WO2015125915A1 - 高周波焼入れ用鋼材 - Google Patents

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利治 間曽
卓 吉田
慶 宮西
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Nippon Steel Corp
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
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Definitions

  • the present invention relates to a steel material for induction hardening excellent in machinability, and in particular, power transmission parts (for example, gears, bearings, CVTs) used in automobiles, construction machines, agricultural machines, wind turbines for power generation, and other industrial machines.
  • the present invention relates to a steel that can be suitably applied to induction hardening used in a sheave and a shaft.
  • JIS SCr420 or JIS SCM420 with a C content of 0.18 to 0.23% by mass, so-called skin with a C content of around 0.2% Hardened steel is used.
  • the greatest reason for using steel with a low C content such as case-hardened steel as a material for parts is to secure machinability.
  • the hardness of the case-hardened steel having a low C content is low, and therefore the machinability of the case-hardened steel is high. Therefore, when a manufacturing method including a carburizing process is applied to case-hardened steel, shape processing can be easily performed before carburizing, and after carburizing, the surface hardness is increased and a high-strength part is obtained.
  • the C content of the steel itself must be at least 0.4%.
  • the hardness of the steel before cutting increases, and the machinability deteriorates.
  • steel with good machinability is required even if the C content increases and the steel becomes harder. That is, when trying to manufacture parts conventionally manufactured using carburizing using induction hardening, it can be said that the biggest problem is the machinability of steel.
  • Patent Document 1 discloses an invention related to a steel material for induction hardening, in which the Si content is limited to 0.50% or less, the Al content is limited to 0.10% or less, and the structure before induction hardening is martensitic. Steels that control the site area ratio to 70% or more are disclosed. According to this method, the strength of the steel after induction hardening is significantly improved. However, the workability of the steel of Patent Document 1 before induction hardening, particularly machinability, is low.
  • Patent Document 2 proposes a steel material for induction hardening excellent in machinability.
  • Patent Document 2 appropriately controls the area ratios of ferrite, pearlite, and bainite, controls the average aspect ratio of ferrite crystal grains and the inter-grain distance of ferrite crystal grains within a specific range, and a specific amount of Al. Discloses a technique for improving machinability by making the addition of B and B essential.
  • the steel of Patent Document 2 has a low area ratio of ferrite, the internal hardness is high. Since the internal hardness does not change before and after induction hardening, steel with high internal hardness has high hardness during cutting before induction hardening.
  • Patent Document 3 proposes a technique for improving the machinability of a steel material for induction hardening by increasing the Al content.
  • Patent Document 3 no comparison is made between the machinability of the invention steel and the machinability of the case-hardened steel. Therefore, it is unclear whether machinability as good as case-hardened steel can be obtained using the technique disclosed in Patent Document 3.
  • An object of the present invention is to provide a steel material for induction hardening that improves the disadvantages of the conventional invention described above, has excellent machinability, and exhibits high surface hardness after induction hardening.
  • it is included in the manufacturing process of parts used for power transmission parts (for example, gears, bearings, CVT sheaves, shafts, etc.) used in automobiles, construction machines, agricultural machines, power generation windmills, and other industrial machines.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems. First, focusing on Al and S, which are considered to have a large effect on machinability, a literature survey and research by experiment were conducted.
  • Non-Patent Document 1 and Non-Patent Document 2 describe the following (a).
  • Patent Document 3 describes the following (b).
  • the influence of the size of the MnS inclusion on the machinability will be described below.
  • the machinability represented by the index VL1000 usually improves as the average particle size of MnS inclusions increases. This is probably because the larger the MnS inclusions, the easier it is to generate voids generated at the interface between the MnS inclusions and the parent phase in the cutting shear region.
  • the size of MnS inclusions in the steel is increased to promote the formation of voids in the cutting shear region, and Al is added to the steel to form an Al oxide film on the tool to reduce tool wear.
  • Suppression was considered effective for improving the machinability of steel.
  • these techniques alone cannot sufficiently improve the machinability of the steel for induction hardening.
  • the C content of the steel for induction hardening is required to be 0.40% by mass or more. With the above-described technique, the machinability of steel containing 0.40% by mass or more of C cannot be sufficiently improved.
  • the inventors obtained the following knowledge by repeating various experiments.
  • the present inventors discovered the above-mentioned combined effect by examining the tool after cutting in detail using SEM-EDS, AES, TEM-EDS, and the like. Furthermore, the present inventors have also found that due to the reason (B) described below, the composite effect cannot be sufficiently obtained even if both Al and S are simply contained in the steel.
  • the stress concentration effect is small, so the machinability improving effect based on void generation is suppressed.
  • the size of MnS inclusions is small, the number density of MnS inclusions per MnS amount increases, so the contact frequency between the tool and MnS inclusions increases, and the lubricity at the interface between the tool and chips increases. To do.
  • MnS refinement can be achieved by controlling the cooling rate during casting and controlling the ratio of Mn and S.
  • the present inventors tend to easily generate coarse AlN in the steel, and this coarse AlN shortens the life of the cutting tool. It has been found that machinability is reduced.
