JP4502126B2

JP4502126B2 - 機械構造用鋼

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Publication number: JP4502126B2
Application number: JP2005062297A
Authority: JP
Inventors: 秀樹今高; 善弘大藤; 暢宏村井
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2005-03-07
Filing date: 2005-03-07
Publication date: 2010-07-14
Anticipated expiration: 2025-03-07
Also published as: JP2006241572A

Description

本発明は、機械構造用鋼に関し、より詳しくは、自動車や各種産業機械のシャフト、軸受及びボルトなどの素材として好適な、熱間鍛造性、冷間鍛造性及び転動疲労特性に優れた機械構造用鋼に関する。

自動車や各種産業機械のシャフト、軸受及びボルトなどの部品は、各種の機械構造用鋼を素材として熱間鍛造した後に切削加工を行ったり、冷間鍛造によるニアネットシェイプ加工を行って、或いはその後更に、切削加工を施して、最終の部品形状に仕上げることが多い。

上記のうち、熱間鍛造後に切削加工を行って最終の部品形状に仕上げる場合には、切削加工しやすいように素材鋼にＳを多く含有させることがある。しかし、Ｓを多量に含む場合には、粗大なＭｎＳが発生することが多く、この粗大なＭｎＳを起点として熱間鍛造時に割れが発生しやすい。

一方、冷間鍛造を施す場合には、球状化焼鈍など素材を軟化させるための長時間熱処理を行なう必要があるし、また、軟化のための長時間熱処理を避けたい場合には、冷間鍛造性を高めるために合金元素を低減する必要があるが、この場合には、焼入れ性が不足して、焼入れ・焼戻し後に所望の強度が確保できないことがある。

そこで、特許文献１に、Ｓ量の低減によるＭｎＳ介在物の低減効果などを利用して鍛造性を高めた、重量比にして、Ｃ：０．４０〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、Ｐ：０．０１８％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０１８％、Ｏ：０．００２０％以下、Ｔｉ：０．０３０％以下と、Ｃｒ：０．３０〜０．６０％、Ｎｉ：０．３０〜０．６０％、Ｍｏ：０．０３〜０．１３％のうちの１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不純物元素からなる「高強度高周波焼入用鋼」が提案されている。

次に、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５％超え０．１０％以下、Ｍｎ：０．２０〜０．６５％、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％及びＭｏ：０．０５〜０．２０％を含有し、不純物元素であるＳ、Ｏ及びＮを、それぞれ、０．０２％以下、０．００１５％以下及び０．００７０％以下に制限し、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる「冷間鍛造性、焼入れ性およびスケール剥離性に優れた機械構造用炭素鋼」が提案されている。

また、特許文献３には、被削性改善元素としてのＰｂを実質的に含まない所謂Ｐｂフリーで、被削性と機械的特性を改善した「機械構造用鋼」、すなわち、希土類金属化合物が鋼中に分散している機械構造用鋼であって、断面１ｍｍ²当たりに観察される該希土類金属化合物は、長径５０μｍ超のものが５個以下であり、長径１〜５０μｍのものが１０〜５００個である「機械構造用鋼」が提案されている。そして、上記サイズと個数の希土類金属化合物、特に硫化物を生成させるために、具体的な鋼組成として、希土類金属：０．００１〜０．２２質量％及びＳ：０．０１〜０．２２質量％を含有する「機械構造用鋼」が提案されている。

更に、特許文献４には、被削性改善成分としてのＰｂを実質的に含まない所謂Ｐｂフリーで、切削加工時の切り屑処理性及び機械的特性に優れた「機械構造用鋼」、すなわち、硫化物系介在物が存在する機械構造用鋼において、特定の式で規定される硫化物粒子分布指数Ｆ１が０．５以下である「機械構造用鋼」が提案されている。そして、機械構造用鋼としての要求特性を満足させるという観点から、具体的な鋼組成として、Ｃ：０．０１〜０．７％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｓ：０．０１〜０．２％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．１％以下（０％を含む）及びＮ：０．００２〜０．０２％を夫々含有する「機械構造用鋼」や、更に、Ｔｉ：０．００２〜０．２％及び希土類元素：合計で０．０００２〜０．２％よりなる群から選ばれる１種以上を含有する「機械構造用鋼」が提案されている。

