高频淬火用钢的制作方法

本发明涉及一种钢，更具体涉及一种高频淬火用钢。

背景技术：

以齿轮为代表的机械零件通常要求具有优秀的面疲劳强度。如果表面硬度高，就可以获得优秀的面疲劳强度。因此，对于要求面疲劳强度的机械零件，有时会进行高频淬火来制造。

这种机械零件的制造方法可举例如下。对高频淬火用钢材进行热锻，制成中间产品。对中间产品进行高频淬火。对高频淬火后的中间产品进行磨削加工，制成以齿轮为代表的机械零件。

上述改善机械零件疲劳强度的技术在日本专利第4014042号(专利文献1)和日本专利第5742801号(专利文献2)中有记载。

专利文献1公开的高频淬火用棒钢以质量％计，含有c：0.5～0.7％、si：0.1～1.5％、mn：0.2～1.5％、cr：0～1.5％、v：0～0.10％、s：0.002～0.05％、al：0.01～0.04％和n：0.005～0.012％，余量为fe和杂质，杂质中的ti为0.003％以下、o为0.0015％以下、p为0.02％以下，式(1)所示x值为0.62～0.90。该棒钢的表层区域中，式(2)所示a值为0.80以上、长径比为3以下且短径为10μm以上的mns以外的夹杂物的个数为2个/mm²以下。其中，式(1)为x＝c(％)+0.11×si(％)+0.07×mn(％)+0.08×cr(％)。式(2)为a＝(mnmin/mnave)。式(1)中的c(％)、si(％)、mn(％)、cr(％)为各元素的含量(质量％)。式(2)中的mnmin表示表层区域中mn浓度的下限值(质量％)，mnave表示mn浓度的平均值(质量％)。

专利文献2公开的热轧棒钢或线材具有如下化学组成：以质量％计，含有c：0.55～0.75％、si：0.1～1.0％、mn：0.3～1.5％、cr：0.1～2.0％、s：0.002～0.05％、al：0.01～0.2％和n：0.002～0.01％，余量为fe和杂质，杂质中的p和o分别为p：0.025％以下和o：0.002％以下，且下述式(1)所示fn1为2.5～4.5。组织中，珠光体比率为90％以上，珠光体片层的平均间隔为150～300nm，且珠光体片层间隔的标准偏差为25nm以下。式(1)为fn1＝3si+mn+1.5cr，式(1)中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第4014042号

专利文献2：日本专利第5742801号

技术实现要素：

发明要解决的问题

专利文献1和2提出的钢材也可以获得优秀的面疲劳强度。但是，优选以其它方式也可以在高频淬火后的钢材上实现优秀的面疲劳强度。另外，用钢材制造齿轮等机械零件时，还要求具备优秀的切削性。

本发明的目的在于，提供一种具备优秀的切削性、且在高频淬火后可实现优秀的面疲劳强度的高频淬火用钢。

用于解决问题的方案

本发明提供的高频淬火用钢的化学组成如下：以质量％计，含有c：0.53％以上且小于0.58％、si：0.70～1.40％、mn：0.20～1.40％、p：小于0.020％，s：小于0.020％、al：0.005～0.060％、n：0.0020～0.0080％、o：0.0015％以下、b：0.0003～0.0040％、ti：0.010～0.050％、ca：0.0005～0.005％、cr：0～0.15％、cu：0～0.50％、ni：0～0.30％、mo：0～0.20％、v：0～0.05％和nb：0～0.05％，余量为fe和杂质，并且满足式(1)～式(3)。钢组织由铁素体和珠光体构成，珠光体的面积率为85％以上。钢中，相对于al2o3夹杂物和复合夹杂物的总个数，复合夹杂物的个数比率为20％以上。复合夹杂物是以质量％计含有2.0％以上的sio2和2.0％以上的cao、且余量的99％以上为al2o3的夹杂物。

c+si/7+mn/5+cr/9+mo/2.5≤0.98(1)

c+si/10+mn/20+cr/25≥0.70(2)

cr/si≤0.20(3)

其中，式(1)～式(3)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

发明的效果

本发明提供的高频淬火用钢具备优秀的切削性，且在高频淬火后可得到优秀的面疲劳强度。

附图说明

图1为实施例中的辊点蚀试验中使用的小辊试验片的侧视图。

图2为实施例中的辊点蚀试验中使用的大辊试验片的主视图。

具体实施方式

本发明人等对高频淬火用钢的切削性和高频淬火后钢材(机械零件)的面疲劳强度进行了调查分析。其结果是，本发明人等得到了以下见解。

(1)要提高高频淬火后钢材的面疲劳强度，提高高频淬火后钢材的表面硬度是有效的方式。为了提高表面硬度，优选通过高频淬火，使钢材表层的显微组织成为均一的淬火组织(马氏体)。如果钢材的表层组织残留有铁素体等表层组织为不均一组织时，表面硬度降低，面疲劳强度下降。

为了通过高频淬火得到均一的淬火组织，优选高频淬火用钢的显微组织由铁素体和珠光体构成，组织中的珠光体的面积率(以下称为珠光体比率)高。

定义fn1＝c+si/7+mn/5+cr/9+mo/2.5。fn1为淬火性的指标。fn1过高时，淬火性变得过高。此时，高频淬火用钢的显微组织中生成贝氏体，珠光体比率下降。其结果是，即使实施了高频淬火，表层也容易生成不均一组织。fn1为0.98以下时，高频淬火用钢的显微组织由铁素体(先共析铁素体)和珠光体构成，珠光体比率达到85％以上。“显微组织由铁素体和珠光体构成”是指，显微组织中的铁素体(先共析铁素体)和珠光体的总面积率为97％以上。

