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WO2005031021A1 - 鋼製の機械構造用部品、その素材、およびその製造方法 - Google Patents

鋼製の機械構造用部品、その素材、およびその製造方法 Download PDF

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WO2005031021A1
WO2005031021A1 PCT/JP2004/010571 JP2004010571W WO2005031021A1 WO 2005031021 A1 WO2005031021 A1 WO 2005031021A1 JP 2004010571 W JP2004010571 W JP 2004010571W WO 2005031021 A1 WO2005031021 A1 WO 2005031021A1
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WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
mass
machine structural
amount
component
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2004/010571
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Tohru Hayashi
Yasuhiro Omori
Nobutaka Kurosawa
Akihiro Matsuzaki
Takaaki Toyooka
Katsumi Yamada
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to US10/556,298 priority Critical patent/US20060196583A1/en
Priority to DE602004018524T priority patent/DE602004018524D1/de
Priority to EP04747934A priority patent/EP1669469B1/en
Publication of WO2005031021A1 publication Critical patent/WO2005031021A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C21D1/09—Surface hardening by direct application of electrical or wave energy; by particle radiation
    • C21D1/10—Surface hardening by direct application of electrical or wave energy; by particle radiation by electric induction
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
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    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to a light steel mechanical structure component such as an automobile drive shaft or a constant velocity joint having a hardened layer formed on a surface layer by induction hardening. , Its material, and fine
  • BACKGROUND ART Conventionally, for machine structural parts such as drive shafts of automobiles and constant velocity joints, a hot-rolled steel bar is subjected to hot forging, further cutting, cold forging, etc., and then processed into a predetermined shape.
  • induction hardening and tempering provide fatigue strength such as torsional fatigue strength, bending fatigue strength, and sliding rolling fatigue strength, which are important characteristics of a machine structural component.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-154819 discloses that austenite grains are refined by precipitating a large amount of fine TiC during heating in induction hardening.
  • Technology has been proposed.
  • the steel is heated to a high temperature of 1100 ° C or more during hot rolling to melt TiC in order to precipitate a large amount of fine TiC during heating in induction hardening. It needs to be embodied, and there is a problem that productivity is poor.
  • simply refining austenite grains by precipitating a large amount of TiC does not sufficiently meet the recent demand for fatigue strength.
  • An object of the present invention is to provide a component for a mechanical structure having higher fatigue strength than before, a material thereof, and a method of manufacturing the same.
  • the above objectives are by mass, C: 0.3-0.7, Si: 0.30 or less, ⁇ : 0 ⁇ 2-2.0, ⁇ 1: 0.005-0.25%, Ti: 0.005-0.1, Mo: 0.05-0.6% B: 0.0003-0.006 % N S: 0.06 or less, P: 0.020% or less, 0: 0.0030% or less, and the balance being Fe and unavoidable impurities, has a hardened layer formed by induction hardening at least a portion of the surface, parentheses Achieved by mechanical structural parts in which the average austenite grain size of the hardened layer is less than 7 / zm and the maximum diameter of non-metallic inclusions of oxide is less than 15 m.
  • This mechanical structural component comprises the above components, has a bainite structure and a martensite structure, has a total volume fraction of bainite structure and martensite structure of 10% or more, and has a nonmetallic inclusion composed of an oxide.
  • the maximum diameter is 15 m or less, and the average prior austenite grain size of the hardened layer formed by high-frequency quenching is 7 zm or less. It can be manufactured by using the material of the machine structural parts below. In other words, it is manufactured by performing at least one induction hardening on the material of this machine structural component to a temperature of 600-800 ° C at a heating rate of 300 ° C / s or more to 800-1000 ° C. it can.
  • FIG. 1 is an electron micrograph of a precipitate containing Mo.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the heating temperature during induction hardening and the prior-austenite grain size of the hardened layer in Mo-added steel and Mo-free steel.
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the prior austenite grain size and the bending fatigue strength of Mo-added steel and Mo-free steel.
  • MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION Normally, the fatigue strength of steel increases as the strength increases, but when the hardness of the quenched part becomes HV500 (Vickers hardness) or more, it starts from grain boundary fracture and nonmetallic inclusions. Fatigue rupture becomes dominant and fatigue strength does not increase even if strength is increased. Therefore, the present inventors conducted a detailed study to effectively improve the fatigue strength of a component for machine structure by improving the grain boundary strength and controlling non-metallic inclusions made of oxides. Was obtained.
  • Induction quenching conditions with a heating rate of 300 ° C / s or more, a heating temperature of 800 to 1000 ° C, and a residence time of 800 ° C or more with a residence time of 5 seconds or less can refine the austenite grains in the hardened layer.
  • the former austenite grains can be refined to 7 ⁇ or less.
  • C is the element that has the greatest effect on hardenability and makes the hardened layer harder and thicker, contributing to the improvement of fatigue strength.
  • the amount is less than 0.3% by mass, the hardened layer must be dramatically thickened in order to secure the required fatigue strength, and as a result, the occurrence of sintering cracks becomes remarkable.
  • it exceeds 0.7 mass the grain boundary strength is reduced and the fatigue strength is reduced, and the machinability, cold forgeability, and quenching resistance after quenching are deteriorated. Therefore, the amount of C is limited to 0.3-0.7 mass%.
  • Si has the effect of increasing the number of nucleation sites of austenite during quenching and suppressing the growth of austenite grains to make the hardened layer finer. It also has the effect of suppressing the formation of carbides and suppressing the decrease in grain boundary strength. Therefore, Si is a very effective element for improving the fatigue strength. However, when the amount exceeds 0.30 mass, the machinability of the material is reduced. Therefore, the amount of Si is limited to 0.30 mass or less.
  • Mn is an essential element for improving hardenability and ensuring the thickness of the hardened layer. However, if the amount is less than 0.2% by mass, the effect is poor. On the other hand, if it exceeds 2.0 mass, retained austenite increases after quenching, the hardness of the surface layer decreases, and the fatigue strength decreases. Therefore, the amount of Mn is limited to 0.2-2.0 mass. Set. If the amount of Mn is large, the material tends to be hardened, which tends to be disadvantageous to machinability. Therefore, the amount is more preferably 1.2 mass% or less, and further preferably 1.0 mass% or less.
  • A1 is an effective element for steel deoxidation. In addition, it is an element effective in suppressing the growth of austenite grains during quenching and reducing the size of the hardened layer. However, if the amount is less than 0.005% by mass, the effect is poor. On the other hand, if it exceeds 0.25 mass, the effect will be saturated and the production cost will increase. Therefore, the amount of A1 is limited to 0.005-0.25% by mass.
  • Ti has an effect of preventing B, which will be described later, from becoming BN and losing its high-frequency hardenability by combining with N, which is mixed into steel as an unavoidable impurity. Therefore, the amount is required to be at least 0.005% by mass, but if it exceeds 0.1% by mass, a large amount of TiN is formed, which becomes a starting point of fatigue rupture and significantly reduces the bending bending fatigue strength. Therefore, the amount of Ti is limited to 0.005-0.1 mass.
  • Mo has the effect of suppressing the growth of austenite grains during quenching and making the hardened layer finer.
  • the heating temperature for quenching is set to 800 to 1000 ° C, preferably 800 to 950 ° C, the growth of austenite grains can be remarkably suppressed.
  • it is an element effective for improving hardenability, it is also used for adjusting hardenability.
  • it also has the effect of suppressing the formation of carbides and preventing a decrease in grain boundary strength.
  • Mo is an element that plays a very important role in the present invention, but if the amount is less than 0.05 mass, the austenite grain size cannot be reduced to less than the entire thickness of the hardened layer. On the other hand, if it exceeds 0.6 mass, the machinability of the material deteriorates. Therefore, the amount of Mo is limited to 0.05-0.6% by mass, preferably 0.2-0.4% by mass.
  • B has the effect of improving the quenchability by adding a small amount and increasing the rotational bending fatigue strength by increasing the thickness of the hardened layer. In addition, it has the effect of reducing the concentration of P segregating at the grain boundaries by giving priority to the grain boundaries, increasing the grain boundary strength, and improving the rotational bending fatigue strength. However, if the amount is less than 0.0003 mass%, the effect is poor. On the other hand, if the content exceeds 0.006 mass, the effect is saturated, and the production cost is rather increased. Therefore, the amount of B is limited to 0.0003-0.006 mass, preferably 0.0005-0.004 mass.
  • S is an element that forms MnS and improves the machinability of the material. However, if its amount exceeds 0.06 mass, it tends to favor the grain boundaries and lowers the grain boundary strength. Therefore, the amount of S is limited to 0.06% by mass or less.
  • P folds into austenite grain boundaries, lowering the grain boundary strength and lowering the rotational bending fatigue strength. It also promotes burning cracks. Therefore, the amount of P is limited to 0.020% by mass or less, but a smaller amount is more preferable.