特開平６−８１０７７号公報特開２００２−２４１８８９号公報特開平１１−２２２６４５号公報特開２０００−２８２１７１号公報

前述の特許文献１で開示された技術は、Ｓ量の低減によるＭｎＳ介在物の低減効果などを利用して鍛造性を高めたものである。しかし、ＭｎＳ介在物の低減のために単にＳ量を低減しただけでは、被削性の低下が避けられず、最終の部品形状に仕上げるための切削加工が困難になることが多かった。

前述の特許文献２で開示された技術の場合は、硫化物の形態について配慮されていないため、安定して優れた転動疲労寿命が得られないことが多かった。

前述の特許文献３で開示された技術の場合、規定のサイズと個数の希土類金属化合物、特に硫化物を生成させるために、前述のとおり、具体的な鋼組成は、希土類金属：０．００１〜０．２２質量％及びＳ：０．０１〜０．２２質量％を含有している。しかも、「希土類金属／Ｓ」の質量比率を０．０５〜３．５にすることが好ましい技術である。これは、希土類金属はＳとの結合力が強く硫化物を形成しやすいものの、「希土類金属／Ｓ」の質量比率が０．０５未満では、希土類金属硫化物の生成量が不十分となって被削性向上効果が現れ難くなるばかりか、過剰のＳは主としてＭｎＳやＦｅＳの如き硫化物を形成し、鋼の機械的性質を劣化させ、一方、「希土類金属／Ｓ」の質量比率が３．５を超えると、過剰な希土類金属が硫化物に比べて被削性改善効果の低い粗大な酸硫化物や酸化物を形成するためとされている。しかしながら、この特許文献３で開示された技術は、単に「希土類金属」の合計量を規定しただけのものであって、希土類金属中の各元素の割合を制御するものではない。このため、合計量として含まれる希土類金属の種類によって機械的特性にバラツキが生じることがあり、必ずしも安定して所望の特性を確保することができるというものではなかった。

前述の特許文献４で開示された技術の場合、機械構造用鋼としての要求特性を満足させるという観点からの具体的な鋼組成は、前述のとおり、Ｃ：０．０１〜０．７％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｓ：０．０１〜０．２％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．１％以下（０％を含む）及びＮ：０．００２〜０．０２％を夫々含有し、必要に応じて更に、Ｔｉ：０．００２〜０．２％及び希土類元素：合計で０．０００２〜０．２％よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである。そして、Ｃｅ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｄ等の希土類元素を添加するのは、硫化物の分布状態等の形態がが変化し、優れた特性が得られるためである。しかしながら、この特許文献４で開示された技術も、単に「希土類金属」の合計量を規定しただけのものであって、希土類金属中の各元素の割合を制御するものではない。このため、合計量として含まれる希土類金属の種類によって機械的特性にバラツキが生じることがあり、必ずしも安定して所望の特性を確保することができるというものではなかった。

本発明の目的は、熱間鍛造や冷間鍛造における割れを回避することができ、しかも、冷間鍛造の前の球状化焼鈍など素材を軟化させるための長時間熱処理を省略又は簡略化することが可能で、自動車や各種産業機械のシャフト、軸受及びボルトなどの素材として好適な、熱間鍛造性、冷間鍛造性及び転動疲労特性に優れた機械構造用鋼を提供することである。

本発明者らは、上述のような問題点を解決するために、安定して優れた機械的特性、特に優れた転動疲労特性を得ることができることは勿論、切削加工性に優れるとともに、熱間鍛造や冷間鍛造における割れを回避することができ、しかも、冷間鍛造の前の球状化焼鈍など素材を軟化させるための長時間熱処理を省略又は簡略化することが可能な機械構造用鋼の化学組成について種々調査・研究を重ねた。その結果、先ず、下記（ａ）〜（ｆ）の知見を得た。

（ａ）Ｓとの親和力はＭｎよりも希土類金属の方が大きい。このため、希土類金属を添加した鋼においては、ＳはＭｎよりも優先的に希土類金属と結合して希土類金属の硫化物を形成し、その結果、生成するＭｎＳの個数が減少する。