(2)为了通过高频淬火得到均一的淬火组织，如上所述，优选使高频淬火用钢的显微组织为铁素体-珠光体组织，且使珠光体比率为85％以上。

定义fn2＝c+si/10+mn/20+cr/25。fn2是钢的显微组织为铁素体-珠光体组织时的珠光体比率的指标。fn2越高，显微组织中的珠光体比率越大。fn2小于0.70时，显微组织中的珠光体比率小于85％，高频淬火后钢材的表层中容易生成不均一组织。其结果是，钢材的面疲劳强度下降。fn2为0.70以上时，显微组织中的珠光体比率达到85％以上。

(3)为了通过高频淬火得到均一的淬火组织，进而优选在高频淬火时珠光体中的渗碳体易于固溶。高频淬火后钢材中残留有未固溶的渗碳体时，会形成不均一组织，高频淬火后钢材表面的硬度下降。其结果是，钢材的面疲劳强度下降。

si和cr均可使珠光体的片层间隔变窄，使得高频淬火时渗碳体容易固溶。si和cr还可提高钢的回火软化阻力。因此，si和cr均可抑制回火时生成渗碳体，提高钢材的面疲劳强度。但是，cr会富集于渗碳体，使渗碳体稳定化。因此，cr含量过高时，高频加热时渗碳体难以固溶，高频淬火后钢材中容易残留有未固溶的渗碳体。如果相对于si含量地降低cr含量，则既可使珠光体的片层间隔变窄，又可抑制cr导致的渗碳体稳定化。此时，高频加热时渗碳体易于固溶，且高频淬火后不容易残留渗碳体。

定义fn3＝cr/si。fn3是表示高频淬火时渗碳体固溶难易度的指标。fn3越低，高频加热时钢中的渗碳体越容易固溶。而fn3大时，相对于si含量，cr含量过高。此时，高频加热时渗碳体难以固溶。其结果是，淬火后的钢材无法得到足够的硬度。fn3为0.20以下时，高频淬火时渗碳体可充分固溶。从而高频淬火后钢材可获得足够的表面硬度，可得到优秀的面疲劳强度。

(4)高频淬火后钢材的面疲劳强度还会受到钢中夹杂物形态的影响。高频淬火制作的机械零件(例如齿轮)所用的钢是通过al脱氧制得的。因此，钢中存在al2o3夹杂物。al2o3夹杂物在凝固过程中容易相互聚集，易形成粗大的al2o3夹杂物群(簇)。这种簇会降低高频淬火后机械零件的面疲劳强度。需要说明的是，本说明书中，al2o3夹杂物是指以质量％计含有al2o399％以上的夹杂物。

并且，al2o3夹杂物与钢的基体(母材)界面的密合性低。因此，热锻等塑性加工时，al2o3夹杂物与基体之间的界面上容易产生间隙。这种间隙会降低机械零件的面疲劳强度。

基于以上见解，本发明人等对抑制夹杂物聚集、提高与基体界面的密合性的方法进行了调查分析。其结果是，本发明人等得到了如下新见解。

本说明书中，将以质量％计含有2.0％以上的sio2和2.0％以上的cao、且余量的99质量％以上为al2o3的夹杂物定义为“复合夹杂物”。复合夹杂物不易聚集、不易形成簇。进而，复合夹杂物与基体界面的密合性比al2o3夹杂物高。因此，只要提高钢中的夹杂物中复合夹杂物的比率，就可以提高面疲劳强度。

本说明书中，相对于钢中的al2o3夹杂物和复合夹杂物的总个数，将复合夹杂物的个数比率定义为复合夹杂物比率ra(％)。

复合夹杂物比率ra高时，钢中的al2o3夹杂物的比例变少。此时，夹杂物不易聚集，簇的生成被抑制。且如上所述，复合夹杂物相对于基体界面的密合性高。因此，通过生成复合夹杂物使得al2o3夹杂物变少，还可抑制钢中基体与夹杂物的密合性下降导致的面疲劳强度下降。

复合夹杂物比率ra为20％以上时，可充分抑制al2o3夹杂物的簇的生成。进而，还可改善钢中基体与夹杂物的密合性。其结果是，可提高高频淬火后钢材的面疲劳强度。

基于以上见解完成的本实施方式的高频淬火用钢的化学组成如下：以质量％计，含有c：0.53％以上且小于0.58％、si：0.70～1.40％、mn：0.20～1.40％、p：小于0.020％、s：小于0.020％、al：0.005～0.060％、n：0.0020～0.0080％、o：0.0015％以下、b：0.0003～0.0040％、ti：0.010～0.050％、ca：0.0005～0.005％、cr：0～0.15％、cu：0～0.50％、ni：0～0.30％、mo：0～0.20％、v：0～0.05％和nb：0～0.05％，余量为fe和杂质，并且满足式(1)～式(3)。钢组织由铁素体和珠光体构成，珠光体的面积率为85％以上。钢中，相对于al2o3夹杂物和复合夹杂物的总个数，复合夹杂物的个数比率为20％以上。复合夹杂物是以质量％计含有2.0％以上的sio2和2.0％以上的cao、且余量的99％以上为al2o3的夹杂物。

c+si/7+mn/5+cr/9+mo/2.5≤0.98(1)

c+si/10+mn/20+cr/25≥0.70(2)

cr/si≤0.20(3)

其中，式(1)～式(3)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

上述化学组成可含有选自由cr：0.05～0.15％、cu：0.03～0.50％、ni：0.03～0.30％和mo：0.01～0.20％组成的组中的1种或2种以上。

上述化学组成可含有选自由v：0.01～0.05％和nb：0.01～0.05％组成的组中的1种或2种。

以下详细描述本实施方式的高频淬火用钢。涉及元素的“％”如无特别说明，意指质量％。

[化学组成]

