CN108138287A - 机械结构用钢及高频淬火钢部件 - Google Patents

机械结构用钢及高频淬火钢部件 Download PDF

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Abstract

本发明的机械结构用钢的化学成分以质量％计包含C：0.40～0.70％、Si：0.15～3.00％、Mn：0.30～2.00％、Cr：0.01％以上且低于0.50％、S：0.003～0.070％、Bi：超过0.0001％且0.0050％以下、N：0.0030～0.0075％、Al：0.003～0.100％、P：0.050％以下，根据需要包含B、Mo、Ni、Cu、Ca、Mg、Zr、Rem、Ti、Nb、V、Sb、Te、及Pb，剩余部分包含Fe及杂质，满足290×C+50×Si+430≥620及d+3σ<20，在与长度方向平行的截面中，当量圆直径低于2.0μm的MnS的存在密度为300个/mm2以上。

Description

机械结构用钢及高频淬火钢部件
技术领域
本发明涉及机械结构用钢及高频淬火钢部件，特别是涉及汽车、建筑机械、农业机械、发电用风车、其它的产业机械等中使用的动力传递部件(例如齿轮、轴承、CVT滑轮、轴等)中使用的高频淬火钢部件及作为其原材料的机械结构用钢。
本申请基于2015年10月19日在日本申请的特愿2015-205631号主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
以往，齿轮等动力传递部件大多实施表面硬化处理后使用。作为表面硬化处理的方法，采用渗碳、氮化或高频淬火。其中，“渗碳”是通过将基体(母材)显示高韧性的材料的表层进行高碳化而实现表面硬化的方法，为了提高疲劳强度(面疲劳强度)，主要应用于齿轮或汽车用的CVT或CVJ的部件等的材料。然而，渗碳处理的主流是气体气氛中的间歇处理，像例如向930℃附近的加热及数小时以上的保持那样耗费许多能量和成本。此外，在实际操作中，还存在为了渗碳材料的处理等而伴随环境的恶化这样的问题及联机化困难这样的问题。
由此，为了解决这些问题，进行了用于仅通过高频淬火处理来得到所期望的强度特性的研究。原因在于，高频淬火对于缩短表面硬化处理时间、降低能量及环境的清洁化非常有利。
以往，在进行渗碳而制造部件时，使用JIS SCr420或SCM420等C含量为0.2％前后的所谓的表面硬化钢。使用这样的C含量低的钢材作为原材料的最大的理由是确保切削性。这些钢材虽然C含量比较低，但由于在加工成部件后，通过渗碳而表层部的C含量提高，之后通过淬火而表面硬度变高，所以可得到所期望的部件强度或面疲劳强度。
另一方面，在不进行渗碳处理而通过高频淬火得到部件强度时，为了得到适当的表面硬度，需要将钢材的C含量设定为0.4％左右。然而，这种情况下，由于切削前的钢材的硬度变硬，所以切削性发生劣化。即，在通过高频淬火来制造迄今为止通过渗碳而制造的部件时，最大的课题是钢材的切削性，要求即使C含量增加而钢材变硬切削性也不会劣化的钢材。
关于高频淬火处理，例如在专利文献1中公开了一种高频淬火用钢材，其中，将Si限制为0.50％以下，将Al限制为0.10％以下，在高频淬火前的金属组织中将马氏体的面积分率控制在70％以上。根据专利文献1的方法，钢材的强度显著提高。然而，在专利文献1的技术中，关于经高频淬火的部件为了得到适当的表面硬度，需要使钢材自身的C量至少含有0.35％以上，但关于切削性的提高未作任何研究。因此，对于专利文献1的高频淬火用钢材而言，加工性、尤其是切削性低。
专利文献2中提出了一种切削性优异的高频淬火用钢。根据专利文献2，记载了：通过适当地控制铁素体、珠光体及贝氏体的面积率，将铁素体晶粒的平均长宽比和铁素体晶粒的粒子间距离控制在特定的范围，作为钢的化学组成需要添加特定量的Al及B，从而切削性提高。然而，对于专利文献2的钢材而言，由于铁素体的面积率少至1～5％，所以内部硬度高。内部硬度由于在高频淬火前后没有变化，所以内部硬度高是指切削加工前的硬度高、切削性低。对于这样的硬度硬的钢材而言，由于在切削时产生工具的崩刃等折损的可能性变高，能够应用的切削条件受到限制，所以有时生产率下降。
此外，在专利文献3中提出了一种技术，其通过提高Al含量而使高频淬火用钢的切削性提高。专利文献3中虽然示出高频淬火用钢的切削性提高，但是由于没有进行发明钢的切削性与表面硬化钢的切削性的比较研究，所以是否可得到与表面硬化钢相同程度地良好的切削性并不清楚。此外，专利文献3中，由于需要将Al含量设定为超过0.100％，所以在高频加热时难以完成向奥氏体的相变，有淬火性下降的可能性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-131871号公报
专利文献2：日本特开2012-219334号公报
专利文献3：日本专利第4659139号公报
发明内容
发明所要解决的技术问题
本发明是鉴于上述情况而完成的，课题是提供切削性优异、并且高频淬火后的面疲劳强度优异的机械结构用钢及面疲劳强度优异的高频淬火钢部件。
用于解决技术问题的手段
(1)本发明的一方案的机械结构用钢中，化学成分以质量％计包含C：0.40～0.70％、Si：0.15～3.00％、Mn：0.30～2.00％、Cr：0.01％以上且低于0.50％、S：0.003～0.070％、Bi：超过0.0001％且0.0050％以下、N：0.0030～0.0075％、Al：0.003～0.100％、P：0.050％以下、B：0～0.0050％、Mo：0～0.20％、Ni：0～1.00％、Cu：0～1.00％、Ca：0～0.0050％、Mg：0～0.0050％、Zr：0～0.0050％、Rem：0～0.0050％、Ti：0～0.20％、Nb：0～0.20％、V：0～0.35％、Sb：0～0.015％、Te：0～0.20％及Pb：0～0.50％，剩余部分包含Fe及杂质，满足下述式(1a)及下述式(2a)，在与长度方向平行的截面中，当量圆直径低于2.0μm的MnS的存在密度为300个/mm2以上。