（ｂ）希土類金属の硫化物の形状は、ＭｎＳのような圧延方向に展伸したものではなく、楕円状であり、しかも、希土類金属の硫化物は、均一かつ微細に分散するので、異方性の少ない良好な機械的特性が得られる。

（ｃ）希土類金属の硫化物は、単独又は、他の硫化物や酸化物と結合した状態で存在する。

（ｄ）希土類金属の硫化物を核としてフェライト変態が生じる。フェライトは硬さが低く、したがって、冷間鍛造に適した組織である。

（ｅ）希土類金属の硫化物は、ＭｎＳと同様の被削性向上作用を有する。

（ｆ）希土類金属の含有量が多すぎると、粗大な希土類酸化物が形成されて、転動疲労特性の低下をきたす。

そこで更に、希土類金属中の各元素の硫化物の作用について注目し、希土類金属中の各元素の割合を種々変化させて、各種特性に及ぼす影響を調査した。その結果、下記の事項が明らかになった。

（ｇ）希土類金属中の各元素の割合が変われば機械的特性にバラツキが生じるが、希土類金属中にＮｄが特定の割合以上含まれておれば、機械的特性のバラツキが小さく、安定した機械的特性が得られる。

（ｈ）前記知見（ｄ）におけるフェライト変態促進作用は、希土類金属の硫化物のうちでも特にＮｄの硫化物の場合に顕著である。

（ｉ）希土類金属の混合物である安価なミッシュメタルを用いた場合にも、希土類金属中にＮｄが特定の割合で含まれておれば、前記（ｇ）及び（ｈ）の効果が確実に得られる。

そして、上記の各知見から、次の知見（ｊ）が得られた。

（ｊ）特定の割合以上でＮｄを含む希土類金属を含有させ、硫化物を粗大なＭｎＳから楕円状の微細に均一分散したＮｄ主体の硫化物に置き換えれば、熱間鍛造や冷間鍛造の際の割れを回避することができる。しかも、Ｎｄ主体の硫化物を核としてフェライト変態が促進されて硬さの低いフェライト組織の割合が多くなるので、機械構造用鋼の冷間鍛造性を高めることができる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。

本発明の要旨は、下記（１）〜（４）に示す機械構造用鋼にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．２０％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．２０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、希土類金属：０．０００５％以上０．００５０％未満及びＯ（酸素）：０．００２０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、Ｎｄが前記希土類金属の６０％以上を占めることを特徴とする機械構造用鋼。

（２）ＣｒとＭｏの含有量が、Ｃｒ：０．４〜１．５％及びＭｏ：０．１〜０．５％の少なくともいずれかを満たす上記（１）に記載の機械構造用鋼。

（３）ＴｉとＶの含有量が、Ｔｉ：０．０２〜０．０５％及びＶ：０．０５〜０．１０％の少なくともいずれかを満たす上記（１）又は（２）に記載の機械構造用鋼。

（４）Ｂの含有量が、Ｂ：０．００１０〜０．００３０％を満たす上記（１）から（３）までのいずれかに記載の機械構造用鋼。

なお、本発明でいう「希土類金属」とは、周期律表の３Ａ族に属する原子番号２１のＳｃ、原子番号３９のＹ及び原子番号５７のＬａから原子番号７１のＬｕまでの１５元素のランタノイドを合わせた合計１７元素を指し、希土類金属の含有量は上記１７元素の合計含有量を指す。

以下、上記（１）〜（４）の機械構造用鋼に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（４）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明の機械構造用鋼は、熱間鍛造性及び冷間鍛造性に優れるので、熱間鍛造や冷間鍛造における割れを回避することができ、また、冷間鍛造の前の球状化焼鈍など素材を軟化させるための長時間熱処理を省略又は簡略化することが可能であり、更に、転動疲労特性にも優れるため、自動車や各種産業機械のシャフト、軸受及びボルトなどの素材として用いることができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．３５〜０．５５％
Ｃは、鋼の強度確保のために必須の元素であり、０．３５％以上の含有量を必要とする。しかし、Ｃの含有量が多すぎると、硬くなりすぎて冷間鍛造性の低下を招き、特に、Ｃの含有量が０．５５％を超えると、冷間鍛造性の低下が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．３５〜０．５５％とした。