  • the maximum diameter of the nonmetallic inclusions needs to be 15 ⁇ m or less, which is achieved by reducing the amount of 0 to 0.0030% by mass, preferably 0.0010% by mass or less, and more preferably 0.0008% by mass or less. There is a need to.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • Cr Cr is a useful element for improving hardenability and ensuring the thickness of the hardened layer. However, if the amount exceeds 2.5% by mass, it stabilizes carbides, promotes the formation of residual carbides, lowers grain boundary strength, and lowers fatigue strength. Therefore, the amount of Cr is limited to 2.5% by mass or less, preferably 1.5% by mass or less. More preferred. In order to improve the hardenability, it is preferable that the content is 0.03 mass or more.
  • Cu is an element effective in improving hardenability. It also forms a solid solution in ferrite and improves fatigue strength by solid solution strengthening. In addition, it suppresses the formation of carbides to prevent a decrease in grain boundary strength and improves fatigue strength. However, if the amount exceeds 1.0% by mass, cracks occur during hot working. Therefore, the Cu content is limited to 1.0 mass% or less, preferably 0.5 mass% or less. When the content is less than 0.03% by mass, the effect of improving the hardenability and the effect of suppressing the decrease in the grain boundary strength are small. Therefore, the content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.1% or more.
  • Ni is an element that improves the hardenability and is used for adjusting the hardenability. In addition, it suppresses the generation of carbides to prevent a decrease in grain boundary strength and improves fatigue strength.
  • Ni is an extremely expensive element, and if its amount exceeds 3.5 mass, the production cost will increase significantly. Therefore, the amount of Ni is limited to 3.5% by mass or less. If the Ni content is less than 0.05 mass, the effect of improving the hardenability and the effect of suppressing the decrease in the grain boundary strength are small. Therefore, it is preferable that the Ni content is 0.05 mass% or more. Is more preferred.
  • Co is an element that suppresses the formation of carbides to prevent a decrease in grain boundary strength and improves fatigue strength.
  • Co is an extremely expensive element, and if its amount exceeds 1.0 mass, the production cost will increase significantly. Therefore, the amount of Co is limited to 1.0 or less.
  • the amount of Co is less than 0.01% by mass, the effect of suppressing the reduction of the grain boundary strength is small. Therefore, the amount is preferably 0.01% by mass or more, more preferably 0.02 to 0.5% by mass.
  • Nb not only improves hardenability but also combines with C and N to strengthen precipitation of steel. In addition, it is an element that improves the resistance to temper softening, and improves the fatigue strength by these effects. However, when the amount exceeds 0.1 mass, the effect becomes saturated. Therefore, the amount of Nb is limited to 0.1 mass or less. When the Nb content is less than 0.005 mass, the effect of improving the precipitation strengthening ability and the tempering softening resistance is improved. Due to the small size, the amount is preferably 0.005 mass or more, more preferably 0.01 to 0.05 mass.
  • V combines with C and N to precipitate and strengthen steel. It is also an element that improves the resistance to back softening, and improves fatigue strength due to these effects. However, if the amount exceeds 0.5 mass, the effect saturates. Therefore, the amount of Nb is limited to 0.5% by mass or less. When the Nb content is less than 0.01% by mass, the effect of improving the fatigue strength is small. Therefore, the Nb content is preferably 0.01% by mass or more, more preferably 0.03 to 0.3%.
  • Ta has an effect of delaying the change of the microstructure and preventing a decrease in fatigue strength, particularly rolling fatigue strength. However, when the amount exceeds 0.5% by mass, the effect is saturated. Therefore, the amount of Ta is limited to 0.5% by mass or less. If the Ta content is less than 0.02 mass%, the effect of improving the fatigue strength is small, so it is preferable to set the content to 0.02 mass% or more.
  • Hf has the effect of delaying changes in the microstructure and preventing a decrease in fatigue strength, particularly rolling fatigue strength. However, if the amount exceeds 0.5 mass, the effect saturates. Therefore, the amount of Hf is limited to 0.5 mass or less. If the Hf content is less than 0.02% by mass, the effect of improving the fatigue strength is small. Therefore, the Hf content is preferably set to 0.02% by mass or more.
  • Sb has the effect of delaying changes in the microstructure and preventing a decrease in fatigue strength, particularly rolling fatigue strength.
  • the amount exceeds 0.015 mass toughness deteriorates. Therefore, the amount of Sb is limited to 0.015% by mass or less, preferably 0.010% by mass or less. If the amount of Sb is less than 0.005% by mass, the effect of improving the fatigue strength is small. Therefore, the amount is preferably 0.005% by mass or more.
  • Mg 0.005% or less
  • Se 0.1 or less
  • Te 0.005% or less
  • Bi 0.5 or less
  • Pb 0.5% or less
  • Zr 0.01 or less
  • REM 0.1 or less
  • the inclusion of certain elements is more effective in improving the machinability of the material for the following reasons.
  • W is an element that improves machinability by embrittlement. However, if the amount exceeds 1.0% by mass, the effect is not only saturated, but also increases the production cost. Therefore, the amount of W is limited to 1.0% by mass or less. If the W content is less than 0.005 mass%, the effect of improving the machinability is small, so it is preferable to set the W content to 0.005 mass% or more.
  • Ca forms sulfides with MnS, which becomes a chip breaker and improves machinability, so it can be added as necessary. However, if the amount exceeds 0.005% by mass, not only the effect is saturated, but also the production cost increases. Therefore, the amount of Ca is limited to 0.005 mass or less. If the amount of Ca is less than 0.0001% by mass, the effect of improving the machinability is small.
  • Mg is not only a deoxidizing element but also a source of stress concentration and improves machinability, so it can be added as needed. However, excessive amounts not only saturate the effect, but also increase manufacturing costs. Thus, Mg content is limited to 0.00 5 mass or less. If the amount of Mg is less than 0.0001 mass, the effect of improving the machinability is small, so it is preferable that the amount is 0.0001 mass or more.
  • Te, Se Te or Se combines with Mn to form MnTe, MnSe, which becomes a chip breaker and improves machinability.
  • the amount of Te or Se is limited to 0.1% by mass or less, respectively. If the amount of Te or Se is less than 0.003% by mass, the effect of improving the machinability is small. Therefore, it is preferable that the amount of each is 0.003% by mass or more.
  • Bi acts as melting, lubrication and embrittlement during cutting to improve machinability. However, if the amount exceeds 0.5 mass, the effect will be saturated and the production cost will increase. Therefore, the amount of Bi is limited to 0.5% by mass or less. When the amount of Bi is less than 0.01 mass, the effect of improving the machinability is small, so it is preferable to set the amount to 0.01 mass% or more.
  • Pb has the effect of melting, lubrication and embrittlement during cutting to improve machinability. However, if the amount exceeds 0.5 mass, the effect will be saturated and the production cost will increase. Therefore, the amount of Pb is limited to 0.5% by mass or less. When the amount of Pb is less than 0.01% by mass, the effect of improving the machinability is small, so that the amount is preferably 0.01% by mass or more.
  • Zr forms sulfide with MnS, which becomes a chip breaker and improves machinability.
  • the amount of Zr is limited to 0.01 mass or less.
  • the Zr content is less than 0.003 mass, the effect of improving the machinability is small. Therefore, the Zr content is preferably 0.003 mass% or more.
  • REM forms sulfides with MnS, which forms a chip breaker and improves machinability. However, if the amount exceeds 0.1% by mass, not only the effect is saturated, but also the production cost is increased. Therefore, the amount of REM is limited to 0.1% by mass or less. When the amount of REM is less than 0.0001% by mass, the effect of improving the machinability is small. Therefore, the amount is preferably 0.0001% by mass or more.
  • the average prior austenite grain size of the hardened layer formed on the component surface layer by induction hardening should be 7 Xm or less, preferably 5 mm, over the entire thickness of the hardened layer. m or less, more preferably 3 / m or less. If the average prior austenite grain size of the hardened layer exceeds 7 ⁇ Hi, sufficient grain boundary strength cannot be obtained, and improvement in fatigue strength cannot be expected.
  • the prior austenite grain size over the entire thickness of the hardened layer was determined as follows.
  • the outermost layer of the quenched part After induction hardening, the outermost layer of the quenched part has a martensite structure with an area ratio of 100%. Then, from the surface to the inside, the area of 100 martensite structure continues up to a certain thickness, but thereafter, the area ratio of martensite structure sharply increases Decreases.
  • the region from the surface of the quenched portion until the area ratio of the martensitic structure decreases to 98 is defined as a hardened layer. Then, for this cured layer, the average prior austenite grain size was measured at 1/5, 1/2, and 4/5 positions of the entire thickness from the surface, and the average prior austenite grain size was measured at any position. Is 7 / xm or less, the average austenite particle size of the hardened layer is assumed to be 7 m or less.
  • the average old austenite particle size is obtained by dissolving 50 g of picric acid in 500 g of water, then corroding the cross section of the hardened layer with a corrosion liquid containing llg of sodium dodecylbenzenesulfonate, lg of ferrous chloride and 1.5 g of oxalic acid. According to an optical microscope, each position is multiplied by 400 times (area of one field of view: 0.25 ⁇ . ⁇ .225 thigh) 1000 times (area of one field of view: 0.10 ⁇ 09 0.09mm) Five visual fields were observed and measured by an image analyzer.
  • the thickness of the cured layer be two or more strokes. It is more preferably at least 2.5 mm, even more preferably at least 3 mm.
