JP3398233B2 - 被削性、高周波焼入れ・焼もどし後の疲労強度特性に優れる機械構造用鋼および機械構造用部材の製造方法 - Google Patents
被削性、高周波焼入れ・焼もどし後の疲労強度特性に優れる機械構造用鋼および機械構造用部材の製造方法Info
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- JP3398233B2 JP3398233B2 JP26754894A JP26754894A JP3398233B2 JP 3398233 B2 JP3398233 B2 JP 3398233B2 JP 26754894 A JP26754894 A JP 26754894A JP 26754894 A JP26754894 A JP 26754894A JP 3398233 B2 JP3398233 B2 JP 3398233B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、被削性および焼入れ・
焼もどし後の疲労強度特性とくに高周波焼入れ・焼もど
し後のねじり疲労強度特性を同時に改善した、自動車等
に使われる機械構造用部材の素材として有用な機械構造
用鋼および機械構造用部材の製造方法に関するものであ
る。
焼もどし後の疲労強度特性とくに高周波焼入れ・焼もど
し後のねじり疲労強度特性を同時に改善した、自動車等
に使われる機械構造用部材の素材として有用な機械構造
用鋼および機械構造用部材の製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】自動車用のドライブシャフト、等速ジョ
イント等の機械構造用部材は、熱間圧延した棒鋼に熱間
鍛造、必要に応じて、さらに切削、冷間鍛造等の冷間加
工を施した後、高周波焼入れ・焼もどしの処理を施して
製造されるのが一般的である。このため、前記機械構造
用部材には、静的強度、疲労強度（転動疲労、ねじり疲
労）などの機械特性が必要であるほか、これら部材の製
造に供せられる鋼には、被削性、熱間および冷間におけ
る鍛造性などの製造性に関する特性が必要である。さら
に、近年、環境の観点から自動車の軽量化が求められる
ようになってから、これら機械構造用部材にも、高強度
化が要求されるようになってきた。しかるに、このよう
な高強度化を解決するための技術が、特開平４−３２３
３４４号公報、特開平５−１７８２１号公報などに提案
されている。これらの開示技術は、鋼中に合金元素を多
量に添加することにより、高周波焼き入れ時における焼
入れ深さを増大させ、強度を向上させようとするもので
ある。
イント等の機械構造用部材は、熱間圧延した棒鋼に熱間
鍛造、必要に応じて、さらに切削、冷間鍛造等の冷間加
工を施した後、高周波焼入れ・焼もどしの処理を施して
製造されるのが一般的である。このため、前記機械構造
用部材には、静的強度、疲労強度（転動疲労、ねじり疲
労）などの機械特性が必要であるほか、これら部材の製
造に供せられる鋼には、被削性、熱間および冷間におけ
る鍛造性などの製造性に関する特性が必要である。さら
に、近年、環境の観点から自動車の軽量化が求められる
ようになってから、これら機械構造用部材にも、高強度
化が要求されるようになってきた。しかるに、このよう
な高強度化を解決するための技術が、特開平４−３２３
３４４号公報、特開平５−１７８２１号公報などに提案
されている。これらの開示技術は、鋼中に合金元素を多
量に添加することにより、高周波焼き入れ時における焼
入れ深さを増大させ、強度を向上させようとするもので
ある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、発明者
らの検討によれば、上記既知技術によると、機械構造用
部材の静的な強度（ねじり強度）は改善されるものの、
ねじり疲労強度は不十分であるという問題があった。そ
のうえ、多量の合金元素添加に起因して、加工性とりわ
け被削性が極端に劣化するという問題もあった。本発明
の目的は、従来技術が抱えている上記問題を有利に解決
しようとするものであって、被削性および焼入れ・焼も
どし処理後の疲労強度特性に優れる機械構造用鋼の製造
技術を提供することにある。また、本発明の目的は、被
削性および高周波焼入れ・焼もどし後処理のねじり疲労
強度特性に優れる機械構造用鋼の製造技術を提供するこ
とにある。さらにまた、本発明の目的は、ねじり疲労強
度特性に優れる機械構造用部材の製造技術を提供するこ
とにある。
らの検討によれば、上記既知技術によると、機械構造用
部材の静的な強度（ねじり強度）は改善されるものの、
ねじり疲労強度は不十分であるという問題があった。そ
のうえ、多量の合金元素添加に起因して、加工性とりわ
け被削性が極端に劣化するという問題もあった。本発明
の目的は、従来技術が抱えている上記問題を有利に解決
しようとするものであって、被削性および焼入れ・焼も
どし処理後の疲労強度特性に優れる機械構造用鋼の製造
技術を提供することにある。また、本発明の目的は、被
削性および高周波焼入れ・焼もどし後処理のねじり疲労
強度特性に優れる機械構造用鋼の製造技術を提供するこ
とにある。さらにまた、本発明の目的は、ねじり疲労強
度特性に優れる機械構造用部材の製造技術を提供するこ
とにある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】発明者らは、上記課題を
解決するために、機械構造用鋼の被削性と疲労強度（特
に、ねじり疲労強度）とを共に高めるための化学組成お
よび製造条件について鋭意研究した結果、これらの条件
を適正な範囲に制御することにより、前記両特性を同時
に満足させることが可能であることを見出し、本発明を
完成するに至った。すなわち、その要旨構成は次のとお
りである。
解決するために、機械構造用鋼の被削性と疲労強度（特
に、ねじり疲労強度）とを共に高めるための化学組成お
よび製造条件について鋭意研究した結果、これらの条件
を適正な範囲に制御することにより、前記両特性を同時
に満足させることが可能であることを見出し、本発明を
完成するに至った。すなわち、その要旨構成は次のとお
りである。
【０００５】(1) Ｃ：0.35〜0.60wt％、 Si：0.05wt
％以下、Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt
％、Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、
Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、Ｏ：0.00
2 wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物か
らなることを特徴とする被削性、高周波焼入れ・焼もど
し後の疲労強度特性に優れる機械構造用鋼。
％以下、Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt
％、Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、
Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、Ｏ：0.00
2 wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物か
らなることを特徴とする被削性、高周波焼入れ・焼もど
し後の疲労強度特性に優れる機械構造用鋼。
【０００６】(2) Ｃ：0.35〜0.60wt％、 Si：0.05wt
％以下、Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt
％、Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、
Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、Ｏ：0.00
2 wt％以下を含み、かつCu：1.0 wt％以下、 Ni：
3.5 wt％以下、Mo：0.05〜0.5 wt％、 Ｖ：0.01〜0.