本实施方式的高频淬火用钢的化学组成含有以下元素。

c：0.53％以上且小于0.58％

碳(c)可提高高频淬火后钢材的面疲劳强度。c含量过低时，无法获得该效果。另一方面，c含量过高时，钢的冷加工性和切削性下降。因此，c含量为0.53％以上且小于0.58％。c含量的优选的下限为0.54％，更优选为0.55％。c含量的优选的上限为0.57％，更优选为0.56％。

si：0.70～1.40％

硅(si)可使钢脱氧。si还可提高回火软化阻力，在高频淬火后进行的回火处理中，可抑制渗碳体析出。si还可使al2o3夹杂物改性，形成不易聚集的复合夹杂物(al2o3-cao-sio2)。形成了复合夹杂物的情况下，高频淬火后钢材的面疲劳强度提高。si含量过低时，无法获得这些效果。另一方面，si含量过高时，钢的冷加工性下降。因此，si含量为0.70～1.40％。si含量的优选的下限为0.72％，更优选为0.75％。si含量的优选的上限为1.38％，更优选为1.36％。

mn：0.20～1.40％

锰(mn)可提高高频淬火后钢材的面疲劳强度。mn含量过低时，无法获得该效果。另一方面，mn含量过高时，钢的冷加工性下降。mn含量过高时还会产生偏析。其结果是，晶界强度下降，钢材的面疲劳强度下降。mn含量过高时，还会出现钢的切削性下降的情况。因此，mn含量为0.20～1.40％。mn含量的优选的下限为0.30％，更优选为0.35％。mn含量的优选的上限为1.30％，更优选为1.25％。

p：小于0.020％

磷(p)为杂质。p会偏析于晶界而使晶界脆化。因此，p会降低高频淬火后钢材的面疲劳强度。因此，p含量为小于0.020％。p含量的优选的上限为0.015％，更优选为0.012％。p含量优选尽可能低。

s：小于0.020％

硫(s)为杂质。s会形成粗大的夹杂物(mns)，导致高频淬火后钢材的面疲劳强度下降。因此，s含量为小于0.020％。s含量的优选的上限为0.018％，更优选为0.016％。s含量优选尽可能低。

al：0.005～0.060％

铝(al)可使钢脱氧。al还可与钢中的n结合形成aln，从而抑制高频淬火时晶粒粗大化。al含量过低时，无法获得这些效果。另一方面，al含量过高时，会大量生成粗大的al2o3夹杂物或多个al2o3夹杂物聚集的al2o3簇，导致高频淬火后钢材的面疲劳强度下降。因此，al含量为0.005～0.060％。al含量的优选的下限为0.008％，更优选为0.010％。al含量的优选的上限为0.058％，更优选为0.056％。本说明书中所述al含量为全部al的含量。

n：0.0020～0.0080％

氮(n)可与al结合形成aln，从而抑制高频淬火时晶粒粗大化。其结果是，可提高高频淬火后钢材的面疲劳强度。n含量过低时，无法获得该效果。另一方面，n含量过高时，n会过多地固溶于铁素体而产生应变时效，使钢的冷加工性下降。n含量过高时，还会生成粗大的氮化物，导致钢材的面疲劳强度下降。因此，n含量为0.0020～0.0080％。n含量的优选的下限为0.0025％，更优选为0.0030％。n含量的优选的上限为0.0075％，更优选为0.0070％。

o：0.0015％以下

氧(o)为杂质。o可与al、si和ca结合形成氧化物(或氧化物系夹杂物)，导致高频淬火后钢材的面疲劳强度下降。因此，o含量为0.0015％以下。o含量的优选的上限为0.0014％，更优选为0.0013％。o含量优选尽可能低。

b：0.0003～0.0040％

硼(b)可固溶于钢而提高钢的淬火性。其结果是，可提高高频淬火后钢材的面疲劳强度。b还会提高晶界强度，从而提高高频淬火后钢材的弯曲疲劳强度。b含量低时，无法有效获得上述效果。另一方面，b含量过高时，上述效果饱和。因此，b含量为0.0003～0.0040％。b含量的优选的下限为0.0005％，更优选为0.0008％。b含量的优选的上限为0.0038％，更优选为0.0036％。

ti：0.010～0.050％

钛(ti)形成ti氮化物或ti碳化物，从而抑制高频淬火时晶粒粗大化。其结果是，高频淬火后钢材的面疲劳强度提高。ti还可通过与n结合来抑制b与n的结合，从而确保固溶b量。ti含量过低时，无法获得上述效果。另一方面，ti含量过高时，会生成粗大的ti氮化物、ti碳化物，导致钢的冷加工性下降。因此，ti含量为0.010～0.050％。ti含量的下限为0.012％，更优选为0.013％。ti含量的优选的上限为0.048％，更优选为0.046％。

ca：0.0005～0.005％

钙(ca)可使al2o3夹杂物改性，形成复合夹杂物(al2o3-cao-sio2)。通过使al2o3夹杂物改性而生成复合夹杂物，可提高高频淬火后钢材的面疲劳强度。ca含量过低时，无法获得该效果。另一方面，ca含量过高时，粗大的夹杂物增多，反而导致高频淬火后钢材的面疲劳强度下降。因此，ca含量为0.0005～0.005％。ca含量的优选的下限为0.0008％，更优选为0.0010％。ca含量的优选的上限为0.0048％，更优选为0.0046％。

本实施方式的高频淬火用钢的化学组成的余量为fe和杂质。其中，杂质是指，在工业上制造高频淬火用钢时，从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入且在不会对本实施方式的高频淬火用钢造成不良影响的范围内允许的元素。

