ３＝－２Ｃ－Ｓｉ＋２．３３Ｍｎ＋０．２６Ｃｒ＋Ｖ－１．５Ｃｕ－１．５Ｎｉ　（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１３５０℃を超える場合があっても、溶融割れの発生が抑制される。
図１は、機械構造用部品であるクランクシャフトの一部を示す正面図である。 図２は、実施例において、比較例である高周波焼入れ用非調質鋼の試験片を、１００℃／秒の昇温速度で１３８０℃まで加熱し、１０秒間保持した後、水冷した場合のミクロ組織写真画像である。 図３は、実施例において、本発明例である高周波焼入れ用非調質鋼の試験片を、１００℃／秒の昇温速度で１３８０℃まで加熱し、１０秒間保持した後、水冷した場合のミクロ組織写真画像である。
　本発明者らは、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、本発明者らは、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、本発明者らはさらに、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、本発明者ら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］
　Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒは、焼入れ性を高め、疲労強度を高める。しかしながら、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒと、Ｐ及びＳとは、鋼の融点を低下する。鋼の融点が低下すれば、高周波焼入れの加熱時に溶融割れが発生しやすくなる。したがって、疲労強度を高めるためにＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒは必須元素として含有するものの、溶融割れを考慮した場合、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＣｒの総含有量を規制する方が好ましい。
　上記検討結果に基づいて、本発明者らはＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＣｒの総含有量と溶融割れとの関係についてさらに検討を行った。その結果、式（１）で定義されるｆｎ１が５０．０以下であれば、鋼の融点の低下が抑制され、後述のｆｎ２及びｆｎ３が要件を満たすことを前提として、高周波焼入れ時において溶融割れの発生が抑制できることを見出した。
　ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ　（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。
　本発明者らは、１３５０℃を超える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さらに調査した。その結果、本発明者らは、次の新たな知見を得た。
　１３５０℃を超える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、本発明者らは、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、本発明者らは、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１３５０℃を超えれば、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１３５０℃を超えた場合であっても、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１３５０℃を超えても、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１３５０℃を超えても、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、本発明者らはさらに、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、１３５０℃を超える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、本発明者らは、ｆｎ１及び後述するｆｎ２が要件を満たすことを前提として、式（３）で定義されるｆｎ３が１．３０以上であれば、高周波焼入れにおいて加熱温度が１３５０℃を超えても、溶融割れの発生を抑制できることを初めて見出した。
　ｆｎ３＝－２Ｃ－Ｓｉ＋２．３３Ｍｎ＋０．２６Ｃｒ＋Ｖ－１．５Ｃｕ－１．５Ｎｉ　（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。
　しかしながら、上記式（３）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、本発明者らは、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ｆｎ３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、ｆｎ３に寄与する固溶Ｍｎ量が低減してしまう。この場合、ｆｎ３が１．３０以上であっても、１３５０℃を超える加熱温度により、溶融割れが発生する可能性がある。
　そこで、本発明者らは、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、ｆｎ１が５０．０以下であり、ｆｎ３が１．３０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、１３５０℃を超える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、ｆｎ１が５０．０以下であり、ｆｎ３が１．３０以上であり、かつ、上記酸化物の個数に対するＭｎ酸化物の個数の比（以下、Ｍｎ酸化物個数比ＮＲという）が１０．０％以下であれば、１３５０℃を超える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］
　ｆｎ１及びｆｎ３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、本発明者らはさらに検討した。上述のとおり、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、本発明者ら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、本発明者らは、式（２）で定義されるｆｎ２が０．７０～１．００であれば、ｆｎ１及びｆｎ３が上記要件を満たすことを前提として、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。
　ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ　（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。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態による高周波焼入れ用非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．３５～０．４４％、Ｓｉ：０．０１～０．３０％未満、Ｍｎ：０．８０～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０超～０．０９５％、Ｃｒ：０．１０超～０．３０％、Ｖ：０．０５０～０．２００％、Ｎ：０．００４０～０．０２００％、Ｏ：０．００２４％以下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ａｌ：０～０．０４０％、Ｔｉ：０～０．０２０％、Ｎｂ：０～０．０２０％、Ｐｂ：０～０．３０％、Ｃａ：０～０．０１００％、及び、Ｍｏ：０～０．２０％を含有し、式（１）で定義されるｆｎ１が５０．０以下であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．７０～１．００であり、式（３）で定義されるｆｎ３が１．３０以上であり、残部はＦｅ及び不純物からなる。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＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ　（１）
　ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ　（２）
　ｆｎ３＝－２Ｃ－Ｓｉ＋２．３３Ｍｎ＋０．２６Ｃｒ＋Ｖ－１．５Ｃｕ－１．５Ｎｉ　（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。
　本実施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。本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼はさらに、クランクシャフト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。
　上記高周波焼入れ用非調質鋼はさらに、Ａｌ：０．００５～０．０４０％を含有してもよい。
　上記高周波焼入れ用非調質鋼は、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、及び、Ｎｂ：０．００５～０．０２０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　上記高周波焼入れ用非調質鋼はさらに、Ｐｂ：０．１０～０．３０％、及び、Ｃａ：０．００１０～０．０１００％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　上記高周波焼入れ用非調質鋼はさらに、Ｍｏ：０．０５～０．２０％を含有してもよい。
　以下、本実施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］
　本実施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：０．３５～０．４４％
　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０．３５％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．４４％を超えれば、高周波焼入れの加熱時に溶融割れが発生する。したがって、Ｃ含有量は０．３５～０．４４％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３７％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４２％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１３５０℃を超えた場合、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：０．８０～１．５０％
