TWI238197B

TWI238197B - Component for machine and structural purposes, material therefor, and manufacturing method therefor

Info

Publication number: TWI238197B
Application number: TW093121322A
Authority: TW
Inventors: Tohru Hayashi; Yasuhiro Omori; Nobutaka Kurosawa; Akihiro Matsuzaki; Takaaki Toyooka
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2003-09-29
Filing date: 2004-07-16
Publication date: 2005-08-21
Also published as: DE602004018524D1; TW200512301A; EP1669469A4; WO2005031021A1; CN100355928C; EP1669469B1; US20060196583A1; KR20060030854A; EP1669469A1; CN1806061A; KR100726252B1

Description

1238197 九、發明說明：【發明所屬之技術領域】本發明係關於利用高頻淬火而在表層形成硬化層之汽車之驅動軸（drive shaft)或等速接頭（constant velocity j o i n t)等鋼製機械構造用零件、其材料及其製造方法。【先前技術】習知，汽車用驅動軸或等速接頭等機械構造用零件，一般係經對熱軋延鋼棒施行熱鍛、切削、冷鍛等而加工為既定形狀之後，再藉由施行高頻淬火-回火，俾賦予為機械構造用零件重要特性的抗扭轉疲勞強度（torsional fatigue strength)、抗彎曲疲勞強度、抗滾動疲勞強度（r ο 1 1 i n g fatigue strength)等疲勞強度。近年就從環保問題觀之，隨對汽車用零件強烈要求輕量化，而更加提高對此種機械構造用零件的疲勞強度的要求。提高如上述疲勞強度的手段已有提案各種方法。為了提高疲勞強度，例如有考慮增加經高頻淬火所產生的淬火深度。但是，在某淬火深度處疲勞強度將達飽和，已無法再達更上層的效果。再者，在為提高疲勞強度方面，強化結晶粒界強度亦屬有效，例如日本專利特開2 0 0 0 - 1 5 4 8 1 9號公報中，便有提案藉由在高頻淬火加熱時，使大量析出細微 T i C，而將沃斯田鐵粒細微化的技術。但是，此技術中為能在高頻淬火加熱時大量析出細微 T i C，必須在熱軋延時，便將鋼加熱至 1 1 0 0 °C以上的高溫 5 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 1238197 而將T i C熔化，因而將造成生產性惡化的問題。此利用析出大量的T i C而將沃斯田鐵粒細微化，並無地應付近年對疲勞強度的要求。在曰本專利特開平8 - 5 3 7 1 4號公報中，提案有在截面為圓形的機械構造用零件之高頻淬火，而將所化層厚度（淬火深度）CD與截面圓半徑R之比CD/R 0 . 3〜0 . 7的前提下，將由此C D / R、高頻淬火後距表之厚度處的舊沃斯田鐵粒徑r f、在高頻淬火狀態 CD/R- 0 . 1時的平均維氏硬度Η ί、以及高頻淬火後的部平均維氏硬度H c所求得之數值A，配合C量控制範圍内，而獲得提高疲勞強度的機械構造用零件。但是，此零件仍無法充分地應付近年對疲勞強求。【發明内容】本發明之目的係在於提供疲勞強度較習知高的造用零件、其材料及其製造方法。上述目的係藉由下述機械構造用零件而達成，ΐ 計，（：：0 · 3 〜0 . 7 % 、 S i : 0 . 3 0 % 以下、Μ η : 0 . 2 〜2 A 1 : 0 . 0 0 5 - 0 . 2 5 % > T i : 0 · 0 0 5 〜0 . 1 % 、 Μ 〇 : 0 · 0 5 〜0 Β : 0 · 0 0 0 3 〜0 · 0 0 6 %、S : 0 · 0 6 % 以下、Ρ : 0 · 0 2 0 % 以下、0 ·· 0 以下、及殘餘的F e與無法避免雜質所構成，至少表部分具有經高頻淬火所形成硬化層，且此硬化層的沃斯田鐵粒徑在7 // m以下，由氧化物所構成非金屬最大直徑在15//Π1以下。 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 外，僅法充分經由橫形成硬限制於面 1mm 下直到軸中心於既定度的要機械構 I質量％ .0% 、 .6% 、 .0030% 面之一平均舊介質的 6 1238197 此機械構造用零件係採用由上述成分所構成，並具有變韌體組織與麻田散體組織，變韌體組織與麻田散體組織的總計體積分率在 1 〇 %以上，由氧化物所構成非金屬介質的最大直徑在1 5 μ HI以下，且經高頻淬火所形成硬化層的平均舊沃斯田鐵粒徑在7 // m以下的機械構造用零件材料，便可進行製造。換句話說，藉由對此機械構造用零件材料，至少施行1次在6 0 0〜8 0 0 °C溫度區域中以3 0 0 °C / s以上的加熱速度，加熱至8 0 0〜1 0 0 0 °C的高頻淬火便可製得。【實施方式】通常鋼的疲勞強度雖隨強度的上升而提高，但是若高頻淬火部的硬度達 H v 5 0 0 (維氏硬度）以上的話，將形成主宰著以結晶粒界破壞或非金屬介質為起點的疲勞破壞，即便提高強度，亦無法提高疲勞強度。所以，本發明者等便針對利用提高結晶粒界.強度或控制由氧化物所構成非金屬介質，以有效提高機械構造用零件疲勞強度之事，進行詳細探討而獲得下述見解。 (1 )若在高頻淬火前的材料中，使含有Μ 〇之析出物生成的話，在高頻淬火的加熱時，便將阻礙沃斯田鐵粒的成長，可將硬化層的舊沃斯田鐵粒徑限定在7 " in以下。結果便提高結晶粒界強度，獲得較高的疲勞強度。 (2 )再者，若將由氧化物所構成非金屬介質的最大直徑設定在1 5 // m以下的話，疲勞破壞的起點變成表面，而可獲得較高於習知的疲勞強度。 (3 )若將高頻淬火前的材料組織設定為變韌體組織與麻 7 312/發明說明書(補件)/93- ] 0/93121322 1238197 田散體組織，並將總計體積分率設定在 1 〇 %以上的話高頻淬火的力π熱時，沃斯田鐵粒的核生成蕊（s i t e ) 加，可將硬化層的舊沃斯田鐵粒細微化。 (4 )依照加熱速度3 0 0 °C / s 以上、加熱溫度 8 0 0〜 °C、8 0 0 °C以上的滯留時間5秒以下的高頻淬火條件，將硬化層的舊沃斯田鐵粒細微化。