(57)【要約】  本発明の一態様に係る高周波焼入れ用鋼材は、化学成分が、所定量の合金元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、Ａｌ×Ｎが０．０００３３０〜０．０００８２５であり、Ｍｎ／Ｓが４．６〜１４．０であり、被削性指数Ｍが１５．５〜２５．６５であり、直径の１／４の箇所において、円相当径２００ｎｍ超のＡｌＮの面積率が、円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率の２０％以下であり、直径の１／４の箇所において、最大径が０．３μｍ以上１０μｍ以下のＭｎ硫化物系介在物の個数密度が１００個／ｍｍ２以上２５００個／ｍｍ２以下である。
2015125915.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．４０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．４％、
Ｍｎ：０．２〜１．０％未満、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％未満、
Ａｌ：０．１１〜０．１７％、
Ｓ：０．０３超〜０．０７％、
Ｎ：０．００３０〜０．００７５％、
Ｐ：０．０５％未満、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｍｏ：０〜０．２％、
Ｎｉ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｚｒ：０〜０．００５％、
Ｒｅｍ：０〜０．００５％、
Ｔｉ：０〜０．２％、
Ｎｂ：０〜０．２％、
Ｖ：０〜０．３５％、
Ｓｂ：０〜０．０１５％、
Ｔｅ：０〜０．２％、
Ｐｂ：０〜０．５％、及び
Ｂｉ：０〜０．５％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記化学成分が式（１）〜（３）を満足し、
直径の１／４の箇所において、円相当径２００ｎｍ超のＡｌＮの面積率が、円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率の２０％以下であり、
前記直径の１／４の箇所において、最大径が０．３μｍ以上１０μｍ以下のＭｎ硫化物系介在物の個数密度が１００個／ｍｍ２以上２５００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする高周波焼入れ用鋼材。
０．０００３３０≦Ａｌ×Ｎ≦０．０００８２５……（１）
４．６≦Ｍｎ／Ｓ≦１４．０……（２）
１５．５≦（−１．４０×Ａｌ＋０．０１７５）×（２１４×（Ｃ＋（１／７）×Ｓｉ＋（１／５）×Ｍｎ＋（１／９）×Ｃｒ）−２１１）≦２５．６５……（３）
前記式（１）、前記式（２）、および前記式（３）に含まれる記号「Ｃ」、「Ｓｉ」、「Ｍｎ」、「Ｃｒ」、「Ａｌ」、「Ｎ」、および「Ｓ」それぞれは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎ、およびＳの含有量を単位質量％で示す。
【請求項２】
前記化学成分が、質量％で、
Ｂ：０．０００３〜０．００５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、及び
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高周波焼入れ用鋼材。
【請求項３】
前記化学成分が、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％、及び
Ｒｅｍ：０．０００３〜０．００５％
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高周波焼入れ用鋼材。
【請求項４】
前記化学成分が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎｂ：０．００５〜０．２％、及び
Ｖ：０．００５〜０．３５％
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の高周波焼入れ用鋼材。
【請求項５】
前記化学成分が、質量％で、
Ｓｂ：０．０００３〜０．０１５％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、
Ｐｂ：０．０１〜０．５％、及び
Ｂｉ：０．０１〜０．５％
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の高周波焼入れ用鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、被削性に優れた高周波焼入れ用鋼材に関し、特に、自動車、建機、農機、発電用風車、その他の産業機械等に使用されている動力伝達部品（例えば、歯車、軸受、ＣＶＴシーブ、およびシャフト等）に用いられる、高周波焼入れを好適に適用可能な鋼に関する。
本願は、２０１４年２月２４日に、日本に出願された特願２０１４−０３３３５２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
従来、歯車等の動力伝達部品は、表面硬化処理を施してから使用されることが多い。表面硬化法としては、浸炭、窒化および高周波焼入れ等が採用されている。この中で、「浸炭」は、材料の中心部の靱性を維持し、且つ材料の表層だけを高炭素化することにより硬化させることを目的とするものである。主に浸炭処理は、疲労強度の向上を目的として、歯車、並びに自動車用のＣＶＴ及びＣＶＪの部品などの材料に適用される。しかし、現在主に採用される浸炭処理方法は、ガス雰囲気中でのバッチ処理を必要とし、このバッチ処理は、部品温度を例えば９３０℃近傍で数時間以上保持することを必要とする。従って、浸炭処理においては多くのエネルギーとコストとが費やされる。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う傾向に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。【０００３】
そこで、これらの問題の解決のために、高周波焼入れ処理のみで所望の強度特性を得るための研究がなされるようになった。なぜなら、高周波焼入れ処理は、浸炭処理と比較して表面硬化処理時間が短く、消費エネルギーが少なく、従って環境負荷の低減のために非常に有利だからである。しかし、高周波焼入れ処理によって必要な表面硬さを得るためには、高周波焼入れ処理に供する鋼（高周波焼入れ用鋼材）のＣ含有量を高めなければならないという問題がある。鋼のＣ含有量を高めた場合、高周波焼入れ前の鋼の被削性が低下する。【０００４】
浸炭して部品を製造する場合に用いられる鋼としては、Ｃ含有量が０．１８〜０．２３質量％であるＪＩＳ  ＳＣｒ４２０またはＪＩＳ  ＳＣＭ４２０などの、Ｃ含有量が０．２％前後のいわゆる肌焼鋼が用いられている。この肌焼鋼のようなＣ含有量が低い鋼を部品の材料として使用する最大の理由は、被削性の確保である。Ｃ含有量が低い肌焼鋼の硬度は低く、従ってこの肌焼鋼の被削性は高い。従って、浸炭工程を含む製造方法を肌焼鋼に適用した場合、浸炭前には容易に形状加工を行うことができ、浸炭後には表面硬さが高くなり高強度の部品が得られる。【０００５】
しかし、高周波焼入れされる部品について適切な表面硬さを得るためには、鋼自体のＣ含有量を少なくとも０．４％以上にしなければならない。この場合、切削前の鋼の硬さが高くなり、被削性が劣化してしまう。浸炭を高周波焼入れで代替するためには、Ｃ含有量が増えて鋼が硬くなっても被削性が良い鋼が必要である。つまり、従来は浸炭を用いて製造されていた部品を、高周波焼入を用いて製造することを試みる場合、最大の課題は鋼の被削性であるといえる。【０００６】
高周波焼入れ用鋼材に関する従来技術は以下の通りである。特許文献１には、高周波焼入れ用鋼材に関する発明であって、Ｓｉ含有量を０．５０％以下に制限し、Ａｌ含有量を０．１０％以下に制限し、且つ高周波焼入れ前の組織においてマルテンサイトの面積率を７０％以上に制御する鋼が開示されている。この方法によれば、高周波焼入れ後の鋼の強度は著しく向上する。しかし、特許文献１の鋼の高周波焼入れ前の加工性、特に被削性は低い。【０００７】
特許文献２は、被削性に優れた高周波焼入れ用鋼材を提案している。特許文献２は、フェライト、パーライト、及びベイナイトの面積率を適切に制御し、フェライト結晶粒の平均アスペクト比とフェライト結晶粒の粒子間距離とを特定の範囲内に制御し、且つ特定量のＡｌとＢとの添加を必須にすることで、被削性を向上させる技術を開示している。しかしながら、特許文献２の鋼は、フェライトの面積率が少ないので、内部硬さが高い。内部硬さは高周波焼入れの前後で変化しないので、内部硬さが高い鋼は、高周波焼入れ前の切削加工時の硬さが高いものである。このような、硬さが高い鋼では、切削時に工具の欠け等の折損が発生する可能性が高いので、特許文献２に開示された鋼は、適用できる切削条件が制限され、生産性を低下させる場合があるものと思われる。【０００８】