290×C+50×Si+430≥620 (1a)
d+3σ<20 (2a)
其中，式(1a)中的C、Si为以质量％计的含量，式(2a)中的d是当量圆直径为1.0μm以上的MnS的以单位μm计的平均当量圆直径，σ是上述当量圆直径为1.0μm以上的MnS的当量圆直径的标准偏差。
(2)上述(1)所述的机械结构用钢中，上述化学成分也可以以质量％计含有选自由B：0.0003～0.0050％、Mo：0.01～0.20％、Ni：0.05～1.00％及Cu：0.05～1.00％组成的组中的1种或2种以上。
(3)上述(1)或(2)所述的机械结构用钢中，上述化学成分也可以以质量％计含有选自由Ca：0.0003～0.0050％、Mg：0.0003～0.0050％、Zr：0.0003～0.0050％及Rem：0.0003～0.0050％组成的组中的1种或2种以上。
(4)上述(1)～(3)中任一项所述的机械结构用钢中，上述化学成分也可以以质量％计含有选自由Ti：0.005～0.20％、Nb：0.005～0.20％及V：0.005～0.35％组成的组中的1种或2种以上。
(5)上述(1)～(4)中任一项所述的机械结构用钢中，上述化学成分也可以以质量％计含有Sb：0.0003～0.015％、Te：0.0003～0.20％及Pb：0.01～0.50％中的1种或2种以上。
(6)本发明的另一方案的高频淬火钢部件中，化学成分以质量％计包含C：0.40～0.70％、Si：0.15～3.00％、Mn：0.30～2.00％、Cr：0.01％以上且低于0.50％、S：0.003～0.070％、Bi：超过0.0001％且0.0050％以下、N：0.0030～0.0075％、Al：0.003～0.100％、P：0.050％以下、B：0～0.0050％、Mo：0～0.20％、Ni：0～1.00％、Cu：0～1.00％、Ca：0～0.0050％、Mg：0～0.0050％、Zr：0～0.0050％、Rem：0～0.0050％、Ti：0～0.20％、Nb：0～0.20％、V：0～0.35％、Sb：0～0.015％、Te：0～0.20％及Pb：0～0.50％，剩余部分包含Fe及杂质，满足下述式(1b)及下述式(2b)，在与长度方向平行的截面中当量圆直径低于2.0μm的MnS的存在密度为300个/mm2以上。
290×C+50×Si+430≥620 (1b)
d+3σ<20 (2b)
其中，式(1b)中的C、Si为以质量％计的含量，式(2b)中的d是当量圆直径为1.0μm以上的MnS的以单位μm计的平均当量圆直径，σ是上述当量圆直径为1.0μm以上的MnS的当量圆直径的标准偏差。
(7)上述(6)所述的高频淬火钢部件中，上述化学成分也可以以质量％计含有选自由B：0.0003～0.0050％、Mo：0.01～0.20％、Ni：0.05～1.00％及Cu：0.05～1.00％组成的组中的1种或2种以上。
(8)上述(6)或(7)所述的高频淬火钢部件中，上述化学成分也可以以质量％计含有选自由Ca：0.0003～0.0050％、Mg：0.0003～0.0050％、Zr：0.0003～0.0050％及Rem：0.0003～0.0050％组成的组中的1种或2种以上。
(9)上述(6)～(8)中任一项所述的高频淬火钢部件中，上述化学成分也可以以质量％计含有选自由Ti：0.005～0.20％、Nb：0.005～0.20％及V：0.005～0.35％组成的组中的1种或2种以上。
(10)上述(6)～(9)中任一项所述的高频淬火钢部件中，上述化学成分也可以以质量％计含有选自由Sb：0.0003～0.015％、Te：0.0003～0.20％及Pb：0.01～0.50％组成的组中的1种或2种以上。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供切削性优异、并且高频淬火后的面疲劳强度优异的机械结构用钢。此外，能够提供面疲劳强度优异的高频淬火钢部件。
本发明的上述方案的机械结构用钢尽管C为0.40％以上，但实施高频淬火前的切削加工时的切削性也优异，所以作为高频淬火用钢是适合的。此外，根据本发明的上述方案的机械结构用钢，能够降低汽车、产业机械用的齿轮、轴、滑轮等钢部件的切削加工成本在制造费用中所占的比例，并且能够提高部件的品质。
附图说明
图1是表示高频淬火钢部件的300℃回火后的距离表面为50μm深度的维氏硬度与(290×C+50×Si+430)的关系的图表。
图2是表示将290×C+50×Si+430＝620的关系式标绘而成的线与高频淬火钢部件的面疲劳强度的评价的关系的图表。
具体实施方式
如上述那样，对于经由渗碳工序而制造的机械结构用的钢部件而言，为了确保切削性，使用C含量低的钢材作为原材料。即使C含量低，也由于在将钢材加工成部件形状后、通过实施渗碳淬火而表面硬度变高，所以可得到钢部件的充分的强度。与此相对，经高频淬火的钢部件为了得到适当的表面硬度(与通过渗碳而制造的钢部件同等的表面硬度)，必须将钢材自身的C含量设定为至少0.4％左右以上。这种情况下，切削前的钢材的硬度变硬，切削性发生劣化。即，为了通过高频淬火而得到切削性优异并且高频淬火后的面疲劳强度优异的机械结构用钢，要求即使C含量增加而钢材变硬，切削性也不会劣化。
以往，已知通过调整C或Si的含量，可得到渗碳后的面疲劳强度优异的钢材。然而，无法以高水平兼顾彼此相反的面疲劳强度和切削性。由此，本发明人们为了开发能够以高水平兼顾面疲劳强度和切削性的机械结构用钢而反复进行了调查、研究，其结果是得到下述的见解。
(a)若Si含量高，则高频淬火后的钢(高频淬火钢部件)的面疲劳强度变高。此外，如后述那样，若含有微量的Bi，则面疲劳强度进一步提高。
(b)高频淬火后的钢(高频淬火钢部件)的表面的维氏硬度与钢中的C含量及Si含量有相关。此外，钢部件表面的维氏硬度越高，面疲劳强度越提高。