  • the inventors reduced the number of coarse AlN by making the product of the Al content and the N content of steel within an appropriate range and subjecting the steel to a solution treatment before hot rolling. It has been found that the machinability of steel can be improved.
  • the present inventors examined a method for making the machinability of the steel for induction hardening to which this technique is applied equal to the case-hardened steel.
  • the present inventors further controlled the chemical composition of the steel so as to satisfy the following formula (3), so that it has high machinability equivalent to or higher than that of case hardening steel. It has been found that steel can be obtained. 15.5 ⁇ ( ⁇ 1.40 ⁇ Al + 0.0175) ⁇ (214 ⁇ (C + (1/7) ⁇ Si + (1/5) ⁇ Mn + (1/9) ⁇ Cr) ⁇ 211) ⁇ 25.65 ... (3)
  • Al, C, Si, Mn, and Cr are the contents (mass%) of each element in steel.
  • the present invention has been completed based on the above findings. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • the chemical components are mass%, C: 0.40 to 0.60%, Si: 0.01 to 1.4%, Mn: 0.00. 2 to less than 1.0%, Cr: 0.01 to less than 0.5%, Al: 0.11 to 0.17%, S: more than 0.03 to 0.07%, N: 0.0030 to 0 .0075%, P: less than 0.05%, B: 0 to 0.005%, Mo: 0 to 0.2%, Ni: 0 to 1.0%, Cu: 0 to 1.0%, Ca: 0 to 0.005%, Mg: 0 to 0.005%, Zr: 0 to 0.005%, Rem: 0 to 0.005%, Ti: 0 to 0.2%, Nb: 0 to 0.2 %, V: 0 to 0.35%, Sb: 0 to 0.015%, Te: 0 to 0.2%, Pb: 0 to 0.5%, and Bi: 0 to 0.5%
  • the balance is Fe and impurities, Satisfies the balance.
  • the number density of Mn sulfide inclusions having a maximum diameter of 0.3 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less is 100 / mm 2 or more and 2500 / mm 2 or less at a quarter of the diameter.
  • the chemical component is mass%, B: 0.0003 to 0.005%, Mo: 0.01 to 0.2%, Ni: 0 One or more of 0.05 to 1.0% and Cu: 0.05 to 1.0% may be contained.
  • the chemical component is, by mass, Ca: 0.0003 to 0.005%, Mg: 0.0003 to 0.005% , Zr: 0.0003 to 0.005%, and Rem: 0.0003 to 0.005%, or one or more of them may be contained.
  • the chemical component is in mass%, Ti: 0.005 to 0.2%, Nb: 0.005. One or more of ⁇ 0.2% and V: 0.005 ⁇ 0.35% may be contained.
  • the chemical component is mass%, Sb: 0.0003 to 0.015%, Te: 0.0003.
  • Pb 0.01 to 0.5%
  • Bi 0.01 to 0.5%
  • the present invention it is possible to provide a steel material for induction hardening that has excellent machinability and exhibits excellent surface hardness after induction hardening.
  • the steel material for induction hardening which can manufacture a power transmission component by induction hardening instead of carburizing can be provided.
  • C (C: 0.40 to 0.60%) C is an element to be contained in order to ensure the strength of the steel and the surface hardness of the steel after induction hardening.
  • the C content is less than 0.40%, the above effect cannot be obtained.
  • the C content is more than 0.60%, the toughness of the steel deteriorates.
  • the C content is set to 0.40% to 0.60%.
  • the lower limit value of the C content is preferably 0.45%, 0.50%, or 0.55%.
  • Si 0.01-1.46%
  • Si is an element that contributes to deoxidation during steel making and contributes to improving the strength of the steel.
  • the content of Si is less than 0.01%, the above-described deoxidation effect and strength improvement effect cannot be obtained.
  • the Si content exceeds 1.4%, the toughness and ductility of the steel are lowered.
  • the Si content exceeds 1.4%, hard inclusions are generated in the steel, which lowers the machinability of the steel. Therefore, the Si content is set to 0.01% to 1.4%.
  • a preferable lower limit value of the Si content is 0.05%, 0.10%, or 0.15%, and a preferable upper limit value of the Si content is 0.7%, 0.4%, or 0.3%. %.
  • Mn 0.2 to less than 1.0% Since Mn has the effect of improving the hardenability of steel, it is an effective element for obtaining a martensite structure during induction hardening. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.2% or more of Mn. Moreover, a part of Mn contained forms MnS and improves the machinability of steel. In order to obtain this effect, it is necessary to contain Mn so as to satisfy the following formula (2). On the other hand, when 1.0% or more of Mn is contained, the hardness of the steel is increased, so that the toughness of the steel is lowered and the machinability and workability during forging are significantly deteriorated. Therefore, the Mn content needs to be in the range of 0.2 to less than 1.0%. The lower limit value of the preferable Mn content is 0.3%, 0.35%, or 0.4%, and the upper limit value of the preferable Mn content is 0.9%, 0.7%, or 0.5%. is there.