本实施方式的高频淬火用还可含有选自由cr、cu、ni和mo组成的组中的1种或2种以上。这些元素均可提高高频淬火后钢材的面疲劳强度。

cr：0～0.15％

铬(cr)为任意元素，可不含。含有时，cr固溶于钢中，可提高高频淬火后钢材的面疲劳强度。cr还可提高钢的回火软化阻力，抑制回火时渗碳体的生成。其结果是，钢材的面疲劳强度提高。cr只要少量含有，便可一定程度获得上述效果。另一方面，cr容易富集于渗碳体，使渗碳体稳定化。渗碳体若稳定化，高频淬火时渗碳体就难以固溶，会出现渗碳体残留的情况。因此，就不能得到足够的固溶c，从而无法获得足够的钢材硬度。其结果是，面疲劳强度下降。因此，cr含量为0～0.15％。为更有效地获得上述效果，cr含量的优选的下限为0.01％，更优选为0.05％，进一步优选为0.06％，更进一步优选为0.07％。cr含量的优选的上限为0.14％，更优选为0.13％。

cu：0～0.50％

铜(cu)为任意元素，可不含。含有时，cu固溶于钢中，可提高高频淬火后钢材的面疲劳强度。cu只要少量含有，即可一定程度上获得该效果。另一方面，cu含量过高时，上述效果饱和。因此，cu含量为0～0.50％。为更有效地获得上述效果，cu含量的优选的下限为0.03％，更优选为0.04％。cu含量的优选的上限为0.45％，更优选为0.40％。

ni：0～0.30％

镍(ni)为任意元素，可不含。含有时，ni固溶于钢中，可提高高频淬火后钢材的面疲劳强度。ni只要少量含有，便可一定程度获得上述效果。另一方面，ni含量过高时，上述效果饱和。因此，ni含量为0～0.30％。为更有效地获得上述效果，ni含量的优选的下限为0.03％，更优选为0.04％。ni含量的优选的上限为0.25％，更优选为0.20％。

mo：0～0.20％

钼(mo)为任意元素，可不含。含有时，mo固溶于钢中，可提高高频淬火后钢材的面疲劳强度。mo只要少量含有，便可一定程度获得上述效果。另一方面，mo含量过高时，高频淬火用钢材中的珠光体比率小于85％，冷加工性下降。因此，mo含量为0～0.20％。为更有效地获得上述效果，mo含量的优选的下限为0.01％，更优选为0.02％。mo含量的优选的上限为0.18％，更优选为0.16％。

本实施方式的高频淬火用钢还可含有选自v和nb的1种或2种以上来代替一部分fe。这些元素均可提高钢材的面疲劳强度。

v：0～0.05％

钒(v)为任意元素，可不含。含有时，v可形成v氮化物、v碳化物或v碳氮化物，从而抑制高频淬火时晶粒粗大化。其结果是，高频淬火后钢材的面疲劳强度提高。v只要少量含有，便可一定程度获得上述效果。另一方面，v含量过高时，会生成粗大的v析出物，导致钢的冷加工性下降。因此，v含量为0～0.05％。v含量的优选的下限为0.01％，更优选为0.02％，进一步优选为0.025％，更进一步优选为0.03％。v含量的优选的上限为0.045％，更优选为0.04％。

nb：0～0.05％

铌(nb)为任意元素，可不含。含有时，nb可形成nb氮化物、nb碳化物或nb碳氮化物，从而抑制高频淬火时晶粒粗大化。其结果是，高频淬火后钢材的面疲劳强度提高。nb只要少量含有，便可一定程度获得上述效果。另一方面，nb含量过高时，会生成粗大的nb析出物，导致钢的冷加工性下降。因此，nb含量为0～0.05％。为获得上述效果，nb含量的下限为0.01％，更优选为0.012％。nb含量的优选的上限为0.048％，更优选为0.046％。

[关于式(1)]

上述化学组成还满足式(1)。

c+si/7+mn/5+cr/9+mo/2.5≤0.98(1)

其中，式(1)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

定义fn1＝c+si/7+mn/5+cr/9+mo/2.5。fn1为淬火性的指标。fn1超过1.05时，淬火性变得过高。此时，轧制后的高频淬火用钢的显微组织的一部分中生成硬质的贝氏体。从而无法得到铁素体-珠光体组织。fn1在1.05以下时，高频淬火用钢的显微组织为铁素体-珠光体组织。但是，fn1超过0.98时，无法获得足够的切削性。因此，将fn1控制在0.98以下。此时，高频淬火用钢的显微组织成为铁素体-珠光体组织，更能获得足够的切削性。fn1的优选的上限为0.97。为获得淬火性，fn1的优选的下限为0.72。

[关于式(2)]

上述化学组成还满足式(2)。

c+si/10+mn/20+cr/25≥0.70(2)

其中，式(2)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

定义fn2＝c+si/10+mn/20+cr/25。fn2是钢的显微组织为铁素体-珠光体组织时的珠光体比率的指标。fn2越高，显微组织中的珠光体比率越大。fn2小于0.70时，显微组织中的珠光体比率小于85％。fn2为0.70以上时，显微组织中的珠光体比率达到85％以上。fn2的优选的下限为0.72。

[关于式(3)]

上述化学组成还满足式(3)。

cr/si≤0.20(3)

其中，式(3)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

如上所述，si和cr均可使珠光体的片层间隔变窄。如果珠光体的片层间隔窄，高频淬火时渗碳体就容易固溶。但是，cr会富集于渗碳体使渗碳体稳定化。如果相对于cr含量地提高si含量，则既可使珠光体的片层间隔变窄，又可抑制cr导致的渗碳体稳定化。从而高频加热时渗碳体易于固溶，高频淬火后不容易残留渗碳体。

定义fn3＝cr/si。fn3是表示高频淬火后渗碳体固溶程度的指标。fn3越低，高频加热时钢中的渗碳体越容易固溶。而fn3大时，相对于si含量，cr含量过高。此时，高频加热时渗碳体难以固溶。其结果是，淬火后的钢材中残留有渗碳体，高频淬火后钢材的面疲劳强度下降。fn3为0.20以下时，高频淬火后渗碳体可充分固溶。从而高频淬火后钢材可获得足够的硬度，可得到优秀的面疲劳强度。fn3的优选的下限为0.18。