特許文献３では、Ａｌ含有量を高めることで高周波焼入れ用鋼材の被削性を向上させる技術が提案されている。しかし特許文献３では、発明鋼の被削性と肌焼鋼の被削性との比較検討がなされていない。従って、特許文献３に開示された技術を用いて肌焼鋼と同程度に良好な被削性が得られるかどうかは不明である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】日本国特開２００７−１３１８７１号公報
【特許文献２】日本国特開２０１２−２１９３３４号公報
【特許文献３】日本国特許第４６５９１３９号公報
【非特許文献】
【００１０】
【非特許文献１】「快削鋼の被削性に及ぼす材料因子」家口浩、熱処理４１巻４号、Ｐ１９３
【非特許文献２】「硫化物形態制御型快削鋼の被削性に及ぼす硫化物形態の影響」速石正和ら、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、Ｖｏｌ．１５、（２００２）、Ｐ５８３
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
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、かつ高周波焼入れ後に高い表面硬さを発揮する高周波焼入れ用鋼材を提供することを課題とする。特に、自動車、建機、農機、発電用風車、その他の産業機械等に使用されている動力伝達部品（例えば、歯車、軸受、ＣＶＴシーブ、およびシャフト等）に用いられる部品の製造工程に含まれる浸炭処理を高周波焼入れ処理へ転換するために好適な、被削性に優れた高周波焼入れ用鋼材を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは上記課題を解決するため鋭意研究した。まず、特に被削性に与える影響が大きいと考えられるＡｌおよびＳに注目して、文献調査ならびに実験による研究を行った。【００１３】
Ｓに関しては、非特許文献１及び非特許文献２に、下記（ａ）に示すことが記載されている。また、Ａｌに関しては、特許文献３に、下記（ｂ）に示すことが記載されている。【００１４】
（ａ）Ｓを鋼に含有させることにより、鋼の被削性が向上する。Ｓを鋼に含有させた場合、Ｍｎ硫化物系介在物（以下、ＭｎＳ介在物と称する場合がある）と母相との界面に生じたボイドが、切削せん断域（切削によってせん断変形を受ける領域）で応力集中を起こすことで切削エネルギーを低下させる効果が得られるからである。工具上へのＭｎＳ介在物の付着が観察されない場合が多いので、Ｓを含有させることにより生じる被削性向上効果は、主にボイド形成によってもたらされると考えられる。【００１５】
ＭｎＳ介在物の大きさが被削性に与える影響を以下に説明する。ＶＬ１０００という指標で表わされる被削性は、通常、ＭｎＳ介在物の平均粒径が大きくなるほど向上する。ＭｎＳ介在物が大きいほど、切削せん断域内において、ＭｎＳ介在物と母相との界面に生成するボイドが生成しやすくなるからであると考えられる。【００１６】
（ｂ）Ａｌが鋼中に固溶状態で存在する場合、切削中に、固溶Ａｌと酸素とが反応して硬質なＡｌ酸化物の被膜を工具上に形成し、この被膜が工具の摩耗を抑制する。従って、鋼中に含有されたＡｌは、鋼を切削するために用いられる工具の寿命を顕著に改善する。【００１７】
このように、鋼中のＭｎＳ介在物のサイズを大きくして切削せん断域でのボイドの生成を助長すること、及び鋼にＡｌを添加して工具上にＡｌ酸化物被膜を形成し工具摩耗を抑制することが、鋼の被削性を向上させるために有効と考えられていた。しかし、これらの技術だけで、高周波焼入れ用鋼材の被削性を十分に向上させることはできない。高周波焼入れ後に十分な表面硬さを得るためには、高周波焼入れ用鋼材のＣ含有量を０．４０質量％以上とすることが求められる。上述の技術では、０．４０質量％以上のＣを含む鋼の被削性を十分に向上させることができない。発明者らはさらに種々の実験を重ねることで、以下の知見を得た。【００１８】
（Ａ）ＡｌとＳとの両方を含有させることにより、被削性は大幅に向上する。このＡｌおよびＳの複合効果は、上記のＭｎＳ介在物の被削性改善効果とＡｌの被削性改善効果との単なる足し合わせではない。本発明者らは、工具上にＡｌ酸化物被膜が存在する場合、さらにＳを所定量含有させると、工具上へのＭｎＳ介在物の付着が促進されることを知見した。ＡｌおよびＳの両方が鋼に含まれている場合、Ａｌが工具上にＡｌ酸化物被膜を形成し工具摩耗を抑制する効果に加えて、ＡｌおよびＳの複合効果、即ちＡｌ酸化物被膜がＭｎＳ介在物の工具上への付着を促進する効果も得られる。この複合効果によって、工具と切屑との界面での潤滑性が飛躍的に高められる。本発明者らは、ＳＥＭ−ＥＤＳ、ＡＥＳおよびＴＥＭ−ＥＤＳなどを用いて、切削後の工具を詳細に調べることにより、上述の複合効果を発見した。さらに、本発明者らは、以下に述べる理由（Ｂ）により、単にＡｌおよびＳの両方を鋼に含有させたとしても複合効果が十分に得られないことも知見した。【００１９】
（Ｂ）鋼にＡｌとＳとの両方を含有させる場合、（ａ）に記載されている通常の場合とは逆に、鋼中のＭｎＳ介在物の平均粒径が小さい方が、鋼の被削性が良好となる。何故なら、ＭｎＳ介在物の平均粒径を小さくすることにより、ＭｎＳ介在物の個数密度が増大し、ＭｎＳ介在物と工具とが接触する回数が増大し、ＭｎＳ介在物による潤滑性向上効果が高められるからである。（Ａ）に示したように、ＡｌとＳとの両方を含有する鋼では、切削せん断域でのボイドの生成ではなく、工具と切屑との界面での潤滑性付与が、ＭｎＳ介在物による被削性向上機構の主な原因となる。ＭｎＳ介在物が小さい場合、応力集中効果が小さいので、ボイド生成に基づく被削性向上効果は抑制される。一方、ＭｎＳ介在物のサイズが小さい場合、ＭｎＳ量あたりのＭｎＳ介在物の個数密度が増加するので、工具とＭｎＳ介在物との接触頻度が増え、工具と切屑との界面での潤滑性が増大する。【００２０】
このように、ＡｌとＳとの両方を含有することと、ＭｎＳの微細化とにより、Ａｌ酸化物被膜を工具上に形成して工具摩耗を抑制するのに加え、工具と鋼との界面での潤滑性を高めて被削性を大きく向上させることができる。本発明者らによって見出されたこれら事項は、従来にない技術である。【００２１】
さらに本発明者らは、ＭｎＳの微細化が、鋳造時の冷却速度の制御と、ＭｎおよびＳの比の制御とにより達成されることを知見した。【００２２】
また、本発明者らは、被削性を向上させるためにＡｌ含有量を増加させた場合、粗大ＡｌＮが鋼中に生成しやすくなり、この粗大ＡｌＮが切削工具の寿命を縮め、鋼の被削性を低下させることを知見した。本発明者らは、鋼のＡｌ含有量とＮ含有量との積を適正な範囲内とし、且つ鋼の熱間圧延前に鋼に溶体化処理を行うことにより、粗大ＡｌＮの個数を減少させて鋼の被削性を向上させられることを知見した。【００２３】
さらに本発明者らは、この技術が適用された高周波焼入れ用鋼材の被削性を、肌焼鋼と同等にするための方法を検討した。その結果、本発明者らは、上述の技術に加え、さらに下記式（３）を満たすように鋼の化学成分を制御することにより、肌焼鋼と同等以上の被削性を有する高周波焼入れ用鋼材が得られることを知見した。
１５．５≦（−１．４０×Ａｌ＋０．０１７５）×（２１４×（Ｃ＋（１／７）×Ｓｉ＋（１／５）×Ｍｎ＋（１／９）×Ｃｒ）−２１１）≦２５．６５……（３）
ここで、Ａｌ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、各元素の鋼中含有量（質量％）である。【００２４】
本発明は上記知見に基づいて完成したものである。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。【００２５】