  • Cr 0.01 to less than 0.5%) Cr has the effect of increasing the hardenability of the steel. Furthermore, Cr imparts temper softening resistance to the steel, thereby improving the fatigue strength of the steel. When the Cr content is less than 0.01%, these effects cannot be obtained. On the other hand, when the Cr content is 0.5% or more, Cr carbide is generated and the steel becomes brittle. Further, when the Cr content is 0.5% or more, Cr is concentrated in the cementite and the cementite is stabilized, so that the penetration of carbide into austenite during induction hardening is inhibited, and the hardness of the hardened layer Unevenness occurs. Therefore, the Cr amount needs to be 0.01 to less than 0.5%. The lower limit of the preferable Cr content is 0.05% or 0.1%, and the upper limit of the preferable Cr content is 0.4%, 0.3%, or 0.2%.
  • Al 0.11 to 0.17%
  • Al is an element effective for deoxidation of steel. Further, as described above, Al is an element that greatly improves the machinability of steel by being contained simultaneously with S.
  • the Al content is less than 0.11%, the amount of Al oxide generated on the tool at the time of cutting is small, so that an Al oxide film sufficient to suppress tool wear cannot be obtained.
  • the Al content exceeds 0.17%, not only the effect of improving machinability is saturated, but also coarse Al inclusions are easily generated in the steel, and machinability and fatigue strength are reduced. To do. Therefore, the Al content is 0.11% to 0.17%.
  • a preferable lower limit value of the Al content is 0.12% or 0.13%, and a preferable upper limit value of the Al content is 0.16%, 0.15%, or 0.14%.
  • S more than 0.03% to 0.07%
  • S combines with Mn to form MnS, and has the effect of improving machinability in proportion to its content.
  • MnS adheres on a tool, improves the lubricity of a tool surface, and improves machinability significantly.
  • S when S is contained exceeding 0.07%, the formed excessive amount of MnS becomes a propagation path of fatigue cracks, so that the fatigue strength, toughness and the like of the steel are greatly lowered. Therefore, the S content needs to be in the range of more than 0.03 to 0.07%.
  • a preferable lower limit value of S content is 0.035%, 0.040%, or 0.045%
  • a preferable upper limit value of S content is 0.060%, 0.055, or 0.050%. .
  • N 0.0030 to 0.0075%
  • N combines with Al, V, etc. in the steel to form nitrides and / or carbonitrides. These nitrides and / or carbonitrides have a function of suppressing grain growth by pinning austenite grain boundaries and preventing coarsening of the structure. In order to acquire this effect, it is necessary to contain N 0.0030% or more.
  • N when N is contained excessively exceeding 0.0075%, the ductility of the steel in a high temperature range of 1000 ° C. or more is lowered. This decrease in ductility causes a decrease in yield during continuous casting and rolling of steel.
  • coarse AlN reduces the machinability of steel.
  • the N content needs to be 0.0030 to 0.0075%.
  • a preferred lower limit for the N content is 0.0035%, 0.0040%, or 0.0045%, and a preferred upper limit for the N content is 0.0070%, 0.0065%, or 0.0060. %.
  • P is an impurity, and segregates at the austenite grain boundaries and causes the prior austenite grain boundaries to become brittle, thereby causing grain boundary cracking. Therefore, it is desirable to reduce the P content as much as possible. For this reason, it is desirable to make P amount into the range below 0.05%.
  • the P content is not required, so the lower limit value of the P content is not particularly limited, but it is excessive to limit the P content to 0.001% or less. costly. Therefore, a suitable lower limit of the P content is 0.001%, 0.002%, or 0.005%.
  • a suitable upper limit of the P content is 0.04%, 0.03%, or 0.025%.
  • the steel according to the present embodiment exhibits a suitable effect when the chemical component contains the basic element described above. Moreover, in addition to said basic element, when the 1 type (s) or 2 or more types selected from the following elements are contained, the characteristic of steel further improves.
  • the steel according to the present embodiment may contain B as necessary.
  • B dissolved in austenite has the effect of greatly increasing the hardenability of steel even if the content is very small. Therefore, B is an effective element for obtaining a martensite structure during induction hardening. In order to obtain this effect stably, the steel according to this embodiment may contain 0.0003% or more of B. On the other hand, when it contains B exceeding 0.005%, the above-mentioned effect is saturated.
  • the B content is preferably within the range of 0.0003 to 0.005%.
  • a preferred lower limit for the B content is 0.0005%, 0.0010%, or 0.0015%, and a preferred upper limit for the B content is 0.004%, 0.003%, or 0.0025. %.
  • the amount of dissolved B decreases with N having a function of forming BN.
  • Ti forms TiN and fixes N, thereby preventing a decrease in the amount of dissolved B.
  • the steel according to the present embodiment contains one or more of 0.01% or more of Mo, 0.05% or more of Ni, and 0.05% or more of Cu. May be.
  • a preferable lower limit of the Mo content is 0.02%, 0.03%, or 0.05%, and a preferable lower limit of the Ni content is 0.10%, 0.15%, or 0.20%.
