JP6237186B2 - 被削性と転動疲労寿命特性に優れる機械構造用鋼 - Google Patents

Description

本発明は、被削性と転動疲労寿命特性に優れる機械構造用鋼に関する。

自動車や産業機械には、多くの部品が使用されている。その中には、ハブ、等速ジョイント等といったボール等の部材を接触させて転動させる内輪、外輪等の転動面を備えた部品がある。これらの部品は、当然の如く長時間転動面に高い応力が負荷された状態で用いられることから、優れた転動疲労寿命特性を備えることが求められている。その一方で、前記したハブ、等速ジョイントといった部品はかなり部品形状が複雑である。従って、目的の部品形状を得るのに最終仕上加工としては、機械加工に頼らざるをえず、素材である鋼には、優れた被削性が求められる。

これまで非常に優れた転動疲労寿命特性を確保するためには、清浄度が高い鋼を用いるとよいことが知られており、そのための鋼として、Ｓ（硫黄）を極力低減した鋼が用いられてきた。これは、被削性向上に有効とされるＳを単純に添加した場合に粗大なＭｎＳが生成して転動疲労寿命特性に悪影響を与えることを回避したものである。

しかし、Ｓを単純に極力低減するのみでは、転動疲労寿命特性は改善できても被削性は低減前に比べ大きく低下する。その点を考慮して、特許文献１、２に示す通りＭｎとＳを所定の条件を満足するように含有させて微細なＭｎＳが多数生成されるように調整し、転動疲労寿命特性と被削性の両方を同時に改善しようとする試みが行われている。

特開２００３−２９３０８１ 特開２００４−２７７７６８

しかしながら、前記した公報には、確かにＭｎＳを微細に多数分散させることにより転動疲労寿命特性を改善できることが記載されているが、微細なＭｎＳを発生させることが重視され、粗大なＭｎＳを極力低減するための条件の検討が十分でない。従って、確かにＭｎＳは微細かつ多量に発生させることができるが、その一方で粗大なＭｎＳも同時に発生し、その結果、転動疲労強度が十分に改善しない場合が生じる。

本発明は、かかる背景に基づいて成されたものであり、粗大なＭｎＳの発生を極力低減しつつ微細なＭｎＳを多量に発生させる条件を新規に見出すことにより優れた被削性を確保しつつ転動疲労寿命特性を大幅に改善させた機械構造用鋼を提供することを目的とするものである。

Ｓ無添加の機械構造用鋼に対して、他の添加成分組成を変更せずにＳのみを追加添加すると、従来用いられている炭素鋼、合金鋼では、鋼中にＭｎを０．６〜１．０％程度含有しており、追加添加したＳが鋼中のＭｎと結びついてＭｎＳが増加して、被削性向上効果が得られる。ＭｎＳには、溶鋼から凝固する際に生じる粗大な晶出ＭｎＳと、凝固後に析出する微細な析出ＭｎＳとがあるが、上記のように単純にＳを増量した場合に生成されるＭｎＳは、大部分が粗大な晶出ＭｎＳの増加によるものであって、析出ＭｎＳの増加はほとんどない。そのため、被削性は改善するものの、転動疲労寿命特性は低下してしまう。

そこで、発明者らは、種々の実験を重ね、以下の知見を得て本願発明を完成させた。すなわち、第１の知見は、Ｓ無添加の機械構造用鋼に対してＳを添加することに加え、Ｍｎ含有率を低下させることによる有効性である。このＳ添加・Ｍｎ低減の有効性は、ＭｎＳの生成形態を変化させ、ＭｎＳ全体量を増加させることができる一方、晶出ＭｎＳ量の増加の抑制と、析出ＭｎＳ量増加の促進を図ることができることである。

第２の知見は、Ｓ無添加の機械構造用鋼に対してＳを添加することに加え、Ｃ含有率を低減させることによる有効性である。Ｃ含有率を低くしていくと、鋼の凝固温度を上昇させることができる。その結果、ＭｎＳが多量に晶出する前に凝固を終了させることが可能となり、晶出ＭｎＳ量の低減を図ることができる一方、析出ＭｎＳ量の増加の促進を図ることができるという効果が期待できる。勿論Ｃ含有率を減少させると焼入後に得られる硬さが低下し、必要な転動疲労寿命特性が得られなくなる可能性がある。そこで、転動疲労寿命特性に大きな影響を及ぼさない範囲でＣ含有率を低下できる範囲を多数の実験により把握した。