（１）本発明の一態様に係る高周波焼入れ用鋼材は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜１．４％、Ｍｎ：０．２〜１．０％未満、Ｃｒ：０．０１〜０．５％未満、Ａｌ：０．１１〜０．１７％、Ｓ：０．０３超〜０．０７％、Ｎ：０．００３０〜０．００７５％、Ｐ：０．０５％未満、Ｂ：０〜０．００５％、Ｍｏ：０〜０．２％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、Ｚｒ：０〜０．００５％、Ｒｅｍ：０〜０．００５％、Ｔｉ：０〜０．２％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｖ：０〜０．３５％、Ｓｂ：０〜０．０１５％、Ｔｅ：０〜０．２％、Ｐｂ：０〜０．５％、及びＢｉ：０〜０．５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記化学成分が式（Ａ）〜（Ｃ）を満足し、直径の１／４の箇所において、円相当径２００ｎｍ超のＡｌＮの面積率が、円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率の２０％以下であり、前記直径の１／４の箇所において、最大径が０．３μｍ以上１０μｍ以下のＭｎ硫化物系介在物の個数密度が１００個／ｍｍ２以上２５００個／ｍｍ２以下である。
０．０００３３０≦Ａｌ×Ｎ≦０．０００８２５……（Ａ）
４．６≦Ｍｎ／Ｓ≦１４．０……（Ｂ）
１５．５≦（−１．４０×Ａｌ＋０．０１７５）×（２１４×（Ｃ＋（１／７）×Ｓｉ＋（１／５）×Ｍｎ＋（１／９）×Ｃｒ）−２１１）≦２５．６５……（Ｃ）
前記式（Ａ）、前記式（Ｂ）、および前記式（Ｃ）に含まれる記号「Ｃ」、「Ｓｉ」、「Ｍｎ」、「Ｃｒ」、「Ａｌ」、「Ｎ」、および「Ｓ」それぞれは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎ、およびＳの含有量を単位質量％で示す。【００２６】
（２）上記（１）に記載の高周波焼入れ用鋼材は、前記化学成分が、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｏ：０．０１〜０．２％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、及び、Ｃｕ：０．０５〜１．０％のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。【００２７】
（３）上記（１）又は（２）に記載の高周波焼入れ用鋼材は、前記化学成分が、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％及び、Ｒｅｍ：０．０００３〜０．００５％のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。【００２８】
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の高周波焼入れ用鋼材は、前記化学成分が、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、及びＶ：０．００５〜０．３５％のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。【００２９】
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の高周波焼入れ用鋼材は、前記化学成分が、質量％で、Ｓｂ：０．０００３〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｐｂ：０．０１〜０．５％及び、Ｂｉ：０．０１〜０．５％のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。
【発明の効果】
【００３０】
本発明によれば、被削性に優れ、且つ高周波焼入れ後に優れた表面硬さを発揮する高周波焼入れ用鋼材を提供することができる。これにより浸炭を代替して高周波焼入れにより動力伝達部品を製造できる高周波焼入れ用鋼材を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３１】
【図１】鋼の硬さ（ＨＶ）と、鋼の被削性を示す、工具寿命までの切削距離（ｍ）との関係、及びその関係に鋼中Ａｌ含有量が及ぼす影響を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３２】
まず、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材の化学成分が有する各合金元素の含有量を限定する理由について説明する。以下、合金元素の含有量の限定理由の説明において、特に断りが無い限り「％」は「質量％」を意味する。
【００３３】
（Ｃ：０．４０〜０．６０％）
Ｃは、鋼の強度と、高周波焼入れ後の鋼の表面硬さとを確保するために含有させる元素である。Ｃの含有量が０．４０％未満である場合、上記の効果が得られず、一方、Ｃの含有量が０．６０％より多い場合、鋼の靭性が劣化する。さらに、Ｃの含有量が０．６０％より多い場合、鋼の硬さが上昇することによって、被削性および鍛造時等の加工性も顕著に劣化する。このため、Ｃ含有量は、０．４０％〜０．６０％とする。上述した効果を安定的に得るためには、Ｃ含有量の下限値は、０．４５％、０．５０％、または０．５５％とすることが好ましい。
【００３４】
（Ｓｉ：０．０１〜１．４％）
Ｓｉは、製鋼時の脱酸に寄与するとともに、鋼の強度向上に寄与する元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満である場合、上述の脱酸効果および強度向上効果が得られない。一方、Ｓｉの含有量が１．４％を超える場合、鋼の靭性、および延性が低下する。さらに、Ｓｉの含有量が１．４％を超える場合、硬質介在物が鋼中に生成して、鋼の被削性を低下させる。このため、Ｓｉ含有量は、０．０１％〜１．４％とする。好ましいＳｉ含有量の下限値は、０．０５％、０．１０％、または０．１５％であり、好ましいＳｉ含有量の上限値は、０．７％、０．４％、または０．３％である。
【００３５】
（Ｍｎ：０．２〜１．０％未満）
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める効果を有するので、高周波焼入れ時にマルテンサイト組織を得るために有効な元素である。この効果を得るために、Ｍｎを０．２％以上含有させる必要がある。また、含有されるＭｎの一部はＭｎＳを形成し、鋼の被削性を向上させる。この効果を得るために、後述の式（２）を満たすようにＭｎを含有させる必要がある。一方、１．０％以上のＭｎを含有させた場合、鋼の硬さが上昇することによって、鋼の靭性が低下し、また、被削性および鍛造時等の加工性が顕著に劣化する。従って、Ｍｎ含有量を０．２〜１．０％未満の範囲にする必要がある。好ましいＭｎ含有量の下限値は０．３％、０．３５％、または０．４％であり、好ましいＭｎ含有量の上限値は０．９％、０．７％、または０．５％である。
【００３６】
（Ｃｒ：０．０１〜０．５％未満）
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高める効果を有する。さらに、Ｃｒは、焼戻し軟化抵抗を鋼に付与し、これにより鋼の疲労強度を向上させる。Ｃｒ含有量が０．０１％未満である場合、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が０．５％以上である場合、Ｃｒ炭化物が生成して鋼が脆化する。また、Ｃｒ含有量が０．５％以上である場合、セメンタイト中にＣｒが濃化してセメンタイトが安定化することによって、高周波焼入れ時の炭化物のオーステナイトへの溶け込みが阻害され、硬化層の硬さムラが発生する。よって、Ｃｒ量を０．０１〜０．５％未満とする必要がある。好ましいＣｒ含有量の下限値は０．０５％または０．１％であり、好ましいＣｒ含有量の上限値は０．４％、０．３％、または０．２％である。
【００３７】
（Ａｌ：０．１１〜０．１７％）
Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素である。さらにＡｌは、前述のように、Ｓと同時に含有させることにより鋼の被削性を大幅に向上させる元素である。Ａｌ含有量が０．１１％未満である場合、切削時に工具上に生成されるＡｌ酸化物の量が少ないので、工具摩耗を抑制するのに十分なＡｌ酸化物被膜が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１７％を超える場合、被削性向上の効果が飽和するだけでなく、鋼中に粗大なＡｌ系介在物が生成しやすくなり、被削性や疲労強度が低下する。したがって、Ａｌの含有量は０．１１％〜０．１７％とする。好ましいＡｌ含有量の下限値は０．１２％または０．１３％であり、好ましいＡｌ含有量の上限値は０．１６％、０．１５％、または０．１４％である。
【００３８】
（Ｓ：０．０３％超〜０．０７％）