  • a preferable lower limit of the Cu content is 0.10%, 0.15%, or 0.20%.
  • Mo content exceeds 0.2%, the hardenability of the steel is improved too much, and bainite or island martensite is generated in the steel before induction hardening, so the machinability of the steel material for induction hardening decreases. .
  • Mo content is 0.2% or less, preferably 0.1% or less.
  • the Ni content exceeds 1.0% or the Cu content exceeds 1.0%, the hardenability of the steel is improved as in the case where the Mo content is excessive, and bainite or island Since martensite is formed in the steel before induction hardening, the machinability of the steel for induction hardening is lowered.
  • the upper limit of the Ni content is 1.0%, preferably 0.9%, 0.8%, or 0.7%.
  • the upper limit of the Cu content is 1.0%, preferably 0.9%, 0.8%, or 0.7%.
  • Ca, Mg, Zr, and Rem are all elements that contribute to improving the mechanical properties of steel by controlling the form of MnS in the steel.
  • the steel according to the present embodiment contains 0.0003% or more of Ca, 0.0003% or more of Mg, 0.0003% or more of Zr, and 0.0003% or more.
  • One or more types of Rem may be contained.
  • the upper limit of each of Ca, Mg, Zr, and Rem is 0.005%, preferably 0.003%, 0.002%, or 0.001%.
  • Rem represents a rare earth metal element and is selected from Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. That's it.
  • the content of Rem is the total content of Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu.
  • Ti and Nb may not be contained. Therefore, the lower limit of the content is 0%.
  • Ti and Nb suppress abnormal growth of crystal grains and contribute to the homogenization of the structure.
  • the steel according to the present embodiment may contain one or more of 0.005% or more of Ti and 0.005% or more of Nb.
  • the preferable lower limit of Ti content is 0.010%, 0.050%, or 0.10%, and the preferable lower limit of Nb content is 0.010%, 0.050%, or 0.10%. is there.
  • the Ti content and / or the Nb content exceeds 0.2%, since hard carbides are generated in the steel, the machinability of the steel is lowered. Accordingly, the Ti content and the Nb content are both 0.2% or less.
  • a preferred upper limit of Ti content is 0.18%, 0.15%, or 0.13%, and a preferred upper limit of Nb content is 0.18%, 0.15%, or 0.13%. is there.
  • V forms fine carbides, nitrides, and / or carbonitrides with C and / or N, prevents coarsening of crystal grains, and contributes to homogenization of the structure.
  • the steel according to the present embodiment may contain 0.005% or more of V.
  • a preferred lower limit of the V content is 0.01%, 0.05%, or 0.10%.
  • the V content is set to 0.35% or less.
  • the V content is preferably less than 0.20% or 0.15% or less.
  • Sb, Te, Pb, and Bi may not be contained. Therefore, the lower limit of the content is 0%.
  • Sb, Te, Pb, and Bi are machinability improving elements. In order to stably obtain this effect, the steel according to the present embodiment is made of 0.0003% or more Sb, 0.0003% or more Te, 0.01% or more Pb, and 0.01% or more. One or more of Bi may be contained.
  • the preferred lower limit of Sb content is 0.0005%, 0.0008%, or 0.001%
  • the preferred lower limit of Te content is 0.0005%, 0.0008%, or 0.001%
  • the preferred lower limit of Pb content is 0.02%, 0.03%, or 0.05%
  • the preferred lower limit of Bi content is 0.02%, 0.03%, or 0.05 %.
  • the Sb content exceeds 0.015%, the Te content exceeds 0.2%, the Pb content exceeds 0.5%, and / or the Bi content is 0.5%.
  • the Sb content is 0.015% or less
  • the Te content is 0.2% or less
  • the Pb content is 0.5% or less
  • the Bi content is 0.5% or less.
  • a preferable upper limit value of Sb content is 0.012%, 0.010%, or 0.008%
  • a preferable upper limit value of Te content is 0.1%, 0.05%, or 0.02%.
  • the preferable upper limit value of Pb content is 0.4%, 0.3%, or 0.2%
  • the preferable upper limit value of Bi content is 0.4%, 0.3%, or 0.2%. %.
  • the balance of the chemical components of the steel for induction hardening according to this embodiment is Fe and impurities.
  • impurities may be mixed in the steel, but impurities are allowed to be mixed as long as the properties of the steel for induction hardening according to this embodiment are not impaired. Is done.
  • the reason for the limitation relating to the formulas (1) to (3) the reason why the area ratio of AlN having an equivalent circle diameter of more than 200 nm is limited to 20% or less of the area ratio of all AlN having an equivalent circle diameter of 40 nm or more, The reason why the number density of Mn sulfide inclusions having a maximum diameter of 0.3 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less contained in the steel is limited to 100 / mm 2 or more and 2500 / mm 2 or less will be described.
  • AlN having an equivalent circle diameter exceeding 200 nm is 20% or less of the area ratio of all AlN having an equivalent circle diameter of 40 nm or more.