(c)通过在钢中包含MnS，切削性提高。作为切削性的提高要因的MnS由于通过凝固时的向枝晶树间的结晶出及Mn向析出物的扩散而析出，所以通过使MnS微细分散于钢中，能够提高切削性(切屑处理性、工具寿命)。此外，为了使MnS微细地分散，需要缩短枝晶的树间的间距。关于枝晶的1次臂间距的研究一直以来在进行，可以以下述(A)式表示。
λ∝(D×σ×ΔT)0.25(A)
其中，λ：枝晶的1次臂间距(μm)、D：扩散系数(m2/s)、σ：固液界面能(J/m2)、ΔT：凝固温度范围(℃)。
由该(A)式可知，枝晶的1次臂间距λ依赖于固液界面能σ，若能够使该σ降低则λ减少。若能够使λ减少，则能够使在枝晶树间结晶出的Mn硫化物尺寸降低。此外，若MnS那样的硫化物微细分散，则高频淬火后的面疲劳强度提高。
通过含有微量的Bi，能够使固液界面能下降，其结果是，枝晶树间间距降低，能够将在枝晶树间结晶出的MnS微细化。
基于以上的见解，本发明人们发现，为了提高切削性并且提高高频淬火后的面疲劳强度，优选限定C含量与Si含量的关系，含有微量Bi并且使微细的MnS析出许多。
以下，对本发明的一实施方式的机械结构用钢及高频淬火钢部件(本实施方式的机械结构用钢及高频淬火钢部件)进行说明。
本实施方式中，机械结构用钢是为了得到高频淬火钢部件而供于高频淬火的原材料。此外，所谓高频淬火钢部件是指对机械结构用钢实施高频淬火而得到的部件(但是，也可以在高频淬火后进行回火)。
本实施方式的高频淬火钢部件是对本实施方式的机械结构用钢实施最高加热温度为850～1100℃的高频淬火而得到的。本实施方式的高频淬火钢部件例如假定作为汽车用的动力传递中使用的齿轮等要求高的面疲劳强度的部件的使用。
本实施方式的机械结构用钢及高频淬火钢部件的化学成分以质量％计含有C：0.40～0.70％、Si：0.15～3.00％、Mn：0.30～2.00％、Cr：0.01％以上且低于0.50％、S：0.003～0.070％、Bi：超过0.0001％且0.0050％以下、N：0.0030～0.0075％、Al：0.003～0.100％、P：0.050％以下，根据需要包含B：0.0050％以下、Mo：0.20％以下、Ni：1.00％以下、Cu：1.00％以下、Ca：0.0050％以下、Mg：0.0050％以下、Zr：0.0050％以下、Rem：0.0050％以下、Ti：0.20％以下、Nb：0.20％以下、V：0.35％以下、Sb：0.015％以下、Te：0.20％以下、Pb：0.50％以下，剩余部分包含Fe及杂质。此外，C含量和Si含量满足290×C+50×Si+430≥620。
此外，本实施方式的机械结构用钢及高频淬火钢部件在与长度方向平行的截面中当量圆直径低于2.0μm的MnS的存在密度存在300个/mm2以上，当将d设为当量圆直径为1.0μm以上的MnS的平均当量圆直径，将σ设为当量圆直径为1.0μm以上的MnS的当量圆直径的标准偏差时，满足d+3σ<20。
首先，对各元素的含量的限定理由进行说明。以下，关于含量的％为质量％。
<C：0.40～0.70％>
C是为了得到钢的强度而重要的元素。此外，C是为了在高频淬火前的组织中降低铁素体分率(面积率)、使高频淬火时的硬化能力提高、增大硬化层深度所需要的元素。C含量低于0.40％时在高频淬火前的组织中铁素体分率变高，有时高频淬火时的硬化能力不足。因而，将C含量设定为0.40％以上。优选为0.45％以上，更优选为0.50％以上。另一方面，若C含量过多，则不仅会显著损害切削性或锻造性，而且在高频淬火时产生烧裂的可能性变大。因此，C含量设定为0.70％以下。优选为0.65％以下。
<Si：0.15～3.00％>
Si是具有通过使淬火层的回火软化阻力提高而使淬火后的面疲劳强度提高的效果的元素。为了得到该效果，将Si含量设定为0.15％以上。优选为0.50％以上。另一方面，若Si含量超过3.00％，则锻造时的脱碳变得显著。因而，Si含量设定为3.00％以下。
<Mn：0.30～2.00％>
Mn在钢中固溶而提高钢的抗拉强度及疲劳强度，提高钢的淬火性。Mn进一步与钢中的硫(S)结合而形成MnS，提高钢的切削性。为了得到这些效果，将Mn含量设定为0.30％以上。在提高淬火前的钢的抗拉强度、疲劳强度及淬火性时，Mn含量优选为0.60％以上，进一步优选为0.75％以上。另一方面，若Mn含量过高，则钢的切削性下降。因此，将Mn含量设定为2.00％以下。在提高钢的冷锻性时，Mn含量优选为1.90％以下，进一步优选为1.70％以下。
<Cr：0.01％以上且低于0.50％>
Cr提高钢的抗拉强度。此外，Cr提高钢的淬火性，提高高频淬火后的钢的表面硬度。为了得到这些效果，将Cr含量设定为0.01％以上。在提高钢的淬火性及抗拉强度时，优选的Cr含量为0.03％以上，进一步优选为0.10％以上。另一方面，若Cr含量过多，则钢的切削性下降。因此，将Cr含量设定为低于0.50％。在进一步提高疲劳强度时，Cr含量优选为0.20％以下，进一步优选为0.10％以下。
<S：0.003～0.070％>
S与钢中的Mn结合而形成MnS，提高钢的切削性。为了得到该效果，将S含量设定为0.003％以上。在提高钢的切削性时，S含量优选为0.010％以上，进一步优选为0.015％以上。另一方面，若过量地含有S，则钢的疲劳强度下降。进而，在对高频淬火后的热锻造品实施磁粉探伤试验时，变得容易在热锻造品的表面产生假象。因此，将S含量设定为0.070％以下。S含量优选为0.050％以下，进一步优选为0.030％以下。
<Bi：超过0.0001％且0.0050％以下>
Bi在本实施方式中是重要的元素。通过含有微量的Bi，钢的凝固组织进行微细化，其结果是，MnS微细分散。为了得到MnS的微细化效果，需要将Bi含量设定为超过0.0001％。为了得到MnS微细分散化效果，优选将Bi含量设定为0.0010％以上。另一方面，若Bi含量超过0.0050％，则不仅枝晶组织的微细化效果饱和，而且钢的热加工性发生劣化，热轧变得困难。由此，将Bi含量设定为0.0050％以下。