30wt％およびNb：0.005 〜0.05wt％のうちから選んだ１
種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不
純物からなることを特徴とする被削性、高周波焼入れ・
焼もどし後の疲労強度特性に優れる機械構造用鋼。
％以下、Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt
％、Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、
Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、Ｏ：0.00
2 wt％以下を含み、かつCu：1.0 wt％以下、 Ni：
3.5 wt％以下、Mo：0.05〜0.5 wt％、 Ｖ：0.01〜0.
30wt％およびNb：0.005 〜0.05wt％のうちから選んだ１
種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不
純物からなることを特徴とする被削性、高周波焼入れ・
焼もどし後の疲労強度特性に優れる機械構造用鋼。
【０００７】(3) Ｃ：0.35〜0.60wt％、 Si：0.05wt
％以下、Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt
％、Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、
Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、Ｏ：0.00
2 wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物か
らなる成分組成の鋼を、900 〜1000℃の温度域で加熱・
鍛造し、次いで、必要により冷間加工を経て、高周波焼
入れ・焼もどし処理をおこなうことを特徴とする疲労強
度特性に優れる機械構造用部材の製造方法。
％以下、Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt
％、Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、
Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、Ｏ：0.00
2 wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物か
らなる成分組成の鋼を、900 〜1000℃の温度域で加熱・
鍛造し、次いで、必要により冷間加工を経て、高周波焼
入れ・焼もどし処理をおこなうことを特徴とする疲労強
度特性に優れる機械構造用部材の製造方法。
【０００８】(4) Ｃ：0.35〜0.60wt％、 Si：0.05wt
％以下、Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt
％、Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、
Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、Ｏ：0.00
2 wt％以下を含み、かつCu：1.0 wt％以下、 Ni：
3.5 wt％以下、Mo：0.05〜0.5 wt％、 Ｖ：0.01〜0.
30wt％およびNb：0.005 〜0.05wt％のうちから選んだ１
種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不
純物からなる成分組成の鋼を、900 〜1000℃の温度域で
加熱・鍛造し、次いで、必要により冷間加工を経て、高
周波焼入れ・焼もどし処理をおこなうことを特徴とする
疲労強度特性に優れる機械構造用部材の製造方法。
％以下、Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt
％、Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、
Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、Ｏ：0.00
2 wt％以下を含み、かつCu：1.0 wt％以下、 Ni：
3.5 wt％以下、Mo：0.05〜0.5 wt％、 Ｖ：0.01〜0.
30wt％およびNb：0.005 〜0.05wt％のうちから選んだ１
種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不
純物からなる成分組成の鋼を、900 〜1000℃の温度域で
加熱・鍛造し、次いで、必要により冷間加工を経て、高
周波焼入れ・焼もどし処理をおこなうことを特徴とする
疲労強度特性に優れる機械構造用部材の製造方法。
【０００９】(5) Ｃ：0.35〜0.60wt％、 Si：0.05wt
％以下、Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt
％、Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、
Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、Ｏ：0.00
2 wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物か
らなる成分組成の鋼を、1000〜1300℃の温度域で加熱・
鍛造し、さらに、800 〜1000℃の温度域に加熱したのち
空冷する焼ならし処理を行い、次いで、必要により冷間
加工を経て、高周波焼入れ・焼もどし処理をおこなうこ
とを特徴とする疲労強度特性に優れる機械構造用部材の
製造方法。
％以下、Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt
％、Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、
Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、Ｏ：0.00
2 wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物か
らなる成分組成の鋼を、1000〜1300℃の温度域で加熱・
鍛造し、さらに、800 〜1000℃の温度域に加熱したのち
空冷する焼ならし処理を行い、次いで、必要により冷間
加工を経て、高周波焼入れ・焼もどし処理をおこなうこ
とを特徴とする疲労強度特性に優れる機械構造用部材の
製造方法。
【００１０】(6) Ｃ：0.35〜0.60wt％、 Si：0.05wt
％以下、Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt
％、Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、
Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、Ｏ：0.00
2 wt％以下を含み、かつCu：1.0 wt％以下、 Ni：
3.5 wt％以下、Mo：0.05〜0.5 wt％、 Ｖ：0.01〜0.
30wt％およびNb：0.005 〜0.05wt％のうちから選んだ１
種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不
純物からなる成分組成の鋼を、1000〜1300℃の温度域で
加熱・鍛造し、さらに、800〜1000℃の温度域に加熱し
たのち空冷する焼ならし処理を行い、次いで、必要によ
り冷間加工を経て、高周波焼入れ・焼もどし処理をおこ
なうことを特徴とする疲労強度特性に優れる機械構造用
部材の製造方法。
％以下、Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt
％、Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、
Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、Ｏ：0.00
2 wt％以下を含み、かつCu：1.0 wt％以下、 Ni：
3.5 wt％以下、Mo：0.05〜0.5 wt％、 Ｖ：0.01〜0.