  • AlN having an equivalent circle diameter exceeding 200 nm is likely to be generated in the steel.
  • AlN having an equivalent circle diameter exceeding 200 nm may be referred to as “coarse AlN”.
  • the present inventors have investigated the relationship between the area ratio of coarse AlN and the AlN equivalent diameter of 40 nm or more at a quarter of the diameter of the steel. It has been found that when the area ratio exceeds 20%, the target machinability of the steel for induction hardening according to the present embodiment cannot be obtained. In addition, AlN having an equivalent circle diameter of less than 40 nm below the measurement limit is not considered in investigating the relationship between the coarse AlN amount and machinability since there is only a small amount with respect to the area ratio of all AlN. .
  • the area ratio of AlN having an equivalent circle diameter of more than 200 nm is 20% or less of the area ratio of all AlN having an equivalent circle diameter of 40 nm or more. Need to be.
  • the area ratio of AlN having an equivalent circle diameter of more than 200 nm is preferably 15% or less, 10% or less, or 5% or less of the area ratio of all AlN having an equivalent circle diameter of 40 nm or more.
  • the quarter of the diameter means the middle part of the radius, that is, 1/4 part of the diameter in the steel cross section.
  • the structure of the steel surface layer part and the structure of the steel center part may be slightly different due to differences in cooling rate or the like. Since the location of 1/4 of the diameter of the steel is located between the surface layer portion of the steel and the center of the steel, the configuration of the location of 1/4 of the diameter of the steel is close to the average of the overall configuration of the steel.
  • the coarse AlN amount is controlled at a quarter of the diameter of the steel. Note that the amount of Mn sulfide inclusions, which will be described later, is also controlled at a quarter of the diameter of the steel for the reasons described above.
  • Chemical components are C: 0.44 to 0.46%, Si: 0.23 to 0.26%, Mn: 0.78 to 0.82%, P: 0.013 to 0.016%, S: Several types of steel including 0.045 to 0.06%, Al: 0.11 to 0.17%, and N: 0.0030 to 0.0075, the balance being Fe and impurities, and different Al ⁇ N was melted, then forged to a diameter of 65 mm, further heated to 1200 ° C. and then air-cooled. The investigation which observes AlN was performed with respect to several types of samples obtained by this. The observation of AlN was performed by the transmission electron microscope replica method, and the area ratio of AlN was determined as follows.
  • Ratio / area ratio of all AlN having equivalent circle diameter of 40 nm or more) ⁇ 100 the area ratio of AlN having an equivalent circle diameter of more than 200 nm accounts for the area ratio of all AlN having an equivalent circle diameter of 40 nm or more. The percentage was determined.
  • the average value of the ratio of the area ratio of AlN with an equivalent circle diameter of more than 200 nm to the area ratio of all AlN with an equivalent circle diameter of 40 nm or more for each sample cross-sectional photograph is the area ratio of AlN with an equivalent circle diameter of more than 200 nm of the sample. It was regarded as a ratio of the area ratio inclusions of all AlN having an equivalent diameter of 40 nm or more.
  • a preferable upper limit of Al ⁇ N is 0.000800, 0.000750, or 0.000700.
  • the lower limit value of Al ⁇ N is not particularly defined, but can be set to 0.000330 from the lower limit values of Al and N.
  • the preferable lower limit value of Al ⁇ N can be calculated from the preferable lower limit values of Al and N.
  • MnS inclusions are inclusions that improve machinability.
  • the number of MnS inclusions is increased by reducing the size of MnS inclusions.
  • the number density of MnS inclusions having a maximum diameter of 0.3 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less is 100 / mm 2 or more and 2500 / mm 2 or less.
  • MnS inclusions having a maximum diameter of 0.3 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less may be referred to as “fine MnS inclusions”.
  • the maximum diameter of inclusions is the long diameter of inclusions observed when a cross section of steel is observed.
  • the preferable lower limit of the number density of the fine MnS inclusions is 300 / mm 2 , and the more preferable lower limit is 500 / mm 2 .
  • the upper limit of the number density of fine MnS inclusions may be 2500 / mm 2 , 1500 / mm 2 , or 1000 / mm 2 .
  • the number density of the fine MnS inclusions is obtained, for example, as follows.
  • the cross section in the longitudinal direction of the steel bar was polished, and then 60 photos with a field of view of 110 ⁇ m ⁇ 75 ⁇ m were taken using an optical microscope with a magnification of 1000 times, and these photos were subjected to image analysis, and the fine MnS inclusions related to each photo were analyzed. Obtain the average number density.
  • the photography location of 60 photographs for determining the number density of fine MnS inclusions is a quarter of the steel diameter.
  • Inclusions mainly composed of MnS and containing substances other than MnS are dissolved in MnS. // Inclusions coexisting in a bonded state, mainly consisting of MnS and coexisting in a state where a compound of Mn and an element other than S such as MnTe is dissolved and / or bonded in MnS.
  • the above inclusions precipitated with an oxide or oxide as a nucleus have the same machinability improving effect as an inclusion made of only MnS.