特別係若組合（1 ) Μ〇析出物或（3 )之材料組織的話，便可將舊沃斯田鐵微化至7 // m以下。本發明便以此見解為立足點，詳細說明如下。 1 .機械構造用零件 1 - 1 .成分 C : C係對淬火性具最大影響的元素，使硬化層更化，且使硬化層更厚，對疲勞強度的提高具有作用。但若其量低於0 . 3質量％的話，在為確保必要的疲勞強度便必需大幅提高硬化層厚度，結果使發生淬火龜裂的將趨於明顯。反之，若超過0 . 7質量％的話，結晶粒界將降低而降低疲勞強度，且材料的切削性、冷鍛性、火後的耐淬火龜裂性將惡化。所以，C量便限定於0 . 3 質量％。 S i : S i係在淬火加熱時，使沃斯田鐵的核生成蕊數加，同時具有抑制沃斯田鐵的結晶粒成長而將硬化層化的作用。此外，亦具有抑制碳化物生成而抑制結晶強度降低的作用。故，S i係屬於提高疲勞強度非常有元素。但是，若其量超過0. 3 0質量％的話，將導致材 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 ，在將增 1000 便可之含粒細加硬是，方面情況強度及淬〜0· 7 量增細微粒界效的料的 8 1238197 切削性降低。所以，S i量便限定於Ο · 3 0質量％以下。 Μ η : Μ η係在提高淬火性，在確保硬化層厚度方面屬於不可或缺的元素。但是，若其量低於0 . 2質量％的話，效果將較欠缺。反之，若超過2. 0質量％的話，淬火後的殘留沃斯田鐵將增加，導致表層部硬度降低而降低疲勞強度。所以， Μη量便限定於0.2〜2.0質量％。另外，若Μη量過多的話，因為將導致材料硬質化，有不利於切削性的傾向，因此最好設定在1 . 2質量％以下為佳，尤以在1 . 0質量％以下為佳。 A 1 : A 1 係在鋼之脫酸方面有效的元素。此外，在浮火加熱時抑制沃斯田鐵結晶粒成長，將硬化層細粒化方面亦屬有效元素。但是，若其量低於0 · 0 0 5質量％的話，效果將較欠缺。反之，若超過0 . 2 5質量％的話，其效果將達飽和，且將導致成本徒增。所以，A 1量便限定於0 . 0 0 5〜0 · 2 5質量％〇 T i : T i係藉由與鋼中不可避免雜質所混入的N鍵結，後述的B便形成B N，具有防止高頻淬火性消失的效果。所以，其量至少必須0 . 0 0 5質量％，但是，若超過0 . 1質量％的話，將形成大量的 T i N，此將形成疲勞破壞的起點，而使抗旋轉彎曲疲勞強度明顯降低。所以，T i量便限定於0 · 0 0 5〜0 · 1 質量％。 Μ 〇 : Μ 〇係具有抑制泮火加熱時的沃斯田鐵結晶粒成長，俾將硬化層細粒化的作用。特別係若將淬火的加熱溫度設定為8 0 0〜1 0 0 0 °C (最好8 0 0〜9 5 0 °C )的話，便可明顯地抑制沃斯田鐵的結晶粒成長。而且，因為屬於淬火性提高的有 9 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 1238197 效元素，因此亦可使用於淬火性的調整。此外，亦具有抑制碳化物的產生，阻止結晶粒界強度降低的作用。依此 Mo在本發明中係屬具非常重要功用的元素，但是若其量低於0 . 0 5質量％的話，硬化層整體厚度均無法將舊沃斯田鐵粒徑設定在7 // Hi以下。反之，若超過0 . 6質量％的話，材料的切削性將惡化。所以，Μ 〇量便限定於0. 0 5〜0 . 6 質量％，尤以0 . 2〜0 · 4質量％為佳。另外，利用 Mo抑制沃斯田鐵結晶粒成長而將硬化層細粒化的現象，可判斷係因Μ 〇本身的溶質拖曳（s ο 1 u t e d r a g ) 效應或依含Μ o之析出物所產生結晶粒成長釘札（p i η n i n g ) 效果等而造成的，如後述，推測後者效果較大。 B : B係藉由微量添加而提高淬火性，並增厚硬化層，藉此具有提高抗旋轉彎曲疲勞強度的效果。此外，亦具有優先偏析於結晶粒界，降低結晶粒界中所偏析P的濃度，提高結晶粒界強度並提高抗旋轉彎曲疲勞強度的作用。但是，若其量低於0 . 0 0 0 3質量％的話，其效果將較缺乏。反之，若超過0 . 0 0 6質量％的話，其效果將達飽和，反將導致成分成本徒增。所以，B量最好在0.0003〜0.006質量％，尤以0 . 0 0 0 5〜0 · 0 0 4質量％為佳。 S : S係形成 Μ n S，為提昇材料之切削性的元素，但是若其量超過0 . 0 6質量％的話，將偏析於結晶粒界而降低結晶粒界強度。所以，S量便限定於0 . 0 6質量％以下。 Ρ : Ρ係對偏析於舊沃斯田鐵結晶粒界，降低結晶粒界強度而降低抗旋轉彎曲疲勞強度。而且助長淬火龜裂。所以， 10 312/發明說明補件)/93 -10/93121322 1238197 P量便限定在ο . Ο 2 0質量％以下，但是越少越好。 0 : 0係以非金屬介質存在於材料中，其將形成疲勞破的起點而降低抗旋轉彎曲疲勞強度。特別係若將淬火後硬化層舊沃斯田鐵粒徑細微化，而提高結晶粒界強度話，便容易引起以非金屬介質為起點的疲勞破壞。所以如上所述，必須將非金屬介質的最大直徑設定在1 5 // m 下，為此必須將0量設定為0 . 0 0 3 0質量％，最好為0 . 0 0 質量％以下，尤以0 · 0 0 0 8質量％以下為佳。另夕卜，殘餘則為Fe與不可避免的雜質。除上述基本成分之外，依質量％計若更含有從 C r : 2 . 以下、C u : 1 . 0 % 以下、N i : 3 · 5 % 以下、C 〇 : 1 · 0 % 以下、N b : 0 · 以下、V : 0 . 5 %以下、T a : 0· 5 %以下、H f : 0 . 5 %以下、 S b .· Ο . Ο 1 5 %以下之中至少選擇1種元素的話，依下述理由更有效於疲勞強度的提高。 C r : C r 係在提高淬火性且確保硬化厚度方面屬於有效元素。但是，若其量超過2. 5質量％的話，將使碳化物穩化而助長殘餘碳化物的生成，導致結晶粒界強度降低而低疲勞強度。所以，C r量便限定於2. 5質量％以下，最在1 . 5質量％以下，越少越好。另外，為提高淬火性，最設定在0 . 0 3質量％以上。 C u : C u係屬於淬火性提高的有效元素。而且固熔於肥鐵中，藉由固熔強化而提高疲勞強度。此外，抑制碳化的生成而防止結晶粒界強度降低，俾提高疲勞強度。但是若其量超過 1.0質量％的話，在熱加工時將發生龜裂， 312/發明說明書(補件)/93-10/9312 ] 322 壞的的 1 以 10 5% 1 % 及將的定降好好粒物所 11 1238197 以，Cu量限定於1.0質量％以下，最好在0.5質量％以下。另夕卜，若低於0 . 