30wt％およびNb：0.005 〜0.05wt％のうちから選んだ１
種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不
純物からなる成分組成の鋼を、1000〜1300℃の温度域で
加熱・鍛造し、さらに、800〜1000℃の温度域に加熱し
たのち空冷する焼ならし処理を行い、次いで、必要によ
り冷間加工を経て、高周波焼入れ・焼もどし処理をおこ
なうことを特徴とする疲労強度特性に優れる機械構造用
部材の製造方法。
【００１１】(7) 上記(2)(4)(6) の何れか１において、
選択的に添加される任意添加元素(Cu,Ni,Mo,Ｖ,Nb)につ
いては、次のような組み合わせで添加することが推奨さ
れる。 1.0 wt％以下Cu−（Ni,Mo,Ｖ,Nb の１種以上） 3.5 wt％以下Ni−（Mo, Ｖ,Nb の１種以上） 0.05〜0.5 wt％Mo−（Ｖ,Nb の１種以上） 0.01〜0.30wt％Ｖ−（Nb）
選択的に添加される任意添加元素(Cu,Ni,Mo,Ｖ,Nb)につ
いては、次のような組み合わせで添加することが推奨さ
れる。 1.0 wt％以下Cu−（Ni,Mo,Ｖ,Nb の１種以上） 3.5 wt％以下Ni−（Mo, Ｖ,Nb の１種以上） 0.05〜0.5 wt％Mo−（Ｖ,Nb の１種以上） 0.01〜0.30wt％Ｖ−（Nb）
【００１２】
【作用】発明者らは、機械構造用鋼の被削性とこの鋼を
加工後、高周波焼入れ・焼もどし処理した材料のねじり
疲労強度とについて、切削現象および疲労現象の原点に
立ち返り、これら現象のメカニズムについて検討すると
ともに、被削性およびねじり疲労強度に及ぼす化学組成
および製造条件の影響について詳細に研究した結果、以
下の知見を得た。
加工後、高周波焼入れ・焼もどし処理した材料のねじり
疲労強度とについて、切削現象および疲労現象の原点に
立ち返り、これら現象のメカニズムについて検討すると
ともに、被削性およびねじり疲労強度に及ぼす化学組成
および製造条件の影響について詳細に研究した結果、以
下の知見を得た。
【００１３】ねじり疲労について；
ねじり疲労による亀裂は、部材表面の切欠部を起点に
して、粒界破壊によって発生し、粒内の亀裂伝播により
部材内部に進展する。 粒界破壊は、旧γ（以下、単に「γ」と省略する）粒
界そって生ずる。粒界破壊の抑制には、粒界におけるＰ
偏析量の低減が有効である。粒界のＰ偏析量の低減のた
めには、Ｐ添加量の減少、Ｍｏの添加のほか、γ粒の細
粒化による粒界におけるＰ偏析量の実質的な低減が有効
である。Ｍｎは高周波焼き入れ時のγ粒径の細粒化に大
きく寄与する。 高周波焼入れ・焼もどし後の硬化層の靱性が高いと、
粒内における亀裂伝播が遅延する。硬化層の靱性向上に
はＭｎ，Ｎｉが効果がある。 表面硬さの上昇は、表面における疲労亀裂発生の限界
応力を高める。表面硬さの上昇には、Ｃが有効である。 高周波焼入れ・焼もどし後の表面における圧縮残留応
力は、疲労亀裂の伝播を抑制し、疲労強度寿命を向上さ
せるので高い方がよい。圧縮残留応力を高めるためには
高周波焼入れ・焼もどしの硬化層深さは薄いほうがよい
が、あまりに薄くすると非硬化部より破壊が発生するの
で適切な厚さを選択するする必要がある。 高周波加熱時にオーステナイト中に固溶しない、未固
溶の炭化物は疲労亀裂の発生起点になる。とくにＣｒは
セメンタイト中に濃縮し、セメンタイトを安定化させる
ので、疲労強度に悪影響を及ぼす。
して、粒界破壊によって発生し、粒内の亀裂伝播により
部材内部に進展する。 粒界破壊は、旧γ（以下、単に「γ」と省略する）粒
界そって生ずる。粒界破壊の抑制には、粒界におけるＰ
偏析量の低減が有効である。粒界のＰ偏析量の低減のた
めには、Ｐ添加量の減少、Ｍｏの添加のほか、γ粒の細
粒化による粒界におけるＰ偏析量の実質的な低減が有効
である。Ｍｎは高周波焼き入れ時のγ粒径の細粒化に大
きく寄与する。 高周波焼入れ・焼もどし後の硬化層の靱性が高いと、
粒内における亀裂伝播が遅延する。硬化層の靱性向上に
はＭｎ，Ｎｉが効果がある。 表面硬さの上昇は、表面における疲労亀裂発生の限界
応力を高める。表面硬さの上昇には、Ｃが有効である。 高周波焼入れ・焼もどし後の表面における圧縮残留応
力は、疲労亀裂の伝播を抑制し、疲労強度寿命を向上さ
せるので高い方がよい。圧縮残留応力を高めるためには
高周波焼入れ・焼もどしの硬化層深さは薄いほうがよい
が、あまりに薄くすると非硬化部より破壊が発生するの
で適切な厚さを選択するする必要がある。 高周波加熱時にオーステナイト中に固溶しない、未固
溶の炭化物は疲労亀裂の発生起点になる。とくにＣｒは
セメンタイト中に濃縮し、セメンタイトを安定化させる
ので、疲労強度に悪影響を及ぼす。
【００１４】被削性について；
被削性は、従来より知られていた硬さのほかに、ミク
ロ組織によっても影響をうけ、とくに、フェライト分
率、ベイナイト分率およびパーライトの形態の影響が大
きい。 ミクロ組織の影響は、切削時の切り屑が、剪断面にお
いて発生したボイドの拡大連結により母材から分離して
形成されることから説明される。そして、ボイドの発生
は、フェライト・パーライト組織鋼においては、フェラ
イトとパーライトの界面や、パーライト中のフェライト
とセメンタイトとの界面でおこり、またベイナイトが存
在する場合にはベイナイト内部からおこる。また、パー
ライトのラメラーが層状に発達した場合には、フェライ
トとセメンタイトとの界面でのボイドの発生頻度が低下
する。 Ｃ，Ｍｎの含有量が増えると、フェライト分率が減少
して、ボイドの発生するフェライトとパーライトの界面
が減少し、被削性が低下する。ＭｎとＣｒの含有量が増
えると、層状のラメラーが発達し、被削性が低下する。
Ｍｏは、ベイナイト形成により、また、パーライトのラ
メラーを不均質な構造にするので被削性を向上させる
が、多量の添加は硬さを上昇させ被削性を低下させる。 Ｓｉは、組織因子には影響を及ぼさないが、フェライ
ト相の硬さを高め、被削性を低下させる。
ロ組織によっても影響をうけ、とくに、フェライト分
率、ベイナイト分率およびパーライトの形態の影響が大