  • MnS inclusions include “inclusions composed solely of MnS” and “inclusions mainly composed of MnS and containing substances other than MnS”. It may be referred to as “thing”.
  • the chemical formula of Mn sulfide inclusions can be expressed as “(Mn, X) (S, Y)” (X: a sulfide-forming element other than Mn, Y: an element that binds to Mn other than S).
  • MnS inclusions are generated in a temperature range where the steel becomes a liquid phase. MnS inclusions generated in the liquid phase are prone to growth and coarsening. On the other hand, by controlling the ratio of the Mn content and the S content to make Mn / S 14.0 or less, the production temperature of MnS inclusions is remarkably lowered, and the temperature range in which the steel becomes a solid phase.
  • MnS inclusions to be generated are sufficiently increased, and thereby the combined effect of Al and S can be sufficiently obtained. Since MnS inclusions precipitated in the solid phase are difficult to grow, as a result, finely dispersed MnS inclusions can be obtained.
  • Mn / S greatly affects the hot ductility of steel. Usually, when Mn / S is less than 4.6, it is known that S that has not been combined with Mn produces FeS, and FeS reduces hot ductility and greatly reduces manufacturability. Accordingly, as shown in the following formula (2), Mn / S is set to 4.6 to 14.0.
  • MnS inclusions can be finely dispersed.
  • the lower limit of Mn / S is 5.0, 5.2, or 5.5
  • the upper limit of Mn / S is 12.0, 10.0, or 8.0.
  • Mn is the content (mass%) of Mn
  • S is the content (mass%) of S.
  • the liquidus temperature at the 1/4 thickness portion of the slab solidification starts when the molten steel is cooled
  • the cooling rate from the temperature) to the solidus temperature is preferably controlled to 10 to 100 ° C./min.
  • the quarter-thickness location is the middle of the slab surface and the slab center on the center line of the slab width. Part, that is, 1/4 part of the slab thickness.
  • the long side of the slab cross section is defined as the width of the slab
  • the short side of the slab cross section is defined as the thickness of the slab.
  • the 1 ⁇ 4 thickness portion means the middle part of the radius, that is, 1 ⁇ 4 part of the diameter in the slab cross section.
  • the cooling rate in the range from the liquidus temperature to the solidus temperature at the 1/4 thickness portion of the slab is the solidification structure of the 1/4 thickness portion of the slab after the end of casting and before hot working
  • the average interval ⁇ of the secondary dendrite arms and the following equation 4 can be used.
  • Rc ( ⁇ / 770) ⁇ 1 / 0.41 (4)
  • Rc is a cooling rate (unit: ° C./min) in the range from the liquidus temperature to the solidus temperature at a 1 ⁇ 4 thickness portion of the slab, and ⁇ is a 1 ⁇ 4 thickness location of the slab.
  • the number density of fine MnS inclusions is 100 to 2500 by making the slab such that the chemical composition of the slab satisfies the above formula 2 and the slab ⁇ is 117 to 300 ⁇ m. / mm 2 in which the slab is obtained by the cast slab hot working, the steel number density of fine MnS inclusions is 100 to 2500 / mm 2 is obtained.
  • ⁇ can be measured by, for example, the method described in “Metal Society Journal”, Vol. 33 (1969), pages 658 to 663 (Akira Suzuki, Yutaka Nagaoka).
  • the C content, Si content, Mn content, Cr content, and Al content in the steel satisfy the formula (3).
  • the symbols “C”, “Si”, “Mn”, “Cr”, and “Al” included in the formula (3) respectively indicate the contents of C, Si, Mn, Cr, and Al in unit mass%. .
  • thermocouple is embedded at a depth of 5 mm from the surface of the steel bar, and then welded, and the average cooling rate between 900 ° C. and 500 ° C. is controlled using this thermocouple.
  • the average cooling rate between 0 ° C. and 500 ° C. was 0.3-0.9 ° C./second.
  • the steel bar structure after air cooling was all ferrite and pearlite structure.
  • the amount of coarse AlN and the amount of fine Mn sulfide inclusions in the steel bar after air cooling were within the above specified range.
  • the relationship between hardness and machinability was investigated as follows. Gear cutting (hobbing: Hobbing) for 40 mm x 40 mm x 250 mm square specimens cut from various steel bars with different Al contents within the range of 0.03% to 0.17%. ), A cutting test was performed using a dance tool (fly tool). The cutter used in the hobbing process when manufacturing an actual product has a plurality of cutting edges. On the other hand, the dance tool is a cutter having only one hob cutting edge. Machinability (tool wear) obtained by performing a machinability test using a hob cutter with multiple cutting edges, and machinability (tool) obtained by performing a cutting test using a dance tool It has been confirmed that there is a good correspondence with (amount of wear).
  • the dance tool is used to perform a cutting test in place of the hobbing cutter.
  • a test method by cutting using a dance tool is described in, for example, “TOYOTA Technical Review” Vol. 52, no. 2, December 2002, page 78. Table 1 shows the test conditions.