  • the maximum diameter of nonmetallic inclusions composed of oxides should be 15 / xm or less, preferably 12 ⁇ or less. More preferably, it must be 8 zm or less.
  • the origin of fatigue fracture can be reduced by miniaturizing non-metallic inclusions composed of oxides.In particular, if the maximum diameter is 15 m or less, the origin of fatigue fracture can be used as the surface. it can. Since the surface is a hardened layer with high grain boundary strength by induction hardening, it is possible to dramatically improve the rotational bending fatigue strength.
  • the maximum diameter of the nonmetallic inclusions made of oxide was determined as follows.
  • the amount of 0 may be made 0.0030 mass or less as described above.
  • high fatigue strength is obtained in the mechanical structural component of the present invention mainly because the precipitates containing Mo suppress the growth of austenite grains by the pinning effect during induction quenching, and the hardened layer after quenching. It is considered that the average prior austenite grain size was reduced to 7 ⁇ or less.
  • Fig. 1 shows an example of the observed electron micrograph.
  • model calculations were performed by varying the volume fraction of precipitates containing Mo. 4010571
  • the average particle size is 20 nm or less. More preferably, there are 1000 or more fine precipitates per l / zm 3 and the average particle size is 15 nm or less. More preferably, there are at least 2000 fine precipitates per l / zm 3 and the average particle size is 12 nm or less.
  • the precipitate was extracted from the base metal, and the residue was identified by X-ray diffraction. The result was presumed to be mainly hep type (Mo f Ti) 2 (C, N). Furthermore, the results of EDX analysis attached to the transmission electron microscope revealed that the atomic ratio of Mo to Ti was about 8: 2, indicating that Mo was mainly composed of S. It should be noted that the precipitate here is completely
  • the ( ⁇ 0, ⁇ ) 2 1 ⁇ ) precipitates are known to be relatively hard, unlike the precipitates such as ( ⁇ ), and are considered to have a high ability to block passage through the austenite grain interface.
  • Mo is overwhelmingly large with respect to Ti and that Mo is an element that is difficult to diffuse, such (Mo, Ti) 2 (C, N) is the deposition temperature It is not expected that the temperature will increase rapidly even if the temperature is kept in the temperature range of about 600-700 ° C for a short period of time, so that the distribution amount of (Mo r Ti) and (C, N) is increased to increase the distribution density.
  • the materials for the machine structural parts of the present effort include the components of steel described in 1-1, the maximum diameter of non-metallic inclusions consisting of oxides described in 1-3, bainite structure and martensite. It must have a structure, and the total volume fraction of bainite structure and martensite structure must be 10% or more.
  • the reason for this is that in the bainite and martensite structures, carbides are finely precipitated compared to the ferrite-pearlite structure, so the area of the ferrite / carbide interface, which is the nucleation site of austenite grains during induction hardening, is large. This is because it is advantageous for refining austenite grains.
  • the martensite structure is preferable in order to refine the former austenite grains in the hardened layer.However, if the martensite structure is large, the machinability of the material is impaired.
  • the ratio of the volume fraction of the martensite tissue is preferably from 100: 0 to 40:60.
  • the steel melted with the above components is subjected to S00-1000 ° C with a total working ratio of 80 or more, and then the temperature range of 500-700 ° C is O ⁇ / It is necessary to cool at a cooling rate of at least 0.5 s / s, preferably at least 0.5 ° C / s. At a cooling rate of less than 0.2 ° C / s, the total volume fraction of bainite and martensite cannot be increased to 10 or more.
  • the bainite structure or the martensite can be refined, and the austenite grains during heating in induction hardening can be further refined. At this time, it is more preferable to give 30% or more of the second processing.
  • processing can include rolling, forging, ironing, rolling, and shots.
  • fine precipitates containing Mo is present more than 500 per 1 xm 3 in the material, and the average particle size of the It is preferably 20 nm or less.
  • the machine structural component of the present invention has a temperature range of 600 to 800 ° C. 300 for the material of the machine structural component described in 2.
  • C / s or more preferably 700.
  • the heating temperature during induction hardening is set to less than 800 ° C, austenite grains will be insufficiently formed and a hardened layer will not be formed. If the heating temperature exceeds 1000 or the heating rate in the temperature range of 600-800 ° C is 300 / s or less, the growth of austenite grains is promoted and the variation in austenite grain size increases. This leads to a decrease in fatigue strength.
  • the above residence time is preferably set to 5s or less. More preferably, it is 3 s or less.
  • Figure 2 shows the relationship between the heating temperature during induction hardening and the prior austenite grain size of the hardened layer in Mo-added steel and Mo-free steel.
  • the components of Mo-added steel are as follows: C: 0.48, Si: 0.2%, Mn: 0.79%,
  • Such a steel is melted in a 150kg vacuum melting furnace, hot forged at 850 ° C after 80% hot forging at 150 ° square, and then hot-worked at 500-700 ° C.
  • the zone was cooled at 0.7 ° C / s to produce steel bars.
  • Some steel bars were subjected to a second processing at 750 ° C before cooling or 20% after cooling.
  • Rotating bending fatigue test specimens were collected from the obtained steel bars and subjected to induction hardening at a frequency of 10-200 kHz, a heating rate of 300 / s or more, a heating temperature of 870-1050 ° C, and a residence time of 800 ° C or more with an issu of Is or less. After that, tempering was performed in a heating furnace at 170 ° C for 30 minutes.
  • the austenite grain size of the hardened layer after induction hardening was measured by the method described above.
  • the lower the heating temperature during induction hardening the smaller the prior austenite grain size of the hardened layer.
  • the temperature is 1000 ° C or less, preferably 950 ° C or less, the hardened layer becomes remarkably fine-grained.
  • Mo-added steel and Mo-free steel both have the ability to refine the prior austenite grain size after the second working.Mo-added steel can obtain extremely fine prior austenite grain size of 3 / im or less. You can see that.
  • Figure 3 shows the relationship between the prior austenite grain size and the bending fatigue strength of Mo-added steel and Mo-free steel.
  • Mo-added steel even in the region where the prior austenite grain size is 7 / m or less, the grain size is reduced and the fatigue strength is improved.
  • Mo-free steel improvement in fatigue strength is not observed in the region where the prior austenite grain size is 7 in or less. This is because the hardness of the hardened layer of Mo-free steel is lower than that of Mo-added steel, and if the former austenite grain size becomes finer than a certain level, the fatigue fracture becomes intragranular soil and the effect of the former austenite grain size Is considered to be smaller.
  • the average prior austenite particle size of the hardened layer, the thickness of the hardened layer, and the maximum diameter of the oxide inclusion were measured by the methods described above.
  • B means bainite
  • M means martensite
  • F means ferrite
  • P means pearlite.
  • the underline indicates outside the scope of the present invention.