なお、Ｃ含有率は被削性等の加工性とも深い関係があり、狙いとする転動疲労寿命特性のレベルにも大きく関係してくる。本発明鋼で適用対象としている部品と同様に転動面を備えた部品でも、転がり軸受のような最高レベルの転動疲労寿命特性を要求される部品では、Ｃ含有率は前記第２の知見に記載の通り低減を考慮すると言っても限界があり、高めの設定となるが、本発明で対象とするハブ、等速ジョイント等の部品は、転がり軸受部品に比べ形状が複雑でより高い被削性が要求されることから、勿論転動疲労寿命特性は重視されるが、転がり軸受部品に比較すると、被削性等の加工性により重点を置いた成分設計が必要となる。

本願発明は、上記第１の知見と第２の知見とを融合させるとともに、被削性等の加工性の確保に充填を置いた成分設計を行った結果完成された発明である。すなわち、Ｓの適量添加に加え、Ｍｎ含有率の低下とＣ含有率の低下の両方を実施し、これらの３成分のバランスを図ったものである。そして、凝固点の上昇とＭｎＳ生成形態の変化による相乗的な効果を発揮させ、晶出ＭｎＳ量が増加することなく析出ＭｎＳ量を大幅に増加させることに成功したものである。なお、図１は、上記知見によるＭｎＳ生成形態の変化及び凝固点の上昇による効果を示す概念図である。

同図は、横軸に温度、縦軸にＭｎＳ生成量を取ったものである。横軸の右側に行くほど温度が高く、温度が徐々に低下して凝固点Ｔ₁又はＴ₂に到達した時点で凝固が完了する。この概念図において、まず、曲線Ａが従来のＳ無添加の機械構造用鋼におけるＭｎＳ生成形態を示す。この場合には、鋼中に含有するＳは、スクラップ等の原料から不可避に含有する不純物のみとなることから、液相から晶出する晶出ＭｎＳ量ａ₁及び固相から析出する析出ＭｎＳ量ａ₂はいずれも比較的少なく、総ＭｎＳ量も比較的少ない。

曲線Ｂは、曲線Ａの場合に対して単純にＳを意図的に添加した鋼のＭｎＳ生成形態を示す。この場合には、曲線Ａの場合に比べて、固相から析出する析出ＭｎＳ量ｂ₂はａ₂と比較してほとんど増加しないものの、液相から晶出する晶出ＭｎＳ量ｂ₁が曲線Ａの場合よりも大きく増加し、その結果、総ＭｎＳ量は増加する。この総ＭｎＳ量の増加によって被削性が向上するものの、粗大な晶出ＭｎＳ量の増加によって転動疲労寿命特性が低下する。

曲線Ｃは、曲線Ｂの場合に対してＭｎ含有率を低減した鋼のＭｎＳ生成形態を示す。すなわち、曲線Ａの場合に対してＳを添加すると共にＭｎ含有率を低減させた例である。この場合、Ｍｎは低減したといってもＭｎＳの生成に十分な量のＭｎは含有していることから、曲線Ｂの場合に比べて、総ＭｎＳ量はほとんど変化しないが、Ｍｎ含有率低減により、液相から晶出する晶出ＭｎＳ量ｃ₁が曲線Ｂの場合よりも若干減少し、その分固相から析出する析出ＭｎＳ量ｃ₂が若干増加する。これにより、曲線Ｂの場合とほぼ同様の被削性改善効果が得られるが、依然として粗大な晶出ＭｎＳの低減が十分でないことから、曲線Ａの場合よりも転動疲労寿命特性が大きくは改善されない。