  • the amount of tool cutting until the wear amount of the tool reaches 70 ⁇ m (that is, until the tool life is reached) by measuring the maximum rake face wear depth (crater wear depth) of the tool with a palpation type roughness meter. (Cutting distance (m)) was determined.
  • JIS SCr420 Al content 0.03% by mass
  • the cutting distance is 15.5 m. Therefore, if the cutting distance of the test sample is 15.5 m or more under the same conditions, the machinability can be evaluated as good.
  • FIG. 1 shows the relationship between the hardness of steel and the cutting distance.
  • the present inventors have found that the machinability is improved as the Al content is increased, but that the hardness dependence of the machinability increases when Al is contained. From this result, it has been found that the relationship between the cutting distance, the Al amount, and the hardness can be accurately approximated by the equation (6) when the coarse AlN amount and the fine Mn sulfide-based inclusion amount are within the specified range. It was. This point is also a new finding that has never existed.
  • Cutting distance (m) ( ⁇ 1.40 ⁇ Al + 0.0175) ⁇ (Hardness (HV) ⁇ 260) (6)
  • the upper limit value of the machinability index M is the C content in the steel (C in the formula, hereinafter the same in mass%), the Si content (Si in the formula), the Mn content (Mn in the formula), the Cr content ( Based on the upper and lower limits of Cr) and the Al content (Al in the formula), it is set to 25.65. That is, in the range of chemical components of the steel for induction hardening according to the present embodiment, the C content, the Si content, the Mn content, the Cr content, and the Al content at which the machinability index M is the largest, 0.40%, 0.01%, 0.2%, 0.01%, and 0.17%.
  • the hardness before quenching of steel that satisfies the provisions of each alloy component and the machinability index M of the steel for induction hardening according to the present embodiment is usually about 145 Hv to about 190 Hv.
  • the manufacturing method of the steel for induction hardening according to the present embodiment is mass%, C: 0.40 to 0.60%, Si: 0.01 to 1.4%, Mn: 0.2 to 1.0%. Less than, Cr: 0.01 to less than 0.5%, Al: 0.11 to 0.17%, S: more than 0.03 to 0.07%, N: 0.0030 to 0.0075%, P: Less than 0.05%, B: 0 to 0.005%, Mo: 0 to 0.2%, Ni: 0 to 1.0%, Cu: 0 to 1.0%, Ca: 0 to 0.005% Mg: 0 to 0.005%, Zr: 0 to 0.005%, Rem: 0 to 0.005%, Ti: 0 to 0.2%, Nb: 0 to 0.2%, V: 0 to 0.35%, Sb: 0 to 0.015%, Te: 0 to 0.2%, Pb: 0 to 0.5%, and Bi: 0 to 0.5%, with the balance being Fe and impurities And the above formulas (1) to (3) A step of casting
  • the cooling rate in the range from the liquidus temperature to the solidus temperature in the slab thickness direction 1 ⁇ 4 part is less than 10 ° C./min in the casting process, the maximum contained in the steel Since the number density of Mn sulfide inclusions having a diameter of 0.3 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less is less than 100 pieces / mm 2 , the machinability of the steel is lowered, and the liquidus temperature at 1 ⁇ 4 part in the slab thickness direction
  • the cooling rate in the range from the solidus temperature to the solidus temperature is more than 100 ° C./min, there is a possibility that the slab is cracked.
  • the heating temperature of the slab is less than 1200 ° C.
  • the solution treatment for AlN in the slab is not sufficiently performed, and the area ratio of AlN in the steel with an equivalent circle diameter of more than 200 nm Is more than 20% of the area ratio of all AlN having an equivalent circle diameter of 40 nm or more, so that the machinability of the steel is lowered.
  • the steel is preferably air-cooled so that the average cooling rate between 900 ° C. and 500 ° C. is 0.3 to 0.9 ° C./second.
  • the normalizing conditions may be within a normal range in the technical field to which the steel for induction hardening according to the present embodiment belongs.
  • the heating temperature may be 900 ° C. and the holding time may be 1 hour.
  • the steel for induction hardening according to the present embodiment contains 0.40% by mass or more of C, the surface hardness of 600Hv or more is obtained when induction hardening is performed under appropriate conditions for the steel for induction hardening according to the present embodiment.
  • a steel with Further, the steel for induction hardening according to the present embodiment contains both Al having a chemical composition of 0.11% by mass or more and S having more than 0.03% by mass, and the area ratio of coarse AlN is 40 nm or more in equivalent circle diameter.
  • the number density of Mn sulfide inclusions having a maximum diameter of 0.3 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less is 100 to 2500 / mm 2 and the machinability index M is 20% or less of the area ratio of all of AlN.
  • the induction hardening steel according to this embodiment is subjected to cutting, machinability equivalent to or higher than that of SCr420 having a C content of 0.18 to 0.23 mass% is obtained. can get.
  • the cutting distance is 15.5 m or more.
  • the production conditions of the examples are one example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to these one example conditions.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • the steel bar was held at 900 ° C. for 1 hour, then air-cooled, and a test piece was cut out from the steel bar.