0 3質量％的話，因為淬火性提高效果或抑制結晶粒界強度降低的效果偏小，因此最好設定在 0.03 質量％以上，尤以0 . 1質量％以上為佳。 N i : N i係因為屬於提升淬火性的元素，因此使用於調整 >乎火性。而且5抑制奴化物生成而防止結晶粒界強度降低’ 俾提高疲勞強度。但是，N i係屬極高單價的元素，若其量超過3. 5質量％的話，製造成本將明顯提高。所以，N i量便限定於3. 5質量％以下。另外，若N i量低於0 . 0 5質量％的話，因為提高淬火性的效果或抑制結晶粒界強度降低的效果偏小，因此最好設定在0 . 0 5質量％以上，尤以0 · 1〜1 . 0 質量％為佳。 C 〇 : C 〇係屬於抑制碳化物生成而防止結晶粒界強度降低，俾提高疲勞強度的元素。但是，因為Co係屬極高單價的元素，若其量超過 1 . 0質量％的話，製造成本將明顯提高。所以，C 〇量便限定於1 . 0質量％以下。另外，若C 〇量低於0 . 0 1質量％的話，因為抑制結晶粒界強度降低的效果偏小，因此最好設定在 0 . 0 1質量％以上，尤以 0 · 0 2〜0 . 5 質量％為佳。 N b : N b不僅具淬火性提昇效果，且與C、N鍵結而產生使鋼析出強化的作用。而且亦屬於提昇回火軟化抵抗性的元素，藉由該等效果便將提高疲勞強度。但是，若其量超過 0 . 1質量％的話，效果將達飽和。所以，N b量便限定於0 · 1 質量％以下。反之，若N b量低於0. 0 0 5質量％的話，因為析 12 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 1238197 出強化能或回火軟化抵抗性的提昇效果不彰，因此最好設定在0 . 0 0 5質量％以上，尤以0 · 0 1〜0 . 0 5質量％為佳。 V : V係在與C、N鍵結而具使鋼析出強化。而且亦屬於提昇回火軟化抵抗性的元素，藉由該等效果便將提高疲勞強度。但是，若其量超過0. 5質量％的話，效果將達飽和。所以，V量便限定於0.5質量％以下。反之，若V量低於0.01 質量％的話，因為提高疲勞強度的效果不彰，因此最好設定在0 . 0 1質量％以上，尤以0 . 0 3〜0 · 3質量％為佳。 T a : T a係使微組織變化延遲，具有防止疲勞強度（特別係滚動疲勞強度）惡化的效果。但是，若其量超過0 . 5質量％的話，效果將達飽和。所以，T a量便限定於0. 5質量％以下。反之，若T a量低於0 . 0 2質量％的話，因為提高疲勞強度的效果不彰，因此最好設定在0 . 0 2質量％以上。 H f : Η ί係使微組織變化延遲，具有防止疲勞強度（特別係滚動疲勞強度）惡化的效果。但是，若其量超過0 . 5質量％的話，效果將達飽和。所以，H f量便限定於0. 5質量％以下。反之，若H f量低於0 . 0 2質量％的話，因為提高疲勞強度的效果不彰，因此最好設定在0. 0 2質量％以上。 S b ·. S b係使微組織變化延遲，具有防止疲勞強度（特別係滾動疲勞強度）惡化的效果。但是，若其量超過0 . 〇 1 5質量 %的話，韌性將惡化。所以，S b量便限定於0 . 0 1 5質量％以下，最好0.010質量％以下。反之，若Sb量低於0.005質量°/◦的話，因為提高疲勞強度的效果不彰，因此最好設定在 0 . 0 0 5質量％以上。 13 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 1238197 在上述基本成分中，或在經添加上述使提高疲勞強有效成分的基本成分中，依質量％計若含有從 w : 1 . 下、C a : 0 · 0 0 5 % 以下、M g : 0 · 0 0 5 % 以下、S e : 0 . 1 % 以 T e : 0 . 0 0 5 % 以下、B i : 0 . 5 % 以下、P b ·· 0 · 5 % 以下、Z r : C 以下、及R E Μ : 0, 1 %以下之中至少選擇1種元素的話，述理由將更有效於提昇材料的切削性。 W : W係利用脆化作用提昇切削性的元素。但是，若超過1 . 0質量％的話，不僅效果已達飽和，而且導致製本上升。所以，W量便限定於1 . 0質量％以下。另外，若低於0 . 0 0 5質量％的話，因為提昇切削性的效果偏小此最好設定在0.005質量％以上。 C a : C a因為將與Μ n S —起形成硫化物，此將成為碎削點（c h i p b r e a k e r )而改善切削性，因而配合需要亦加。但是，若其量超過0.005質量％的話，不僅效果已和，而且導致製造成本上升。所以，Ca量便限定於0 質量％以下。反之，若C a量低於0 . 0 0 0 1質量％的話，改善切削性的效果偏小，因此最好設定於0 . 0 0 0 1質i 上。

Mg:Mg因為不僅屬於脫酸元素，且將成為應力集中改善切削性，因此配合需要亦可添加。但是，若其量的話，不僅效果已達飽和，且導致製造成本上升。所 Mg量便限定於0.005質量％以下。反之，若Mg量低於0. 質量％的話，因為改善切削性的效果偏小，因此最好設 0 · 0 0 0 1質量％以上。 312/發明說明書(補件)/93-10/9312 ] 322 度更 0 %以下、 .01% 依下其量造成 W量，因片切可添達飽 .005 因為 [%以源而過剩以， 0 0 0 1 定為 14 1238197

Te、Se:Te或Se係與Μη鍵結而形成MnTe、MnSe，其將形成碎片切削點而改善切削性。但是，若其量超過0. 1質量％的話，不僅效果已達飽和，且導致製造成本上升。所以， T e或S e量便分別限定於0. 1質量％以下。反之，若T e或 S e量低於0 . 0 0 3質量％的話，因為改善切削性的效果偏小，因此分別最好設定在0 . 0 0 3質量％以上。 B i : B i 係藉由切削時的炫融、潤滑及脆化作用而提昇切削性。但是，若其量超過0 . 5質量％的話，不僅效果已達飽和，且導致製造成本上升。所以，B i量便限定於0 . 5質量 %以下。反之，若B i量低於Ο. Ο 1質量％的話，因為改善切削性的效果偏小，因此最好設定在0 . 0 1質量％以上。 P b : P b係藉由切削時的熔融、潤滑及脆化作用而提昇切削性。但是，若其量超過0 . 5質量％的話，不僅效果已達飽和，且導致製造成本上升。所以，Pb量便限定於0.5質量 °/〇以下。反之，若P b量低於0. 0 1質量％的話，因為改善切削性的效果偏小，因此最好設定在0 . 0 1質量％以上。 Z r : Z r係與Μ n S —起形成硫化物，其將形成碎片切削點而改善切削性。但是，若其量超過0. 0 1質量％的話，不僅效果已達飽和，且導致製造成本上升。所以，Zr量便限定於0.01質量％以下。