<Al：0.003～0.100％>
Al是通过作为氮化物在钢中析出分散而对高频淬火时的奥氏体组织的细粒化有效的元素。此外，Al是提高淬火性而增大硬化层深度的元素。此外Al是对切削性提高也有效的元素。为了得到这些效果，将Al含量设定为0.003％以上。优选为0.010％以上。进而Al具有在氮化时与N形成化合物而提高表层部的N浓度的效果，是对面疲劳强度提高也有效的元素。从这点出发，将Al含量设定为0.003％以上。另一方面，若Al含量超过0.100％，则在高频加热时变得难以完成向奥氏体的相变，反而淬火性下降。因此，Al含量设定为0.100％以下。
<P：0.050％以下>
P作为杂质而含有。P由于在晶界中偏析而使钢的韧性下降，所以需要尽量地降低，越少越优选。由于若P含量超过0.050％，则韧性的下降显著，所以将P含量限制为0.050％以下。P含量优选较少，但由于设定为0％困难，所以也可以将P含量的下限设定为工业极限的0.0001％。
<290×C+50×Si+430≥620>
本发明人们调查了高频淬火钢部件的300℃回火后的距离表面为50μm深度的维氏硬度(Hv)与C含量及Si含量的关系。其结果是，判明如图1中所示的那样，能够以290×C+50×Si+430整理。此外，图2表示将290×C+50×Si+430＝620的关系式标绘而得到的线与面疲劳强度的评价的关系。如图2中所示的那样，可知夹着关系线能够区分为面疲劳强度的良品和次品。即，本发明人们进行了深入研究，结果发现，下述式(1)的左边的值成为与在300℃下回火的高频淬火钢部件的表面的维氏硬度大体相当的值。此外，调查了滚柱点蚀疲劳试验中的面疲劳强度与300℃回火后的维氏硬度的关系，结果在维氏硬度为620Hv以上的情况下，判明面疲劳强度变成为以往的气体渗碳齿轮的面疲劳强度同等程度以上。即，若290×C+50×Si+430的值为620以上，则在高频淬火后变得具有充分的面疲劳强度。另一方面，290×C+50×Si+430的值低于620时，有可能面疲劳强度下降，产生点蚀。因此，对于本实施方式的机械结构用钢而言，除了各元素的含量以外，还需要按照满足下述式(1)的方式控制C含量、Si含量。
290×C+50×Si+430≥620 (1)
本实施方式的机械结构用钢以含有上述的化学成分、剩余部分包含Fe及杂质作为基本。然而，本实施方式的机械结构用钢根据需要也可以含有选自由B：0～0.0050％、Mo：0～0.20％、Ni：0～1.00％、Cu：0～1.00％、Ca：0～0.0050％、Mg：0～0.0050％、Zr：0～0.0050％、Rem：0～0.0050％、Ti：0～0.20％、Nb：0～0.20％、V：0～0.35％、Sb：0～0.015％、Te：0～0.20％、Pb：0～0.50％组成的组中的1种或2种以上。其中，由于这些元素不一定必须含有，所以其下限为0％。
这里，所谓杂质是指在工业上制造钢材时，从矿石或废铁等那样的原料、或从制造工序的各种环境混入的成分，是在不对钢造成不良影响的范围内容许的物质。
<B：0～0.0050％>
B通过与钢中的N结合，作为BN析出而有助于切削性提高。此外，B在高频淬火的加热时从BN分解，变成B而使淬火性大大提高。若高频淬火时的淬火性提高，则高频淬火后的钢的面疲劳强度提高。在得到这些效果时，优选将B含量设定为0.0003％以上。另一方面，若B含量超过0.0050％，则不仅效果饱和，反而还成为轧制、锻造时的裂纹的原因。因此，即使是含有B的情况下，也将B含量设定为0.0050％以下。
<Mo：0～0.20％>
Mo具有通过使淬火层的回火软化阻力提高而使高频淬火后的钢的面疲劳强度提高的效果。此外，Mo还具有将淬火层强韧化而提高弯曲疲劳强度的效果。在得到这些效果时，优选将Mo含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.05％以上。另一方面，若Mo含量超过0.20％，则其效果饱和，而且有损经济性。因此，即使是含有Mo的情况下，也将Mo含量设定为0.20％以下。
<Ni：0～1.00％>
Ni是具有通过在氧化时在钢材表面富集、抑制后续的氧化反应而使抗腐蚀能力提高的效果的元素。为了可靠地发挥该效果，优选将Ni含量设定为0.05％以上。另一方面，若Ni含量超过1.00％，则切削性发生恶化。因此，即使是含有Ni的情况下，也将Ni含量设定为1.00％以下。
<Cu：0～1.00％>
Cu具有通过在氧化时在钢材表面富集、抑制后续的氧化反应而使抗腐蚀能力提高的效果。为了可靠地发挥该效果，优选将Cu含量设定为0.05％以上。另一方面，若Cu含量超过1.00％，则由于热延展性下降，所以在轧制时变得容易形成伤痕。因此，即使是含有Cu的情况下，也将Cu含量设定为1.00％以下。
<Ca：0～0.0050％>
<Mg：0～0.0050％>
<Te：0～0.20％>
Ca、Mg、Te是在轧制时抑制MnS拉伸、使高频淬火后的弯曲疲劳强度进一步提高的元素。为了可靠地得到该效果，优选单独或复合地将Ca含量设定为0.0003％以上、将Mg含量设定为0.0003％以上、将Te含量设定为0.0003％以上。然而，若各元素的含量过多，则其效果饱和，而且有损经济性。因此，即使是含有Ca、Mg和/或Te的情况下，也将Ca含量设定为0.0050％以下，将Mg含量设定为0.0050％以下，将Te含量设定为0.20％以下。
<Zr：0～0.0050％>
Zr是具有通过作为氮化物在钢中析出分散而将高频淬火时的奥氏体组织进行细粒化的效果的元素。在得到该效果时，优选将Zr含量设定为0.0003％以上。另一方面，若Zr含量超过0.0050％，则析出物发生粗大化而钢发生脆化。因此，即使是含有Zr的情况下，也将Zr含量设定为0.0050％以下。
<Rem：0～0.0050％>