なお、冷間鍛造性がより重視される場合には、Ｃの含有量を０．３５〜０．４５％にすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、脱酸作用を有する。この効果を得るためには、Ｓｉは０．０５％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｓｉの含有量が多すぎると、硬くなりすぎて冷間鍛造性の低下を招き、特に、Ｓｉの含有量が１．０％を超えると、冷間鍛造性の低下が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜１．０％とした。

なお、冷間鍛造性がより重視される場合には、Ｓｉの含有量を０．０５〜０．５％にすることが好ましい。

Ｍｎ：０．４〜１．５％
Ｍｎは、鋼の強度を確保する作用及び脱酸作用を有する。これらの効果を得るためには、Ｍｎは０．４％以上の含有量とする必要がある。しかし、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、粗大なＭｎＳが生成して熱間鍛造や冷間鍛造時の割れの原因となる場合がある。また、粗大なＭｎＳは転動疲労寿命を低下させる原因となる。したがって、Ｍｎの含有量を０．４〜１．５％とした。

なお、熱間鍛造性、冷間鍛造性及び転動疲労寿命がより重視される場合には、Ｍｎの含有量を０．４〜１．２％にすることが好ましい。

Ｐ：０．０３０％以下
鋼中に含有される不可避不純物であるＰは、フェライト強化元素であり、その含有量が多すぎると、フェライトが硬くなりすぎて冷間鍛造性の低下を招き、特に、Ｐの含有量が０．０３０％を超えると、冷間鍛造性の低下が著しくなる。また、Ｐの含有量が０．０３０％を超えると、結晶粒界に偏析したＰが鋼を脆化させる場合がある。したがって、Ｐの含有量を０．０３０％以下とした。なお、より好ましいＰの含有量は０．０２０％以下である。

Ｓ：０．００５〜０．０５０％
Ｓは、希土類金属と結合して、希土類金属の硫化物を形成し、切削性を向上させる作用を有するほか、前記希土類金属の硫化物を核としてフェライト変態を促進する作用を有する。しかし、その含有量が０．００５％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなって０．０５０％を超えると、粗大な希土類硫化物や粗大なＭｎＳを形成して、熱間鍛造性、冷間鍛造性及び転動疲労寿命の低下をきたす。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．０５０％とした。なお、より好ましいＳの含有量は０．００５〜０．０４０％である。

Ｃｕ：０〜０．２０％
Ｃｕの添加は任意である。添加すれば、フェライトを強化する作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃｕは０．１０％以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら、Ｃｕの含有量が０．２０％を超えると、熱間圧延や熱間鍛造時に表面疵が発生しやすくなる。したがって、Ｃｕの含有量を０〜０．２０％とした。

なお、冷間鍛造性がより重視される場合には、Ｃｕの含有量を０〜０．１０％にすることが好ましい。

Ｎｉ：０〜０．２０％
Ｎｉの添加は任意である。添加すれば、靱性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｎｉは０．１０％以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら、Ｎｉの含有量が０．２０％を超えると、硬くなって冷間鍛造性の低下をきたす。したがって、Ｎｉの含有量を０〜０．２０％とした。

なお、冷間鍛造性がより重視される場合には、Ｎｉの含有量を０〜０．１０％にすることが好ましい。

Ｃｒ：０〜２．０％
Ｃｒの添加は任意である。添加すれば、鋼の強度を高める作用及び焼入れ性を向上させる作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃｒは０．４％以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら、Ｃｒの含有量が多すぎると硬くなりすぎて冷間鍛造性の低下を招き、特に、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、冷間鍛造性の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒの含有量を０〜２．０％とした。