反之，若Zr量低於0.003質量％的話，因為改善切削性的效果偏小，因此最好設定在0 . 0 0 3質量％以上。 R E M : R E Μ係與Μ n S —起形成硫化物，其將形成碎片切削點而改善切削性。但是，若其量超過0. 1質量％的話，不僅 15 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 1238197 效果已達飽和，且導致製造成本上升。所以，REM量便限定於0 . 1質量％以下。反之，若R E Μ量低於0 . 0 0 0 1質量％的話，因為改善切削性的效果偏小，因此最好設定在 0 · 0 0 0 1質量％以上。 1 - 2 .硬化層之平均舊沃斯田鐵粒徑為能獲得更高的疲勞強度，除上述成分之外，必須將利用高頻淬火而在零件表層上所形成硬化層的平均舊沃斯田鐵粒徑，在硬化層整體厚度中均設定在7 // m以下，最好5 // m以下，尤以3 // m以下為佳。若硬化層的平均舊沃斯田鐵粒徑超過7 // m的話，將無法獲得充分地結晶粒界強度，無法提高疲勞強度。其中，硬化層整體厚度的平均舊沃斯田鐵粒徑係依如下述進行測量。經高頻淬火後，淬火部分最表層具有面積率1 0 0 %的麻田散體組織。然後，從表面起朝向内部到達某厚度處連續著 1 0 0 %麻田散體組織的區域，然後便急遽減少麻田散體組織的面積率。在本發明中，將從淬火部分的表面起至麻田散體組織面積率減少至 9 8 %的區域設為硬化層。然後，關於此硬化層，測量距表面起為整體厚度的1 / 5位置、1 / 2位置、及4 / 5位置的平均舊沃斯田鐵粒徑，當任一位置的平均舊沃斯田鐵粒徑均為7 // m以下的情況時，便視為硬化層的平均舊沃斯田鐵粒徑在7 // m以下。平均舊沃斯田鐵粒徑係對硬化層截面，利用在水 5 0 0 g 中溶解苦酸5 0 g之後，再經添加十二烧基苯確酸納1 1 g、 16 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 1238197 氯化亞鐵1 g、草酸1 . 5 g的腐蝕液進行腐蝕後，再利學顯微鏡依4 0 0倍（單視野面積：0 . 2 5 m m X 0 . 2 2 5 m m )至倍（單視野面積：0.10mnix 0.09mm)的倍率，在每個位置察5個視野，並利用影像解析裝置進行測量。再者，當如滾動疲勞僅依存於極表層附近組織的時，即便硬化層厚度有 1 m m左右仍無法獲得相匹配果，但是當為抗彎曲疲勞強度或抗扭轉疲勞強度的情最好將硬化層厚度設定在2 in in以上，尤以2 . 5 m m以上』更以3mm以上為佳。 1 - 3 .由氧化物所構成非金屬介質的最大直徑為能達成較習知更高之疲勞強度，除上述成分或硬之舊沃斯田鐵粒徑之外，尚必須將由氧化物所構成非介質的最大直徑設定在15//m以下（最好12//m以下， 8 // m以下為佳）。藉由將由氧化物所構成非金屬介質化，便可減少疲勞破壞的起點，特別係若將最大直徑在1 5 // m以下的話，便可將疲勞破壞的起點設定為表所以，因為表面將藉由高頻淬火而形成結晶粒界強度的硬化層，因而將大幅提高抗旋轉彎曲疲勞強度。其中，由氧化物所構成非金屬介質的最大直徑係依般進行求取。藉由光學顯微鏡依4 0 0倍施行8 0 0視野的觀察，將野中由氧化物所構成介質的最大直徑，整理於G u m b 1 e 紙上，並計算出相當於50000mm2的極值並視為最大：! 再者，為能將由氧化物所構成非金屬介質的最大直 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 用光 1000 處觀情況的效況，卜佳，質層金屬尤以細微設定面〇較高下述各視機率徑。徑設 17 1238197 定在15//m以下，如前述，將0量設定在0.0030質量％以下的話便可。 1 _ 4 .關於Μ 〇的效果如上所述，在本發明的機械構造用零件中之所以能獲得高疲勞強度，可判斷主要係含Μ 〇之析出物在高頻淬火加熱時，利用釘扎效果抑制沃斯田鐵粒的成長，而將淬火後的硬化層之平均舊沃斯田鐵粒徑細微化為7 // m以下。為求驗證便施行下述實驗，並進行考察。對後述實施例之表1中的鋼N 〇. 1施行軋延後，再於8 5 0 °C中施行8 0 %鍛造，在7 5 0 °C中施行2 5 %鍛造，然後施行空氣冷卻（冷卻速度：0 . 8 °C / s )，而製得機械構造用零件的材料，由材料中央部份取得穿透電子顯微鏡觀察用平板試料。對此平板試料採用過氣酸-曱醇系電解液施行電解研磨而製成薄膜試料。因此試料若過薄的話，析出物的脫落頻率將提高，而過厚的話，析出物觀察較為困難，因此將觀察區域的厚度設定為50〜lOOnm。其中，試料厚度係由電子能量損失能譜中估計的厚度。圖1所示係所觀察到電子顯微鏡照片之一例。若考慮此視野的試料厚度約 0 . 1 // m的話，便將導出粒徑5〜1 0 η οι左右的細微析出物依平均1 μ m3約3 0 0 0個高密度析出的現象。高頻淬火的加熱時，沃斯田鐵粒將從變韌體或麻田散體的結晶粒界、束邊界（p a c k e t b 〇 u n d a r y )、破化物等產生核並進行成長。上述細微析出物係抑制沃斯田鐵結晶粒界面 18 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 1238197 的移動。將此種界面移動抑制稱為「釘扎（p i η n i n g )」，而釘扎力係若總析出量為一定的話，則析出物越小的話釘扎力將越大，而且若析出物大小一定的話，則析出物量越多的話釘扎力將越強。圖1所例示的細微析出物，係確認到即便在1 0 0 0 °C以下的高頻淬火處理後仍然存在，可判斷高溫短時間熱處理時較不易熔解之現象，將有效作用於沃斯田鐵結晶粒成長抑制方面。其次，為觀察高頻加熱時，析出物分散狀態對舊沃斯田鐵粒平均粒徑的影響，便改變含Mo析出物的體積率並實施模型計算。換句話說，若假設Μ 〇對其他析出相的固熔屬於微量的話，則決定含Μ 〇之細微析出物的體積率：f與平均粒徑：d時，試算均勻分散析出時平均1 // m3之含Μ 〇的細微析出物數量（析出密度）。若沃斯田鐵粒平均粒徑由細微析出的釘扎所主宰的話，其尺寸便將與析出密度成反比。所以，便考量圖1中析出物粒徑及其密度達沃斯田鐵粒平均粒徑2 // m，以探討突顯釘扎效果的粒徑及析出密度。結果，得知對沃斯田鐵粒平均粒徑的控制直接具效果的平均 1 // m3析出物數量，雖依析出物的體積率而變動，但是例如當體積率為0 . 2〜0 . 4 %左右的情況時，將顯現出充分地釘扎效果，可實現沃斯田鐵粒細微化的較佳範圍係如下所述。換句話說，為能達成沃斯田鐵粒更加細微化，最好設定細微析出物為平均1 // m3存在5 0 0個以上，且平均粒徑在 2 0 n m以下。