Rem(稀土类元素)是在轧制时抑制MnS拉伸、使弯曲疲劳强度进一步提高的元素。为了可靠地得到该效果，优选将Rem含量设定为0.0003％以上。然而，若各元素的含量超过上述，则其效果饱和，而且助长氧化物与硫化物的复合氧化物的生成，夹杂物尺寸发生粗大化，因此，即使是含有的情况下，也将Rem含量设定为0.0050％以下。所谓Rem是指La、Ce等镧系的元素，Rem含量是指这些元素的含量的合计。在添加这些元素时，即使使用这些元素混合存在的混合稀土合金，其效果也没有任何变化。
<Ti：0～0.20％>
Ti具有通过作为氮化物在钢中析出而将高频淬火时的奥氏体组织进行细粒化的效果的元素。在得到该效果时，优选将Ti含量设定为0.005％以上。另一方面，若Ti含量超过0.20％，则析出物发生粗大化而钢发生脆化。因此，即使是含有Ti的情况下，也将Ti含量设定为0.20％以下。
<Nb：0～0.20％>
Nb具有通过作为氮化物在钢中析出而将高频淬火时的奥氏体组织进行细粒化的效果的元素。在得到该效果时，优选将Nb含量设定为0.005％以上。另一方面，若Nb含量超过0.20％，则其效果饱和，而且有损经济性。因此，即使是含有Nb的情况下，也将Nb含量设定为0.20％以下。
<V：0～0.35％>
V具有通过作为氮化物在钢中分散并析出而将高频淬火时的奥氏体组织进行细粒化的效果的元素。在得到该效果时，优选将V含量设定为0.005％以上。另一方面，若V含量超过0.35％，则其效果饱和，而且有损经济性。因此，即使是含有V的情况下，也将V含量设定为0.35％以下。
<Sb：0～0.015％>
Sb是表面偏析倾向强的元素，是对于防止由来自外部的氧的吸附而引起的氧化有效的元素。为了可靠地发挥该抗氧化效果，优选将Sb含量设定为0.0003％以上。另一方面，若Sb含量超过0.015％，则其效果饱和。因此，考虑效率性，即使是含有Sb的情况下，也将Sb含量设定为0.015％以下。
<Pb：0～0.50％>
Pb是提高钢的切削性的元素。只要少量含有Pb即可得到上述效果，但由于为0.01％以上时效果大，所以在得到该效果时，优选将Pb含量设定为0.01％以上。另一方面，若过量地含有Pb，则钢的韧性及热延展性下降。因此，即使是含有的情况下，也将Pb含量设定为0.50％以下。优选的Pb含量为0.25％以下。
即使对本实施方式的机械结构用钢进行高频淬火，化学组成也没有变化。因此，本实施方式的高频淬火钢部件的化学组成与本实施方式的机械结构用钢的化学组成相同。
接着，对本实施方式的机械结构用钢及高频淬火钢部件的金属组织所包含的MnS进行说明。
[当量圆直径低于2.0μm的MnS的存在密度(个数密度)为300个/mm2以上]
MnS由于对切削性的提高有用，所以需要确保其个数密度。然而，若使S含量增加，则切削性提高，但粗大的MnS增加。粗大的MnS会使切削性下降，并且使高频淬火后的钢的面疲劳强度下降。因此，为了使切削性提高，不仅需要控制MnS的个数密度，还需要控制其尺寸。具体而言，若以当量圆直径计低于2.0μm的MnS以300个/mm2以上的存在密度(个数密度)存在于钢中，则工具的磨损得到抑制。由于以当量圆直径计低于2.0μm的MnS越多则切削性越提高，所以没有必要规定存在密度的上限。
MnS的当量圆直径是具有与MnS的面积相等的面积的圆的直径，可以通过图像解析而求出。同样地，MnS的个数密度通过图像解析而求出。具体而言，在热锻造用钢的与长度方向平行的截面中，利用光学显微镜以100倍拍摄照片，准备10个视野量的0.9mm2的检查基准面积(区域)的图像，从该观察视野(图像)中的MnS中按照大小顺序选定10个，算出选定的各MnS的当量圆直径，通过将它们的尺寸(直径)换算成表示具有与析出物的面积同一面积的圆的直径的当量圆直径，可以求出当量圆直径。此外，个数密度通过将MnS的个数除以观察视野面积而求出。夹杂物为MnS只要通过扫描型电子显微镜附带的能量色散型X射线分光分析装置(EDS)来确认即可。为了在现实中以通用的设备在统计学上处置粒子的尺寸和成分，优选将作为观察对象的MnS的当量圆直径设定为1.0μm以上。
[关于式(2)]
如上述那样，通过降低枝晶1次臂间距，将从枝晶树间结晶出的硫化物微细化，高频淬火后的钢的面疲劳强度提高。更具体而言，若消除以最大当量圆直径计为20μm以上的MnS，则切削性提高。
本发明人们将每9mm2观察视野中检测到的硫化物的当量圆直径的不均设为标准偏差σ，将该标准偏差的3倍(3σ)加上平均当量圆直径d而得到的值如式(2)那样定义为F1。
F1＝d+3σ (2)
其中，式(2)中的d为以当量圆直径计为1.0μm以上的MnS的平均当量圆直径(μm)，σ为当量圆直径为1.0μm以上的MnS的当量圆直径的标准偏差。此外，F1值表示由在观察视野为9mm2的范围内观察到的硫化物的当量圆直径及当量圆直径的标准偏差预测的本实施方式的机械结构用钢或高频淬火钢部件中存在的能够以光学显微镜观察的硫化物的个数中的99.7％的个数的硫化物中的最大当量圆直径。即，若F1值低于20(μm)，则表示以最大当量圆直径计为20μm以上的硫化物基本不存在。这样的钢切削性高，高频淬火后的面疲劳强度优异。MnS的当量圆直径是具有与MnS的面积相等面积的圆的直径，可以如上述那样通过图像解析而求出。将作为观察对象的MnS的当量圆直径设定为1.0μm以上是因为，1.0μm以上为在现实中以通用的设备能够在统计学上处置粒子的尺寸和成分的范围，并且即使控制比其小的硫化物对面疲劳强度及切屑处理性造成的影响也少。
[枝晶组织]
用于制造本实施方式的机械结构用钢的连续铸造铸坯的凝固组织呈现出枝晶形态。机械结构用钢中的MnS大多在凝固前(钢水中)、或凝固时结晶出，较大地受到枝晶1次臂间距的影响。即，若枝晶1次臂间距小，则在树间结晶出的MnS变小。本实施方式的机械结构用钢优选铸坯的阶段的枝晶1次臂间距低于600μm。通过将枝晶组织进行微细化，从枝晶一次臂结晶出的MnS被微细化，MnS的最大当量圆直径变得低于20μm。
为了将枝晶组织进行微细化，含有微量的Bi而使钢水中的固液界面能降低是有效的。