なお、冷間鍛造性がより重視される場合には、Ｃｒ含有量の上限を１．５％にすることが好ましい。

Ｍｏ：０〜１．０％
Ｍｏの添加は任意である。添加すれば、鋼の強度を高める作用及び焼入れ性を向上させる作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｍｏは０．１％以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら、Ｍｏの含有量が多すぎると、硬くなりすぎて冷間鍛造性の低下を招き、特に、Ｍｏの含有量が１．０％を超えると冷間鍛造性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｏの含有量を０〜１．０％とした。

なお、冷間鍛造性がより重視される場合には、Ｍｏ含有量の上限を０．５％にすることが好ましい。

Ｖ：０〜０．２０％
Ｖの添加は任意である。添加すれば、炭窒化物を形成して結晶粒を微細にし、強度を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｖは０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら、Ｖの含有量が０．２０％を超えると熱間鍛造性及び冷間鍛造性が悪化する。したがって、Ｖの含有量を０〜０．２０％とした。

なお、冷間鍛造性がより重視される場合には、Ｖの含有量の上限は０．１０％にすることが好ましい。

Ｔｉ：０〜０．１０％
Ｔｉの添加は任意である。添加すれば、炭窒化物を形成して結晶粒を微細にし、強度を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｔｉは０．０２％以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．１０％を超えると大きな窒化物を形成し、熱間鍛造性、冷間鍛造性、転動疲労寿命を低下させる。したがって、Ｔｉの含有量を０〜０．１０％とした。

なお、熱間鍛造性、冷間鍛造性、転動疲労寿命がより重視される場合には、Ｔｉの含有量の上限は０．０５％にすることが好ましい。

Ｂ：０〜０．００５０％
Ｂの添加は任意である。添加すれば、焼入れ性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｂは０．００１０％以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５０％を超えても、前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｂの含有量を０〜０．００５０％とした。なお、Ｂの含有量の上限は０．００３０％にすることが好ましい。

Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは、脱酸作用を有する。この効果を得るためには、Ａｌは０．００５％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ａｌの含有量が多すぎると、硬質のＡｌ₂Ｏ₃を多く形成して冷間鍛造性や被削性、転動疲労特性の劣化を招き、特に、Ａｌの含有量が０．０５０％を超えると、冷間鍛造性や被削性、転動疲労特性の劣化が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．００５〜０．０５０％とした。なお、Ａｌの含有量は０．００５〜０．０４０％にすることが好ましい。

希土類金属：０．０００５％以上０．００５０％未満
希土類金属は、本発明において重要な意味を持つ元素である。すなわち、希土類金属は、Ｓとの親和力がＭｎよりも大きいため、優先的にＳと結合して硫化物を形成する。その結果、生成するＭｎＳの個数が減少する。

上記希土類金属の硫化物は、ＭｎＳのように圧延方向に展伸せず、楕円状を呈し、均一かつ微細に分散するので、異方性が少なく熱間鍛造性及び冷間鍛造性が良好となる。また、希土類金属の硫化物がフェライト変態の核になってフェライトの生成が促進されることに基づく冷間鍛造性の向上も生じる。更に、希土類金属の硫化物には、ＭｎＳと同様の被削性向上作用もある。

しかしながら、希土類金属の含有量が０．０００５％未満では前述の効果が得られない。一方、希土類金属の含有量が多すぎると、粗大な希土類酸化物が形成されて、転動疲労特性の低下を招き、特に、希土類金属の含有量が０．００５０％以上になると、転動疲労特性の低下が著しくなる。したがって、希土類金属の含有量を０．０００５％以上０．００５０％未満とした。希土類金属の含有量は０．００２０％以上０．００５０％未満にすることが好ましい。

なお、既に述べたように、本発明でいう「希土類金属」とは、周期律表の３Ａ族に属する原子番号２１のＳｃ、原子番号３９のＹ及び原子番号５７のＬａから原子番号７１のＬｕまでの１５元素のランタノイドを合わせた合計１７元素を指し、希土類金属の含有量は上記１７元素の合計含有量を指す。