きい。 ミクロ組織の影響は、切削時の切り屑が、剪断面にお
いて発生したボイドの拡大連結により母材から分離して
形成されることから説明される。そして、ボイドの発生
は、フェライト・パーライト組織鋼においては、フェラ
イトとパーライトの界面や、パーライト中のフェライト
とセメンタイトとの界面でおこり、またベイナイトが存
在する場合にはベイナイト内部からおこる。また、パー
ライトのラメラーが層状に発達した場合には、フェライ
トとセメンタイトとの界面でのボイドの発生頻度が低下
する。 Ｃ，Ｍｎの含有量が増えると、フェライト分率が減少
して、ボイドの発生するフェライトとパーライトの界面
が減少し、被削性が低下する。ＭｎとＣｒの含有量が増
えると、層状のラメラーが発達し、被削性が低下する。
Ｍｏは、ベイナイト形成により、また、パーライトのラ
メラーを不均質な構造にするので被削性を向上させる
が、多量の添加は硬さを上昇させ被削性を低下させる。 Ｓｉは、組織因子には影響を及ぼさないが、フェライ
ト相の硬さを高め、被削性を低下させる。
【００１５】つぎに、本発明において、鋼の成分組成お
よび製造条件を、上記範囲に限定した理由について説明
する。
よび製造条件を、上記範囲に限定した理由について説明
する。
【００１６】Ｃ：0.35〜0.60wt％
Ｃは、高周波焼入れ性への影響が最も大きい元素であ
り、焼入れ硬化層の硬さおよび深さを高めて、ねじり強
度、ねじり疲労強度を確保するのに有用である。その効
果を得るためには少なくとも0.35wt％以上必要である
が、0.60wt％を超えて添加してもねじり疲労強度は飽和
するのみでなく、被削性を低下させる。したがって、Ｃ
含有量は0.35〜0.60wt％、好ましくは0.45〜0.55wt％の
範囲とする。
り、焼入れ硬化層の硬さおよび深さを高めて、ねじり強
度、ねじり疲労強度を確保するのに有用である。その効
果を得るためには少なくとも0.35wt％以上必要である
が、0.60wt％を超えて添加してもねじり疲労強度は飽和
するのみでなく、被削性を低下させる。したがって、Ｃ
含有量は0.35〜0.60wt％、好ましくは0.45〜0.55wt％の
範囲とする。
【００１７】Si：0.05wt％以下
Siは、鋼の焼入れ性向上作用は少ないが、フェライトの
硬さを上昇させ、被削性を低下させるので、極力低減す
べきであり、その含有量は0.05wt％まで許容される。し
たがって、Siの含有量は、0.05wt％以下、好ましくは0.
02wt％以下に制限する。
硬さを上昇させ、被削性を低下させるので、極力低減す
べきであり、その含有量は0.05wt％まで許容される。し
たがって、Siの含有量は、0.05wt％以下、好ましくは0.
02wt％以下に制限する。
【００１８】Mn：0.75〜1.70wt％
Mnは、焼入れ性を高めるのに有用な元素であるほか、高
周波加熱時におけるγ粒径の細粒化、焼入れ硬化層の靱
性向上によりねじり疲労強度を向上させる元素である。
Mn含有量が、0.75wt％未満ではその効果に乏しく、一
方、1.70wt％を超えるとパーライト分率が増加し、ま
た、ラメラーが層状のパーライトを発達させて、被削性
を著しく低下させる。したがって、Mn含有量は0.75〜1.
70wt％、好ましくは0.9 〜1.3 wt％の範囲とする。
周波加熱時におけるγ粒径の細粒化、焼入れ硬化層の靱
性向上によりねじり疲労強度を向上させる元素である。
Mn含有量が、0.75wt％未満ではその効果に乏しく、一
方、1.70wt％を超えるとパーライト分率が増加し、ま
た、ラメラーが層状のパーライトを発達させて、被削性
を著しく低下させる。したがって、Mn含有量は0.75〜1.
70wt％、好ましくは0.9 〜1.3 wt％の範囲とする。
【００１９】Al：0.01〜0.05wt％
Alは、脱酸に必要な元素であるとともに、鋼中Ｎと結合
してAlＮを形成し、これが高周波加熱時のγ粒径を細粒
化することにより、ねじり疲労強度を向上させる有用な
元素である。しかし、0.01wt％未満ではその効果に乏し
く、一方、0.05wt％を超えて添加すると酸化物非金属介
在物を多量に生成し、これが疲労亀裂の起点となり疲労
強度を低下させる。したがって、Al含有量は0.01〜0.05
wt％、好ましくは0.02〜0.04wt％の範囲とする。
してAlＮを形成し、これが高周波加熱時のγ粒径を細粒
化することにより、ねじり疲労強度を向上させる有用な
元素である。しかし、0.01wt％未満ではその効果に乏し
く、一方、0.05wt％を超えて添加すると酸化物非金属介
在物を多量に生成し、これが疲労亀裂の起点となり疲労
強度を低下させる。したがって、Al含有量は0.01〜0.05
wt％、好ましくは0.02〜0.04wt％の範囲とする。
【００２０】Cr：0.15wt％以下
Crは、パーライトラメラーの層状化を促進して、被削性
を低下させる有害な元素である。さらに、Crは、高周波
焼き入れ前の加熱時にセメンタイト中に濃縮してこれを
安定化させ、高周波焼き入れ前の加熱でもオーステナイ
ト中に固溶しない残留炭化物を形成し、これが疲労亀裂
とくにねじり疲労亀裂の起点となり疲労強度を低下させ
るので、その含有量は極力低下させるべきである。Cr含
有量は、0.15wt％まで許容されるので、0.15wt％以下、
好ましくは0.05wt％以下の範囲とする。
を低下させる有害な元素である。さらに、Crは、高周波
焼き入れ前の加熱時にセメンタイト中に濃縮してこれを
安定化させ、高周波焼き入れ前の加熱でもオーステナイ
ト中に固溶しない残留炭化物を形成し、これが疲労亀裂
とくにねじり疲労亀裂の起点となり疲労強度を低下させ
るので、その含有量は極力低下させるべきである。Cr含
有量は、0.15wt％まで許容されるので、0.15wt％以下、
好ましくは0.05wt％以下の範囲とする。
【００２１】Ｐ：0.020 wt％以下
Ｐは、焼き入れ時の焼き割れ性を助長するほか、γ粒界
に偏析してねじり疲労強度を低下させるので、その含有
量は極力低下させるべきである。Ｐ含有量は、0.020 wt
％まで許容されるので、0.020 wt％以下、好ましくは0.