而以細微析出物為平均1 // m 3存在 1 0 0 0個以 19 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 1238197 上，且平均粒徑在1 5 n m以下的情況為較佳。更以細微析出物為平均1 // m3存在2 0 0 0個以上，且平均粒徑在1 2 n m以下的情況特佳。從母材中萃取出此析出物，將殘渣利用X線繞射法進行鑑定，結果推定主要為hep型（Mo,Ti)2(C,N)。而且，從穿透式電子顯微鏡所附屬的E D X分析結果得知，Μ 〇與T i的原子比約8 : 2，以Μ 〇為主成分。另外，在此處所謂的析出物中，亦包含有完全偏離（Μ 〇，T i ) 2 ( C，Ν )化學計量組成者。但是不管如何，均可判斷為含Μ 〇與T i的複合氮碳化合物。已知（Mo，Ti)2(C，N)析出物不同於Cu等析出物，係屬於比較硬的，可判斷為阻止通過沃斯田鐵結晶粒界面的能力較高。此外，若考察成分結構比係Μ 〇壓倒性的多於T i現象及 Mo 屬於較難擴散元素的話，並無法判斷此種 (Mo，Ti)2(C，N)即便在屬其析出溫度的600〜700 °C左右溫度範圍内短時間保持，仍將急遽變大的情況。所以，因為增加（Μ 〇，T i ) 2 ( C , N )析出量並提高分布密度，因而在能獲得後述變韌體與麻田散體組織之體積分率的範圍内，藉由在此溫度範圍内短時間保持，便可將已經析出的（Μ 〇，T i ) 2 ( C，N ) 粗大化抑制至最小極限，可期待新的（Μ ο，T i ) 2 ( C，Ν )析出。 2 .機械構造用零件之材料上述本發明機械構造用零件之材料，除1 - 1所說明的鋼之成分、1 - 3所說明之由氧化物構成非金屬介質的最大直徑之外，尚具有變韌體組織與麻田散體組織，且變韌體組 20 312/發明說明書(補件)/934 0/931213 22 1238197 織與麻田散體組織的總計體積分率必須在 1 〇 %以上。理由係因為變韌體組織或麻田散體組織在相較於肥粒鐵-波來體組織之下，碳化物將細微析出，因此高頻淬火加熱時，屬於沃斯田鐵粒核生成蕊的肥粒鐵/碳化物界面之面積將變大，有利於沃斯田鐵粒的細微化。另外，變韌體組織與麻田散體組織在為能將硬化層的舊沃斯田鐵粒細微化方面，最好為麻田散體組織，但是因為麻田散體組織偏多的話，將損及材料的切削性，因此變韌體組織與麻田散體組織的體積分率比最好為 100:0〜40:60 〇為將材料形成此種組織，在對上述成分中所熔製的鋼中，於8 0 0〜1 0 0 0 °C中，施加總加工率8 0 %以上的加工之後，必須再於5 0 0〜7 0 0 °C溫度區域中以0 . 2 °C / s以上（最好0 . 5 °C / s以上）的冷卻速度進行冷卻。若以低於0 . 2 °C / s的冷卻速度，便無法將變韌體組織與麻田散體組織的總計體積分率形成1 0 %以上。再者，若更在冷卻中於 700 °C以上且低於 800 °C、或在冷卻後、或仍在冷卻後A r 1變態點以下的溫度中，施加2 0 % 以上之第2加工的話，便可將變韌體組織或麻田散體組織細微化，可將高頻淬火加熱時的沃斯田鐵粒更加細微化。此時尤以施加3 0 %以上的第2加工為佳。另外，此種加工可舉例如：軋延、鍛造、冷壓、軋製、珠擊等。如1 - 4中所述，為能在高頻淬火加熱時將沃斯田鐵粒更 21 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 1238197 加細微化，最好材料中含 Μ 〇之細微析出物為平均 1 μ m3 存在5 Ο 0個以上，且平均粒徑在2 0 n m以下。 3 .機械構造用零件之製造方法本發明的機械構造用零件係藉由對2中所述機械構造用零件的材料中，至少施行1次在6 0 0〜8 0 0 °C的溫度區域中以3 0 0 °C / s以上（最好7 0 0 °C / s以上，尤以1 0 0 0 °C / s以上為佳）的加熱速度，加熱至 8 0 0〜1 0 0 0 °C (最好 8 0 0〜9 5 0 °C ) 的南頻 >卒火便可獲得。若高頻淬火時的加熱溫度低於 8 0 0 °C的話，沃斯田鐵粒的生成將不足，無法形成硬化層。反之，若加熱溫度超過 1 0 0 0 °C、或6 0 0〜8 0 0 °C溫度區域中的加熱速度低於3 0 0 °C / s 的話，將促進沃斯田鐵粒的成長，同時沃斯田鐵粒徑大小偏差將變大，導致疲勞強度降低的狀況。再者，若材料在 8 0 0 °C以上溫度區域中的滯留時間超過 5 s的話，因為將促進沃斯田鐵粒的成長，而有淬火後的硬化層之舊沃斯田鐵粒徑超過7 // m的情況發生，因而最好將 8 0 0 °C以上的滯留時間設定在5 s以下，尤以3 s以下為佳。高頻淬火時的加熱溫度對硬化層舊沃斯田鐵粒徑的影響，在含有Μ 〇的鋼中更加明顯。圖2所示係Μ 〇添加鋼與Μ 〇無添加鋼之高頻淬火時的加熱溫度與硬化層舊沃斯田鐵粒徑間之關係。其中，圖2結果係依下述實驗而獲得。 Μ 〇添加鋼的成分係依質量％計含有C : 0 . 4 8 %、S i : 0 . 2 %、 Μη: 0. 7 9 0/〇、A1 : (K 0 2 4 %、N: 0. 0 0 3 9 %、Ti : 0. 021%、Mo: 0· 45%、 22 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 1238197 B : Ο . 0 0 2 4 % > S : 0 . 0 2 1 °/〇 > P : 0 . 0 1 1 °/〇 > 及 0 : 0 . 0 0 1 5 °/〇 » 殘餘為 F e與不可避免雜質；而Μ o無添加鋼的成分係依質量％計含有 C : 0 . 4 8 % > S i : 0 . 2 % > Μ η : 0 . 7 8 % > A 1 : 0 . 0 2 4 °/〇 ' N : 0 . 0 0 4 3 % ^ T i : 0 · 0 1 7 % 、 B : 0 · 0 0 1 3 % 、 S : 0 · 0 1 9 % 、 P : 0 · 0 1 1 % 、及 0:0.0015%，殘餘為Fe與不可避免雜質。將此種鋼在1 5 0 k g真空熔解爐中進行熔製，並熱鍛製成 150πιπι方塊之後，再製造暫置小胚（dummybillet)，於850 °C中施行8 0 %熱加工之後，再於5 0 0〜7 0 0 °C溫度區域中，以 0 . 7 °C / s進行冷卻而製成鋼棒。對部分鋼棒於冷卻前依7 5 0 °C施行2 0 %的第2力口工，或在冷卻後施行2 0 %的第2加工。