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Abstract

本発明は、質量%で、C:0.3-0.7%、Si:0.30%以下、Mn:0.2-2.0%、Al:0.005-0.25%、Ti:0.005-0.1%、Mo:0.05-0.6%、B:0.0003-0.006%、S:0.06%以下、P:0.020%以下、O:0.0030%以下、および残部がFeと不可避的不純物からなり、少なくとも表面の一部に高周波焼入れによって形成された硬化層を有し、かつ硬化層の平均旧オーステナイト粒径が7μｍ以下で、酸化物からなる非金属介在物の最大直径が15μｍ以下である機械構造用部品を提供する。この部品は、高い疲労強度を有するので、自動車のドライブシャフトや等速ジョイントなどに好適である。

Description

鋼製の機械構造用部品、 その素材、 およびその製造方法 技術分野 本発明は、 高周波焼入れによって表層に硬化層の形成された自動車のドライ ブシャフトや等速ジョイントなどの明鋼製の機械構造用部品、 その素材、 および 細
その製造方法に関する。 背景技術 従来， 自動車のドライブシャフトゃ等速ジョイントなどの機械構造用部品で は、 熱間圧延棒鋼に、 熱間鍛造、 さらには切削、 冷間鍛造などを施して所定の 形状に加工したのち、 高周波焼入れ一焼戻しを行うことにより機械構造用部品 としての重要な特性であるねじり疲労強度、 曲げ疲労強度、 すべり転動疲労強 度などの疲労強度が付与されるのが一般的である。
近年、 環境問題から自動車用部品に対する軽量化への要求が強くなるにつれ、 こうした機械構造用部品の疲労強度に対する一層の向上が要求されている。 前述のような疲労強度を向上させる手段としては種々の方法が提案されてい る。 例えば、 疲労強度を向上させるためには、 例えば高周波焼入れによる焼入 れ深さを増加させることが考えられる。 しかしながら、 ある焼入れ深さで疲労 強度は飽和し、 それ以上の向上が図れない。
また、 疲労強度の向上には、 粒界強度の強化も有効であり、 例えば特開 2000 - 154819号公報には、 高周波焼入れの加熱時に微細な TiCを多量に析 出させることによってオーステナイト粒を微細化する技術が提案されている。 し力 しながら、 この技術では、 高周波焼入れの加熱時に微細な TiCを多量に 析出させるために、 熱間圧延時に鋼を 1100 °C以上の高温に加熱して TiCを溶 体化しておく必要があり、 生産性に劣るという問題がある。 また、 TiCを多量 に析出させてオーステナイト粒を微細化するだけでは、 近年の疲労強度に対す る要求には十分に応えられない。
特開平 8— 53714号公報には、 横断面が円形の機械構造用部品の高周波焼入 れにより形成される硬化層の厚み（焼入れ深さ） CDと断面円の半径 Rとの比 CD/Rを 0.3-0.7に制限した上で、 この CD/R、 高周波焼入れ後の表面から 1 舰までの厚みの旧オーステナイト粒径 Yf、 高周波焼入れままの CD/R=0.1ま での平均ビッカース硬さ Hf、 および高周波焼入れ後の軸中心部の平均ビッカー ス硬さ Heから求まる値 Aを、 C量に応じて所定の範囲に制御することによつ て疲労強度を向上させた機械構造用部品が提案されている。
しかしながら、 この部品では、 やはり近年の疲労強度に対する要求には十分 に応えることができない。 発明の開示 本発明は、 従来よりも疲労強度の高い機械構造用部品、 その素材、 およびそ の製造方法を提供することを目的とする。
上記目的は、 質量 で、 C:0.3- 0.7 、 Si:0.30 以下、 Μη:0·2-2.0 、 Α1:0.005-0.25%, Ti:0.005 - 0.1 、 Mo： 0.05-0.6% B: 0.0003-0.006%N S:0.06 以下、 P:0.020%以下、 0:0.0030%以下、 および残部が Fe と不可避 的不純物からなり、 少なくとも表面の一部に高周波焼入れによって形成された 硬化層を有し、 かっこの硬化層の平均旧オーステナイト粒径が 7/zm以下で、 酸化物からなる非金属介在物の最大直径が 15 m以下である機械構造用部品に より達成される。
この機械構造用部品は、 上記成分からなり、 ベイナイト組織とマルテンサイ ト組織を有し、 べィナイト組織とマルテンサイト組織の合計の体積分率が 10% 以上で、 酸化物からなる非金属介在物の最大直径が 15 m以下であり、 かつ高 周波焼入れによって形成された硬化層の平均旧オーステナイト粒径が 7 zm以 下となる機械構造用部品の素材を用いれば製造できる。 すなわち、 この機械構 造用部品の素材に、 600-800°Cの温度域を 300°C/s以上の加熱速度で、 800 - 1000°Cまで加熱する高周波焼入れを少なくとも 1回行うことによって製造でき る。 図面の簡単な説明 図 1は、 Moを含む析出物の電子顕微鏡写真である。
図 2は、 Mo添加鋼および Mo無添加鋼における高周波焼入れ時の加熱温度と 硬化層の旧オーステナイト粒径との関係を示す図である。
図 3は、 Mo添加鋼おょぴ Mo無添加鋼における旧オーステナイト粒径と曲げ 疲労強度との関係を示す図である。 発明を実施するための形態 通常、 鋼の疲労強度は強度が上昇するにつれて高くなるが、 焼入れ部の硬さ が HV500 (ビッカース硬度）以上になると、 粒界破壌や非金属介在物を起点とし た疲労破壌が支配的になって、 強度を上昇しても疲労強度が高くならない。 そこで、 本発明者等は、 粒界強度の向上や酸化物からなる非金属介在物の制 御によって機械構造用部品の疲労強度を効果的に向上させるベく詳細な検討を 行ったところ、 以下の知見を得た。
( 1 ) 高周波焼入れ前の素材に Moを含む析出物を生成させると、 高周波焼入 れの加熱時にオーステナイト粒の成長が阻害され、 硬化層の旧オーステナイト 粒径を 7 μ ιη以下にできる。 その結果、 粒界強度が向上して、 高い疲労強度が 得られる。
(2 ) さらに、 酸化物からなる非金属介在物の最大直径を Ιδ μ πι以下にする と、 疲労破壌の起点が表面になり、 従来より高い疲労強度が得られる。 JP2004/010571
4
(3) 高周波焼入れ前の素材の組織をべイナィト組織とマルテンサイト組織に し、 その合計の体積分率を 10%以上にすると、 高周波焼入れの加熱時にオース テナイト粒の核生成サイトが増加し、 硬化層の旧オーステナイト粒を微細化で きる。
(4) 加熱速度が 300°C/s以上、 加熱温度が 800- 1000°C、 800°C以上の滞 留時間が 5秒以下の高周波焼入れ条件により、 硬化層の旧オーステナイト粒を 微細化できる。 特に、 （1)の Moを含む析出物や（3)の素材の組織と組み合わせ ると、 旧オーステナイト粒を 7 μηι以下に微細化できる。
本発明は、 こうした知見に立脚しており、 以下にその詳細を説明する。
1. 機械構造用部品
1-1. 成分
C: Cは、 焼入れ性へ最も大きな影響を与える元素であり、 硬化層をより硬 化させ、 また硬化層をより厚くして疲労強度の向上に寄与する。 しかし、 その 量が 0.3質量％未満では必要とされる疲労強度を確保するためには硬化層を飛 躍的に厚くしなければならず、 その結果、 焼割れの発生が顕著となる。 一方、 0.7質量 を超えると粒界強度が低下して疲労強度が低下し、 また、 素材の切 削性や冷間鍛造性、 および焼入れ後の耐燒割れ性が劣化する。 したがって、 C 量は、 0.3-0.7質量％に限定する。
Si: Siは、 焼入れの加熱時にオーステナイトの核生成サイト数を増加させ ると共に、 オーステナイトの粒成長を抑制して硬化層を細粒化させる作用を有 する。 また、 炭化物生成を抑制して粒界強度の低下を抑制する作用も有する。 それゆえ、 Siは疲労強度の向上にとって非常に有効な元素である。 しかし、 そ の量が 0.30質量もを超えると素材の切削性の低下を招く。 したがって、 Si量 は、 0.30質量 以下に限定する。
Mn: Mnは、 焼入れ性を向上させ、 硬化層の厚みを確保する上で不可欠の元 素である。 しかし、 その量が 0.2質量％未満ではその効果が乏しい。 一方、 2.0質量 を超えると焼入れ後に残留オーステナイトが増加し、 表層部の硬度 が低下して疲労強度の低下を招く。 したがって、 Mn量は、 0.2- 2.0質量 に限 定する。 なお、 Mn量が多いと素材の硬質化を招き、 切削性に不利となる傾向が あるので、 1.2質量 以下にすることがより好ましく、 1.0質量％以下にするこ とがさらに好ましい。
Al: A1は、 鋼の脱酸に有効な元素である。 また、 焼入れの加熱時にオース テナイトの粒成長を抑制し、 硬化層を細粒化する上でも有効な元素である。 し かしながら、 その量が 0.005質量％未満だとその効果に乏しい。 一方、 0.25 質量 を超えるとその効果が飽和するとともに、 製造コストの上昇を招く。 した がって、 A1量は、 0.005 - 0.25質量％に限定する。
Ti: Tiは、 鋼に不可避的不純物として混入する Nと結合することで、 後述 する Bが BNとなってその高周波焼入れ性を消失させるのを防止する効果を有 する。 そのために、 その量は少なくとも 0.005質量％必要であるが、 0.1質 量％を超えると TiNが多量に形成され、 これが疲労破壌の起点となって回転曲 げ疲労強度を著しく低下させる。 したがって、 Ti量は、 0.005-0.1質量 に 限定する。