希土類金属におけるＮｄの割合：６０％以上
希土類金属を０．０００５％以上０．００５０％未満含む場合であっても、希土類金属中の各元素の割合が変われば機械的特性にバラツキが生じることがある。しかし、希土類金属中にＮｄが６０％以上含まれておれば、機械的特性のバラツキは小さく、特に安定した転動疲労寿命を確保することができる。しかも、このＮｄを主体とした希土類金属の硫化物を核とする場合には、フェライト変態の促進作用が大きくなり、冷間鍛造性も向上する。したがって、希土類金属におけるＮｄの割合を６０％以上とした。なお、希土類金属におけるＮｄの割合は７５％以上であることが好ましく、９０％以上であれば更に好ましい。

Ｏ（酸素）：０．００２０％以下
Ｏ（酸素）は酸化系物介在物を形成し、冷間鍛造性や熱間鍛造性、被削性、転動疲労寿命を劣化させるので、その含有量を０．００２０％以下とした。なお、Ｏの含有量は０．００１５％以下とすることが好ましい。

上述のことから、本発明（１）の機械構造用鋼の化学組成を、既に述べた量のＣからＯ（酸素）までの各元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、Ｎｄが前記希土類金属の６０％以上を占めることと規定した。

また、本発明（２）の機械構造用鋼の化学組成を、鋼の強度を高めるとともに焼入れ性を向上させるために、本発明（１）の機械構造用鋼において、ＣｒとＭｏの含有量が、Ｃｒ：０．４〜１．５％及びＭｏ：０．１〜０．５％の少なくともいずれかを満たすものと規定した。なお、ＣｒとＭｏは単独で含まれていてもよいし、複合して含まれていてもよい。

同様に、本発明（３）の機械構造用鋼の化学組成を、炭窒化物を形成して結晶粒を微細にし、強度を高めるために、本発明（１）又は本発明（２）の機械構造用鋼において、ＴｉとＶの含有量が、Ｔｉ：０．０２〜０．０５％及びＶ：０．０５〜０．１０％の少なくともいずれかを満たすものと規定した。なお、ＴｉとＶは単独で含まれていてもよいし、複合して含まれていてもよい。

また、本発明（４）の機械構造用鋼の化学組成を、焼入れ性を高めるために、本発明（１）から本発明（３）までのいずれかの機械構造用鋼において、Ｂの含有量が、Ｂ：０．００１０〜０．００３０％を満たすものと規定した。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

表１及び表２に示す化学組成を有する鋼１〜２７を１８０ｋｇ真空溶解炉によって溶製し、インゴットに鋳造した。

なお、希土類金属はＯ（酸素）と結合して、酸化物を生成しやすい。そのため、鋼１〜１５、鋼１８〜２４、鋼２６及び鋼２７の場合には、微細な希土類金属の硫化物を均一に分散させるように、ＡｌやＳｉで十分脱酸処理を施した後で希土類金属を添加した。

なお、鋼１〜４、鋼６、鋼１１、鋼１２、鋼１４、鋼１５及び鋼１９の場合には、希土類金属としてＮｄを単体で添加した。一方、鋼５、鋼７〜１０、鋼１３、鋼１８、鋼２０〜２４、鋼２６及び鋼２７の場合には、希土類金属はミッシュメタルと単体のＮｄを併用して添加した。なお、ミッシュメタルは、Ｌａが２８．９％、Ｃｅが５０．６％、Ｐｒが４．７％、Ｎｄが１５．６％で、その他が０．２％の組成からなるものを使用した。

次いで、各インゴットに１２５０℃で１５時間保持する溶体化熱処理を施して均質化し、熱間鍛造によって、直径がそれぞれ、６５ｍｍ、３５ｍｍ及び２０ｍｍで、長さが１０００ｍｍの棒鋼を作製した。

前記の直径３５ｍｍの各棒鋼から、直径が３０ｍｍで長さが４５ｍｍの円柱試験片を切り出し、熱間鍛造性を調査した。

すなわち、上記の直径が３０ｍｍで長さが４５ｍｍの円柱試験片を１１００℃で３０分加熱した後、クランク式の鍛造プレスを使用し、１０５０℃で熱間鍛造試験を行なった。なお、種々の圧縮率において各６個の試験片で熱間鍛造試験を行ない、試験片側面の割れ有無を目視で調査し、６個中４個以上で割れが発生しない最大の圧縮率を限界圧縮率とした。