010 wt％以下の範囲とする。
に偏析してねじり疲労強度を低下させるので、その含有
量は極力低下させるべきである。Ｐ含有量は、0.020 wt
％まで許容されるので、0.020 wt％以下、好ましくは0.
010 wt％以下の範囲とする。
【００２２】Ｓ：0.03wt％以下
Ｓは、鋼中でMnS を形成し被削性を向上させる反面、Mn
S は疲労亀裂の起点となり、疲労強度の低下を招く元素
でもある。そこで、Ｓの含有量は、両者の作用がバラン
スする0.03wt％以下の範囲とする。なお、好ましいＳの
含有量は0.015wt％以下とする。
S は疲労亀裂の起点となり、疲労強度の低下を招く元素
でもある。そこで、Ｓの含有量は、両者の作用がバラン
スする0.03wt％以下の範囲とする。なお、好ましいＳの
含有量は0.015wt％以下とする。
【００２３】Ｎ :0.01wt％以下
Ｎは、Alと結合してAlＮを形成し、このAlＮが高周波加
熱時のγ粒径を細粒化することにより、ねじり疲労強度
を向上させる有用な元素である。しかし、0.01wt％を超
えて添加すると、粗大なAlＮを形成し、固溶Ｎ量を増加
させて、ねじり疲労強度を低下させるとともに、部材中
心部の靱性の劣化を招くので、0.01wt％以下の範囲で添
加する。
熱時のγ粒径を細粒化することにより、ねじり疲労強度
を向上させる有用な元素である。しかし、0.01wt％を超
えて添加すると、粗大なAlＮを形成し、固溶Ｎ量を増加
させて、ねじり疲労強度を低下させるとともに、部材中
心部の靱性の劣化を招くので、0.01wt％以下の範囲で添
加する。
【００２４】Ｏ：0.002 wt％以下
Ｏは、酸化物系非金属介在物を形成し、被削性および疲
労強度をともに低下させるので極力低減すべきである
が、上限は0.002 wt％まで許容される。なお、好ましい
含有量は0.0015wt％以下である。
労強度をともに低下させるので極力低減すべきである
が、上限は0.002 wt％まで許容される。なお、好ましい
含有量は0.0015wt％以下である。
【００２５】本発明においては、必要に応じ、さらに上
記の主要成分に加えて Cu, Ni, Mo,Ｖ, Nb, のうちから
選ばれる１種または２種以上の成分を含有させることに
より、上掲の各主要成分のもつ作用効果を助成すること
にあわせて、他の諸特性の付与、改善を図ることができ
る。以下に、これら添加成分について限定理由について
説明する。
記の主要成分に加えて Cu, Ni, Mo,Ｖ, Nb, のうちから
選ばれる１種または２種以上の成分を含有させることに
より、上掲の各主要成分のもつ作用効果を助成すること
にあわせて、他の諸特性の付与、改善を図ることができ
る。以下に、これら添加成分について限定理由について
説明する。
【００２６】Cu：1.0 wt％以下
Cuは、焼入れ性向上および被削性向上に有用な元素であ
る。しかし、1.0 wt％を超えて添加すると熱間脆性を引
き起こすので、Cuの含有量は1.0 wt％以下とする。な
お、好ましい含有量は0.4 〜1.0 wt％である。
る。しかし、1.0 wt％を超えて添加すると熱間脆性を引
き起こすので、Cuの含有量は1.0 wt％以下とする。な
お、好ましい含有量は0.4 〜1.0 wt％である。
【００２７】Ni：3.5 wt％以下
Niは、焼入れ性向上のほか、焼入れ硬化層の靱性向上に
より疲労強度を向上させる有用な元素である。しかし、
3.5 wt％を超えて添加すると被削性を低下させるので、
Niの含有量は3.5 wt％以下とする。なお、好ましい含有
量は0.5 〜2.0wt％である。
より疲労強度を向上させる有用な元素である。しかし、
3.5 wt％を超えて添加すると被削性を低下させるので、
Niの含有量は3.5 wt％以下とする。なお、好ましい含有
量は0.5 〜2.0wt％である。
【００２８】Mo：0.05〜0.5 wt％
Moは、焼入れ性を高めるとともに、Ｐのγ粒界への偏析
を低減させることにより疲労強度を高める有用な元素で
ある。さらに、Moは、パーライトの形態を層状ラメラー
から方向性のないラメラーに変化させ、また、ベイナイ
トの形成を促進し、被削性を高める作用も有している。
0.05wt％未満ではこれらの添加効果が少なく、一方、0.
5 wt％を超えて添加すると硬質なベイナイトが多量に生
成し、被削性を低下させるので、Mo含有量は0.05〜0.5
wt％とする。
を低減させることにより疲労強度を高める有用な元素で
ある。さらに、Moは、パーライトの形態を層状ラメラー
から方向性のないラメラーに変化させ、また、ベイナイ
トの形成を促進し、被削性を高める作用も有している。
0.05wt％未満ではこれらの添加効果が少なく、一方、0.