本实施方式的高频淬火钢部件是对本实施方式的机械结构用钢进行高频淬火而得到的。
此外，本实施方式的高频淬火钢部件不具有包含残留γ或氮化物及晶界氧化的不均质的表层异常层，表层异常层的生成被抑制到最小限度。此外，本实施方式的高频淬火钢部件即使在进行300℃回火后也在距离表面为50μm深度的位置处具有以维氏硬度计为720Hv以上的硬度。
[制造方法]
接着，对本实施方式的机械结构用钢及高频淬火钢部件的优选的制造方法进行说明。
本实施方式的机械结构用钢的制造方法包含铸造具有上述的化学成分并且距离表层为15mm的范围内的枝晶1次臂间距低于600μm的铸坯的工序、和将该铸坯进行热加工的工序。这里，热加工也可以包含热轧。
[铸造工序]
通过连续铸造法制造满足上述化学组成及式(1)的钢的铸坯。也可以通过铸锭法而制成铸块(钢锭)。铸造条件例如可例示出使用220×220mm见方的铸型，将中间包内的钢水的过热设定为10～50℃，将浇铸速度设定为1.0～1.5m/分钟的条件。
进而，为了使上述的枝晶一次臂间距低于600μm，优选在铸造具有上述化学组成的钢水时，将距离铸坯表面为15mm的深度处的从液相线温度至固相线温度为止的温度区域内的平均冷却速度设定为100℃/分钟以上且500℃/分钟以下。平均冷却速度低于100℃/分钟时，将距离铸坯表面为15mm的深度位置处的枝晶一次臂间距设定为低于600μm变得困难，有可能无法将MnS微细分散。另一方面，超过500℃/分钟时，从枝晶树间结晶出的MnS变得过于微细，有切削性下降的可能性。
此外，为了降低中心偏析，也可以在连续铸造的凝固途中的阶段施加压下。
从液相线温度至固相线温度为止的温度区域是从凝固开始到凝固结束为止的温度区域。因此，该温度区域中的平均冷却速度是指铸坯的平均凝固速度。上述的平均冷却速度可以通过例如将铸型截面的大小、浇铸速度等控制为适当的值、或在刚浇铸后增大用于水冷的冷却水量等手段来达成。其可以应用于连续铸造法及铸锭法这两者。
关于上述的距离铸坯表面为15mm深度的位置处的冷却速度，将所得到的铸坯的截面利用苦味酸进行蚀刻，对于距离铸坯表面为15mm的深度的位置分别在浇铸方向上以5mm间距测定100点的枝晶2次臂间距λ2(μm)，基于下式(3)，将由该值算出的板坯的从液相线温度至固相线温度为止的温度区域内的冷却速度A(℃/秒)进行算术平均而得到。
λ2＝710×A-0.39(3)
因此，最佳的铸造条件例如可以制造变更了铸造条件的多个铸坯，通过上述式(3)求出各铸坯中的冷却速度，由所得到的冷却速度来决定。
[热加工工序]
接着，对铸造工序中得到的铸坯或锭进行开坯等热加工，制造钢坯(钢片)。进而，通过将钢坯进行热轧，制成作为本实施方式的机械结构用钢的棒钢或线材。对热加工中的压下比没有特别限制。
热轧例如将钢坯以1250～1300℃的加热温度加热1.5小时以上后，将精加工温度设定为900～1100℃而进行。在进行精轧后，在大气中，以冷却速度成为放冷或其以下的条件进行冷却。为了提高生产率，也可以在达到600℃的时刻，通过风冷、喷雾冷却及水冷等适当的手段来进行冷却。上述的加热温度及加热时间分别是指炉内的平均温度及在炉时间。此外，热轧的精加工温度是指具备多个机座的轧制机的最终机座出口处的棒线材的表面温度。进行精轧后的冷却速度是指棒线材(棒钢或线材)的表面的冷却速度。
根据以上，可得到本实施方式的机械结构用钢。
进而，将所制造的棒钢或线材(机械结构用钢)进行热锻造，制造粗形状的中间品。也可以对中间品实施调质处理。进而，将中间品进行机械加工，将中间品制成规定的形状。机械加工例如为切削或穿孔。
接着，对中间品实施高频淬火，将中间品的表面硬化。由此，在中间品的表面形成表面硬化层。然后，对经高频淬火的中间品实施精加工。精加工为磨削或研磨。
在进行高频淬火的工序中，将淬火温度(最高加热温度)设定为850～1100℃，从该温度区域进行冷却至常温附近、例如25℃以下。若淬火温度低于850℃，则无法通过高频淬火对原材料实施充分的淬火，出现初析铁素体。若存在初析铁素体，则表面硬化层的硬度变得不均匀，面疲劳强度不提高。此外，若淬火温度低于850℃，则表层部无法充分地进行奥氏体化，无法得到所期望的淬火层深度。另一方面，在淬火温度超过1100℃的情况下，表层部的氧化变得显著，无法充分确保表面性状的圆滑度。该情况下，面疲劳强度也下降。此外，为了将表层充分地进行奥氏体化，达到850℃以上的时间优选为0.5秒钟以上且1分钟以内。
通过以上的工序而制造本实施方式的高频淬火钢部件。本实施方式的高频淬火钢部件具有与机械结构用钢相同的化学成分，当量圆直径低于2.0μm的MnS的存在密度为300个/mm2以上，满足d+3σ<20μm。此外，具有表面硬化层。
如上所述，在成为高频淬火钢部件的原材料的机械结构用钢(上述例中为棒钢)中，MnS的最大当量圆直径需要变得低于20μm。若将原材料(棒钢)进行锻造，则根据锻造成型比而钢中的MnS被微细化。然而，高频淬火钢部件大多具有复杂的形状，锻造成型比相对于原材料整体变得不一样。因此，在所锻造的原材料内，产生基本没有被锻造的部分、即锻造成型比非常小的部分。在这样的部分中，为了提高切削性，成为原材料的机械结构用钢中的MnS的最大当量圆直径也需要低于20μm。本实施方式的机械结构用钢不论热加工的加工量如何，均能够实现切削性提高和面疲劳强度提高。
如以上说明的那样，本实施方式的机械结构用钢的切削性优异，并且在成为高频淬火钢部件的情况下面疲劳强度优异。
实施例
以下通过实施例对本发明进行具体说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的1种条件例，本发明并不仅限定于该1种条件例。只要不脱离本发明的主旨，可达成本发明的目的，本发明可以采用各种条件。
将具有表1及表2中所示的化学组成的钢材No.a～ii用270吨转炉进行熔炼，使用连续铸造机实施连续铸造，制造220×220mm见方的铸坯。在连续铸造的凝固途中的阶段施加压下。在铸坯的连续铸造中，通过变更铸型的冷却水量来变更铸坯的距离表面为15mm的深度的位置处的从液相线温度至固相线温度为止的温度区域内的平均冷却速度。