  • the hardness (Hv) of the test piece and the cutting distance (m) indicating the machinability of the test piece were measured.
  • the hardness of the test piece was measured by polishing a cross section obtained by cutting a steel bar perpendicular to the length direction and measuring the Vickers hardness at a quarter of the diameter of the cross section.
  • the cutting distance was measured by performing a cutting test under the conditions described in Table 1.
  • the number density of Mn sulfide-based inclusions (fine MnS inclusions) having a maximum diameter of 0.3 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less is obtained by polishing a cross section in the longitudinal direction of a steel bar and then using an optical microscope with a magnification of 1000 ⁇ 60 photographs having a field of view of 75 ⁇ m were taken, and these photographs were subjected to image analysis to obtain an average value of the number density of fine MnS inclusions in each photograph.
  • the shooting location of 60 photographs for determining the number density of the fine MnS inclusions was a quarter of the diameter (65 mm) of the steel bar.
  • a cylindrical sample having a diameter of 26 mm and a length of 50 mm was produced from the center of a steel bar having a diameter of 65 mm, which is a material of these.
  • These cylindrical samples are induction hardened under the condition that the effective hardened layer depth is 1.5 mm as defined in JIS G 0559 “Method of measuring the flame quenching of steel and induction hardening hardened layer”. Thereafter, tempering was performed at a heating temperature of 160 ° C. and a holding time of 90 minutes.
  • the cross-section obtained by cutting the induction-hardened cylindrical sample perpendicularly to the length direction is polished, and the Vickers hardness is measured at 5 points with a load of 100 g at a depth of 50 ⁇ m from the surface of the cylindrical sample. Then, the average value of the Vickers hardness was obtained, and this average value was defined as the surface hardness of the cylindrical sample.
  • This surface hardness is an index for evaluating the strength of a component, particularly when the present invention is used as a material for various components such as gears.
  • Table 3-1 and Table 3-2 The numerical value with an underline in Table 3 is a numerical value outside the specified range of the present invention or a numerical value that does not reach the target of the present invention.
  • steel material No. The structures 1 to 29 were all ferrite pearlite structures having a matrix area ratio of 90% or more.
  • Steel No. Reference numerals 1 to 19 are examples of the present invention.
  • the area ratio of AlN having an equivalent circle diameter of more than 200 nm was 20% or less of the area ratio of all AlN having an equivalent circle diameter of 40 nm or more.
  • the cutting distance in the example of the present invention is 15.5 m (that is, the cutting distance in the example of the present invention is equal to or more than that of SCr420), and the surface hardness after induction hardening in the example of the present invention is HV600 or more. That is, the examples of the present invention are steels having sufficient strength characteristics and sufficient machinability.
  • steel material No. 20 to 29 are comparative examples that are outside the scope of the present invention.
  • Steel No. In No. 20 since the C content was insufficient, the surface hardness after induction hardening was lower than HV600, and the strength was insufficient.
  • Steel No. In No. 21 since the C content was excessive, the hardness before induction hardening increased and the cutting distance decreased.
  • Steel No. In No. 22 since the Al content was insufficient, the effect of tool protection due to the formation of the Al oxide film could not be obtained, and the cutting distance was reduced.
  • Steel No. with excessive Al content No. 23 lacked the cutting distance.
  • the area ratio of AlN having an equivalent circle diameter of more than 200 nm was more than 20% of the area ratio of all AlN having an equivalent circle diameter of 40 nm or more.
  • Steel No. The area ratio of AlN with an equivalent circle diameter of 25 exceeding 200 nm was more than 20% of the area ratio of all AlN with an equivalent circle diameter of 40 nm or more.
  • Steel No. In No. 26 since Mn / S was too low, the hot ductility was lowered and cracking occurred during casting. Steel No. In No.
  • the present invention it is possible to provide a steel for induction hardening that is excellent in machinability and can be suitably applied with induction hardening.
  • the present invention has high applicability in the machine manufacturing industry.

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Abstract

　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。

Description

高周波焼入れ用鋼材
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
日本国特開２００７－１３１８７１号公報 日本国特開２０１２－２１９３３４号公報 日本国特許第４６５９１３９号公報
「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 「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
　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。
　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。
　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。
　（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。
　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。
　（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。
　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。
　（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。
　（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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　（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。
　（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。
　（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。
　（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。
　（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。
　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。
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。
　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。
　（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。
　（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。
　（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。
　（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。
　（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。
　（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。
　（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。
　（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。
　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。
　（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。
　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。
　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。
　（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。
　（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。
　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。
　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。
　（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。
　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。
　（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。
　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。
　（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。
　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。
　（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。
　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。
　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。
　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。
　（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。
　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。
　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。
　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。
　（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）
　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。
　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。
　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。
　（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。
　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。
　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。
　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）
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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。
　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）
　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）
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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。
　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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　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。
　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。
　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。

Claims (5)

  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。
  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。
  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。
  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。
  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。
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