[钢的显微组织]

高频淬火用钢具有上述化学组成且满足式(1)～式(3)的情况下，显微组织由铁素体(先共析铁素体)和珠光体构成。即，本实施方式的高频淬火用钢的显微组织为铁素体-珠光体组织。本说明书中，“显微组织由铁素体和珠光体构成”是指，显微组织中的铁素体和珠光体的总面积率为97％以上。优选高频淬火用钢的显微组织中，铁素体和珠光体的总面积率为100％。铁素体和珠光体的总面积率不为100％时，显微组织中的铁素体和珠光体以外的剩余部分例如为贝氏体。将显微组织中的珠光体的面积率定义为珠光体比率(％)。本实施方式的高频淬火用钢的显微组织中，珠光体比率为85％以上。

显微组织中的铁素体和珠光体的总面积率和珠光体比率采用如下方法测得。从高频淬火用钢采集样本。高频淬火用钢为棒钢或线材时，从棒钢或线材的横截面(与轴向垂直的面)中连接表面和中心轴的半径r的中央部(以下称为r/2部)采集样本。将采集到的样本表面中与钢材的轧制方向垂直的面作为观察面。对观察面进行研磨后，用3％硝酸乙醇(硝酸乙醇腐蚀液)进行蚀刻。将蚀刻后的观察面用500倍的光学显微镜进行观察，生成任意的5个视场的照片图像。各个视场的尺寸为200μm×200μm。

各个视场中，铁素体、珠光体等各个相的每一个相的对比度不同。因此，基于对比度确定各个相。测定所确定的各个相中各个视场下铁素体的总面积(μm²)和珠光体的总面积(μm²)。将全部视场中的铁素体总面积和珠光体总面积之和相对于全部视场的总面积的比率定义为铁素体和珠光体的总面积率(％)。进而，将全部视场中的珠光体总面积相对于全部视场的总面积的比率定义为珠光体比率(％)。

[复合夹杂物比率ra]

本实施方式的高频淬火用钢含有al2o3夹杂物和复合夹杂物。本说明书中，如上所述，将含有2.0％以上的sio2和2.0％以上的cao、且余量的99％以上为al2o3的夹杂物定义为复合夹杂物。需要说明的是，复合夹杂物中所含的sio2的上限为例如15％，cao的上限为例如25％。

本说明书中，相对于al2o3夹杂物和复合夹杂物的总个数，将复合夹杂物的个数比率定义为复合夹杂物比率ra(％)。复合夹杂物比率ra高时，钢中的al2o3夹杂物变少。此时，al2o3夹杂物难以聚集，簇的生成被抑制。且如上所述，al2o3夹杂物相对于基体界面的密合性低，而复合夹杂物相对于基体界面的密合性高。因此，通过生成复合夹杂物使得al2o3夹杂物数量减少，可抑制钢中基体与夹杂物的密合性下降导致的面疲劳强度下降。

复合夹杂物比率ra为20％以上时，可充分抑制al2o3夹杂物的簇的生成。进而，可改善钢中基体与夹杂物的密合性。其结果是，可提高高频淬火后钢材的面疲劳强度。

钢中的al2o3夹杂物和复合夹杂物的确定和复合夹杂物比率ra的测定，可采用如下方法进行。从高频淬火用钢的任意位置采集样本。高频淬火用钢为棒钢或线材时，从棒钢或线材的r/2部采集样本。对于r/2部的样本的横截面(表面)，采用扫描型电子显微镜(sem)以1000倍的倍率随机观察20个视场(每1个视场的评价面积为100μm×100μm)。

在各个视场(称为观察面)中确定夹杂物。对于所确定的各个夹杂物，采用能量色散型x射线光谱法(edx)确定出al2o3夹杂物和复合夹杂物。具体而言，在所确定的夹杂物的元素分析结果中，al含量和o含量以质量％计为99％以上时，将该夹杂物确定为al2o3夹杂物。根据元素分析的结果，含有2.0％以上的sio2和2.0％以上的cao、且余量基本为al2o3和杂质(具体为余量的99％以上为al2o3)时，将该夹杂物定义为复合夹杂物。

作为上述确定对象的夹杂物为圆当量直径10μm以上的夹杂物。其中，圆当量直径是指，将各个夹杂物的面积换算成具有同样面积的圆时的圆的直径。

若是圆当量直径为edx光束直径2倍以上的夹杂物，元素分析的精度升高。本实施方式中，用于确定夹杂物的edx光束直径为5μm。此时，圆当量直径小于10μm的夹杂物不能提高edx中元素分析的精度。并且，圆当量直径小于10μm的夹杂物对疲劳强度的影响极小。因此，本实施方式中，以圆当量直径10μm以上的al2o3夹杂物和复合夹杂物作为测定对象。需要说明的是，al2o3夹杂物和复合夹杂物的圆当量直径的上限并不特别限定，例如可以是200μm。

在全部20个视场中，求出所确定的圆当量直径10μm以上的al2o3夹杂物的总个数tn1。同样地，求出所确定的圆当量直径10μm以上的复合夹杂物的总个数tn2。根据求出的总个数，按照下式求出复合夹杂物比率ra(％)。

ra＝tn2/(tn1+tn2)×100

需要说明的是，同一组成的夹杂物相邻、且相邻的夹杂物之间的最短距离小于1μm时，将这些夹杂物整体视为1个。

[制造方法]

对本实施方式的高频淬火用钢的制造方法的一个例子进行说明。本实施方式中，作为高频淬火用钢的一个例子，对棒钢或线材的制造方法进行说明。但是，本实施方式的高频淬火用钢并不限于棒钢或线材。