5 wt％を超えて添加すると硬質なベイナイトが多量に生
成し、被削性を低下させるので、Mo含有量は0.05〜0.5
wt％とする。
【００２９】Ｖ：0.01〜0.30wt％
Ｖは、Ｖ（Ｃ，Ｎ）を形成して、γ粒を細粒化させて疲
労強度向上に寄与する。しかし、Ｖ含有量が、0.01wt％
未満ではその効果に乏しく、一方、0.30wt％を超えて添
加すると粗大な析出物を形成し、疲労強度を低下させる
ので、Ｖ含有量は0.01〜0.30wt％とする。なお、好まし
い含有量は0.05〜0.25wt％である。
労強度向上に寄与する。しかし、Ｖ含有量が、0.01wt％
未満ではその効果に乏しく、一方、0.30wt％を超えて添
加すると粗大な析出物を形成し、疲労強度を低下させる
ので、Ｖ含有量は0.01〜0.30wt％とする。なお、好まし
い含有量は0.05〜0.25wt％である。
【００３０】Nb：0.005 〜0.05wt％
Nbは、Nb（Ｃ，Ｎ）を形成して、高周波加熱時における
γ粒を細粒化させて疲労強度向上に寄与する。しかし、
Nb含有量が、0.005 wt％未満ではその効果に乏しく、一
方、0.05wt％を超えて添加すると粗大な析出物を形成
し、疲労強度を低下させるので、Nb含有量は0.005 〜0.
05wt％とする。なお、好ましい含有量は0.01〜0.03wt％
である。
γ粒を細粒化させて疲労強度向上に寄与する。しかし、
Nb含有量が、0.005 wt％未満ではその効果に乏しく、一
方、0.05wt％を超えて添加すると粗大な析出物を形成
し、疲労強度を低下させるので、Nb含有量は0.005 〜0.
05wt％とする。なお、好ましい含有量は0.01〜0.03wt％
である。
【００３１】・加熱・鍛造工程
本発明鋼は、加熱・鍛造工程を経て、機械構造用部材に
粗成形される。この加熱・鍛造温度が900 ℃に満たない
と熱的に安定化したセメンタイトが部材中に存在するた
め、ねじり疲労強度を低下させる。したがって、加熱・
鍛造温度は900℃以上で行う必要がある。加熱・鍛造温
度が、900 ℃の温度域においては、高温になるにしたが
い鋼の変形能が大きくなり、金型寿命の延長の上からは
有利となる。しかし、1000℃以上の温度になると、鍛造
のままの状態では、鋼組織が粗大になるばかりでなく、
フェライト面積率が小さくなるために被削性が低下す
る。この温度が、さらに高温となり1300℃を超えると、
赤熱脆性のために変形能が著しく低下し、鍛造割れが生
じるという問題を招く。このため、加熱・鍛造温度が、
900 〜1000℃未満の温度域の場合には鍛造のままの状態
で機械構造用部材としての特性を備えることができる
が、1000〜1300℃の温度域の場合には、部材としての特
性を満たすために、鍛造の後、焼きならし処理を施す必
要がある。なお、加熱・鍛造温度の好ましい範囲は、そ
れぞれ900〜960 、および1000〜1200℃である。
粗成形される。この加熱・鍛造温度が900 ℃に満たない
と熱的に安定化したセメンタイトが部材中に存在するた
め、ねじり疲労強度を低下させる。したがって、加熱・
鍛造温度は900℃以上で行う必要がある。加熱・鍛造温
度が、900 ℃の温度域においては、高温になるにしたが
い鋼の変形能が大きくなり、金型寿命の延長の上からは
有利となる。しかし、1000℃以上の温度になると、鍛造
のままの状態では、鋼組織が粗大になるばかりでなく、
フェライト面積率が小さくなるために被削性が低下す
る。この温度が、さらに高温となり1300℃を超えると、
赤熱脆性のために変形能が著しく低下し、鍛造割れが生
じるという問題を招く。このため、加熱・鍛造温度が、
900 〜1000℃未満の温度域の場合には鍛造のままの状態
で機械構造用部材としての特性を備えることができる
が、1000〜1300℃の温度域の場合には、部材としての特
性を満たすために、鍛造の後、焼きならし処理を施す必
要がある。なお、加熱・鍛造温度の好ましい範囲は、そ
れぞれ900〜960 、および1000〜1200℃である。
【００３２】・焼ならし工程
上記したように、加熱・鍛造温度が1000〜1300℃の温度
域の場合には、被削性向上などのために焼ならし処理を
行う。焼ならし処理の温度が800 ℃に満たないと、焼き
ならし処理の昇温過程で合金元素の濃縮により安定化し
たセメンタイトがオーステナイト中で完全に固溶せず、
この残留セメンタイトは高周波焼入れによっても完全に
固溶しないで残る。このようにして残留したセメンタイ
トはねじり疲労亀裂発生の起点として作用し、疲労強度
の低下を引き起こす。一方、焼ならし処理の温度が1000
℃を超えた場合には、鋼組織が粗大となり、この結果、
その後の高周波焼入れ時のγ粒径が粗大となり、疲労強
度を低下させるという悪影響が生ずる。したがって、焼
ならし処理の温度は800 〜1000℃、好ましくは850 〜97
0 ℃の範囲で行う必要がある。ここで、焼きならし処理
における加熱保持時間は30〜60min の範囲にするのが好
ましい。なお、加熱・鍛造温度が、900 〜1000℃未満の
温度域の場合であっても、被削性改善のために、上記温
度範囲の焼きならし処理を行ってもよい。
域の場合には、被削性向上などのために焼ならし処理を
行う。焼ならし処理の温度が800 ℃に満たないと、焼き
ならし処理の昇温過程で合金元素の濃縮により安定化し
たセメンタイトがオーステナイト中で完全に固溶せず、
この残留セメンタイトは高周波焼入れによっても完全に
固溶しないで残る。このようにして残留したセメンタイ
トはねじり疲労亀裂発生の起点として作用し、疲労強度
の低下を引き起こす。一方、焼ならし処理の温度が1000
℃を超えた場合には、鋼組織が粗大となり、この結果、
その後の高周波焼入れ時のγ粒径が粗大となり、疲労強
度を低下させるという悪影響が生ずる。したがって、焼
ならし処理の温度は800 〜1000℃、好ましくは850 〜97
0 ℃の範囲で行う必要がある。ここで、焼きならし処理
における加熱保持時間は30〜60min の範囲にするのが好
ましい。なお、加熱・鍛造温度が、900 〜1000℃未満の
温度域の場合であっても、被削性改善のために、上記温
度範囲の焼きならし処理を行ってもよい。
【００３３】なお、本発明鋼の製造に当たり、上記した
以外の条件については特に定める必要がなく、例えば転
炉／電炉−連続鋳造／鋼塊−熱間圧延工程の条件など
は、常法にしたがって行えばよい。また、高周波焼入れ
・焼もどしの条件については、例えば周波数15 KHzの高
周波焼入れ試験機により、出力120 KWで0.2 〜１sec の
加熱・焼入れ、170 ℃×１hrの焼もどしとすればよい。
以外の条件については特に定める必要がなく、例えば転
炉／電炉−連続鋳造／鋼塊−熱間圧延工程の条件など
は、常法にしたがって行えばよい。また、高周波焼入れ