接着，将所制造的铸坯装入加热炉中，在1250～1300℃的加热温度下加热10小时以上后，进行开坯轧制而制成钢坯。
接着，将钢坯在1250～1300℃的加热温度下加热1.5小时以上后，将精加工温度设定为900～1100℃而进行热轧，制成直径为40mm的圆棒。像这样操作，制造试验No.1～31的机械结构用钢。
[凝固组织观察]
观察用于制造机械结构用钢的铸坯的凝固组织。具体而言，将铸坯截面利用苦味酸进行蚀刻，在距离铸坯表面在深度方向上为15mm的位置处，在浇铸方向上以5mm间距测定100点的枝晶1次臂间距，求出其平均值。
[显微组织试验]
观察各试验No.的圆棒(机械结构用钢)的显微组织。将圆棒与轴向(长度方向)垂直地切断后，将D/4位置(D：直径)相对于轴向平行地切断，制成显微组织观察用的试验片。待测面为与轧制的长度方向平行的截面。
具体而言，将试验片的切断面进行研磨而制作10个长度为10mm×宽度为10mm的研磨试验片，对这些研磨试验片的规定位置利用光学显微镜以100倍拍摄照片，准备10个视野量的0.9mm2的检查基准面积(区域)的图像。从该观察视野(图像)中的MnS中按照大小顺序选定10个，算出选定的各MnS的当量圆直径。这些尺寸(直径)换算成表示具有与析出物的面积同一面积的圆的直径的当量圆直径。此外，由检测的MnS的粒径分布算出硫化物的平均当量圆直径及标准偏差。
MnS的判别是通过光学显微镜观察钢的金属组织，由组织中的对比度进行判别。但是，为了确认，一部分使用扫描型电子显微镜和能量色散型X射线分光分析装置(EDS)鉴定MnS。
[切削性及面疲劳强度评价试验]
接着，使用各试验No.的圆棒(机械结构用钢)，作为切削性调查钻头寿命。
此外，进行用于评价面疲劳强度的滚柱点蚀疲劳试验。
<钻头寿命试验>
为了评价钻头寿命，将φ40mm的圆棒从中心切削加工成直径为38mm、高度为21mm的切削性评价用试验片，供于钻头试验。工具使用株式会社不二越制造的型号SD3.0的钻头，将每1转的进给量设定为0.25mm，1孔的穿孔深度为9mm，润滑使用水溶性的切削油进行钻头穿孔试验，评价各钢材的切削性。对于评价指标，采用能够切削至累积孔深度为1000mm为止的最大切削速度为VL1000，以最大切削速度VL1000计将40m/分钟以上评价为良好，将低于40m/分钟评价为不良。
<滚柱点蚀疲劳试验>
对于滚柱点蚀疲劳试验用，将上述的热处理后的φ40mm的圆棒从中心切削加工成具有直径为26mm、宽度为28mm的圆筒部的小滚柱试验片。将按照上述的要领采集的小滚柱试验片以表3的条件进行高频淬火后，在150℃下进行1小时的回火，通过滚柱点蚀试验评价面疲劳强度。
具体而言，使用上述制作的小滚柱试验片和另外制作的大滚柱试验片(SCM722的渗碳后表面磨削)，进行标准的面疲劳强度试验即滚柱点蚀疲劳试验。对于滚柱点蚀疲劳试验而言，对小滚柱试验片以各种赫兹应力的面压按压大滚柱试验片，将接触部处的两滚柱试验片的圆周速度方向设定为同一方向，将滑动率设定为-40％(与小滚柱试验片相比大滚柱试验片的接触部的圆周速度大40％)使其旋转而进行试验。对上述接触部作为润滑油供给的ATF(AT用润滑油)的油温设定为80℃，将大滚柱试验片与小滚柱试验片的接触应力设定为3000MPa。将试验截止次数设定为1000万次(107次)，在小滚柱试验片中没有产生点蚀地达到1000万次的转速的情况下，判断：面疲劳强度充分高，小滚柱试验片的耐久性(滚柱点蚀疲劳耐久性)得到充分确保。点蚀产生的检测通过试验机中配备的振动计而进行，在振动检测后停止两滚柱的旋转而确认了点蚀损伤的产生和转速。
如表1～表3中所示的那样，可知发明例的切削性及高频淬火后的面疲劳强度这两者优异。另一方面，比较例中，由于不满足本发明的化学成分、和/或MnS的存在状态不满足本发明范围，所以成为不满足切削性或高频淬火后的面疲劳强度中的至少一者的结果。
试验No.18、19不含有Bi。此外，低于2.0μm的MnS的个数密度少，此外d+3σ为20以上。其结果是，切削性不充分。
试验No.20的C含量少。此外，290×C+50×Si+430低于620。其结果是，面疲劳强度不充分。
试验No.21的Cr的含量超过上限。因此，在高频淬火后的组织中产生软点，没有得到充分的面疲劳强度。
试验No.22～25的290×C+50×Si+430低于620。其结果是，面疲劳强度不充分。
试验No.26的S含量少。因此，无法确保充分的MnS，没有得到充分的切削性。
由于试验No.27的S含量过多，所以产生以MnS作为起点的面疲劳破坏，面疲劳强度不充分。
试验No.28的Mn含量少。因此，无法确保充分的MnS，没有得到充分的切削性。进而，对于试验No.28来说，面疲劳强度不充分。推定这是由于，S没有被充分固定，所以生成使热延展性下降的FeS，以视为在试验片内部产生的龟裂作为起点而产生早期的疲劳破坏。
由于试验No.29的Mn含量多，所以高频淬火前的强度变得过量高，没有得到充分的切削性。
试验No.30起因于铸造时的冷却速度慢，低于2.0μm的MnS的个数密度少，此外d+3σ变成20以上。因此，没有得到充分的切削性。
试验No.31的C含量少。其结果是，面疲劳强度不充分。
表1
表3
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供切削性优异、并且高频淬火后的面疲劳强度优异的机械结构用钢。此外，能够提供面疲劳强度优异的高频淬火钢部件。
本发明的上述方案的机械结构用钢由于尽管C为0.40％以上，但实施高频淬火前的切削加工时的切削性也优异，所以作为高频淬火用钢是适合的。根据本发明的上述方案的机械结构用钢，能够降低汽车、产业机械用的齿轮、轴、滑轮等钢部件的切削加工成本在制造费用中所占的比例，并且能够提高部件的品质。因此，产业上可利用性高。