曲線Ｄは、曲線Ｂの場合に対してＣ含有率を低減した鋼のＭｎＳ生成形態を示す。すなわち、曲線Ａの場合に対してＳを添加すると共にＣ含有率を低減した例である。この場合には、曲線Ｂの場合に比べて、ＭｎとＳの含有率に変化がないことから、総ＭｎＳ量はほとんど変化しないが、Ｃ含有率低減により凝固点がＴ₁からＴ₂へ上昇した影響により、液相から晶出する晶出ＭｎＳ量ｄ₁が曲線Ｂの場合よりも若干減少し、その分固相から析出する析出ＭｎＳ量ｄ₂が若干増加する。これにより、曲線Ｂの場合とほぼ同様の被削性改善効果が得られるが、粗大な晶出ＭｎＳが大きく低減せず鋼中に残存するため、転動疲労寿命特性は大きくは改善されない。

曲線Ｅは、曲線Ｂの場合に対してＣ含有率を低減し、かつＭｎ含有率を低減した鋼のＭｎＳ生成形態を示す。すなわち、曲線Ａの場合に対してＳを適量添加すると共にＣ及びＭｎの含有率を低減した例である。この場合は、曲線Ｂの場合に比べて、Ｍｎを低減しているものの、ＭｎＳの生成に十分な量のＭｎを含む場合であれば、総ＭｎＳ量はほとんど変化しないが、Ｍｎ含有率低減によるＭｎＳ生成形態の変化とＣ含有率低減による凝固点のＴ₁からＴ₂への上昇の効果が相俟って、液相から晶出する晶出ＭｎＳ量ｅ₁が曲線Ｂの場合よりも大きく減少し、その分固相から析出する析出ＭｎＳ量ｅ₂が大きく増加する。これにより、曲線Ｂの場合よりも被削性が改善し、かつ、優れた転動疲労寿命特性を曲線Ａの場合と同様なレベルに維持することができる。

なお、前記した通り、本発明では、転動疲労寿命特性とともに軸受部品を製造目的とする場合に比べ被削性等の加工性を重視した鋼を対象としている。そこで、Ｃ含有率は、転動疲労寿命特性が大きく低下しない範囲で、軸受部品に適用する場合に比べ大幅に低減するとともに、熱処理として高周波焼入を採用し、表面は極めて硬い組織として優れた転動疲労寿命特性を確保できるように熱処理する一方、内部は焼入の効果のない表面に比べて軟らかくて、等速ジョイント等の部品へ適用した場合において問題のない靭性を確保可能とする組織を得るのに適した成分設計を行った。本発明は、上記コンセプトに基づいて完成させたものである。

以上説明した検討の結果見出された本願発明は、
質量％で、Ｃ：０．４０％〜０．７０％、Ｓｉ：０．０１％〜２．００％（０．０５％以下を除く）、Ｍｎ：０．０３％〜０．４０％、Ｓ：０．０１５％〜０．０４８％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％を含有すると共に、式１及び式２を満足し、
式１：９０Ｓ＋２Ｃ＋５√Ｍｎ＜７．５、
式２：１．５＜Ｍｎ／Ｓ＜１３．４、
（式１及び式２中における元素記号は、当該元素の含有率（質量％）の値を意味する）
残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
高周波焼入及び焼もどし後における１０ｍｍ ² の観察面内に存在する円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳが５個以下であり、１ｍｍ ² の観察面内に存在するＭｎＳの総数が２０００個以上であることを特徴とする被削性と高周波焼入後の転動疲労寿命特性の優れた機械構造用鋼にある（請求項１）。

上記機械構造用鋼は、上記特定の成分組成と上記式１及び式２の両方の関係式を満足するように、Ｍｎ、Ｓ及びＣの含有率が規制されている。そして、上記式１が満たされることにより、本発明鋼は、電気炉等で溶解し、成分調整された後凝固する際に晶出ＭｎＳの生成を抑制しつつ析出ＭｎＳの生成が促進されることにより、粗大なＭｎＳ、具体的には円相当径で１０μｍ以上のＭｎＳを極めて少ない個数(１０ｍｍ²の観察面内に存在する円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳを５個以下)に制御することが可能となる。これにより、その後高周波焼入による表面硬化処理を行った後において、優れた転動疲労寿命特性を有する機械構造用部品を製造できる。また、本発明鋼は高周波焼入して用いることにより、優れた転動疲労寿命特性を有する表面層を得ることができるとともに、内部は比較的軟らかくて靭性の優れた組織を得ることができる。その結果、優れた性能を有する機械構造用部品を製造し、提供することが可能になる。