・焼もどしの条件については、例えば周波数15 KHzの高
周波焼入れ試験機により、出力120 KWで0.2 〜１sec の
加熱・焼入れ、170 ℃×１hrの焼もどしとすればよい。
【００３４】
・実施例１
表１に示す成分組成の鋼を、転炉−連続鋳造の工程によ
り溶製し、400 ×540mm のブルームにしたのち、熱間圧
延により150mm 角ビレットとした。このビレットを1030
℃に加熱後、熱間圧延により50mmφの直棒とした。この
直棒の一部から被削性試験片を採取した。また、他の一
部については、さらに 980℃の加熱・鍛造により15mmφ
の直棒に加工し、この直棒から平行部20mmφ、応力集中
係数α＝1.5 の切欠を有するねじり疲労試験片を作製
し、これに周波数15kHz の高周波焼入れ装置を用いて焼
き入れし、170 ℃×30min の焼きもどし処理を行ってね
じり疲労試験を行った。高周波焼入れ・焼もどし後の焼
入れ深さは４mmとした。被削性試験は、SKH4,4mmφのド
リルを用いて、1500rpm の条件で12mm長さの穿孔を行
い、切削不能になるまでの総穴明け長さを工具寿命とし
て求め評価した。ねじり疲労試験は、500kgf・m のねじ
り疲労試験機を用いて、両振に応力条件を変えて行い、
104 回の寿命となる応力を疲労強度として評価した。こ
れらの試験結果を表１に併せて示す。
り溶製し、400 ×540mm のブルームにしたのち、熱間圧
延により150mm 角ビレットとした。このビレットを1030
℃に加熱後、熱間圧延により50mmφの直棒とした。この
直棒の一部から被削性試験片を採取した。また、他の一
部については、さらに 980℃の加熱・鍛造により15mmφ
の直棒に加工し、この直棒から平行部20mmφ、応力集中
係数α＝1.5 の切欠を有するねじり疲労試験片を作製
し、これに周波数15kHz の高周波焼入れ装置を用いて焼
き入れし、170 ℃×30min の焼きもどし処理を行ってね
じり疲労試験を行った。高周波焼入れ・焼もどし後の焼
入れ深さは４mmとした。被削性試験は、SKH4,4mmφのド
リルを用いて、1500rpm の条件で12mm長さの穿孔を行
い、切削不能になるまでの総穴明け長さを工具寿命とし
て求め評価した。ねじり疲労試験は、500kgf・m のねじ
り疲労試験機を用いて、両振に応力条件を変えて行い、
104 回の寿命となる応力を疲労強度として評価した。こ
れらの試験結果を表１に併せて示す。
【００３５】
【表１】
【００３６】表１において、鋼Ａ〜Ｎは発明例であり、
鋼Ｏ〜Ｖは比較例である。表１から、本発明例は、ねじ
り疲労強度が728 〜948 、工具寿命が1670〜6240mmの範
囲にあり、優れた特性を有していることがわかる。ま
た、Moを添加した鋼ではねじり疲労強度および工具寿命
が、Ｖ，Nbを添加した鋼ではねじり疲労強度が、Cuを添
加した鋼では工具寿命が、Niを添加した鋼ではねじり疲
労強度が、それぞれ特に改善されていることもわかる。
これに対し、比較例は、ねじり疲労強度、工具寿命の両
特性またはいずれか一方の特性が発明例の特性よりも劣
っていることがわかる。
鋼Ｏ〜Ｖは比較例である。表１から、本発明例は、ねじ
り疲労強度が728 〜948 、工具寿命が1670〜6240mmの範
囲にあり、優れた特性を有していることがわかる。ま
た、Moを添加した鋼ではねじり疲労強度および工具寿命
が、Ｖ，Nbを添加した鋼ではねじり疲労強度が、Cuを添
加した鋼では工具寿命が、Niを添加した鋼ではねじり疲
労強度が、それぞれ特に改善されていることもわかる。
これに対し、比較例は、ねじり疲労強度、工具寿命の両
特性またはいずれか一方の特性が発明例の特性よりも劣
っていることがわかる。
【００３７】・実施例２
表１における鋼Ｆ，Ｈ，Ｒを用いて、実施例１と同様な
方法で50mmφの直棒とした。この直棒を30mmφの直棒に
鍛造し、鍛造のまま又は焼きならし処理の後、実施例１
と同じ方法で、被削性試験を行うとともに高周波焼入れ
・焼もどし後のねじり疲労試験を行った。これらの、加
熱・鍛造条件および焼きならし条件を表２に示す。得ら
れた試験結果を表２に併せて示す。
方法で50mmφの直棒とした。この直棒を30mmφの直棒に
鍛造し、鍛造のまま又は焼きならし処理の後、実施例１
と同じ方法で、被削性試験を行うとともに高周波焼入れ
・焼もどし後のねじり疲労試験を行った。これらの、加
熱・鍛造条件および焼きならし条件を表２に示す。得ら
れた試験結果を表２に併せて示す。
【００３８】
【表２】
【００３９】表２から、鋼Ｒでは，いかなる加熱・鍛造
条件、焼きならし条件を適用しても、ねじり疲労強度、
工具寿命ともに劣っているが、本発明の成分範囲に適合
する鋼Ｆ，鋼Ｈにおいては、この発明による加熱・鍛造
条件および焼きならし条件を適用すると前記両特性が改
善されることがわかる。
条件、焼きならし条件を適用しても、ねじり疲労強度、
工具寿命ともに劣っているが、本発明の成分範囲に適合
する鋼Ｆ，鋼Ｈにおいては、この発明による加熱・鍛造
条件および焼きならし条件を適用すると前記両特性が改
善されることがわかる。
【００４０】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
被削性および焼入れ・焼もどし処理後の疲労強度特性に
優れる機械構造用鋼を製造できる。とくに、本発明によ
れば、被削性および高周波焼入れ・焼もどし後処理のね
じり疲労強度特性に優れる機械構造用鋼を製造できる。
さらに、本発明によれば、ねじり疲労強度特性に優れる
機械構造用部材を製造できる。従って、本発明によれ
ば、疲労強度が高い機械部材を、生産性を阻害すること
なく製造することが可能となる。
被削性および焼入れ・焼もどし処理後の疲労強度特性に
優れる機械構造用鋼を製造できる。とくに、本発明によ
れば、被削性および高周波焼入れ・焼もどし後処理のね
じり疲労強度特性に優れる機械構造用鋼を製造できる。
さらに、本発明によれば、ねじり疲労強度特性に優れる
機械構造用部材を製造できる。従って、本発明によれ
ば、疲労強度が高い機械部材を、生産性を阻害すること
なく製造することが可能となる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｃ 38/48 Ｃ２２Ｃ 38/48
38/58 38/58
(72)発明者 天野 虔一
岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な
し） 川崎製鉄株式会社 水島製鉄所内
(72)発明者 河崎 充実
岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な
し） 川崎製鉄株式会社 水島製鉄所内