　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１３５０℃を超えても、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０．８０％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０．８０～１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．８２％であり、さらに好ましくは０．８５％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）は不純物である。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。
　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、本実施形態では、後述のとおり、ｆｎ３を１．３０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：０．１０超～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１３５０℃を超えても、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０．１０％以下であれば、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０．１０超～０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１２％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２５％である。
　Ｖ：０．０５０～０．２００％
　バナジウム（Ｖ）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、Ｖは、高周波焼入れにおいて加熱温度が１３５０℃を超えても、溶融割れの発生を抑制する。Ｖはさらに、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％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が０．２００％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、Ｖ含有量は０．０５０～０．２００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０５５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．１９５％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。
　Ｏ：０．００２４％以下
　酸素（Ｏ）は不可避に含有される。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１３５０℃を超えた場合、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。
　Ｃｕ：０．０５％以下
　銅（Ｃｕ）は不純物である。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。
　Ｎｉ：０．０５％以下
　ニッケル（Ｎｉ）は不純物である。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。
　本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、また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５０．０以下である。
　ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ　（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、鋼の融点に起因する溶融割れの指標である。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＣｒはいずれも、鋼の融点を低下する。鋼の融点が低下すれば、高周波焼入れの加熱時に溶融割れが発生しやすくなる。ｆｎ１が５０．０以下であれば、鋼の融点の低下が抑制され、溶融割れの発生が抑制される。ｆｎ１の好ましい上限は４９．４である。
　一方、ｆｎ１中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒは、鋼の焼入れ性を高める。そのため、鋼の焼入れ性を高めるための好ましいｆｎ１の下限は３７．０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０．７０～１．００である。
　ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ　（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、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、内部硬さを低下する。ｆｎ２が０．７０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、ｆｎ２が１．００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、ｆｎ２は０．７０～１．００である。ｆｎ２の好ましい下限は０．８４である。ｆｎ２の好ましい上限は０．９８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１．３０以上である。
　ｆｎ３＝－２Ｃ－Ｓｉ＋２．３３Ｍｎ＋０．２６Ｃｒ＋Ｖ－１．５Ｃｕ－１．５Ｎｉ　（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、高周波焼入れ時において、１３５０℃を超える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、１３５０℃を超える加熱温度での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、１３５０℃を超える加熱温度でのγ粒界でのＣ濃化を抑制する。ｆｎ３が１．３０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１３５０℃を超えても、溶融割れの発生が抑制される。ｆｎ３の好ましい下限は１．３１であり、さらに好ましくは１．３３である。ｆｎ３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。
　［鋼中の酸化物について］
　本実施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。
　ｆｎ３に寄与するＭｎは、固溶Ｍｎである。したがって、ｆｎ３が１．３０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１３５０℃を超えれば、溶融割れが発生する可能性がある。
　そこで、本実施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、本実施形態による高周波加熱用非調質鋼において、ｆｎ３が１．３０以上であり、かつ、上記酸化物の個数に対するＭｎ酸化物の個数の比（Ｍｎ酸化物個数比ＮＲ）が１０．０％以下であれば、１３５０℃を超え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に対する、Ｍｎ酸化物の総個数の比（＝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］
　本実施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、Ａｌを含有してもよい。
　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。
　本実施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、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、炭窒化物を形成して鋼の靭性を高める。
　Ｔｉ：０～０．０２０％
　チタン（Ｔｉ）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、Ｔｉ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パーライト組織が微細になり、鋼材の靭性が高まる。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、Ｔｉ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Ｔｉ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。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。
　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。
　本実施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、Ｐｂ及びＣａからなる群から選択される1種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、鋼の被削性を高める。
　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。
　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。
　本実施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、Ｍｏを含有してもよい。
　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。
　［製造方法］
　本実施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。本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼の製造方法は、精錬工程と、鋳造工程と、熱間加工工程とを備える。
　［精錬工程］
　精錬工程では、上述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。