從所獲得鋼棒中取得抗旋轉彎曲疲勞強度試驗片，在頻率10〜200kHz、加熱速度300 °C/s以上、加熱溫度870〜1050 °C 、8 0 0 °C以上的滯留時間1 s以下的條件，施行高頻淬火之後，再採用加熱爐，施行1 7 〇 °C且3 0 m i η .的回火。然後，施行抗旋轉彎曲疲勞試驗，將以1 X 1 0 8次仍未斷裂的極限應力視為疲勞強度。另外，高頻淬火後的硬化層舊沃斯田鐵粒徑係依上述方法進行測量。如圖2所示，Μ 〇添加鋼或Μ 〇無添加鋼若均降低高頻 '淬火時之加熱溫度的話，則硬化層的舊沃斯田鐵粒徑將變小。特別係在Μ 〇添加鋼中，若設定在1 0 0 0 °C以下（最好9 5 0 °C以下）的話，硬化層的細粒化將趨於明顯。此原因雖尚未明確，但是藉由含有 Mo之氮碳化合物可依下述進行推定。換句話說，Mo 添加鋼將析出上述含 Mo 之細微氮碳化合物，並利用強大的釘扎效果將沃斯田鐵粒 23 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 1238197 細微化，但是若加熱溫度超過1 Ο Ο 0 °c的話，即便短時間的加熱時間，亦可使細微（Μ 〇，T i ) 2 ( C，N )熔解，而釘扎效果便將消失。

Mo添加鋼與Mo無添加鋼若均是施加第2加工的話，便可將舊沃斯田鐵粒徑細微化，但是得知在Μ 〇添加鋼中，可獲得3 // m以下的極細微舊沃斯田鐵粒徑。圖3所示係Mo添加鋼與Mo無添加鋼之舊沃斯田鐵粒徑與抗彎曲疲勞強度間之關係。 Μ 〇添加鋼即便在舊沃斯田鐵粒徑為 7 // m 以下的區域中，粒徑亦將變小，而且提高疲勞強度。反之，Mo無添加鋼則在舊沃斯田鐵粒徑變為7 μ m以下的區域中，並無法發現疲勞強度的提高。此係因為Mo無添加鋼在相較於Mo添加鋼之下，硬化層硬度較低，因此若舊沃斯田鐵粒徑細微至某程度以上的話，疲勞破壞將變為結晶粒内破壞，判斷對舊沃斯田鐵粒徑的影響將縮小。 (實施例）將表1所示成分組成的鋼N 〇. 1 - 1 8分別炫製1 0 0 k g後，依表 2所示熱加工條件進行锻造，而製得 1 6 0 m m 4棒狀鋼材N 〇 . 1 - 2 2。此時，熱加工的加工溫度設定在7 0 0 °C以上。針對鍛造狀態中的鋼材，施行組織觀察，同時施行下述切削性試驗。切削性試驗：採用超硬工具（P1 0 )，在切削速度 2 0 0 m / m i η .、饋進 0.25mm/rev.、切入 2.0mni、及無潤滑的條件下，進行外周旋削，將超硬工具側面（f 1 a n k )摩擦到達 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 24 1238197 Ο . 2mm 時的總切削時間視為工具壽命，並進行測量，依此總切削時間評估切削性。從鍛造狀態中的鋼材，取得依據 J I S Z 2 2 7 4的抗旋轉彎曲疲勞試驗用 1 號試驗片（平行部 8 m m A )，在頻率 2 0 0 k Η z、輸出1 2 0 k W、及表2所示條件下，施行高頻淬火，並在1 7 0 °C中施行3 0 m i η .的回火之後，施行抗旋轉彎曲疲勞試驗。然後，將以1 X 1 0 8次仍未斷裂的極限應力視為疲勞強度並進行求取。

再者，採用經淬火後的試驗片，依上述方法測量硬化層的平均舊沃斯田鐵粒徑、硬化層厚度、由氧化物所構成介質的最大直徑。結果如表2所示。具有本發明範圍内的成分、硬化層的平均舊沃斯田鐵粒徑、由氧化物所構成非金屬介質最大直徑的鋼材Ν 〇. 1〜2、 8〜1 8，均可獲得高疲勞強度與優越的切削性。

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5 備註 ^ w 丄)領 -U 比較鋼丄)領比較鋼 JU _〇項 ΛΧ 1嚴發明鋼 ξ填 Ακ:領 t^r> A頌 ξ環 Ms Bi:0. 15 Te:0. 0015 Pb:0.15^Zr:0. 002 Ca:0· 002、Mg:0. 002 ο 0.0017 0. 0008 0.0019 0.0011 0.0018 0.0012 0. 0043 0.0013 0.0012 0. 0020 0. 0008 0.0018 0.0014 0. 0015 0.0016 0.0010 0.0017 0.0016 DQ 0.0013 0. 0009 0.0013 0.0013 0.0010 0.0012 0.0012 0.0012 0.0011 0.0009 0.0010 0.0011 0.0010 0.0010 0.0012 0.0010 0.0012 0.0012 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 0.015 1 »—ί 0.018 1 0.016 0.019 0.018 卜 r-H ο CZ) 0.016 0.018 0.018 0.022 0.022 oo T-H CZ) CZ5 卜 ι· 'i CD CD 0.016 0.021 0.018 0.020 D— T~i CD CZ) oo V < CD CD 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 0.015 1 • τ-Η 2： 1 1 1 1 1 1 1 t—i CNI ◦· 1 1 0.12 1 1 0.20 CD CZ) CD 1 1 1 占 1 1 1 1 1 1 1 0.14 1 1 1 1 卜 r-H cz? 1 0.18 1 1 1 CO o CO CO CD CO CD CD Od cr> cz> CO oo CD CJ5 οα CD CO <N1 ◦· CO 〇· LO CNI CD O 05 CNI ◦· <〇 CD 寸 CD (NI CO CD CO CO o oa ◦ 1 1 1 1 1 1 1 1 1 0. 