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、その含有量に比例して被削性を向上させる効果を持つ。また、前述のように、ＡｌとＳとを同時に含有させることにより、ＭｎＳが工具上に付着して工具表面の潤滑性を向上させ、被削性を大幅に向上させる。この効果を十分に得るためには、Ｓを０．０３％を超えて含有させる必要がある。一方、０．０７％を超えてＳを含有させると、形成された過剰量のＭｎＳが疲労亀裂の伝播経路となることによって、鋼の疲労強度および靭性等が大きく低下する。従って、Ｓ含有量を０．０３超〜０．０７％の範囲にする必要がある。好ましいＳ含有量の下限値は０．０３５％、０．０４０％、または０．０４５％であり、Ｓ含有量の好ましい上限値は０．０６０％、０．０５５、または０．０５０％である。
【００３９】
（Ｎ：０．００３０〜０．００７５％）
Ｎは、鋼中でＡｌおよびＶなどと結合して、窒化物および／または炭窒化物を形成する。これら窒化物および／または炭窒化物は、オーステナイト結晶粒界をピンニングすることによって粒成長を抑制し、組織の粗大化を防止する働きがある。この効果を得るためには、Ｎを０．００３０％以上含有させる必要がある。一方、０．００７５％を超えて過剰にＮを含有させると、１０００℃以上の高温域における鋼の延性が低下する。この延性低下は、鋼の連続鋳造および圧延時の歩留まり低下の原因になる。また、粗大なＡｌＮは鋼の被削性を低下させる。このため、Ｎ含有量を０．００３０〜０．００７５％とする必要がある。Ｎ含有量の好適な下限値は０．００３５％、０．００４０％、または０．００４５％であり、Ｎ含有量の好適な上限値は０．００７０％、０．００６５％、または０．００６０％である。
【００４０】
（Ｐ：０．０５％未満）
Ｐは、不純物であり、オーステナイト粒界に偏析して、旧オーステナイト粒界を脆化させることによって粒界割れの原因となる。従って、Ｐ含有量をできるだけ低減することが望ましい。このため、Ｐ量を０．０５％未満の範囲にすることが望ましい。本実施形態に係る鋼の課題を解決するためにＰの含有は必要とされないので、特にＰ含有量の下限値は限定されないが、Ｐ量を０．００１％以下に制限するためには過剰なコストがかかる。したがって、Ｐ含有量の好適な下限値は０．００１％、０．００２％、または０．００５％である。Ｐ含有量の好適な上限値は０．０４％、０．０３％、または０．０２５％である。
【００４１】
本実施形態に係る鋼は、その化学成分が上述の基本元素を含有することにより、好適な効果を発揮する。また、上記の基本元素に加え、以下に示す元素のうちから選んだ１種又は２種以上を含有させる場合、さらに鋼の特性が向上する。
【００４２】
（Ｂ：０〜０．００５％、Ｍｏ：０〜０．２％、Ｎｉ：０〜１．０％、及び、Ｃｕ：０〜１．０％のうちの１種又は２種）
Ｂは含有しなくともよい。そのため、その含有量の下限値は０％である。一方、本実施形態に係る鋼は必要に応じてＢを含有してもよい。オーステナイト中に固溶しているＢは、含有量が微量であっても、鋼の焼入れ性を大きく高める効果を有する。従ってＢは、高周波焼入れ時にマルテンサイト組織を得るために有効な元素である。この効果を安定して得るために、本実施形態に係る鋼は、０．０００３％以上のＢを含有してもよい。一方、０．００５％を超えてＢを含有した場合、上述の効果が飽和する。従って、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量を０．０００３〜０．００５％の範囲内にすることが好ましい。Ｂ含有量の好適な下限値は０．０００５％、０．００１０％、または０．００１５％であり、Ｂ含有量の好適な上限値は０．００４％、０．００３％、または０．００２５％である。なお、固溶Ｂ量は、ＢＮを形成する働きを有するＮによって減少する。一方、ＴｉはＴｉＮを形成してＮを固定し、これにより固溶Ｂ量の減少を防ぐ。Ｂを含有させる場合には、固溶Ｂ量を安定的に確保するために、Ｔｉを同時に含有させることが好ましい。
【００４３】
Ｍｏ、Ｎｉ、及びＣｕは、含有しなくともよい。そのため、その含有量の下限値は０％である。一方、Ｍｏ、Ｎｉ、及びＣｕはいずれも、強度向上元素である。この効果を安定して得るために、本実施形態に係る鋼は、０．０１％以上のＭｏ、０．０５％以上のＮｉ、および０．０５％以上のＣｕをのうち一種以上を含有してもよい。Ｍｏ含有量の好ましい下限値は０．０２％、０．０３％、または０．０５％であり、Ｎｉ含有量の好ましい下限値は０．１０％、０．１５％、または０．２０％であり、Ｃｕ含有量の好ましい下限値は０．１０％、０．１５％、または０．２０％である。
【００４４】
Ｍｏ含有量が０．２％を超える場合、鋼の焼入れ性が向上しすぎて、ベイナイト又は島状マルテンサイトが高周波焼入れ前の鋼に生成するので、高周波焼入れ用鋼材の被削性が低下する。このため、Ｍｏ含有量は０．２％以下とし、好ましくは０．１％以下とする。Ｎｉ含有量が１．０％を超える場合またはＣｕ含有量が１．０％を超える場合は、Ｍｏ含有量が過剰である場合と同様に、鋼の焼入れ性が向上しすぎて、ベイナイト又は島状マルテンサイトが高周波焼入れ前の鋼に生成するので、高周波焼入れ用鋼材の被削性が低下する。このため、Ｎｉ含有量の上限は１．０％であり、好ましくは０．９％、０．８％、または０．７％である。Ｃｕ含有量の上限は１．０％であり、好ましくは０．９％、０．８％、または０．７％である。
【００４５】
（Ｃａ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、Ｚｒ：０〜０．００５％、及び、Ｒｅｍ：０〜０．００５％の１種又は２種以上）
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲｅｍ（希土類元素）は、含有しなくともよい。そのため、その含有量の下限値は０％である。一方、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲｅｍは、いずれも、鋼中のＭｎＳの形態を制御することにより、鋼の機械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、本実施形態に係る鋼は、０．０００３％以上のＣａ、０．０００３％以上のＭｇ、０．０００３％以上のＺｒ、及び、０．０００３％以上のＲｅｍの一種以上を含有してもよい。一方、鋼のＣａ含有量、Ｍｇ含有量、Ｚｒ含有量、及び、Ｒｅｍ含有量のうち一種以上が０．００５％を超える場合、鋼に含まれる酸化物が粗大化し、これにより鋼の疲労強度が低下する。従って、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲｅｍそれぞれの上限値は、０．００５％であり、好ましくは０．００３％、０．００２％、または０．００１％である。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の含有量とは、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕの合計含有量である。
【００４６】
（Ｔｉ：０〜０．２％、Ｎｂ：０〜０．２％、及びＶ：０〜０．３５％の１種又は２種以上）
ＴｉおよびＮｂは、含有しなくともよい。そのため、その含有量の下限値は０％である。一方、ＴｉおよびＮｂは、結晶粒の異常成長を抑制して、組織の均質化に寄与する。この効果を安定して得るためには、本実施形態に係る鋼は、０．００５％以上のＴｉ、および０．００５％以上のＮｂのうち１種以上を含有してもよい。Ｔｉ含有量の好ましい下限値は０．０１０％、０．０５０％、または０．１０％であり、Ｎｂ含有量の好ましい下限値は０．０１０％、０．０５０％、または０．１０％である。
【００４７】
一方、Ｔｉ含有量及び／又はＮｂ含有量が０．２％を超える場合、鋼中に硬質の炭化物が生成するので、鋼の被削性が低下する。従って、Ｔｉ含有量及びＮｂ含有量は、いずれも０．２％以下とする。Ｔｉ含有量の好ましい上限値は０．１８％、０．１５％、または０．１３％であり、Ｎｂ含有量の好ましい上限値は０．１８％、０．１５％、または０．１３％である。
【００４８】
Ｖは、Ｃ及び／又はＮと微細な炭化物、窒化物、及び／又は、炭窒化物を形成して、結晶粒の粗大化を防止して、組織の均質化に寄与する。この効果を得るためには、本実施形態に係る鋼は、０．００５％以上のＶを含有してもよい。Ｖ含有量の好ましい下限値は０．０１％、０．０５％、または０．１０％である。一方、Ｖ含有量が０．３５％を超える場合、鋼中に硬質かつ粗大な炭化物が生成することにより鋼の被削性が低下するので、Ｖ含有量は０．３５％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．２０％未満または０．１５％以下である。
【００４９】
（Ｓｂ：０〜０．０１５％、Ｔｅ：０〜０．２％、Ｐｂ：０〜０．５％及び、Ｂｉ：０〜０．５％の１種又は２種以上）