限界圧縮率は、Ｌ₀を熱間鍛造前の試験片の高さ、Ｌを熱間鍛造後の試験片の高さとして、｛（Ｌ₀−Ｌ）／Ｌ₀｝×１００の式から計算した。なお、上記のようにして求めた限界圧縮率が８５％以上であることを目標とし、目標に達している場合に熱間鍛造性が良好と判断した。

前記の直径２０ｍｍの各棒鋼は、８７０℃に加熱後１時間保持して放冷する焼ならし処理を施したのち、中心部から図１に示すノッチ付き試験片を加工し、端面拘束据込み試験を実施して冷間鍛造性を調査した。

すなわち、油圧式の鍛造プレスを用いて、図１に示すノッチ付き試験片の両端面を拘束し、無潤滑で冷間（室温）にて据込み試験を行なった。なお、種々の圧縮率において各６個の試験片で冷間据込み試験を行ない、試験片ノッチ部の割れ有無を目視で調査し、６個中４個以上で割れが発生しない最大の圧縮率を限界圧縮率とした。

限界圧縮率は、先の熱間鍛造の場合と同様に、Ｌ₀を冷間据込み前の試験片の高さ、Ｌを冷間据込み後の試験片の高さとして、｛（Ｌ₀−Ｌ）／Ｌ₀｝×１００の式から計算した。なお、上記のようにして求めた限界圧縮率が４５％以上であることを目標とし、目標に達している場合に冷間鍛造性が良好と判断した。

また、直径２０ｍｍの棒材については、縦断面で切断し、光学顕微鏡を用いた組織調査も行った。

すなわち、前記の縦断面を鏡面研磨した後、ナイタールで腐食し、倍率を１００倍及び４００倍として光学顕微鏡で観察した。

前記の直径６５ｍｍの各棒鋼は、８７０℃に加熱後２時間保持して放冷する焼ならし処理を施したのち、直径が６０ｍｍで厚さが５ｍｍの平板試験片を切り出した。

上記の平板試験片に加熱温度を１０００〜１０５０℃とした高周波焼入れと、１６０〜１８０℃で１時間の焼戻し処理を施し、「有効硬化層深さ」が２．０±０．３ｍｍとなるように調整した。なお、「有効硬化層深さ」とは、ビッカース硬さ（ＨＶ）が４２０となる硬化層表面から距離のことである。

次いで、上記の焼入れ−焼戻し処理を施した直径が６０ｍｍで厚さが５ｍｍの平板試験片を鏡面研磨した後、スラスト型転動疲労試験機を用いて転動疲労試験を行なった。

転動疲労試験の条件は次のとおりである。

・最大接触面圧：５．６ＧＰａ、
・回転数：１２００ｒｐｍ、
・潤滑油：スピンドル油＃６０、
・相手ボール：３個の直径９．５２５ｍｍのＳＵＪ２の焼入れ焼戻しボール、
・試験片数：１５個。

各鋼について、１５個の試験片の転動疲労試験結果を、縦軸に累積破損確率、横軸に転動疲労寿命をとったワイブル確率紙にプロットし、それに対する線形近似直線を引いて、累積頻度破損確率が１０％になる転動疲労寿命（以下、Ｌ10寿命という。）を求めた。なお、上記のようにして求めたＬ10寿命が２．０×１０⁷回以上であることを目標とし、目標に達している場合に転動疲労特性が良好と判断した。

表３に、上記の各試験結果を整理して示す。

表３から、本発明で規定する条件から外れた試験番号、つまり、試験番号１６〜２５のの場合には、熱間鍛造性、冷間鍛造性及び転動疲労特性の少なくとも１つの特性が目標とする値に達していないことが明らかである。

すなわち、試験番号１６の場合、鋼１６が希土類金属を含有していないので、熱間鍛造での限界圧縮率は８３％と低く、また、冷間鍛造での限界圧縮率も３８％と低い。

試験番号１７の場合、鋼１７のＣ量が０．５７％で本発明で規定する範囲から外れ、しかも、希土類金属を含有していないので、熱間鍛造での限界圧縮率は８０％と低く、また冷間鍛造での限界圧縮率も３９％と低い。