Mo: Moは、 焼入れの加熱時にオーステナイト粒の成長を抑制して硬化層を 細粒化する作用がある。 特に、 焼入れの加熱温度を 800-1000°C、 好ましくは 800- 950°Cにすると、 オーステナイト粒の成長を顕著に抑制できる。 さらに、 焼入れ性向上に有効な元素であるため、 焼入れ性の調整にも用いられる。 加え て、 炭化物の生成を抑制して粒界強度の低下を阻止する作用も有する。
このように、 Moは本発明において非常に重要な役割を果たす元素であるが、 その量が 0.05質量 未 だと硬化層の厚み全体にわたって旧オーステナイト粒 径を 以下にできない。 一方、 0.6質量 を超えると素材の切削性が劣化す る。 したがって、 Mo量は、 0.05-0.6質量％、 好ましくは 0.2- 0.4質量 に限 定する。
なお、 Moによってオーステナイト粒の成長が抑制され硬化層が細粒化される のは、 Mo自体のソリュートドラッグ（solute drag)効果や Moを含む析出物 による粒成長のピンユング（pinning)効果などに起因すると考えられるが、 後 述するように、 後者の効果が大きいと推察される。 B: Bは、 微量の添加によって焼入れ性を向上させ、 硬化層を厚くすること により回転曲げ疲労強度を向上させる効果がある。 さらに、 粒界に優先的に偏 祈して、 粒界に偏析する Pの濃度を低減し、 粒界強度を上昇させて回転曲げ疲 労強度を向上させる作用もある。 しかし、 その量が 0.0003質量 ¾未満だとそ の効果に乏しい。 一方、 0.006質量 を超えるとその効果は飽和し、 むしろ製 造コストの上昇を招く。 したがって、 B量は、 0.0003- 0.006質量 、 好まし くは 0.0005-0.004質量 に限定する。
S: Sは、 MnSを形成し、 素材の切削性を向上させる元素であるが、 その量 が 0.06質量 を超えると粒界に偏祈して粒界強度を低下させる。 したがって、 S量は、 0.06質量％以下に限定する。
P: Pは、 オーステナイト粒界に偏折し、 粒界強度を低下させて回転曲げ疲 労強度を低下させる。 また、 焼割れを助長する。 したがって、 P量は、 0.020 質量％以下に限定するが、 少ないほど好ましい。
0: 0は、 非金属介在物として素材に存在し、 これが疲労破壊の起点となつ て回転曲げ疲労強度を低下させる。 特に、 焼入れ後の硬化層の旧オーステナイ ト粒径を微細化して粒界強度を向上さると非金属介在物を起点とした疲労破壌 が起こり易くなる。 そのため、 上述のように、 非金属介在物の最大直径を 15 μ m以下にする必要があるが、 それには、 0量を 0.0030質量％、 好ましくは 0.0010質量％以下、 より好ましくは 0.0008質量 以下にする必要がある。 なお、 残部は Feおよび不可避的不純物である。
上記の基本成分に加え、 さらに、 質量 で、 Cr:2.5 以下、 Cu:1.0%以下、 Ni:3.5 以下、 Co:1.0%以下、 Nb:0.1%以下、 V:0.5%以下、 Ta:0.5%以下、 Hf: 0.5 以下、 および Sb: 0.015%以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の 元素を含有させると、 以下の理由で疲労強度の向上により効果的である。
Cr: Crは、 焼入れ性を向上させ、 硬化層の厚みを確保する上で有用な元素 である。 しかし、 その量が 2.5質量％を超えると炭化物を安定化させ残留炭化 物の生成を助長し、 粒界強度を低下させて疲労強度の低下させる。 したがって、 Cr量は、 2.5質量％以下、 好ましくは 1.5質量％以下に限定するが、 少ないほ どより好ましい。 なお、 焼入れ性を向上させるには、 0.03質量 以上にするこ とが好ましい。
Cu: Cuは、 焼入れ性の向上に有効な元素である。 また、 フェライト中に固 溶し、 固溶強化によって疲労強度を向上させる。 さらに、 炭化物の生成を抑制 して粒界強度の低下を防ぎ、 疲労強度を向上させる。 しかし、 その量が 1.0質 量％を超えると熱間加工時に割れが発生する。 したがって、 Cu量は、 1.0質 量％以下、 好ましくは 0.5質量％以下に限定する。 なお、 0.03質量％未満では 焼入れ性を向上させる効果や粒界強度の低下を抑制する効果が小さいので、 0.03質量 以上にすることが好ましく、 0.1質量 以上にすることがより好ま しい。
Ni: Niは、 焼入れ性を向上させる元素であるので、 焼入れ性の調整に用い られる。 また、 炭化物の生成を抑制して粒界強度の低下を防ぎ、 疲労強度を向 上させる。 し力 ^し、 Niは極めて高価な元素であり、 その量が 3.5質量 を超え ると製造コストが著しく上昇する。 したがって、 Ni量は、 3.5質量％以下に限 定する。 なお、 Ni量が 0.05質量 未満では焼入れ性を向上させる効果や粒界 強度の低下を抑制する効果が小さいので、 0.05質量％以上にすることが好まし く、 0,1- 1.0質量 にすることがより好ましい。
Co: Coは、 炭化物の生成を抑制して粒界強度の低下を防ぎ、 疲労強度を向 上させる元素である。 し力 し、 Coは極めて高価な元素であり、 その量が 1.0 質量 を超えると製造コストが著しく上昇する。 したがって、 Co量は、 1.0質 量 以下に限定する。 なお、 Co量が 0.01質量％未満では粒界強度の低下を抑 制する効果が小さいので、 0.01質量％以上にすることが好ましく、 0.02-0.5 質量 にすることがより好ましい。
Nb: Nbは、 焼入れ性を向上させるだけでなく、 Cや Nと結合し鋼を析出強 化する。 また、 焼戻し軟化抵抗性を向上させる元素でもあり、 これらの効果に よって疲労強度を向上させる。 しかし、 その量が 0.1質量 を超えるとその効 杲は飽和する。 したがって、 Nb量は、 0.1質量 以下に限定する。 なお、 Nb 量が 0.005質量 未満では析出強化能および焼戻し軟化抵抗性を向上させる効 果が小さいため、 0.005質量 以上にすることが好ましく、 0.01 - 0.05質量 にすることがより好ましい。
V： Vは、 Cや Nと結合し鋼を析出強化する。 また、 烧戻し軟化抵抗性を向 上させる元素でもあり、 これらの効果により疲労強度を向上させる。 しかし、 その量が 0.5質量 を超えるとその効果は飽和する。 したがって、 Nb量は、 0.5質量％以下に限定する。 なお、 Nb量が 0.01質量％未満では疲労強度を向 上させる効果が小さいので、 0.01質量％以上にすることが好ましく、 0.03- 0.3質量 にすることがより好ましい。
Ta: Taは、 ミクロ組織の変化を遅延させ、 疲労強度、 特に転動疲労強度の 低下を防止する効果がある。 しかし、 その量が 0.5質量％を超えるとその効果 は飽和する。 したがって、 Ta量は、 0.5質量％以下に限定する。 なお、 Ta量 が 0.02質量 未満では疲労強度を向上させる効果が小さいので、 0.02質量％ 以上にすることが好ましい。
Hf: Hf は、 ミクロ組織の変化を遅延させ、 疲労強度、 特に転動疲労強度の 低下を防止する効果がある。 しかし、 その量が 0.5質量 を超えるとその効果 は飽和する。 したがって、 Hf 量は、 0.5質量 以下に限定する。 なお、 Hf 量 が 0.02質量％未満では疲労強度を向上させる効果が小さいので、 0.02質量％ 以上にすることが好ましい。
Sb: Sbは、 ミクロ組織の変化を遅延させ、 疲労強度、 特に転動疲労強度の 低下を防止する効果がある。 し力 し、 その量が 0.015質量 を超えると靭性が 劣化する。 したがって、 Sb量は、 0.015質量％以下、 好ましくは 0.010質量％ 以下に限定する。 なお、 Sb量が 0.005質量％未満では疲労強度を向上させる 効果が小さいので、 0.005質量 以上にすることが好ましい。
前述の基本成分に、 あるいは上記の疲労強度の向上により効果的な成分を加 えた基本成分に、 さらに、 質量％で、 W: 1.0%以下、 Ca: 0.005%以下、
Mg:0.005%以下、 Se:0.1 以下、 Te:0.005%以下、 Bi:0.5 以下、 Pb:0.5% 以下、 Zr:0.01 以下おょぴ REM:0.1 以下のうちから選ばれた少なくとも 1 種の元素を含有させると、 以下の理由で素材の切削性の向上により効果的であ る。
W: Wは、 脆化作用により切削性を向上させる元素である。 し力 し、 その量 が 1.0質量％を超えるとその効果は飽和するのみならず、 製造コストの上昇を 招く。 したがって、 W量は、 1.0質量％以下に限定する。 なお、 W量が 0.005 質量 未満では切削性を向上させる効果が小さいので、 0.005質量％以上にする ことが好ましい。
Ca: Caは、 MnSと共に硫化物を形成し、 これがチップブレーカーとなって 切削性を改善するので必要に応じて添加できる。 しかし、 その量が 0.005質 量％を超えるとその効果が飽和するのみならず、 製造コストの上昇を招く。 した がって、 Ca量は、 0. 005質量 以下に限定する。 なお、 Ca量が 0.0001質 量％未満では切削性を改善する効果が小さいので、 0.0001質量 以上にするこ とが好ましい。
Mg: Mgは、 脱酸元素であるだけでなく、 応力集中源となって切削性を改善 するので必要に応じて添加できる。 しかし、 その量が過剰になるとその効果が 飽和するのみならず、 製造コストの上昇を招く。 したがって、 Mg量は、 0.005 質量 以下に限定する。 なお、 Mg量が 0.0001質量 未満では切削性を改善す る効果が小さいので、 0.0001質量 以上にすることが好ましい。