Ｓｂ、Ｔｅ、Ｐｂ及び、Ｂｉは、含有しなくともよい。そのため、その含有量の下限値は０％である。一方、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｐｂ及び、Ｂｉは、被削性向上元素である。この効果を安定して得るためには、本実施形態に係る鋼は、０．０００３％以上のＳｂ、０．０００３％以上のＴｅ、０．０１％以上のＰｂ、及び０．０１％以上のＢｉのうち１種以上を含有してもよい。Ｓｂ含有量の好ましい下限値は０．０００５％、０．０００８％、または０．００１％であり、Ｔｅ含有量の好ましい下限値は０．０００５％、０．０００８％、または０．００１％であり、Ｐｂ含有量の好ましい下限値は０．０２％、０．０３％、または０．０５％であり、Ｂｉ含有量の好ましい下限値は０．０２％、０．０３％、または０．０５％である。
【００５０】
一方、Ｓｂ含有量が０．０１５％を超える場合、Ｔｅ含有量が０．２％を超える場合、Ｐｂ含有量が０．５％を超える場合、および／またはＢｉ含有量が０．５％を超える場合、熱間脆性が発現し、これが疵の原因となったり、圧延を困難にしたりする。従って、Ｓｂ含有量は０．０１５％以下、Ｔｅ含有量は０．２％以下、Ｐｂ含有量は０．５％以下、およびＢｉ含有量は０．５％以下とする。Ｓｂ含有量の好ましい上限値は０．０１２％、０．０１０％、または０．００８％であり、Ｔｅ含有量の好ましい上限値は０．１％、０．０５％、または０．０２％であり、Ｐｂ含有量の好ましい上限値は０．４％、０．３％、または０．２％であり、Ｂｉ含有量の好ましい上限値は０．４％、０．３％、または０．２％である。
【００５１】
（残部：Ｆｅおよび不純物）
本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材の化学成分の残部はＦｅ及び不純物である。なお、原料、資材、製造設備等の状況次第で、不純物が鋼中に混入する場合があるが、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材の特性を阻害しない範囲であれば、不純物の混入は許容される。
【００５２】
次に、式（１）〜（３）に係る限定の理由、円相当径２００ｎｍ超のＡｌＮの面積率が、円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率の２０％以下に限定した理由、および鋼中に含まれる最大径が０．３μｍ以上１０μｍ以下のＭｎ硫化物系介在物の個数密度を１００個／ｍｍ２以上２５００個／ｍｍ２以下に限定した理由について説明する。
【００５３】
（直径の１／４の箇所において、円相当径２００ｎｍ超のＡｌＮの面積率が、円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率の２０％以下）
被削性を向上させるためにＡｌ含有量を増加させた場合、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮが鋼中に生成しやすくなる。以下、「円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮ」を「粗大ＡｌＮ」と称する場合がある。粗大ＡｌＮが鋼中に存在する場合、粗大ＡｌＮによる切削工具の機械的摩耗が顕著に生じるので、鋼中に含有されるＡｌが形成するＡｌ酸化物被膜による被削性向上の効果が消失してしまう。本発明者らは、粗大ＡｌＮの量と被削性との関係を調査することにより、鋼の直径の１／４の箇所において、粗大ＡｌＮの面積率が、円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率の２０％を超える場合に、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材が目標とする被削性が得られなくなることを知見した。なお、測定限界を下回る円相当径４０ｎｍ未満のＡｌＮは、全てのＡｌＮの面積率に対してわずかな量しか存在しないので、粗大ＡｌＮ量と被削性との関係を調査するにあたり考慮されなかった。従って、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材の直径の１／４の箇所において、円相当径２００ｎｍ超のＡｌＮの面積率が、円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率の２０％以下となる必要がある。円相当径２００ｎｍ超のＡｌＮの面積率は、好ましくは、円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率の１５％以下、１０％以下、または５％以下である。
【００５４】
鋼横断面の形状が略円形の場合は、直径の１／４の箇所とは、鋼横断面において、半径の中間部、即ち、直径の１／４部をいう。鋼の表層部の構成と、鋼の中心部の構成とは、冷却速度の相違等に起因してわずかに異なる場合がある。鋼の直径の１／４の箇所は、鋼の表層部と鋼の中心部との間に位置するので、鋼の直径の１／４の箇所の構成は、鋼全体の構成の平均に近しい。本実施形態に係る鋼においては、粗大ＡｌＮ量の制御を鋼の直径の１／４の箇所において行う。なお、後述するＭｎ硫化物系介在物の量の制御も、上述の理由により、鋼の直径の１／４の箇所において行う。
【００５５】
（０．０００３３０≦Ａｌ×Ｎ≦０．０００８２５）
Ａｌ含有量および／またはＮ含有量を減少させることにより、粗大ＡｌＮの生成を抑制することができる。しかし、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材において、Ａｌは被削性向上効果を有し、Ｎは組織微細化効果を有している。粗大ＡｌＮの生成を抑制するためにＡｌおよびＮの含有量を減少させた場合、これらの効果が得られなくなるおそれがある。本発明者らは、ＡｌおよびＮそれぞれの効果を維持しながら粗大ＡｌＮの生成を抑制するために、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材の化学成分が満たすべき範囲を式（１）によって規定することと、鋼の熱間加工前の加熱温度を１２００℃以上にすることとが必要であることを知見した。
０．０００３３０≦Ａｌ×Ｎ≦０．０００８２５……（１）
式（１）に含まれる記号「Ａｌ」および「Ｎ」は、ＡｌおよびＮの含有量を単位質量％で示す。
【００５６】
切削加工の時点で鋼中の粗大ＡｌＮの量を減少させるためには、切削加工の前に行われる熱間加工工程での加熱時に、ＡｌＮを溶体化させる必要がある。本発明者らは、ＡｌＮの溶体化は、鋼のＡｌの含有量とＮの含有量との積（Ａｌ×Ｎ）、および熱間加工時の加熱温度に関連すると考え、以下の実験を行った。
【００５７】
化学成分が、Ｃ：０．４４〜０．４６％、Ｓｉ：０．２３〜０．２６％、Ｍｎ：０．７８〜０．８２％、Ｐ：０．０１３〜０．０１６％、Ｓ：０．０４５〜０．０６％、Ａｌ：０．１１〜０．１７％、およびＮ：０．００３０〜０．００７５を含み、残部がＦｅと不純物とからなり、Ａｌ×Ｎが異なる数種類の鋼を、溶製し、次いで直径６５ｍｍに鍛造し、さらに１２００℃に加熱した後に空冷した。これにより得られた数種類のサンプルに対して、ＡｌＮを観察する調査を行なった。ＡｌＮの観察は透過型電子顕微鏡のレプリカ法により行い、ＡｌＮの面積率は次のように求めた。まず、視野面積が１０００μｍ２であり倍率が約４００００倍であるサンプル断面写真を、２０枚以上撮影した。撮影は、透過型電子顕微鏡のレプリカ法によって行い、複数の像をつなぎ合わせることにより上述のサンプル断面写真を得た。ＡｌＮの面積率を得るための写真の撮影箇所は、棒鋼の直径（６５ｍｍ）の１／４の箇所とした。そして、各サンプル断面写真に関する円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの面積率と円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率とを求め、さらに、式「（円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの面積率／円相当径４０ｎｍ以上の全ＡｌＮの面積率）×１００」により、各サンプル断面写真に関する、円相当径２００ｎｍ超のＡｌＮの面積率が円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率に占める割合を求めた。各サンプル断面写真に関する円相当径２００ｎｍ超のＡｌＮの面積率が円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率に占める割合の平均値を、サンプルの円相当径２００ｎｍ超のＡｌＮの面積率が円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率介在物に占める割合とみなした。
【００５８】