21 1 1 1 1 1 0.15 1 1 r—( 0.024 0.026 0.022 0.024 LO CN1 o cd 0.025 0.022 寸 CNI CD CD 0.024 CO CNI CZ5 〇· 寸 oo CD CD LO CNI CD CZ5 CNI CNI CD CD 0.026 0.023 0.024 0.024 CO (Nl cz> CD 00 0.019 0.018 0.020 0.006 0.016 0.019 0.017 0.019 0.020 oo r-H ◦ CD ◦ CD 0.015 0.016 0.017 0.018 0.017 CD CD 卜 r—H o 〇> Cu 0.011 0.009 0.012 0.011 g O CD CD r—H c〇〇· 0.009 g CZ5 CZ) g O CZ) t—1 r-H o ci CNI r—H ◦ CD g CD ◦· 1 CD CD r—i r-H CZ5 〇> CD ， H T—H CD CD r-H r-H CZ) CD g Q CD CD c^a CD 〇〇 CD CD CO CO CD oa CD CD OO CD c6 5 C=5 寸 CD CD £ CD CO CD <Z> LO CD CZ> LO CD 〇· CD CO C=5 CO CD CD 寸 CO CD S ◦’ CO CZ) LO OD CD • rH CO 〇 T-—< CD g CD g C3 CO LO CD CO r—H CD CD r—H CZ5 CD 〇· CD CZ> CD 卜 τ—H CD CJ^ CN3 CD CD ◦· CD CO cz> CD CNI oa ◦· CD r—H 〇· CO r-H CD i 1 r—H ◦· OO r-H CD ◦ CO LTD CD CD LO 〇〇 CZ? s CD 导 CD Ί 1 寸 CD oo 寸 CD 寸 ◦· CO LO cz> CO 寸 CD LO 寸 CD CO 寸 CZ5 CO LO CD r-H LO CD oo 寸 CD* CO LO d> oa 寸〇· (NI LO CD ΕΤ t—H CN1 CO m CD 卜 OO CJD 〇 l—H οα CO 寸 LO CD 卜 OO 9(n <N<NeI(NI £6/01-£6/妥聲)#^縮^微/31£ 1238197 條主 1 i»j 1 1鋼删1 歹，j ! b\^m 1 t嫩列 1 _歹，j 1 1娜列1 1獅丨j 1 1 #0删 1 1領歹丨j 1 1 «j 1 1搠例1 1 !瓣丨J 1 丨侧列1 1發删1 1獅丨JI 1顧列I 1義列I 1 mm I mm t嫩列 1 mm 1 命 [S] § r—ί s CO t ( 1 1 τ—H § § T 1 < i ，― g 5o 1 § 1——( 1 i § 1 r-_H 3150 2700 3100 也疲躲 [bfltf 次](_ LO LO § § LO § 菡 § § 落 LO 穿 § 赛 § Λ4徑 (μηό I 1_ r-H 卜· 卜· CO 卜· LO* OO CO CD 匕 CZ5 CD· OO CO OO cd LO* s cd CD LO· OO LO 卜 CO* 寸 CO· 寸 LO* OO LO* r-H 卜· τ1· Η 卜· 寸硬fb#舊:ί紗ί 域嫩徑 (μπι) OO CO LO cnJ CD σί CO >"Ή OJ oJ OO (Nl CD ί—H 寸 CO· OO od CO C<1 CO 卜卜 co CO cd τ—H C<1 卜 Ξ cz> o CD LO O od 硬ibf厚度 (πτη) OO 寸寸 τ—Η OO OO 卜 cn! LO T "< CO c^> i H (Nl csl CD CD 1 i τ™Η OO T-i S s OO C7D τ—H CD i 11 CD ί i ① ί—Η c=> τ H i 日網 (S) i H 1 _H τ-Ή ΐ"Ή > 14 t i r—H r—H r—H t—Ή τ 'i r—H r—H τ—H T < t___H i i r—H 1 H i i r Η t i 力0 CC) § § § § § § § g § § g g § § i § i s τ—H § § § 1 力 CC/s) § § § § § § § § i § § § § § § § § § § § § § 南頻乎組織紉 (vol. %) B:99%>M:5Pi B:舰、MI Β:83%、Μ:·、殘餘雪明碳體 B:9^、M:a% B·、殘餘FtP B:腦 B:99K'M:SK Β:9?/〇'Μ:5Τ〇 B:95P/〇'M:5P/〇 B:98%'M:2% B:96%'M:2% B:95P/〇^M:9% Β:99Τ〇'Μ:5% B:95m B:93K〇>M:9K〇 B:93%'M:?/〇 B:98%^M:2% B:6(P/〇'M:4(P/〇 B:95P/〇'M:5K B:95K'M:SP/〇 B:S%、殘餘F4P _〇!_衞牛力ϋΧ4綱 CC/s) 卜 ◦· OO CD 卜 c=> CO τ—H OO c5 OO CD OO CNI cn! OO CD CNI 1 i 卜〇· OO CD* OO CD OO ◦· 卜 CD OO 〇· S OO CZ) 卜 d in ◦· (Nl ◦· 微800〇C 的力〇XJ|i (%) CD Ξ S S 另 s S s 800-1000°½ 槪 oXJ^ (%) S s S s s s s s s S S s s s s s s s s s s r—H T < CO 寸 LO CO 卜 OO O i 1 i t—( CO LO CD OO i丨丨·< | r—H OO (Nl 娜才 to. r—H (NJ CO 寸 LO CD 卜 OO s 1 t t-H £3 CO 3 LO CO OO 2 〇3 。女|11缄驭命4羿举娣蝼 (Nrvle I(NI el I -e6/ipsi)_^^ff®/(NIe 1238197 【圖式簡單說明】圖1為含Mo之析出物的電子顯微鏡照片。圖2為顯示Μ 〇添加鋼與Μ 〇無添加鋼在高頻淬火時的加熱溫度與硬化層之舊沃斯田鐵粒徑間之關係圖。圖3為顯示Μ 〇添加鋼與Μ 〇無添加鋼之舊沃斯田鐵粒徑與抗彎曲疲勞強度間之關係圖。

28 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322

Claims

1238197 十、申請專利範圍： 1 . 一種機械構造用零件，其特徵為，依質 C : 0 . 3 - 0 . 7 % 、 S i : 0 · 3 0 % 以下、 Μ η : 0 . A 1 : 0· 0 0 5 〜0 · 2 5 % 、 T i : 0· 0 0 5 〜0· 1 % 、 Mo:0. B : 0 · 0 0 0 3 〜0 . 0 0 6 %、S : 0 . 0 6 % 以下、P : 0 . 0 2 0 % 以下以下及殘餘的Fe與無法避免雜質所構成，至少分具有經高頻淬火所形成硬化層，且上述硬化沃斯田鐵粒徑在7 μ m以下，由氧化物所構成非最大直徑在15//ITI以下。 2 .如申請專利範圍第1項之機械構造用零件質量％計更含有從C r ·· 2 · 5 %以下、C u : 1 · 0 %以下下、C 〇 : 1 . 0 % 以下、N b : 0 · 1 % 以下、V : 0 · 5 % 以 1 以下、H f : 0 . 5 %以下及S b : 0 . 0 1 5 %以下之中至少元素。 