Te、 Se: Teまたは Seは、 Mnと結合して MnTe、 MnSeを形成し、 これが チップブレーカーとなって切削性を改善する。 しかし、 その量が 0.1質量％を 超えるとその効果が飽和するのみならず、 製造コストの上昇を招く。 したがつ て、 Teまたは Se量は、 それぞれ 0.1質量％以下に限定する。 なお、 Teまた は Se量が 0.003質量 未満では切削性を改善する効果が小さいので、 それぞ れ 0.003質量％以上にすることが好ましい。
Bi: Biは、 切削時に溶融、 潤滑および脆化の作用を及ぼし切削性を向上さ せる。 し力 し、 その量が 0.5質量 を超えるとその効果が飽和するばかり力、 製造コストの上昇を招く。 したがって、 Bi量は、 0.5質量％以下に限定する。 なお、 Bi量が 0.01質量 未満では切削性を改善する効果が小さいので、 0.01 質量％以上にすることが好ましい。
Pb: Pbは、 切削時に溶融、 潤滑および脆化の作用を及ぼし切削性を向上さ せる。 しかし、 その量が 0.5質量 を超えるとその効果が飽和するばかり力 \ 製造コストの上昇を招く。 したがって、 Pb量は、 0.5質量％以下に限定する。 なお、 Pb量が 0.01質量％未満では切削性を改善する効果が小さいので、 0.01 質量 以上にすることが好ましい。
Zr: Zrは、 MnSと共に硫化物を形成し、 これがチップブレーカーとなって 切削性を改善する。 し力 し、 その量が 0.01質量％を超えるとその効果が飽和す るのみならず、 製造コストの上昇を招く。 したがって、 Zr量は、 0.01質量 以下に限定する。 なお、 Zr量が 0.003質量 未満では切削性を改善する効果 が小さいので、 0.003質量％以上にすることが好ましい。
REM: REMは、 MnS と共に硫化物を形成し、 これがチップブレーカーとなつ て切削性を改善する。 しかし、 その量が 0.1質量％を超えるとその効果が飽和 するのみならず、 製造コストの上昇を招く。 したがって、 REM量は、 0.1質 量％以下に限定する。 なお、 REM量が 0.0001質量％未満では切削性を改善する 効果が小さいので、 0.0001質量％以上にすることが好ましい。
1-2. 硬化層の平均旧オーステナイト粒径
より高い疲労強度を得るには、 上記成分に加え、 高周波焼入れにより部品表 層に形成される硬化層の平均旧オーステナイト粒径を硬化層の厚み全体にわた り 7 X m以下に、 好ましくは 5 m以下に、 より好ましくは 3 / m以下にする必 要がある。 硬化層の平均旧オーステナイト粒径が 7 μ Hiを超えると、 十分な粒 界強度が得られず、 疲労強度の向上が望めない。
ここで、 硬化層の厚み全体にわたる旧オーステナイト粒径は、 次のようにし て接!1定した。
高周波癀入れ後、 焼入れ部分の最表層は面積率で 100%のマルテンサイト組 織を有する。 そして、 表面から内部にいくに従い、 ある厚みまでは 100 マル テンサイト組織の領域が続くが、 その後は急激にマルテンサイト組織の面積率 が減少する。 本発明では、 焼入れ部分の表面からマルテンサイト組織の面積率 が 98 に減少するまでの領域を硬化層とした。 そして、 この硬化層について、 表面から厚み全体の 1/5の位置、 1/2の位置および 4 /5の位置における平均 旧オーステナイト粒径を測定し、 いずれの位置においても平均旧オーステナイ ト粒径が 7 /x m以下である場合に、 硬化層の平均旧オーステナイト粒径カ 7 m以下であるとした。
平均旧オーステナイト粒径は、 硬化層の断面を、 水 500gにピクリン酸 50g を溶解後、 ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム llg、 塩化第一鉄 lg、 シュ ゥ酸 1 . 5gを添加した腐食液で腐食後、 光学顕微鏡により、 400倍（1視野の面 積： 0 . 25麵 χ θ . 225腿）力 1000倍（1視野の面積： 0 . 10匪 χ 0 . 09mm)の倍 率で各位置毎に 5視野観察し、 画像解析装置により測定した。
なお、 転動疲労のように極表層付近の組織のみに依存するような場合には、 硬化層の厚みが 1mm程度でもそれなりの効果は得られるが、 曲げ疲労強度やね じり疲労強度の場合は、 硬化層の厚みを 2画以上にすることが好ましい。 より 好ましくは 2 . 5mm以上、 さらに好ましくは 3mm以上である。
1-3 . 酸化物からなる非金属介在物の最大直径
従来より高い疲労強度を達成するには、 上記成分や硬質層の旧オーステナイ ト粒径に加え、 さらに酸化物からなる非金属介在物の最大直径を 15 /x m以下、 好ましくは 12 μ πι以下、 より好ましくは 8 z m以下にする必要がある。 酸化物 からなる非金属介在物を微細化することにより、 疲労破壊の起点を減少させる ことができるが、 特に、 その最大直径が 15 m以下であれば疲労破壌の起点を 表面とすることができる。 そして、 表面は高周波焼入れにより粒界強度の高い 硬化層となっているから、 回転曲げ疲労強度の飛躍的な向上が図れる。
ここで、 酸化物からなる非金属介在物の最大直径は、 以下のようにして求め た。
光学顕微鏡により、 400倍で 800視野の観察を行い、 各視野での酸化物から なる介在物の最大直径を Gumble確率紙上にまとめ、 50000膽 2相当の極値を 算出して最大直径とした。 なお、 酸化物からなる非金属介在物の最大直径を 15 /ζ πι以下にするには、 前 述のように、 0量を 0 . 0030質量 以下にすればよい。
1-4 . Moの効果について
上述したように、 本発明の機械構造用部品において高い疲労強度が得られる のは、 主として Moを含む析出物が高周波焼入れの加熱時にオーステナイト粒 の成長をピンニング効果で抑制し、 焼入れ後の硬化層の平均旧オーステナイト 粒径が 7 μ πι以下に微細化したためと考えられた。
その検証のため以下の実験を行 て、 考察した。
後述する実施例の表 1の鋼 No . 1を圧延後、 850DCで 80%、 750°Cで 25 の 鍛造を行い空冷（冷却速度： 0 . 8°C/s)して機械構造用部品の素材を製造し、 素材 中央部より透過電子顕微鏡観察用の平板試料を採取した。 この平板試料を、 過 塩素酸一メタノール系の電解液を用いて電解研磨し、 薄膜試料を作製した。 試 料は薄すぎると析出物の脱落頻度が高くなり、 厚すぎると析出物の観察が困難 になるため、 観察領域の厚みを 50- 100雇となるようにした。 ここで試料厚み は電子エネルギー損失スぺクトルから見積もつた厚みである。
図 1に、 観察された電子顕微鏡写真の一例を示す。
この視野の試料厚み約 0 . 1 μ mを考慮すると、 粒径 5- 10nm程度の微細な析 出物が Ι μ ια3当たり約 3000個の高密度で析出していることが導出される。 高周波焼入れの加熱時、 オーステナイト粒はべイナィトあるいはマルテンサ ィトの粒界、 パケット境界、 炭化物などから核生成し、 成長する。 上記の微細 な析出物はオーステナイト粒界面の移動を抑制する。 この界面移動の抑制をピ ンユングというが、 ピンニンダカは全析出量が一定であれば析出物が小さいほ ど大きく、 また析出物の大きさが一定であれば析出物の量が多いほど強くなる。 図 1に例示した微細析出物は、 1000°C以下の高周波焼入れ後においても存在 することを確認しており、 高温短時間熱処理時に溶解し難いことがオーステナ ィト粒成長の抑制に有効に作用しているものと考えられる。
次に、 高周波焼入れの加熱時のオーステナイト粒径に及ぼす析出物の分散状 態の影響を見るため、 Moを含む析出物の体積率を変動させてモデル計算を実施 4010571
13
した。 すなわち、 Moの他の析出相への固溶が微量であることを仮定すると、 Moを含む微細析出物の体積率： f と平均粒子径： dが決まれば、 均一分散析出の 場合の Ιμιη3当たりの Moを含む微細析出物数（析出密度）が試算される。 ォー ステナイト粒径が微細析出物のピンユングによって支配されるならば、 そのサ ィズは析出密度に反比例する。 そこで、 図 1における析出物の粒径およびその 密度がオーステナイト粒径を 2 mにすることを考慮し、 ピンニング効果を発 現する粒径および析出物密度を検討した。 その結果、 オーステナイト粒径の制 御に直接的に効果のある 1 μ m3当たりの析出物数は析出物の体積率によって変 動するものの、 例えば、 体積率が 0.2-0.4 程度の場合に、 十分なピンニング 効果を発現させ、 オーステナイト粒の微細化を実現できる好適範囲は以下の通 りであることがわかった。
すなわち、 オーステナイト粒をより一層微細化するには、 微細析出物が 1/X m3当たり 500個以上存在し、 かつその平均粒径が 20nm以下であることが好 ましい。 微細析出物が l/zm3当たり 1000個以上存在し、 かつその平均粒径が 15nm以下であることがより好ましい。 微細析出物が l/zm3当たり 2000個以 上存在し、 かつその平均粒径が 12nm以下であることがさらに好ましい。
この析出物を母材から抽出して、 残渣を X線回折法により同定したところ主 として hep型の（MofTi)2(C,N)であると推定された。 さらに、 透過電子顕微 鏡に付属の EDX分析の結果から、 Moと Tiの原子比は約 8： 2であり、 Mo力 S 主成分であることも判明した。 なお、 ここでいう析出物には完全な
(Mo,Ti)2(C,N)の化学量論組成から外れたものも含まれる。 何れにしても Mo と Tiを含んだ複合炭窒化物と考えられる。