この結果から、Ａｌ×Ｎを０．０００８２５以下とし、且つ熱間加工の開始前の加熱温度を１２００℃以上とすることにより、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの面積率が、円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率の２０％以下となることが分かった。Ａｌ×Ｎの好ましい上限値は０．０００８００、０．０００７５０、または０．０００７００である。Ａｌ×Ｎの下限値は特に規定は無いが、ＡｌおよびＮそれぞれの下限値から、０．０００３３０とすることができる。Ａｌ×Ｎの好ましい下限値は、ＡｌおよびＮそれぞれの好ましい下限値から算出することができる。
【００５９】
（直径の１／４の箇所において、鋼中に含まれる最大径が０．３μｍ以上１０μｍ以下のＭｎ硫化物系介在物の個数密度が１００個／ｍｍ２以上２５００個／ｍｍ２以下）
ＭｎＳ介在物は被削性を向上させる介在物である。本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材のように、ＡｌとＳとの複合効果を用いて被削性を向上させる場合、ＭｎＳ介在物のサイズを微細化することにより、ＭｎＳ介在物の個数を増大させる必要がある。具体的には、ＡｌとＳとの複合効果を十分に得るためには、最大径が０．３μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳ介在物の個数密度が１００個／ｍｍ２以上２５００個／ｍｍ２以下である必要がある。以下、「最大径が０．３μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳ介在物」を「微細ＭｎＳ介在物」と称する場合がある。介在物の最大径とは、鋼の断面を観察した際に認められる介在物の長径である。微細ＭｎＳ介在物の個数密度が１００個／ｍｍ２よりも少ない場合は、ＡｌとＳとの両方が含まれることにより生じる被削性向上効果を十分に得ることができない。微細ＭｎＳ介在物の個数密度の好ましい下限値は３００個／ｍｍ２であり、さらに好ましい下限値は５００個／ｍｍ２である。微細ＭｎＳ介在物の個数密度の上限値を規定する必要はないが、微細ＭｎＳ介在物の個数密度が２５００個／ｍｍ２よりも多くなると、微細ＭｎＳ介在物による被削性向上効果が飽和する。微細ＭｎＳ介在物の個数密度の上限値を２５００個／ｍｍ２、１５００個／ｍｍ２、または１０００個／ｍｍ２としてもよい。
【００６０】
微細ＭｎＳ介在物の個数密度を１００個／ｍｍ２以上２５００個／ｍｍ２以下にするためには、冷却速度の制御と、Ｍｎ含有量およびＳ含有量の比の制御とが必要とされる。
【００６１】
微細ＭｎＳ介在物の個数密度は、例えば次のようにして求められる。棒鋼の長手方向の断面を研磨し、次いで倍率１０００倍の光学顕微鏡を用いて１１０μｍ×７５μｍの視野の写真を６０枚撮影し、これら写真を画像解析して、各写真に係る微細ＭｎＳ介在物の個数密度の平均値を求める。微細ＭｎＳ介在物の個数密度を求めるための６０枚の写真の撮影箇所は、鋼の直径の１／４の箇所とする。
【００６２】
なお、主にＭｎＳからなり、且つＭｎＳ以外の物質を含む介在物（例えば、主にＭｎＳからなり、且つＦｅ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇ、およびＲｅｍ等の硫化物が、ＭｎＳに固溶および／または結合した状態で共存している介在物、主にＭｎＳからなり、且つＭｎＴｅのようにＳ以外の元素とＭｎとの化合物がＭｎＳに固溶および／または結合した状態で共存している介在物、または酸化物を核として析出した上記介在物）は、ＭｎＳのみからなる介在物と同様の被削性向上効果を有している。従って、上述した「ＭｎＳ介在物」は、「ＭｎＳのみからなる介在物」と「主にＭｎＳからなり、且つＭｎＳ以外の物質を含む介在物」とを含むものであり、「Ｍｎ硫化物系介在物」と称されてもよい。Ｍｎ硫化物系介在物の化学式は、「（Ｍｎ、Ｘ）（Ｓ、Ｙ）」（Ｘ：Ｍｎ以外の硫化物形成元素、Ｙ：Ｓ以外でＭｎと結合する元素）と表記できる。
【００６３】
（４．６≦Ｍｎ／Ｓ≦１４．０）
微細ＭｎＳ介在物の個数密度を１００〜２５００個／ｍｍ２にするためには、Ｍｎ含有量とＳ含有量との比率を制御する必要がある。通常、鋼が液相となる温度域でＭｎＳ介在物は生成する。液相で生成したＭｎＳ介在物は成長および粗大化しやすい。一方、Ｍｎ含有量とＳ含有量との比を制御して、Ｍｎ／Ｓを１４．０以下とすることで、ＭｎＳ介在物の生成温度を著しく低下させ、鋼が固相となる温度域で生成するＭｎＳ介在物の量を十分に増やし、これによりＡｌおよびＳの複合効果が十分に得られる、という知見を本発明者らは得た。固相中で析出したＭｎＳ介在物は成長しにくいので、結果として、微細に分散したＭｎＳ介在物を得ることができる。一方、Ｍｎ／Ｓは鋼の熱間延性に大きく影響する。通常、Ｍｎ／Ｓが４．６未満である場合、Ｍｎと結びつかなかったＳがＦｅＳを生成し、ＦｅＳが熱間延性を低下させ、製造性を大きく低下させることが知られている。従って、以下の式（２）に示すように、Ｍｎ／Ｓは４．６〜１４．０とする。Ｍｎ／Ｓをこの範囲に制御することでＭｎＳ介在物を微細分散させることができる。好ましくは、Ｍｎ／Ｓの下限値は５．０、５．２、または５．５であり、Ｍｎ／Ｓの上限値は１２．０、１０．０、または８．０である。式（２）において「Ｍｎ」はＭｎの含有量（質量％）であり、「Ｓ」はＳの含有量（質量％）である。
４．６≦Ｍｎ／Ｓ≦１４．０……（２）
【００６４】
また、ＭｎＳ介在物を鋼中に微細に分散させるためには、鋼の鋳造時に、鋳片の１／４厚さの箇所における液相線温度（溶融した鋼を冷却した際に凝固が開始する温度）から固相線温度（溶融した鋼を冷却した際に凝固が終了する温度）までの冷却速度を、１０〜１００℃／ｍｉｎに制御するのが良い。１／４厚さの箇所とは、鋳造方向に垂直な鋳片断面（鋳片横断面）の形状が四角形の場合は、鋳片の幅の中央線上の、鋳片表面と鋳片中心の中間部、即ち鋳片厚みの１／４部をいう。この定義において、鋳片横断面の長辺が鋳片の幅と定義され、鋳片横断面の短辺が鋳片の厚さと定義される。鋳片横断面の形状が円形の場合は、１／４厚さの箇所とは、鋳片横断面において、半径の中間部、即ち、直径の１／４部をいう。
【００６５】
ＭｎＳ介在物を微細に分散させるためには、ＭｎＳの晶出および析出を制御する必要があり、その制御を行うためには、鋳片の冷却速度を厳密に制御する必要がある。１／４厚さの箇所の液相線温度から固相線温度までの冷却速度が１０℃／ｍｉｎ以下である場合、凝固速度が遅すぎるので、晶出したＭｎＳ介在物が粗大化してしまい、ＭｎＳ介在物の微細分散ができなくなる。１／４厚さの箇所の液相線温度から固相線温度までの冷却速度が１００℃／ｍｉｎ以上である場合、生成する微細ＭｎＳ介在物の個数密度が飽和し、一方、鋳片の硬さが上昇することにより鋳片に割れが発生する危険が増す。鋳型断面の大きさ、および鋳込み速度等を適正な値に制御することで、適切な冷却速度が得られる。この制御方法は、鋳造を連続鋳造法および造塊法のいずれによって行った場合でも、適用可能である。
【００６６】
鋳片の１／４厚さの箇所における液相線温度から固相線温度までの範囲の冷却速度は、鋳造終了後かつ熱間加工前の鋳片の１／４厚さの箇所の凝固組織の２次デンドライトアームの平均間隔λ、および下記式４を用いて求めることができる。
Ｒｃ＝（λ／７７０）−１／０．４１……（４）
Ｒｃは鋳片の１／４厚さの箇所における液相線温度から固相線温度までの範囲の冷却速度（単位：℃／ｍｉｎ）であり、λは鋳片の１／４厚さの箇所の２次デンドライトアームの平均間隔（単位：μｍ）である。式（４）を用いれば、λを測定することにより、Ｒｃを確認可能である。λが３００μｍである場合、Ｒｃが約１０℃／ｍｉｎであり、λが１１７μｍである場合、Ｒｃが約１００℃／ｍｉｎである。従って、鋳片の化学成分が上述の式２を満たすようにし、且つ鋳片のλが１１７〜３００μｍとなるように鋳片を製造することにより、微細ＭｎＳ介在物の個数密度が１００〜２５００個／ｍｍ２である鋳片が得られ、この鋳片を熱間加工することにより、微細ＭｎＳ介在物の個数密度が１００〜２５００個／ｍｍ２である鋼が得られる。λは、例えば、「金属学会誌」第３３巻（１９６９）、第６５８頁〜第６６３頁（鈴木章、長岡豊）に記載されている方法により測定できる。
【００６７】
（１５．５≦（−１．４０×Ａｌ＋０．０１７５）×（２１４×（Ｃ＋（１／７）×Ｓｉ＋（１／５）×Ｍｎ＋（１／９）×Ｃｒ）−２１１）≦２５．６５）
本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材の化学成分では、鋼中のＣ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｃｒ含有量、及びＡｌ含有量が式（３）を満たす。
１５．５≦（−１．４０×Ａｌ＋０．０１７５）×（２１４×（Ｃ＋（１／７）×Ｓｉ＋（１／５）×Ｍｎ＋（１／９）×Ｃｒ）−２１１）≦２５．６５……（３）