制造方法的一个例子包括：制钢工序，将钢水精炼、铸造，制作坯料(铸坯或铸锭)；热加工工序，对坯料进行热加工，制造高频淬火用钢。以下，对各个工序进行说明。

[制钢工序]

制钢工序包括精炼工序和铸造工序。

[精炼工序]

精炼工序中，首先，将由公知的方法制得的铁水，在转炉中进行精炼(一次精炼)。对从转炉出钢的钢水，进行二次精炼。二次精炼中，添加用于成分调整的合金元素，以制得满足上述化学组成的钢水。

具体而言，对从转炉出钢的钢水添加al进行脱氧处理。脱氧处理后，进行除渣处理。除渣处理后，进行二次精炼。二次精炼可以是例如进行复合精炼。例如，首先进行采用lf(钢包炉、ladlefurnace)或vad(真空电弧脱气、vacuumarcdegassing)的精炼处理。进而，进行rh(ruhrstahl-hausen)真空脱气处理。之后，进行除si和ca以外的其它合金成分的最终调整。

进行了二次精炼，并进行了除si和ca以外的钢水的成分调整后，对钢水进行如下处理(加热保持工序和最终成分调整工序)。

[加热保持工序]

对二次精炼(最终成分调整)后浇包内的钢水，在1500～1600℃的温度下以保持时间ts进行加热，保持时间ts为由下式算出的均匀混合时间τ(s)的2倍以上。

τ＝800×ε^-0.4

ε＝((6.18×vg×tl)/ml)ln(1+(h0/(1.46×10^-5×p0)))

其中，vg：气体流量(nm³/分钟)，ml：浇包内钢水质量(吨)，tl：钢水温度(k)，h0：气体吹入深度(m)，p0：钢水表面压力(pa)，ε：搅拌动力值(w/吨)，τ：均匀混合时间(s)。

保持时间ts小于均匀混合时间τ的2倍时，al2o3夹杂物不会充分改性成复合夹杂物。即，复合夹杂物比率ra将小于20％。保持时间ts在均匀混合时间τ的2倍以上时，在满足其它条件的前提下，复合夹杂物比率ra达到20％以上。

[最终成分调整工序]

向加热保持工序后的钢水中添加si和ca，制得满足上述化学组成和式(1)～式(3)的钢水。si和ca可分别以单独的原料添加至钢水。也可以si-ca合金作为原料添加至钢水。

如果向已在加热保持工序中被充分均匀加热的钢水中添加si和ca，al2o3夹杂物易改性成复合夹杂物。通过在上述加热保持工序后实施最终成分调整工序，可使高频淬火用钢中的复合夹杂物比率ra达到20％以上。

如果是在向钢水中添加al之前添加si，则难以形成复合夹杂物。通过向已经存在al2o3夹杂物的钢水中添加si和ca，可使al2o3夹杂物改性成复合夹杂物，生成复合夹杂物。因此，本实施方式中，先向钢水中添加al，之后再添加si和ca。si和ca的添加顺序并不特别限定。si和ca可同时添加。也可先添加si和ca中的某一者。

[铸造工序]

使用由上述精炼工序制得的钢水来制作坯料(铸坯或铸锭)。具体而言，用钢水通过连铸法制作铸坯。或用钢水通过铸锭法制成铸锭。

[热加工工序]

对制得的坯料进行热加工，制造高频淬火用钢材(棒钢或线材)。热加工工序中，通常会进行一次或多次热加工。进行多次热加工的情况下，首次热加工例如是初轧或热锻，接下来的热加工是采用连轧机的精轧。连轧机中，具有一对水平轧辊的水平机架和具有一对垂直轧辊的垂直机架交替排列成一列。将精轧后的高频淬火用钢材冷却至室温。此时，高频淬火用钢材的表面温度降至800～500℃为止的平均冷却速度控制在1℃/秒以下。平均冷却速度超过1℃/秒时，冷却后的高频淬火用钢材的显微组织中，以面积率计将生成3％以上的贝氏体。平均冷却速度为1℃/秒以下时，冷却后的高频淬火用钢材的显微组织由铁素体和珠光体构成。平均冷却速度的优选的下限为0.1℃/秒。平均冷却速度的优选的上限为0.7℃/秒。

通过以上工序，可制得本实施方式的高频淬火用钢。

[机械零件的制造方法]

上述高频淬火用钢可制成以齿轮为代表的机械零件。机械零件的制造方法可举例如下。

首先，将准备好的高频淬火用钢材进行热锻，制成中间产品。对于中间产品，根据需要，进行去应力退火处理。对热锻后或去应力退火处理后的中间产品进行切削加工，制成粗加工品。机械零件为齿轮时，粗加工品具有齿轮的初步形状。对粗加工品进行高频淬火。高频淬火后，进行磨削加工，制成以齿轮为代表的机械零件。

本实施方式的高频淬火用钢满足上述式(1)～式(3)，且复合夹杂物比率ra为20％以上。因此，可提高高频淬火用钢的切削性，进而，可提高高频淬火后机械零件的面疲劳强度。

实施例

制得具有表1的化学组成的钢水。

[表1]

表1中的“-”表示对应元素的含量为杂质水平。具体而言，b含量中的“-”表示b含量小于0.0001％。ti含量中的“-”表示ti含量小于0.001％。ca含量中的“-”表示ca含量小于0.0001％。cr、cu、ni、mo含量中的“-”表示各元素的含量小于0.01％。v含量中的“-”表示v含量小于0.001％。nb含量中的“-”表示nb含量小于0.001％。