(^0, 丄）2 1^)析出物は（^などの析出物と異なり、 比較的硬いことが知ら れておりオーステナイト粒界面の通過を阻止する能力が高いと考えられる。 ま た、 成分構成比は Moが Tiに対して圧倒的に多いことおよび Moが拡散し難い 元素であることを勘案すれば、 このような（Mo, Ti) 2 (C, N)はその析出温度であ る 600- 700°C程度の温度範囲に短時間保持しても、 急速に大きくなるとは考え られない。 したがって、 （MorTi),(C,N)の析出量を増加し分布密度を高めるた 4010571
14
めに、 後述のべィナイト、 マ/レテンサイトの組織の体積率の得られる範囲で、 この温度範囲で短時間保持することにより、 既に析出している（MofTi)2(C,N) の粗大化を最小限に抑制しつつ、 新たな（Mo, Ti)2(CfN)の析出を期待できる。
2. 機械構造用部品の素材
上記本努明の機械構造用部品の素材としては、 1-1で説明した鋼の成分、 1- 3で説明した酸化物からなる非金属介在物の最大直径に加え、 べィナイト組織 とマルテンサイト組織を有し、 べィナイト組織とマルテンサイト組織の合計の 体積分率が 10%以上である必要がある。 この理由は、 ベイナイト組織やマルテ ンサイト組織では、 フェライト-パーライト組織に比べて炭化物が微細に析出し ているため、 高周波焼入れの加熱時にオーステナイト粒の核生成サイトである フェライト /炭化物界面の面積が大きく、 オーステナイト粒の微細化に有利なた めである。
なお、 べィナイト組織とマルテンサイト組織では、 硬化層の旧オーステナイ ト粒の微細化のためにマルテンサイト組織の方が好ましいが、 マルテンサイト 組織が多いと素材の切削性を損なうので、 ペイナイト組織とマルテンサイト組 織の体積分率の比は、 100:0- 40:60が好ましい。
素材をこのような組織にするには、 上記成分に溶製した鋼に S00 - 1000°Cで 総加工率が 80 以上の加工を与えた後、 500-700°Cの温度域を O ^/s以上、 好ましくは 0.5°C/s以上の冷却速度で冷却する必要がある。 0.2°C/s未満の 冷却速度では、 べィナイト組織とマルテンサイト組織の合計の体積分率を 10 以上にすることができない。
また、 さらに、 冷却中 700°C以上 800°C未満で、 あるいは冷却後、 あるいは また冷却後 Arl変態点以下の温度で、 20%以上の第 2の加工を与えると、 べィ ナイト組織やマルテンサイト組織を微細化でき、 高周波焼入れの加熱時のォー ステナイト粒をより微細化できる。 このとき、 30%以上の第 2の加工を与える ことがより好ましい。
なお、 こうした加工としては、 圧延、 鍛造、 しごき、 転造、 ショットなどを 上げることができる。 1-4で述べたように、 高周波焼入れの加熱時にオーステナイト粒をより微細 化するには、 素材中に Moを含む微細析出物が 1 xm3当たり 500個以上存在し、 かつその平均粒径が 20nm以下であることが好ましい。
3. 機械構造用部品の製造方法
本発明の機械構造用部品は、 2で述べた機械構造用部品の素材に、 600- 800°Cの温度域を 300。C/s以上、 好ましくは 700。C/s以上、 より好ましくは 1000°C/s以上の加熱速度で、 800 - 100D°Cまで、 好ましくは 800 - 950。Cまで 加熱する高周波廣入れを少なくとも 1回行うことによって得られる。
高周波焼入れ時の加熱温度を 800°C未満にすると、 オーステナイト粒の生成 が不十分になり、 硬化層が形成されなくなる。 また、 加熱温度が 1000でを超 えたり、 600-800°Cの温度域における加熱速度を 300で /s未満にすると、 ォ ーステナイト粒の成長が促進されるとともに、 オーステナイト粒径のばらつき が大きくなり、 疲労強度の低下を招く。
また、 素材が 800°C以上の温度域にある滞留時間が 5sを超えるとオーステ ナイト粒の成長が促進し、 焼入れ後の硬化層の旧オーステナイト粒径が を超える場合があるので、 800°C以上の滞留時間は 5s以下にすることが好まし い。 より好ましくは 3s以下である。
硬化層の旧オーステナイト粒径におよぼす高周波焼入れ時の加熱温度の影響 は、 Moを含有させた鋼でより顕著に表れる。
図 2に、 Mo添加鋼おょぴ Mo無添加鋼における高周波焼入れ時の加熱温度と 硬化層の旧オーステナイト粒径との関係を示す。
ここで、 図 2の結果は、 以下の実験により得られたものである。
Mo添加鋼の成分は、 質量％で、 C: 0.48 、 Si: 0.2%、 Mn: 0.79%,
Al:0.024%s N: 0.0039%, Ti:0.021%、 Mo:0.45 、 B:0.0024%、
S: 0.021%, P:0.011%, および 0:0.0015%を含有し、 残部が Feおよび不可 避的不純物であり、 Mo無添加鋼の成分は、 質量％で、 C: 0.48 、 Si: 0.2 、 Mn: 0.78%^ A1: 0.024% N:0.0043% Ti: 0.017%, B: 0.0013%, 2004/010571
16
S:0.019% P:0.011%、 および 0:0.0015 を含有し、 残部が Feおよぴ不可 避的不純物である。
こうした鋼を 150kg真空溶解炉にて溶製し、 150 角に熟間鍛造後、 ダミ ービレッ トを製造し、 850°Cで 80%の熱間加工を行った後、 500- 700°Cの温度 域を 0.7°C/sで冷却し、 棒鋼を製造した。 一部棒鋼には、 冷却前に 750°Cで 20 の、 あるいは冷却後に 20%の第 2の加工を施した。
得られた棒鋼から、 回転曲げ疲労試験片を採取し、 周波数 10 - 200kHz、 加 熱速度 300 / s以上、 加熱温度 870- 1050°C 800°C以上の滞留時間 Is以下 の条件で高周波焼入れを行った後、 加熱炉で 170°Cで 30min.の焼戻しを行つ た。
そして、 回転曲げ疲労試験を行い、 1X108回で破断しない限界応力を疲労強 度とした。 なお、 高周波焼入れ後の硬化層の旧オーステナイト粒径は、 上述し た方法で測定した。
図 2に示すように、 Mo添加鋼および Mo無添加鋼ともに、 高周波焼入れ時の 加熱温度を低下すると硬化層の旧オーステナイト粒径は小さくなる。 特に、 Mo 添加鋼においては、 1000°C以下、 好ましくは 950°C以下にすると硬化層の細粒 化が顕著となる。
この原因は、 明確にはわかっていないが、 Moを含む炭窒化物により以下のよ うに推察されている。 すなわち、 Mo添加鋼では前述の Moを含む微細炭窒化物 が析出し、 強力なピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化するが、 加 熱温度が 1000°Cを超えると、 短時間の加熱時間であっても微細な
(Mo,Ti)2(C,N)は溶角军し、 ピンニング効果が消失する。
Mo添加鋼おょぴ Mo無添加鋼ともに、 第 2の加工を与えると旧オーステナイ ト粒径を微細化できる力 Mo添加鋼においては 3 /im以下の極めて微細な旧ォ ーステナイト粒径が得られることがわかる。
図 3に、 Mo添加鋼および Mo無添加鋼における旧オーステナイト粒径と曲げ 疲労強度との関係を示す。 Mo添加鋼では、 旧オーステナイト粒径が 7 / m以下になる領域においても粒 径が小さくなるとともに、 疲労強度が向上する。 一方、 Mo無添加鋼では、 旧ォ ーステナイト粒径が 7 in以下になる領域では疲労強度の向上が認められない。 これは、 Mo無添加鋼では、 Mo添加鋼に比較して硬化層の硬度が低いため、 旧 オーステナイト粒径がある程度以上微細化すると、 疲労破壊が粒内破壤となり、 旧オーステナイト粒径の影響が小さくなるためと考えられる。 実施例
表 1に示す成分組成の鋼 No . 1-18をそれぞれ 100kg溶製後、 表 2に示す熱 間加工条件で鍛造し、 160腿 φの棒状の鋼材 No . 1-22を製造した。 このとき、 熱間加工の仕上温度は 700°C以上とした。
鍛造ままの鋼材に対し、 組織観察を行うとともに、 以下のような切削性試験 を行った。
切削性試験：超硬工具（P10 )を用い、 切削速度 200m/iriin -、 送り
0 . 25itim/rev . 切込み 2 . 0匪および無潤滑の条件で外周旋削し、 超硬工具逃 げ面摩擦が 0 . 2mmに達するまでの総切削時間を工具寿命として測定し、 この総 切削時間で切削性を評価した。
鍛造ままの鋼材から、 JIS Z 2274に準拠した回転曲げ疲労試験用の 1号試 験片（平行部 8mm φ )を採取し、 周波数 2001 Hz、 出力 120 および表2に示 す条件で高周波焼入れを行い、 170°Cで 30min .の焼戻しを行った後、 回転曲 げ疲労試験を行った。 そして、 ΐχΐο8回で破断しない限界応力を疲労強度とし て求めた。
また、 焼入れ後の試験片を用い、 硬化層の平均旧オーステナイト粒径、 硬化 層の厚み、 酸化物からなる介在物の最大直径を上述した方法で測定した。
結果を表 2に示す。
本発明範囲内の成分、 硬化層の平均旧オーステナイト粒径、 酸化物からなる 非金属介在物の最大直径を有する鋼材 No . 1-2、 8- 18では、 いずれも高い疲労 強度と優れた切削性が得られる。 鋼 成分組成 （質量 %)
備考
No. C Si Mn P S Al Cr o Cu Ni Nb Ti V B 0 その他
1 0.53 0.10 0.74 0.011 0.019 0.024 一 0.37 - - 一 0.018 - 0.0013 0.0017 発明鋼
2 0.20 0.06 0.72 0.009 0.018 0.026 一 0.36 - - - 0.016 - 0.0009 0.0008 比較鋼