式（３）に含まれる記号「Ｃ」、「Ｓｉ」、「Ｍｎ」、「Ｃｒ」、および「Ａｌ」それぞれは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、およびＡｌの含有量を単位質量％で示す。
【００６８】
Ａｌによる被削性向上効果を一層高めるためには、Ａｌ量と炭素当量Ｃｅｑとの関係の適切化が必要である。
【００６９】
鋼の被削性は、鋼の硬さに大きく影響されることが広く知られている。そこで本発明者らは、以下の２種類の相関関係を調査した。
（ａ１）硬さと、硬さに大きな影響を与える炭素当量との相関関係
（ａ２）硬さと、硬さの影響を受ける被削性との相関関係
鋼の炭素当量Ｃｅｑは、硬さに影響するＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＣｒの各含有量に着目して、式（５）を用いて定義した。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋（１／７）×Ｓｉ＋（１／５）×Ｍｎ＋（１／９）×Ｃｒ……（５）
硬さと炭素当量との関係は、次のように調査した。
【００７０】
Ｃ：０．４０％〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１％〜１．４％、Ｍｎ：０．２％〜１．０％未満、Ｓ：０．０３％超〜０．０７％、Ｐ：０．０５％未満、Ｎ：０．００３０％〜０．００７５％、Ａｌ：０．０３％〜０．１７％、およびＣｒ：０．０１％〜０．５％未満を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、Ａｌ×Ｎ：０．０００３３０〜０．０００８２５であり、Ｍｎ／Ｓ：４．６〜１４．０である種々の化学成分を持つ複数の直径６５ｍｍの熱間圧延棒鋼を用意した。これら熱間圧延棒鋼を９００℃で１時間保持し、その後空冷し、さらに圧延方向に垂直に切断した。空冷時には、棒鋼の表面から５ｍｍ深さの位置に熱電対を埋め込んだ後、溶着し、この熱電対を用いて９００℃〜５００℃の間の平均冷却速度を制御し、これにより空冷時の９００℃〜５００℃の間の平均冷却速度を０．３〜０．９℃／秒とした。空冷後の棒鋼の組織はすべてフェライト・パーライト組織であった。また、空冷後の棒鋼の粗大ＡｌＮの量および微細Ｍｎ硫化物系介在物の量は、上述の規定範囲内であった。これらの試料の圧延方向に垂直な断面を研磨し、その後、直径の１／４の位置で断面のビッカース硬さを測定した。この結果、鋼のＣｅｑと焼入れ前の鋼の硬さ（ＨＶ）との間の関係は、下記式（ａ１）によって精度よく近似できることが見出された。
焼入れ前の硬さ（ＨＶ）＝２１４×Ｃｅｑ＋４９  ・・・（ａ１）
【００７１】
硬さと被削性との関係は、次のように調査した。Ａｌの含有量が０．０３％〜０．１７％の範囲内で異なる種々の上記棒鋼から切り出した、４０ｍｍ×４０ｍｍ×２５０ｍｍの角型試験片に対し、歯車の歯切り加工（ホブ切り：Ｈｏｂｂｉｎｇ）を模擬するために、舞いツール（フライツール：Ｆｌｙ  Ｔｏｏｌ）を用いて切削試験を行った。実製品製造時のホブ切り工程で用いられるカッターは、複数の切れ刃を持つ。これに対し、舞いツールはホブ切れ刃を１枚のみ有するカッターである。複数の切れ刃を持つホブ切り用のカッターを用いて被削性試験を行って得られる被削性（工具摩耗量）と、舞いツールを用いて切削試験を行って得られる被削性（工具摩耗量）とは良い対応関係にあることが確認されている。このため、舞いツールは、ホブ切り用のカッターを代替して切削試験を行うために用いられる。舞いツールを用いた切削による試験方法は、例えば、「ＴＯＹＯＴＡ  Ｔｅｃｈｎｉｃａｌ  Ｒｅｖｉｅｗ」Ｖｏｌ．５２、Ｎｏ．２、２００２年１２月、第７８頁に詳しく記載されている。表１に、試験条件を示す。
【００７２】
【表１】
2015125915.tif 000003
【００７３】
工具の最大すくい面摩耗深さ（クレータ摩耗深さ）を触診式粗さ計で測定することにより、工具の摩耗量が７０μｍに達するまで（即ち工具寿命に達するまで）にその工具が切削した量（切削距離（ｍ））を求めた。浸炭歯車の材料として通常用いられるＪＩＳ  ＳＣｒ４２０（Ａｌ含有量０．０３質量％）を表１に示される条件で切削した場合は、切削距離が１５．５ｍである。従って、同条件で試験サンプルの切削距離が１５．５ｍ以上であればその被削性は良好と評価できる。
【００７４】
図１に、鋼の硬さと切削距離との関係を示す。図１に示すように、Ａｌ含有量の増大に伴って被削性が向上するが、Ａｌを含有させると被削性の硬さ依存性が大きくなることを本発明者らは知見した。本結果から、切削距離とＡｌ量および硬さとの関係は、粗大ＡｌＮ量および微細Ｍｎ硫化物系介在物量が上述の規定範囲内である場合、式（６）よって精度よく近似されることを見出した。この点も従来にない新しい知見である。
切削距離（ｍ）＝（−１．４０×Ａｌ＋０．０１７５）×（硬さ（ＨＶ）−２６０）……（６）
【００７５】
即ち、鋼の硬さ（ＨＶ）とＡｌ量とが、下記式（ａ２）の関係を満たせば、ＳＣｒ４２０以上の極めて優れた被削性を確保できることを本発明者らは見出した。
（−１．４０×Ａｌ＋０．０１７５）×（硬さ（ＨＶ）−２６０）≧１５．５・・・（ａ２）
【００７６】
上記式（ａ１）及び（ａ２）、ならびに本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材の化学成分から、下式（３）が得られる。
１５．５≦（−１．４０×Ａｌ＋０．０１７５）×（２１４×（Ｃ＋（１／７）×Ｓｉ＋（１／５）×Ｍｎ＋（１／９）×Ｃｒ）−２１１）≦２５．６５・・・（３）
以降、「Ｍ＝（−１．４０×Ａｌ＋０．０１７５）×（２１４×（Ｃ＋（１／７）×Ｓｉ＋（１／５）×Ｍｎ＋（１／９）×Ｃｒ）−２１１）」との式により得られる値Ｍを、被削性指数Ｍと称する場合がある。被削性指数Ｍの適正化により、優れた被削性が得られる。被削性指数Ｍの上限値は、鋼中のＣ含有量（式中Ｃ、質量％で以下同じ）、Ｓｉ含有量（式中Ｓｉ）、Ｍｎ含有量（式中Ｍｎ）、Ｃｒ含有量（式中Ｃｒ）、及びＡｌ含有量（式中Ａｌ）の上下限に基づき、２５．６５とされる。すなわち、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材の化学成分の範囲において、被削性指数Ｍが最も大きくなるＣ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｃｒ含有量、及びＡｌ含有量はそれぞれ、０．４０％、０．０１％、０．２％、０．０１％、および０．１７％であり、これら値を被削性指数Ｍの定義式に代入して得られる値は、（−１．４０×Ａｌ＋０．０１７５）×（２１４×（Ｃ＋（１／７）×Ｓｉ＋（１／５）×Ｍｎ＋（１／９）×Ｃｒ）−２１１）＝２５．６５（ただし、小数点以下第３位以下を切り上げ）となるので、２５．６５を被削性指数Ｍの上限値とした。なお、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材の各合金成分の規定および被削性指数Ｍの規定を満たす鋼の焼入れ前の硬さは、通常、約１４５Ｈｖ〜約１９０Ｈｖとなる。
【００７７】
本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜１．４％、Ｍｎ：０．２〜１．０％未満、Ｃｒ：０．０１〜０．５％未満、Ａｌ：０．１１〜０．１７％、Ｓ：０．０３超〜０．０７％、Ｎ：０．００３０〜０．００７５％、Ｐ：０．０５％未満、Ｂ：０〜０．００５％、Ｍｏ：０〜０．２％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、Ｚｒ：０〜０．００５％、Ｒｅｍ：０〜０．００５％、Ｔｉ：０〜０．２％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｖ：０〜０．３５％、Ｓｂ：０〜０．０１５％、Ｔｅ：０〜０．２％、Ｐｂ：０〜０．５％、及びＢｉ：０〜０．５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、上記式（１）〜（３）を満たす化学成分を有する溶鋼を、鋳片厚み方向１／４部における液相線温度から固相線温度までの範囲の冷却速度が１０〜１００℃／ｍｉｎとなるように鋳造する工程と、鋳片を１２００℃以上に加熱する工程と、鋳片を熱間加工する工程とを含む。本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材の製造方法は、熱間加工する工程の後に、鋼を焼準する工程を含んでも良い。
【００７８】