表1中的“fn1”栏记载了对应的试验编号的钢的fn1值。“fn2”栏记载了对应的试验编号的钢的fn2值。“fn3”栏记载了对应的试验编号的钢的fn3值。

各试验编号的钢水采用如下方法制得。将由公知的方法制得的铁水，以相同的条件在转炉中进行了一次精炼。

对于除试验编号40以外的钢水，从转炉出钢后，添加al进行脱氧处理，之后，进行了除渣处理。除渣处理后，进行采用vad的精炼处理，之后，进行了rh真空脱气处理。通过以上工序，对除si和ca以外的合金元素的组成成分进行了调整。

接着实施了加热保持工序。各试验编号的保持时间ts与均匀混合时间τ的比(ts/τ)如表1所示。加热保持工序后，对于除试验编号40以外的钢水，添加si-ca合金来调整si含量、ca含量，制得表1所示化学组成的钢水。

另一方面，对于试验编号40的钢水，从转炉出钢后，进行了添加si的脱氧处理。此后的截至加热保持工序的处理与试验编号1～39和41相同。加热保持工序后，添加al和ca，制得表1所示化学组成的钢水。

用试验编号1～41的钢水，通过连铸法，制成具有400mm×300mm的横截面的铸坯。

将制成的铸坯加热至1250℃。用加热后的铸坯通过初轧制成具有162mm×162mm的横截面的钢坯。将制成的钢坯空气冷却至常温(25℃)。再将钢坯加热至1200℃。对加热后的钢坯用连轧机进行热轧(精轧)，之后自然冷却，制得直径70mm的高频淬火用棒钢。

各试验编号的精轧后棒钢的表面温度降至800～500℃为止的平均冷却速度如表1所示。表1中的“冷却速度”一栏中，“s”(慢、slow)表示在对应的试验编号下，精轧后棒钢的表面温度降至800～500℃为止的平均冷却速度为1℃/秒以下。表1中的“冷却速度”一栏中，“f”(快、fast)表示在对应的试验编号下，精轧后棒钢的表面温度降至800～500℃为止的平均冷却速度超过1℃/秒。对制成的各试验编号的棒钢的化学组成进行测定。其结果是，各试验编号的棒钢的化学组成如表1所示。

[显微组织观察]

从各试验编号的棒钢的r/2部采集组织观察用的试验片。将试验片的表面中与棒钢的长度方向(即轧制方向或拉伸方向)平行的截面定义为观察面。基于上述方法，求出铁素体和珠光体的总面积率(％)。对于总面积率为97％以上的显微组织，以“f+p”示于表2。另一方面，对于总面积率小于97％、剩余部分观察到贝氏体的显微组织，以“f+p+b”示于表2。

[表2]

表2

进而，对于上述观察面，用上述方法求出珠光体比率(％)。其结果示于表2。

[复合夹杂物比率ra]

对于高频淬火用棒钢，用上述方法测定复合夹杂物比率ra(％)。确定圆当量直径为10μm以上的al2o3夹杂物和复合夹杂物，以上述方法求出复合夹杂物比率ra(％)。其结果示于表2。

[评价试验]

[面疲劳强度试验片的制作]

采用如下方法制作模拟机械零件的面疲劳强度试验片。将各个试验编号的棒钢以1200℃加热30分钟。接着，将最终温度控制在950℃以上进行热锻，制得直径35mm的圆棒。对直径35mm的圆棒进行机械加工，制成小辊试验片作为面疲劳强度试验片。具体而言，每个试验编号制作了多个如图1所示的辊点蚀试验用小辊试验片(图1中的尺寸单位为mm)。

对所制作的各个试验片进行高频淬火。具体而言，对小辊试验片的圆周面fp(直径26mm的部分)，用输出功率20kw、频率50khz的高频加热装置，以硬化层深度达到1.5mm地在5～10秒的范围内调整加热时间而进行了高频淬火处理。此时，小辊试验片表面的加热温度为900～1100℃。之后，用常规热处理炉以160℃进行1小时回火。

[维氏硬度试验]

对高频淬火后各个试验编号的小辊试验片的圆周面fp(直径26mm的部分)的维氏硬度进行测定。具体而言，对小辊试验片的圆周面的任意三个点，实施了基于jisz2244(2009)的维氏硬度试验。此时的试验力为9.8n。将得到的维氏硬度的平均值定义为该试验编号的维氏硬度(hv)。测定结果示于表2。

[面疲劳强度试验]

通过辊点蚀试验求出面疲劳强度。辊点蚀试验由上述小辊试验片与大辊试验片组合来进行。图2为大辊试验片的主视图(图2中的尺寸单位为mm)。大辊试验片由满足jis标准scm420h标准的钢制成，通过常规制造工序来制作，即通过正火、试验片加工、利用气体渗碳炉的共析渗碳、低温回火和研磨这些工序来制成。辊点蚀试验的条件如下。

试验机：辊点蚀试验机

试验片：小辊试验片(直径26mm)，

大辊试验片(直径130mm)，接触部150mmr

最大表面压力：3600mpa

试验数量：6个

滑移率：-40％

小辊转速：2000rpm

圆周速度：小辊：2.72m/s，大辊：3.81m/s

润滑油温度：90℃

使用的油：自动机械用油

对于每个试验编号，辊点蚀试验中的试验数量为6个。试验后，制作s-n线图，纵轴为表面压力，横轴为到发生点蚀为止的重复次数。将重复次数达到2.0×10⁷次为止未发生点蚀的试验片中的最高表面压力作为面疲劳强度。需要说明的是，将小辊试验片表面损伤的部位中最大损伤的面积达到1mm²以上的情况定义为发生点蚀。

表2中示出了由试验得到的面疲劳强度。表2中的面疲劳强度以试验编号21的面疲劳强度作为基准值(100％)。并且，以相对于基准值的比(％)表示各个试验编号的面疲劳强度。面疲劳强度为105％以上时，判断为实现了优秀的面疲劳强度。

[切削性评价试验片的制作]