3 .如申請專利範圍第1項之機械構造用零件質量％計更含有從W : 1 . 0 %以下、C a : 0 . 0 0 5 %以下以下、T e : 0 . 0 0 5 % 以下、S e : 0 · 1 % 以下、B i : 0 . 5 % 以以下、Z r : 0 . 0 1 %以下及R E Μ : 0 · 1%以下之中至少元素。 4.如申請專利範圍第2項之機械構造用零件質量％計更含有從W ·· 1 . 0 %以下、C a : 0 . 0 0 5 %以下以下、T e : 0 . 0 0 5 % 以下、S e : (L 1 % 以下、B i : 0 . 5 % 以以下、Z r : 0 . 0 1 %以下及R E Μ : 0 . 1 %以下之中至少元素。 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 量％計，由 2 〜2 · 0 % 、 0 5 〜0· 6 % 、 ' 0:0. 0 0 3 0 % 表面之一部層的平均舊金屬介質的，其中，依 ' N i : 3 . 5 % βλ 7、T a : 0 . 5 % 選擇1種的，其中，依、M g : 0 · 0 0 5 % 下、P b : 0 · 5 % 選擇1種的，其中，依、M g : 0 · 0 0 5 % 下、P b : 0 · 5 % 選擇1種的 29 1238197 5 .如申請專利範圍第1項之機械構造用零件，其中，含 Μ 〇之析出物係存在 5 0 0個/ 1 // m3以上，且其平均粒徑在 2 0 n m以下。 6 .如申請專利範圍第2項之機械構造用零件，其中，含 Μ〇之析出物係存在 5 0 0個/ 1 μ m3以上，且其平均粒徑在 2 0 n m以下。 7 .如申請專利範圍第3項之機械構造用零件，其中，含 Μ 〇之析出物係存在 5 0 0個/ 1 // m3以上，且其平均粒徑在 2 0 n m以下。 8 .如申請專利範圍第4項之機械構造用零件，其中，含 Μ 〇之析出物係存在 5 0 0個/ 1 μ m3以上，且其平均粒徑在 2 0 n m以下。 9 . 一種機械構造用零件之材料，其特徵為，依質量％計，由 C:0. 3〜0. 7%、Si:0· 30%以下、Μη : 0·2〜2. 0%、A1 : 0· 0 0 5 〜0· 25%、 Ti : 0. 005〜0· 1%、Mo: 0· 05〜0· 6%、Β: 0· 0 0 0 3〜0. 0 0 6%、S: 0· 06%以下、 P: 0. 0 2 0%以下、0: 0. 0 0 3 0%以下及殘餘的Fe與無法避免雜質所構成，具有變韌體組織與麻田散體組織，上述變韌體組織與上述麻田散體組織的總計體積分率在 1 0 %以上，由氧化物所構成非金屬介質的最大直徑在1 5 // m以下，且經高頻淬火所形成硬化層的平均舊沃斯田鐵粒徑在7 // m以下。 1 0 .如申請專利範圍第 9項之機械構造用零件之材料，其中，依質量％計更含有從 C r : 2 . 5 %以下、C u : 1 · 0 %以下、 N i : 3 . 5 % 以下、C 〇 : 1 · 0 % 以下、N b : 0 · 1 % 以下、V ·· 0 · 5 % 以下、 T a : 0 . 5 %以下、H f : 0 . 5 %以下及 S b : 0 . 0 1 5 %以下之中至少選 30 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 1238197 擇1種的元素。 1 1 .如申請專利範圍第 9項之機械構造用零件之材料，其中，依質量％計更含有從W : 1 . 0 %以下、C a : 0 · 0 0 5 %以下、 M g : 0 . 0 0 5 % 以下、T e : 0 · 0 0 5 % 以下、S e : 0 . 1 % 以下、B i : 0 . 5 % 以下、Pb:0.5%以下、Zr:0.01%以下及 REM:0.1%以下之中至少選擇1種的元素。 1 2 .如申請專利範圍第1 0項之機械構造用零件之材料，其中，依質量％計更含有從W : 1 . 0 %以下、C a : 0 . 0 0 5 %以下、 M g ·· 0 · 0 0 5 % 以下、T e : 0 · 0 0 5 % 以下、S e : 0 · 1 % 以下、B i : 0 . 5 % 以下、P b : 0 . 5 %以下、Z r : 0 . 0 1 %以下及 R E Μ : 0 . 1 %以下之中至少選擇1種的元素。 1 3.如申請專利範圍第 9項之機械構造用零件之材料，其中，含Mo之析出物係存在 500個/ l//m3以上，且其平均粒徑在2 0 n m以下。 1 4 .如申請專利範圍第1 0項之機械構造用零件之材料，其中，含Mo之析出物係存在 500個/ l//m3以上，且其平均粒徑在2 0 n m以下。 1 5 .如申請專利範圍第1 1項之機械構造用零件之材料，其中，含Mo之析出物係存在 500個/ 以上，且其平均粒徑在2 0 n m以下。 1 6 .如申請專利範圍第1 2項之機械構造用零件之材料，其中，含Mo之析出物係存在500個/ 以上，且其平均粒徑在2 0 n m以下。 1 7 .如申請專利範圍第 9項之機械構造用零件之材料， 31 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322 1238197 其中，在承受8 Ο 0〜1 Ο Ο 0 °C下之總加工率為8 Ο %以上的加工後，以0 . 2 °C / s以上之冷卻速度冷卻至5 0 0〜7 0 0 °C的溫度區域。 1 8 .如申請專利範圍第1 7項之機械構造用零件之材料，其中，更在冷卻中於 7 0 0 °C以上且低於 8 0 0 °C 、或在冷卻後、或在冷卻後仍於A r 1變態點以下的溫度中，承受2 0 % 以上的第2加工。 1 9 . 一種機械構造用零件之製造方法，其特徵為，包含有對申請專利範圍第9至1 8項中任一項之機械構造用零件之材料，至少施行 1次，在 6 0 0〜8 0 0 °C溫度區域中以3 0 0 °C / s以上的加熱速度，加熱至8 0 0〜1 0 0 0 °C之高頻淬火的步驟。 2 0 .如申請專利範圍第1 9項之機械構造用零件之製造方法，其中，以7 0 0 °C / s以上的加熱速度進行加熱。 2 1 .如申請專利範圍第1 9項之機械構造用零件之製造方法，其中，將材料在 8 0 0 °C以上溫度區域中的滯留時間設定為5s以下。 2 2 .如申請專利範圍第2 0項之機械構造用零件之製造方法，其中，將材料在 8 0 0 °C以上溫度區域中的滯留時間設定為5s以下。 32 312/發明說明書(補件)/93-10/93121322