　上述の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、上述の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源添加後の溶鋼の化学組成が、本実施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。
　［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、本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼を製造する。本実施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。
　上述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、上述の高周波焼入れ用非調質棒鋼が製造される。なお、上述の製造方法は、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、本実施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、本実施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］
　本実施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。上述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（例えばクランクシャフト）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、１３５０℃を超える場合もあり得る。本実施形態の高周波焼入れ用非調質鋼を用いてクランクシャフトに代表される機械構造用部品を製造する場合、仮に、１３５０℃を超えるような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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　二次精錬での脱酸工程において、試験番号１～６５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６６及び６７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６８及び６９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℃に加熱した後、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。
　［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。
　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１３８０℃まで加熱した。そして、試験片を１３８０℃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（試験番号４５）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（正常組織：試験番号１６）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。
　［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。
　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、ＪＩＳＺ２２４５（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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　［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総個数に対する、Ｍｎ酸化物の総個数の比（＝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。
　［試験結果］
　試験結果を表１及び表２に示す。試験番号１～４、７～１０、１２、１３、１６、１８～２０、２２～２５、２８～３３、３５～３８、４０～４２、４４、４６、４８、４９、５１～５４、５７、及び、５９～６５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、ＨＲＣ硬さが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５のＣ含有量は高すぎた。そのため、溶融割れが観察された。試験番号６のＣ含有量は低すぎた。そのため、ＨＲＣ硬さが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１１のＳｉ含有量は高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。
　試験番号１４のＭｎ含有量は高すぎた。そのため、ＨＲＣ硬さが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１５のＭｎ含有量は低すぎた。そのため、溶融割れが発生した。さらに、ＨＲＣ硬さが２０未満であり、十分な疲労強度が得られないと予想できた。
　試験番号１７のＰ含有量、及び、試験番号２１のＳ含有量は高すぎた。そのため、いずれの試験番号においても、溶融割れが発生した。
　試験番号２６のＣｒ含有量は高すぎた。そのため、ＨＲＣ硬さが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２７のＣｒ含有量は低すぎた。そのため、溶融割れが発生した。さらに、ＨＲＣ硬さが２０未満であり、十分な疲労強度が得られないと予想できた。
　試験番号３４のＶ含有量は低すぎた。そのため、溶融割れが発生した。さらに、ＨＲＣ硬さが２０未満であり、十分な疲労強度が得られないと予想できた。
　試験番号３９のＮ含有量は低すぎた。そのため、ＨＲＣ硬さが２０未満であり、十分な疲労強度が得られないと予想できた。
　試験番号４３のＯ含有量は高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。
　試験番号４５のＣｕ含有量、及び、試験番号４７のＮｉ含有量は高すぎた。そのため、いずれの試験番号においても、溶融割れが発生した。
　試験番号５０及び７０では、ｆｎ１が高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。
　試験番号５５では、ｆｎ２が高すぎた。そのため、ＨＲＣ硬さが２８を超え、十分な被削性が得られないと予想できた。一方、試験番号５６では、ｆｎ２が低すぎた。そのため、ＨＲＣ硬さが２０未満であり、十分な疲労強度が得られないと予想できた。
　試験番号５８及び７１では、ｆｎ３が低すぎた。そのため、溶融割れが発生した。
　試験番号６６及び６７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６８及び６９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、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
　本実施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。
１　フィレットＲ部
２　クランクシャフトのエッジ部
１０　溶融割れ

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．３５～０．４４％、
    　Ｓｉ：０．０１～０．３０％未満、
    　Ｍｎ：０．８０～１．５０％、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．０１０超～０．０９５％、
    　Ｃｒ：０．１０超～０．３０％、
    　Ｖ：０．０５０～０．２００％、
    　Ｎ：０．００４０～０．０２００％、
    　Ｏ：０．００２４％以下、
    　Ｃｕ：０．０５％以下、
    　Ｎｉ：０．０５％以下、
    　Ａｌ：０～０．０４０％、
    　Ｔｉ：０～０．０２０％、
    　Ｎｂ：０～０．０２０％、
    　Ｐｂ：０～０．３０％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、及び、
    　Ｍｏ：０～０．２０％を含有し、
    　式（１）で定義されるｆｎ１が５０．０以下であり、
    　式（２）で定義されるｆｎ２が０．７０～１．００であり、
    　式（３）で定義されるｆｎ３が１．３０以上であり、
    　残部はＦｅ及び不純物からなり、
    　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、高周波焼入れ用非調質鋼。
    　ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ　（１）
    　ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）－（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ　（２）
    　ｆｎ３＝－２Ｃ－Ｓｉ＋２．３３Ｍｎ＋０．２６Ｃｒ＋Ｖ－１．５Ｃｕ－１．５Ｎｉ　（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。
  2. 　請求項１に記載の高周波焼入れ用非調質鋼であって、
    　Ａｌ：０．００５～０．０４０％を含有する、高周波焼入れ用非調質鋼。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の高周波焼入れ用非調質鋼であって、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、及び、
    　Ｎｂ：０．００５～０．０２０％からなる群から選択される１種以上を含有する、高周波焼入れ用非調質鋼。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の高周波焼入れ用非調質鋼であって、
    　Ｐｂ：０．１０～０．３０％、及び、
    　Ｃａ：０．００１０～０．０１００％からなる群から選択される１種以上を含有する、高周波焼入れ用非調質鋼。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の高周波焼入れ用非調質鋼であって、
    　Ｍｏ：０．０５～０．２０％を含有する、高周波焼入れ用非調質鋼。
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