3 0.85 0.08 0.62 0.012 0.020 0.022 - 0.37 - - - 0.019 - 0.0013 0.0019 比較鋼
4 0.50 0.52 0.63 0.011 0.006 0.024 一 0.27 一 一 一 0.018 - 0.0013 0.0011 比較鋼
5 0.40 0.13 0.62 0.008 0.016 0.025 一 0.02 一 - 一 0.017 - 0.0010 0.0018 比較鋼
6 0.41 0.16 0.62 0.010 0.019 0.025 一 0.83 一 - 一 0.016 - 0.0012 0.0012 比較鋼
7 0.48 0.09 0.67 0.009 0.017 0.022 - 0.29 一 - - 0.018 - 0.0012 0.0043 比較鋼
8 0.44 0.09 0.64 0.008 0.019 0.024 一 0.26 0.14 0.21 - 0.018 - 0.0012 0.0013 発明鋼
9 0.56 0.17 0.67 0.009 0.020 0.024 一 0.43 - - - 0.022 - 0.0011 0.0012 発明鋼
10 0.43 0.29 0.63 0.011 0.018 0.026 0.21 0.25 - - - 0.022 一 0.0009 0.0020 発明鋼
1 1 0.45 0.16 0.65 0.012 0.020 0.024 一 0.40 - 0.12 一 0.018 - 0.0010 0.0008 発明鋼
12 0.43 0.20 0.65 0.008 0.015 0.025 一 0.29 一 - 一 0.017 - 0.0011 0.0018 発明鋼
13 0.56 0.06 0.69 0.011 0.016 0.022 一 0.40 0.17 一 一 0.016 - 0.0010 0.0014 Bi:0.15 発明鋼
14 0.51 0.22 0.66 0.011 0.017 0.026 - 0.30 一 0.20 - 0.021 - 0.0010 0.0015 発明鋼
15 0.48 0.16 0.64 0.008 0.018 0.023 一 0.44 0.18 0.06 - 0.018 一 0.0012 0.0016 Te:0.0015 発明鋼
16 0.56 0.13 0.60 0.011 0.017 0.024 0.15 0.32 - 一 - 0.020 - 0.0010 0.0010 Pb:0.15, Zr:0.002 発明鋼
17 0.42 0.11 0.73 0.011 0.020 0.024 一 0.36 - 一 0.015 0.017 0.015 0.0012 0.0017 発明鋼
18 0.52 0.18 0.65 0.009 0.017 0.023 - 0.42 - - 一 0.018 - 0.0012 0.0016 Ca:0.002, Mg:0.002 発明鋼
表 2
Figure imgf000021_0001
※ ：Bはべイナイト、 Mはマルテンサイト、 Fはフェライト、 Pはパーライトを意味する。 下線は、本発明範囲外を示す。

Claims

1. 質量％で、 C:0.3 - 0.7%、 Si:0.30 以 " n: 0.2-2.0%s Al:0.005- 0.25%、 Ti:0.005— 0.1 、 Mo： 0.05— 0.6%、 B： 0.0003-0.006%, S: 0.06% 以下、 P:0.020%以下、 0:0.0030も以下、 および残部が Feと不可避的不純物 からなり、 少なくとも表面の一部に高周波焼入れによって形成された硬化層を 有し、 かつ前記硬化層の平均旧オ請ーステナイト粒径が 7 jum以下で、 酸化物か らなる非金属介在物の最大直径が 15 jum以下である機械構造用部品。
^の
2. さらに、 質量 で、 Cr:2.5 以下、 Cu.-l.囲O 以下、 Ni:3.5 以下、
C〇：1.0 以下、 Nb:0.1%以下、 V:0.5 以下、 Ta:0.5 以下、 Hf:0.5%以下、 および Sb: 0.015 以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する 請求の範囲 1の機械構造用部品。
3. さらに、 質量％で、 W:1.0%以下、 Ca:0.005 以下、 Mg:0.005%以下、 Te:0.005%以下、 Se:0.1 以下、 Bi:0.5%以下、 Pb:0.5 以下、 Zr:0.01 以下、 および REM: 0.1 以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有 する請求の範囲 1の機械構造用部品。
4. さらに、 質量％で、 W:1.0 以下、 Ca:0.005%以下、 Mg:0.005 以下、 Te:0.005%以下、 Se:0.1%以下、 Bi:0.5 以下、 Pb:0.5 以下、 Zr:0.01% 以下、 および REM :0.1%以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有 する請求の範囲 2の機械構造用部品。
5. Moを含む析出物が 500個 /1/zm3以上存在し、 かつその平均粒径が 2 Onm 以下である請求の範囲 1の機械構造用部品。
6. Moを含む析出物が 500個/ 1 μπι3以上存在し、 かつその平均粒径が 2 Onm 以下である請求の範囲 2の機械構造用部品。
7. Moを含む析出物が 500個/ 1/ m3以上存在し、 かつその平均粒径が 20nm 以下である請求の範囲 3の機械構造用部品。
8. Moを含む析出物が 500個 /1/zm3以上存在し、 かつその平均粒径が 2 Onm 以下である請求の範囲 4の機械構造用部品。
9. 質量 で、 C:0.3-0.7%, Si:0.30 以下、 Mn:0.2 - 2.0%、 A1: 0.005- 0.25%、 Ti:0.005 - 0.1%、 Mo： 0.05-0.6%, B： 0.0003 - 0.006%、 S: 0.06% 以下、 P:0.020%以下、 0:0.0030 以下、 および残部が Feと不可避的不純物 からなり、 べィナイト組織とマルテンサイト組織を有し、 前記べィナイト組織 と前記マルテンサイト組織の合計の体積分率が 10%以上で、 酸化物からなる非 金属介在物の最大直径が 15/ m以下であり、 かつ高周波焼入れによって形成さ れた硬化層の平均旧オーステナイト粒径が 7 m以下となる機械構造用部品の 素材。
10. さらに、 質量％で、 Cr:2.5 以下、 Cu:1.0 以下、 Ni:3.5%以下、 Co:1.0%以下、 Nb:0.1%以下、 V:0.5%以下、 Ta:0.5 以下、 Hf:0.5 以下、 および Sb: 0.015%以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する 請求の範囲 9の機械構造用部品の素材。
11. さらに、 質量 で、 W:1.0 以下、 Ca:0.005 以下、 Mg:0.005%以下、 Te:0.005 以下、 Se:0.1%以下、 Bi:0.5 以下、 Pb:0.5 以下、 Zr:0.01% 以下、 および REM: 0.1%以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有 する請求の範囲 9の機械構造用部品の素材。
12. さらに、 質量％で、 W:1.0 以下、 Ca:0.005 以下、 Mg:0.005%以下、 Te:0.005%以下、 Se:0.1 以下、 Bi:0.5%以下、 Pb:0.5%以下、 Zr:0.01% 以下、 および REM :0.1%以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有 する請求の範囲 10の機械構造用部品の素材。
13. Moを含む析出物が 500個 /1/ m3以上存在し、 かつその平均粒径が 20雇 以下である請求の範囲 9の機械構造用部品の素材。
14. Moを含む析出物が 500個 /1 zm3以上存在し、 かつその平均粒径が 20雇 以下である請求の範囲 10の機械構造用部品の素材。
15. Moを含む析出物が 500個 /l/ m3以上存在し、 かつその平均粒径が 20進 以下である請求の範囲 11の機械構造用部品の素材。
16. Moを含む析出物が 500個 /1/ m3以上存在し、 かつその平均粒径が 20ηια 以下である請求の範囲 12の機械構造用部品の素材。
17. 800— 1000°Cで総力 Ρ工率力 S 80 以上のカロェを受けた後、 500— 700°Cの温度 域を 0.2°C/s以上の冷却速度で冷却された請求の範囲 9の機械構造用部品の 素材。
18. さらに、 冷却中 700°C以上 800°C未満で、 あるいは冷却後、 あるいはまた 冷却後 Arl変態点以下の温度で、 20%以上の第 2の加工を受けた請求の範囲 17の機械構造用部品の素材。
19. 請求の範囲 9- 18の機械構造用部品の素材に、 600- 800°Cの温度域を 300°C/s以上の加熱速度で、 800-1000 まで加熱する高周波焼入れを少なく とも 1回行う工程を有する機械構造用部品の製造方法。
20 . 以上の加熱速度で加熱する請求の範囲 19の機械構造用部品の製 造方法。
21 . 素材が 800°C以上の温度域にある滞留時間を 5s以下とする請求の範囲 19の機械構造用部品の製造方法。
22 . 素材が 800°C以上の温度域にある滞留時間を 5s以下とする請求の範囲 20の機械構造用部品の製造方法。
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