Claims (10)

1.一种机械结构用钢，其特征在于，化学成分以质量％计包含：
C：0.40～0.70％、
Si：0.15～3.00％、
Mn：0.30～2.00％、
Cr：0.01％以上且低于0.50％、
S：0.003～0.070％、
Bi：超过0.0001％且0.0050％以下、
N：0.0030～0.0075％、
Al：0.003～0.100％、
P：0.050％以下、
B：0～0.0050％、
Mo：0～0.20％、
Ni：0～1.00％、
Cu：0～1.00％、
Ca：0～0.0050％、
Mg：0～0.0050％、
Zr：0～0.0050％、
Rem：0～0.0050％、
Ti：0～0.20％、
Nb：0～0.20％、
V：0～0.35％、
Sb：0～0.015％、
Te：0～0.20％、及
Pb：0～0.50％，
剩余部分包含Fe及杂质，
满足下述式(1a)及下述式(2a)，
在与长度方向平行的截面中，当量圆直径低于2.0μm的MnS的存在密度为300个/mm2以上，
290×C+50×Si+430≥620 (1a)
d+3σ<20 (2a)
其中，式(1a)中的C、Si为以质量％计的含量，式(2a)中的d是当量圆直径为1.0μm以上的MnS的以单位μm计的平均当量圆直径，σ是所述当量圆直径为1.0μm以上的MnS的当量圆直径的标准偏差。
2.根据权利要求1所述的机械结构用钢，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有选自由
B：0.0003～0.0050％、
Mo：0.01～0.20％、
Ni：0.05～1.00％、及
Cu：0.05～1.00％
组成的组中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的机械结构用钢，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有选自由
Ca：0.0003～0.0050％、
Mg：0.0003～0.0050％、
Zr：0.0003～0.0050％、及
Rem：0.0003～0.0050％
组成的组中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的机械结构用钢，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有选自由
Ti：0.005～0.20％、
Nb：0.005～0.20％、及
V：0.005～0.35％
组成的组中的1种或2种以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的机械结构用钢，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有
Sb：0.0003～0.015％、
Te：0.0003～0.20％、及
Pb：0.01～0.50％
中的1种或2种以上。
6.一种高频淬火钢部件，其特征在于，化学成分以质量％计包含：
C：0.40～0.70％、
Si：0.15～3.00％、
Mn：0.30～2.00％、
Cr：0.01％以上且低于0.50％、
S：0.003～0.070％、
Bi：超过0.0001％且0.0050％以下、
N：0.0030～0.0075％、
Al：0.003～0.100％、
P：0.050％以下、
B：0～0.0050％、
Mo：0～0.20％、
Ni：0～1.00％、
Cu：0～1.00％、
Ca：0～0.0050％、
Mg：0～0.0050％、
Zr：0～0.0050％、
Rem：0～0.0050％、
Ti：0～0.20％、
Nb：0～0.20％、
V：0～0.35％、
Sb：0～0.015％、
Te：0～0.20％、及
Pb：0～0.50％，
剩余部分包含Fe及杂质，
满足下述式(1b)及下述式(2b)，
在与长度方向平行的截面中，当量圆直径低于2.0μm的MnS的存在密度为300个/mm2以上，
290×C+50×Si+430≥620 (1b)
d+3σ<20 (2b)
其中，式(1b)中的C、Si为以质量％计的含量，式(2b)中的d是当量圆直径为1.0μm以上的MnS的以单位μm计的平均当量圆直径，σ是所述当量圆直径为1.0μm以上的MnS的当量圆直径的标准偏差。
7.根据权利要求6所述的高频淬火钢部件，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有选自由
B：0.0003～0.0050％、
Mo：0.01～0.20％、
Ni：0.05～1.00％、及
Cu：0.05～1.00％
组成的组中的1种或2种以上。
8.根据权利要求6或7所述的高频淬火钢部件，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有选自由
Ca：0.0003～0.0050％、
Mg：0.0003～0.0050％、
Zr：0.0003～0.0050％、及
Rem：0.0003～0.0050％
组成的组中的1种或2种以上。
9.根据权利要求6～8中任一项所述的高频淬火钢部件，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有选自由
Ti：0.005～0.20％、
Nb：0.005～0.20％、及
V：0.005～0.35％
组成的组中的1种或2种以上。
10.根据权利要求6～9中任一项所述的高频淬火钢部件，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有选自由
Sb：0.0003～0.015％、
Te：0.0003～0.20％、及
Pb：0.01～0.50％、
组成的组中的1种或2种以上。
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