切削性评价试验片采用如下方法来制作。与面疲劳强度试验片同样地，将各个试验编号的棒钢以1200℃加热30分钟。接着，对加热后的棒钢进行热锻，制得直径35mm的圆棒。热锻时的最终温度为950℃以上。将通过热锻制成的圆棒进行机械加工，制成直径30mm、高度15mm的圆盘状试验片(以下称为切削性试验片)。

[切削性评价试验]

对所制成的切削性试验片，进行基于钻削加工的切削性评价试验。具体而言，以一定的切削速度进行钻削加工，直到加工孔的总深度达到1000mm。加工孔深度达到1000mm时，暂时结束钻削加工。然后将切削速度进一步设定得更高，以所设定的切削速度再次进行钻削加工，直到加工孔的总深度达到1000mm。同样地，不断提高切削速度依次进行钻削加工，得到可使加工孔的总深度达到1000mm以上的最大切削速度(m/分钟)。最大切削速度通常作为工具寿命的评价指标使用，可以认为最大切削速度越大，工具寿命越佳。测定每个试验编号的最大切削速度。

切削性评价试验的钻削加工条件如下，钻削加工时，使用水溶性切削油。

切削钻头：φ3mm高速钻头

切削速度：10～90m/分钟

进给量：0.25mm/rev

表2中示出了由试验得到的切削性评价。表2中的切削性评价以试验编号21的切削性评价作为基准值(100％)。并且，以相对于基准值的比(％)表示各试验编号的切削性评价。最大切削速度为115％以上时，判断为实现了优秀的切削性。

[评价结果]

参见表1和表2，试验编号1～20的钢，化学组成合适，满足式(1)～式(3)。进而，精炼工序中的制造条件合适。因此，显微组织为铁素体-珠光体组织，珠光体比率为85％以上。并且，复合夹杂物比率ra为20％以上。其结果是，维氏硬度为730hv以上。进而，面疲劳强度为105％以上，实现了优秀的面疲劳强度。进而，切削性也在115％以上，实现了优秀的切削性。

另一方面，试验编号22的si含量过低。因此，al2o3夹杂物未能充分改性成复合夹杂物，复合夹杂物比率ra小于20％。其结果是，面疲劳强度小于105％，未能实现优秀的面疲劳强度。

试验编号23的mn含量过高。因此，轧制后的组织中生成贝氏体，珠光体比率小于85％。其结果是，高频淬火后钢材的维氏硬度小于730hv。其结果是，面疲劳强度小于105％，未能实现优秀的面疲劳强度。进而，切削性小于115％，未能实现优秀的切削性。

试验编号24的mn含量过低。因此，高频淬火后钢材的强度低，高频淬火后钢材的维氏硬度小于730hv。其结果是，面疲劳强度小于105％，未能实现优秀的面疲劳强度。

试验编号25的cr含量过高。因此，高频淬火后钢材的强度低，高频淬火后钢材的维氏硬度小于730hv。其结果是，面疲劳强度小于105％，未能实现优秀的面疲劳强度。这可能是因为高频淬火时渗碳体未充分固溶，通过淬火未能均一地生成马氏体。

试验编号26的al含量过高。其结果是，面疲劳强度小于105％，未能实现优秀的面疲劳强度。这可能是因为大量生成了粗大的al2o3夹杂物。

试验编号27的al含量过低。其结果是，面疲劳强度小于105％，未能实现优秀的面疲劳强度。这可能是因为高频淬火时晶粒粗大化。

试验编号28的b含量过低。其结果是，面疲劳强度小于105％，未能实现优秀的面疲劳强度。

试验编号29的ti含量过低。其结果是，面疲劳强度小于105％，未能实现优秀的面疲劳强度。

试验编号30的ca含量过高。其结果是，面疲劳强度小于105％，未能实现优秀的面疲劳强度。这可能是因为生成了粗大的氧化物系夹杂物。

试验编号31的ca含量过低。因此，复合夹杂物比率ra小于20％。其结果是，面疲劳强度小于105％，未能实现优秀的面疲劳强度。

试验编号32和33的fn1不满足式(1)。因此，显微组织中生成了贝氏体。其结果是，切削性小于115％，未能实现优秀的切削性。

试验编号34和35的fn2不满足式(2)。因此，珠光体比率小于85％。其结果是，发生了不完全淬火，维氏硬度小于730hv。其结果是，面疲劳强度小于105％，未能实现优秀的面疲劳强度。

试验编号36和37的fn3不满足式(3)。因此，维氏硬度小于730hv。其结果是，面疲劳强度小于105％，未能实现优秀的面疲劳强度。这可能是因为高频淬火时残留有未固溶的渗碳体。

试验编号38和39的化学组成合适，满足式(1)～式(3)。但是，精炼工序中的加热保持工序中，ts/τ(保持时间/均匀混合时间)低。因此，复合夹杂物比率ra小于20％。其结果是，面疲劳强度小于105％，未能实现优秀的面疲劳强度。

试验编号40的化学组成合适，满足式(1)～式(3)。但是，al、si、ca的添加顺序不合适。因此，复合夹杂物比率ra小于20％。其结果是，面疲劳强度小于105％，未能实现优秀的面疲劳强度。

试验编号41的化学组成合适，满足式(1)～式(3)。但是，精轧后的平均冷却速度过快。因此，显微组织中生成了贝氏体。进而，珠光体比率小于85％。其结果是，发生了不完全淬火，维氏硬度小于730hv。其结果是，面疲劳强度小于105％，未能实现优秀的面疲劳强度。进而，切削性小于115％，未能实现优秀的切削性。

以上介绍了本发明的实施方式。但上述实施方式仅为用于实施本发明的示例。因此，本发明并不限于上述实施方式，只要在不超出本发明的主旨的范围内可对上述实施方式进行适当变形来实施。