試験番号１８の場合、鋼１８のＣｒ量が２．３０％で本発明で規定する範囲から外れているので、冷間鍛造での限界圧縮率が３７％と低い。

試験番号１９の場合は、鋼１９のＭｏ量が１．１０％で本発明で規定する範囲から外れているので、冷間鍛造での限界圧縮率が３８％と低い。

試験番号２０の場合は、鋼２０のＴｉ量が０．１６５％で本発明で規定する範囲から外れているので、熱間鍛造での限界圧縮率は８１％と低く、また、冷間鍛造での限界圧縮率も３９％と低い。更に、Ｌ10寿命も１．７×１０⁷回と短い。

試験番号２１の場合は、鋼２１のＭｎ量が１．７０％で本発明で規定する範囲から外れ、しかも、Ａｌ量が０．１０２％で本発明で規定する範囲から外れているので、熱間鍛造での限界圧縮率が８０％と低く、また、冷間鍛造での限界圧縮率も３６％と低い。更に、Ｌ10寿命も１．５×１０⁷回と短い。

試験番号２２の場合は、鋼２２のＶ量が０．３４０％で本発明で規定する範囲から外れているので、熱間鍛造での限界圧縮率は８１％と低く、また、冷間鍛造での限界圧縮率も３５％と低い。

試験番号２３の場合は、鋼２３のＣ量、Ｃｕ量及び希土類金属量が本発明で規定する範囲から外れているので、熱間鍛造での限界圧縮率は７９％と低く、また、冷間鍛造での限界圧縮率も３０％と低い。更に、Ｌ10寿命も０．７×１０⁷回と短かい。

試験番号２４の場合は、鋼２４のＳ量及び希土類金属におけるＮｄの割合が２５％で本発明で規定する範囲から外れているので、熱間鍛造での限界圧縮率が８０％と低く、また、冷間鍛造での限界圧縮率は３９％と低い。更に、Ｌ10寿命も１．２×１０⁷回と短い。

試験番号２５の場合は、鋼２５のＳｉ量及びＮｉ量が本発明で規定する範囲から外れ、しかも、希土類金属を含有していないので、熱間鍛造での限界圧縮率は８３％と低く、また、冷間鍛造での限界圧縮率も３７％と低い。

試験番号２６の場合は、鋼２６のＯ（酸素）量が０．００３２％で本発明で規定する範囲から外れているので、熱間鍛造での限界圧縮率は８３％と低く、また、冷間鍛造での限界圧縮率も３３％と低い。更に、Ｌ10寿命も１．０×１０⁷回と短かい。

試験番号２７の場合は、鋼２７の希土類金属におけるＮｄの割合が２２％で本発明で規定する範囲から外れているので、冷間鍛造での限界圧縮率が４０％と低い。

これに対して、本発明で規定する条件を満たす試験番号、つまり、試験番号１〜１５の場合、熱間鍛造時の限界圧縮率は８５％以上で熱間鍛造性に優れており、また、冷間鍛造時の限界圧縮率は４５％以上で冷間鍛造性にも優れている。更に、転動疲労試験におけるＬ10寿命も２．０×１０⁷回以上で、転動疲労特性にも優れていることが明らかである。

実施例で用いた冷間鍛造性を調査するための端面拘束据込み試験用のノッチ付き試験片の形状を示す図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．２０％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．２０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、希土類金属：０．０００５％以上０．００５０％未満及びＯ（酸素）：０．００２０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、Ｎｄが前記希土類金属の６０％以上を占めることを特徴とする機械構造用鋼。
ＣｒとＭｏの含有量が、Ｃｒ：０．４〜１．５％及びＭｏ：０．１〜０．５％の少なくともいずれかを満たす請求項１に記載の機械構造用鋼。
ＴｉとＶの含有量が、Ｔｉ：０．０２〜０．０５％及びＶ：０．０５〜０．１０％の少なくともいずれかを満たす請求項１又は２に記載の機械構造用鋼。
Ｂの含有量が、Ｂ：０．００１０〜０．００３０％を満たす請求項１から３までのいずれかに記載の機械構造用鋼。