(56)参考文献 特開 平２−145744（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−234549（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−177537（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−169544（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−179841（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−158171（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−254547（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00
C21D 6/00
C21D 8/00
Claims (6)
- 【請求項１】Ｃ：0.35〜0.60wt％、 Si：0.05wt％以
下、 Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt％、 Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、 Ｏ：0.002 wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的
不純物からなることを特徴とする被削性、高周波焼入れ
・焼もどし後の疲労強度特性に優れる機械構造用鋼。 - 【請求項２】Ｃ：0.35〜0.60wt％、 Si：0.05wt％以
下、 Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt％、 Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、 Ｏ：0.002 wt％以下を含み、かつCu：1.0 wt％以下、
Ni：3.5 wt％以下、 Mo：0.05〜0.5 wt％、 Ｖ：0.01〜0.30wt％およびN
b：0.005 〜0.05wt％のうちから選んだ１種または２種
以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる
ことを特徴とする被削性、高周波焼入れ・焼もどし後の
疲労強度特性に優れる機械構造用鋼。 - 【請求項３】Ｃ：0.35〜0.60wt％、 Si：0.05wt％以
下、 Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt％、 Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、 Ｏ：0.002 wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的
不純物からなる成分組成の鋼を、900 〜1000℃未満の温
度域で加熱・鍛造し、その後、高周波焼入れ・焼もどし
処理をおこなうことを特徴とする疲労強度特性に優れる
機械構造用部材の製造方法。 - 【請求項４】Ｃ：0.35〜0.60wt％、 Si：0.05wt％以
下、 Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt％、 Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、 Ｏ：0.002 wt％以下を含み、かつCu：1.0 wt％以下、
Ni：3.5 wt％以下、 Mo：0.05〜0.5 wt％、 Ｖ：0.01〜0.30wt％およびN
b：0.005 〜0.05wt％のうちから選んだ１種または２種
以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる
成分組成の鋼を、900 〜1000℃未満の温度域で加熱・鍛
造し、その後、高周波焼入れ・焼もどし処理をおこなう
ことを特徴とする疲労強度特性に優れる機械構造用部材
の製造方法。 - 【請求項５】Ｃ：0.35〜0.60wt％、 Si：0.05wt％以
下、 Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt％、 Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、 Ｏ：0.002 wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的
不純物からなる成分組成の鋼を、1000〜1300℃の温度域
で加熱・鍛造し、さらに、800 〜1000℃の温度域に加熱
したのち空冷する焼ならし処理を行い、その後、高周波
焼入れ・焼もどし処理をおこなうことを特徴とする疲労
強度特性に優れる機械構造用部材の製造方法。 - 【請求項６】Ｃ：0.35〜0.60wt％、 Si：0.05wt％以
下、 Mn：0.75〜1.70wt％、 Al：0.01〜0.05wt％、 Cr：0.15wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、 Ｎ :0.01wt％以下、 Ｏ：0.002 wt％以下を含み、かつCu：1.0 wt％以下、
Ni：3.5 wt％以下、 Mo：0.05〜0.5 wt％、 Ｖ：0.01〜0.30wt％およびN
b：0.005 〜0.05wt％のうちから選んだ１種または２種
以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる
成分組成の鋼を、1000〜1300℃の温度域で加熱・鍛造
し、さらに、800〜1000℃の温度域に加熱したのち空冷
する焼ならし処理を行い、その後、高周波焼入れ・焼も
どし処理をおこなうことを特徴とする疲労強度特性に優
れる機械構造用部材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26754894A JP3398233B2 (ja) | 1994-10-31 | 1994-10-31 | 被削性、高周波焼入れ・焼もどし後の疲労強度特性に優れる機械構造用鋼および機械構造用部材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26754894A JP3398233B2 (ja) | 1994-10-31 | 1994-10-31 | 被削性、高周波焼入れ・焼もどし後の疲労強度特性に優れる機械構造用鋼および機械構造用部材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
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