上述したように、鋳造する工程において、鋳片厚み方向１／４部における液相線温度から固相線温度までの範囲の冷却速度が１０℃／ｍｉｎ未満である場合、鋼中に含まれる最大径が０．３μｍ以上１０μｍ以下のＭｎ硫化物系介在物の個数密度が１００個／ｍｍ２未満となるので鋼の被削性が低下し、鋳片厚み方向１／４部における液相線温度から固相線温度までの範囲の冷却速度が１００℃／ｍｉｎ超である場合、鋳片に割れが生じるおそれがある。上述したように、加熱する工程において鋳片の加熱温度が１２００℃未満である場合、鋳片中のＡｌＮに対する溶体化処理が十分に行われず、鋼中の円相当径２００ｎｍ超のＡｌＮの面積率が円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率の２０％超となるので、鋼の被削性が低下する。熱間加工する工程および焼準する工程の後には、被削性を損なわないために、鋼を徐冷することが好ましい。例えば、熱間加工する工程および焼準する工程の後は、９００℃〜５００℃の間の平均冷却速度が０．３〜０．９℃／秒となるように鋼を空冷することが好ましい。焼準条件は、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材が属する技術分野における通常の範囲内とすればよい。例えば、焼準する工程において、加熱温度を９００℃とし、保持時間を１時間としてもよい。
【００７９】
本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材は０．４０質量％以上のＣを含有するので、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材に適切な条件で高周波焼入れを施した場合、６００Ｈｖ以上の表面硬さを有する鋼が得られる。また、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材は、化学成分が０．１１質量％以上のＡｌおよび０．０３質量％超のＳの両方を含有し、粗大ＡｌＮの面積率が円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率の２０％以下であり、最大径が０．３μｍ以上１０μｍ以下のＭｎ硫化物系介在物の個数密度が１００〜２５００個／ｍｍ２であり、且つ被削性指数Ｍが１５．５以上であるので、本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材を切削加工に供した場合、Ｃ含有量が０．１８〜０．２３質量％であるＳＣｒ４２０と同等以上の被削性が得られる。具体的には、表１の条件で本実施形態に係る高周波焼入れ用鋼材に切削試験を行った場合、切削距離が１５．５ｍ以上となる。
【実施例】
【００８０】
次に、本発明の実施例について説明する。実施例の製造条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用された一条件例であり、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。【００８１】
表２−１および表２−２に示す化学成分を有する鋼を溶製した。鋼１〜２８の鋳造の際、鋳片厚み方向１／４部における液相線温度から固相線温度までの冷却速度を１０〜１００℃／ｍｉｎに制御したが、鋼２９の溶製の際は、この冷却速度を１０℃／ｍｉｎ未満とした。表２−１および表２−２に記載された各鋼の鋳造時の冷却速度は、各鋼の熱間加工前の２次デンドライトアームの平均間隔に基づいて推定した。鋳造の後、鋳片に熱間圧延を行って直径６５ｍｍの棒鋼を得た。熱間圧延前の加熱温度は１２５０℃とした。表２−１および表２−２中の、下線が付された数値は、本発明の規定範囲外の数値である。【００８２】
【表２−１】
2015125915.tif 000004
【００８３】
【表２−２】
2015125915.tif 000005
【００８４】
次に、棒鋼を９００℃で１時間保持し、次いで空冷し、さらに棒鋼から試験片を切り出した。高周波焼入れ前に、試験片の硬さ（Ｈｖ）と、試験片の被削性を示す切削距離（ｍ）とを測定した。試験片の硬さは、棒鋼を長さ方向に垂直に切断して得られる横断面を研磨し、その横断面の直径の１／４の箇所にビッカース硬さ測定を行うことにより測定した。切削距離は、表１に記載された条件で切削試験を行うことにより測定した。最大径が０．３μｍ以上１０μｍ以下のＭｎ硫化物系介在物（微細ＭｎＳ介在物）の個数密度は、棒鋼の長手方向の断面を研磨し、その後、倍率１０００倍の光学顕微鏡を用いて１１０μｍ×７５μｍの視野の写真を６０枚撮影し、これら写真を画像解析して、各写真に係る微細ＭｎＳ介在物の個数密度の平均値を求めることにより求めた。微細ＭｎＳ介在物の個数密度を求めるための６０枚の写真の撮影箇所は、棒鋼の直径（６５ｍｍ）の１／４の箇所とした。【００８５】
また、これらの素材である直径６５ｍｍの棒鋼の中心から、直径２６ｍｍおよび長さ５０ｍｍの円柱試料を作製した。これらの円柱試料に対して、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５９「鋼の炎焼入及び高周波焼入硬化層深さ測定方法」で規定された有効硬化層深さが１．５ｍｍになる条件にて高周波焼入れを行い、その後に加熱温度１６０℃且つ保持時間９０分間の焼戻しを行った。その後、高周波焼入れされた円柱試料を長さ方向に垂直に切断して得られる横断面を研磨し、円柱試料の表面から５０μｍの深さの部位に、１００ｇの荷重でビッカース硬さを５点測定して、ビッカース硬さの平均値を求め、この平均値を円柱試料の表面硬さとした。この表面硬さは、特に本発明が歯車などの各種部品の材料として使われる場合に、部品の強度を評価する指標である。【００８６】
これらの評価結果を表３−１及び表３−２に示す。表３中の下線が付された数値は、本発明の規定範囲外の数値、または本発明の目標に達しない数値である。なお、鋼材Ｎｏ．１〜２９の組織は、全て、マトリックスが面積率で９０％以上のフェライト・パーライト組織であった。【００８７】
【表３−１】
2015125915.tif 000006
【表３−２】
2015125915.tif 000007
【００８８】
鋼材Ｎｏ．１〜１９は、本発明例である。全ての本発明例において、円相当径２００ｎｍ超のＡｌＮの面積率は、円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率の２０％以下であった。本発明例における切削距離は１５．５ｍであり（即ち、本発明例における切削距離はＳＣｒ４２０と同等以上であり）、かつ本発明例の高周波焼入れ後の表面硬さはＨＶ６００以上である。つまり、本発明例は十分な強度特性および十分な被削性を有する鋼である。【００８９】
一方、鋼材Ｎｏ．２０〜２９は、本発明の範囲外である比較例である。鋼材Ｎｏ．２０は、Ｃ含有量が不足したので、高周波焼入れ後の表面硬さがＨＶ６００よりも低くなり、強度が不足した。鋼材Ｎｏ．２１は、Ｃ含有量が過剰であるので、高周波焼入れ前の硬さが増加し、切削距離が低下した。鋼材Ｎｏ．２２は、Ａｌ含有量が不足したので、Ａｌ酸化物被膜形成による工具保護の効果が得られず、切削距離が低下した。Ａｌ含有量が過剰である鋼材Ｎｏ．２３は、切削距離が不足した。鋼材Ｎｏ．２３の円相当径２００ｎｍ超のＡｌＮの面積率は、円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率の２０％超であった。鋼材Ｎｏ．２４は、Ｓ含有量が不足したので、微細Ｍｎ硫化物系介在物の個数が少なくなり、切削距離が不足した。Ａｌ×Ｎが過剰である鋼材Ｎｏ．２５は、切削距離が不足した。鋼材Ｎｏ．２５の円相当径２００ｎｍ超のＡｌＮの面積率は、円相当径４０ｎｍ以上の全てのＡｌＮの面積率の２０％超であった。鋼材Ｎｏ．２６は、Ｍｎ／Ｓが低すぎたので、熱間延性が低下し、鋳造時に割れを生じた。鋼材Ｎｏ．２７は、Ｍｎ／Ｓが高すぎたので、微細Ｍｎ硫化物系介在物を十分に得ることができず、切削距離が低下した。鋼材Ｎｏ．２８は、式（１）の値が小さすぎたので、切削距離が低下した。鋼材Ｎｏ．２９は、鋳造時の冷却速度が遅すぎたので、微細なＭｎＳを十分に得ることができず、切削距離が低下した。
【産業上の利用可能性】
【００９０】
前述したように、本発明によれば、被削性に優れ、且つ高周波焼入れを好適に適用可能な高周波焼入れ用鋼材を提供することができる。よって、本発明は機械製造産業において利用可能性が高いものである。
【図１】
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【国際調査報告】
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2015125915.tif 000011
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