さらに、本発明では、式２によりＭｎとＳの添加割合を定めている。これと前記したＭｎの低減効果の組合せによって、微細なＭｎＳの生成の促進と、ＦｅＳ生成の抑制を図ることができ、本発明鋼を用いて部品を製造する過程における被削性及び熱間加工性を向上させることができる。そのため、上記機械構造用鋼は、生産性にも優れたものとなる。

Ｓ添加、Ｍｎ含有率減少及びＣ含有率減少によるＭｎＳ生成形態を示す説明図。 実施例における、転動疲労寿命特性試験用試験片採取位置を示す説明図。 試料１のＭｎＳ観察結果を示す図面代用写真。 試料１６のＭｎＳ観察結果を示す図面代用写真。

上記機械構造用鋼における必須化学成分組成の限定理由を説明する。
Ｃ：０．４０％〜０．７０％、
Ｃ（炭素）は、転動疲労寿命特性を向上させるために必須の元素である。Ｃの含有によって、高周波焼入れ及び焼戻しを行なった後の硬度を向上させることができる。また、本発明鋼は熱間鍛造により部品を製造する場合があるが、Ｃの含有率が高すぎると、鍛造後の硬さが高くなり、鍛造ままでは必要な被削性を確保できなくなるおそれがある。さらに、Ｃ含有率が高いと高周波焼入し、焼もどし後において、部品内部(高周波焼入の影響が及んでいない内部)の靭性が低下するおそれがある。一方、Ｃの含有率が上記下限値よりも低い場合には、高周波焼入及び焼もどし後の硬度を十分に高めることができず、転動疲労寿命特性を十分に高めることができないおそれがある。

Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、
Ｓｉ（ケイ素）は、製鋼時の脱酸材として不可欠な元素である。Ｓｉの含有により、焼入性を向上させることができる。Ｓｉの含有率が上記上限値よりも高い場合には、Ｃ含有率の範囲の説明で記載したのと同様に、鍛造ままの状態の硬さが上昇し、必要な被削性を確保できないおそれがある。一方、Ｓｉの含有率が上記下限値よりも低い場合には、Ｓｉ含有による効果が十分に得られないおそれがある。

Ｍｎ：０．０３％〜０．４０％、
Ｍｎ（マンガン）は、必要な焼入性確保に不可欠な元素であるため、通常高周波焼入用鋼では、０．６０％程度以上含有するのが普通である。また、Ｍｎは、Ｓと結合しＭｎＳを生成し被削性の向上を図るために有効な元素でもある。しかし、本発明鋼は、凝固時に晶出する粗大なＭｎＳを極力少なくすることにより転動疲労寿命特性を改善することを特徴としており、そのために上限を公知の高周波焼入用鋼に比較して低くする必要がある。そのため、上限を０．４０％とした。好ましくは、上限を０．３０％とするのがよい。一方、Ｍｎ含有率が上記下限値よりも低い場合には、ＦｅＳが生成し、熱間加工性が低下するおそれがある。

Ｓ：０．０１５％〜０．０４８％、
Ｓ（硫黄）は、Ｍｎと結合しＭｎＳを生成し、被削性を向上させる効果を有する。Ｓ含有率が上記上限値よりも高い場合には、ＭｎＳが粗大化しやすく転動疲労寿命特性が低下するおそれがある。一方、Ｓ含有率が上記下限値よりも低い場合には、Ｓ含有による効果が十分に得られないおそれがある。好ましくは、Ｓ含有率は、０．０２６％以上とするのがよい。

Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
Ｃｒ（クロム）は、焼入性を高める効果を発揮する元素である。特に本発明では、焼入性向上に効果的な元素であるＭｎを低減しているため、その焼入性の低下分をＣｒ等の焼入性向上元素の添加により補う必要が生じる。しかし、添加しすぎると、鋳造時に粗大な炭化物が生成しやすくなるので、上限を２．００％とした。一方、Ｃｒ含有率が上記下限値よりも低い場合には、Ｃｒ含有による効果が十分に得られないおそれがある。

Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸材として必要な元素である。しかし、Ａｌ含有率が上記上限値よりも高い場合には、酸化物系介在物が生成しやすくなるという問題がある。一方、Ａｌ含有率が上記下限値よりも低い場合には、Ａｌによる脱酸効果が十分に得られないおそれがある。

式１：９０Ｓ＋２Ｃ＋５√Ｍｎ＜７．５０、
式１における各元素記号は、当該元素の含有率（質量％）の値を意味するものである。この式１が満たされることによって、粗大なＭｎＳの生成を抑制し、生成されるＭｎＳを微細化することができ、一方、式１が満たされない場合には、粗大なＭｎＳが生成されやすくなり、転動疲労寿命特性が低下するおそれがある。

式２：１．５＜Ｍｎ／Ｓ＜１３．４、
式２における各元素記号は、当該元素の含有率（質量％）の値を意味するものである。この式２が満たされることにより、ＭｎＳの生成のために適したＭｎ含有率とＳ含有率のバランスが保てられるため、必要とするＭｎＳを生成させることが可能となり、優れた被削性と熱間加工性を得ることができる。一方、Ｍｎ／Ｓが１３．４以上の場合には、微細ＭｎＳの生成量が少なくなり、被削性向上効果が低下し、Ｍｎ／Ｓが１．５以下の場合には、ＦｅＳが生成することによる熱間加工性が低下し、熱間鍛造時等に割れが発生しやすくなるおそれがある。

以上説明した成分からなる機械構造用鋼は、前記した通り、熱間鍛造等の粗加工をし、所定の部品形状に機械加工後、高周波焼入及び焼もどし処理を行って部品を製造し、用いられる。高周波焼入では、周波数や加熱時間等の焼入条件の変化により硬化深さの調整をすることができるが、概ね硬化深さは１〜数ｍｍ程度である。数ｍｍ程度以上の深さがあれば、それ以上硬化深さを深くしても転動疲労寿命特性は向上しないからである。但し、硬化深さを深くすると曲げ強度が向上するので、ハブ部品等のように曲げ応力が負荷される部品に本発明鋼を適用する場合には、硬化深さを深めとした方が良い。その一方で硬化深さが深いほど、同じ冷却条件では焼入時の冷却速度が遅くなって焼きが入りにくくなる傾向があることから、等速ジョイントのアウターレースの転動部等、曲げ応力があまり負荷されない部位では、浅めの硬化深さとするのが良い。従って、部品毎の使用条件に応じて、適した硬化深さとなるよう調整すればよい。但し、本発明では、焼入性向上元素であるＭｎを低減しているので、比較的深い硬化深さを得る場合には、焼入性が不足することのないよう、Ｃｒ等の他の焼入性向上元素の添加量の調整により、必要な焼入性が確保できるよう成分設計しておく必要がある。

なお、本発明の機械構造用鋼は、上述したごとく、粗大な晶出ＭｎＳが極力生成されないように成分設計されているので、所定の形状に機械加工し、高周波焼入及び焼もどしの熱処理を行って部品を製造した際に、部品中の転動面直下の位置において当該転動面に平行な断面を観察した場合に、１０ｍｍ²の観察面内に存在するＭｎＳのうち、円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳが５個以下となるように制御できる(約１ｍｍ以内の研磨量の範囲で鏡面研磨して得られた転動面直下の面でレーザー顕微鏡等により観察した場合。なお、円相当径は、写真を撮影後、画像解析により求めたＭｎＳ面積から算出可)。

また、上記機械構造用鋼は、更に、質量％で、Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％、とＴｉ：０．０１％〜０．２０％の２種及び／又は、Ｍｏ：０．０１〜１．００％をさらに含有してもよい（請求項２）。これにより、高周波焼入時に必要な焼入性を高めることができる。但し、過剰な添加はコストが上昇するとともに、Ｂの過剰添加は靭性を低下させるおそれがあるため、Ｂ、Ｔｉは焼入性向上効果が得られる必要な量に調整し、Ｍｏについては、適用する部品、狙いとする硬化深さに合わせて必要な量だけ添加するようにすることが重要である。

Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％、
Ｂ（ホウ素）は、鋼中に固溶することで焼入性を高めることができる元素であり、上記下限値以上の添加によりこの効果を得ることができる。一方、Ｂ含有率が上記上限値を超える場合には、靱性低下の可能性があり、好ましくない。

Ｔｉ：０．０１％〜０．２０％、
Ｔｉ（チタン）は、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、ＢＮの生成を抑制することができ、Ｂを固溶状態にすることでＢの焼入性向上効果が喪失するのを防止するために必要な元素であり、Ｂと共に上記下限値以上の添加によりこの効果を得ることができる。一方、Ｔｉ含有率が上記上限値を超えるとＴｉ含有による上記効果が飽和し、コストが上昇するだけとなる。

Ｍｏ：０．０１％〜１．００％、
Ｍｏ（モリブデン）は、焼入性を高める元素であり、上記下限値以上の添加によりこの効果を得ることができる。一方、Ｍｏ含有率が上記上限値を超えるとＭｏ含有による上記効果が飽和し、コストが上昇するだけとなる。なお、Ｍｏ添加に必要なフェロモリブデンは価格変動が大きく高騰することがあるため、狙いの焼入性が確保できさえすれば、その量を超えて添加するのは、仮に上記範囲内であっても、好ましくなく、必要な焼入性を確保できる範囲で、少なめに添加するよう設計することが好ましい。

また、上記機械構造用鋼は、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０１％〜１．００％と、Ｖ：０．０１％〜１．００％の少なくとも一方を含有してもよい（請求項３）。これにより、さらに転動疲労寿命特性の向上を図ることができる。

Ｎｂ：０．０１％〜１．００％、Ｖ：０．０１％〜１．００％、
Ｎｂ（ニオブ）、Ｖ（バナジウム）は、微細な炭化物を生成し、焼入れ時のオーステナイト粒を微細化し、転動疲労寿命特性及び靭性を向上させる効果を発揮する元素であり、少なくとも一方を上記下限値以上添加することによりこの効果を得ることができる。一方、Ｎｂ、Ｖともに上記上限値を超えて含有させても上記効果が飽和し、コストが上昇するだけとなる。

また、上記機械構造用鋼は、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％を含有してもよい（請求項４）。これにより、さらに被削性の向上を図ることができる。

Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％、
Ｃａ（カルシウム）は、被削性の改善に有効であるが、その効果を得たい場合には、０．０００５％以上の含有が必要である。但し、含有させすぎてもその効果が飽和するとともに、粗大な酸化物系介在物が生成しやすくなって転動疲労寿命特性低下の原因となるため、上限を０．００５０％とした。

上記機械構造用鋼に係る実施例につき、比較例と共に説明する。本例では、表１に示すごとく、成分組成が異なる複数種類の試料を準備して、最終製品である機械構造用部品を作製する場合を想定した加工を加えて各種評価を行った。なお、表１に示す鋼のうち、試料１〜１１が本発明の成分の条件を満足する鋼であり、試料１２〜１９が一部の成分が本発明で指定した範囲をはずれている比較鋼、試料２０は従来鋼であるＳ５５Ｃである。以下、評価の仕方について説明する。

＜試験片準備のための溶解＞
まず、各試料の原料の溶解、精錬及び鋳込みをＶＩＭ（Vacuum Induction Melting：真空誘導溶解装置）を用いて行い、３０ｋｇの鋼塊を得た。この鋼塊から後述に示す方法で試験片を得た。

＜熱間加工性試験＞
前記ＶＩＭ溶解で得た鋼塊の表層から試験片を切り出した。試験片は、直径１０ｍｍφ×長さ１２０ｍｍの丸棒形状とした。

熱間加工性は、グリーブル試験機を用いた熱間引張試験によって評価した。熱間引張試験の条件は、加熱温度：１２００℃、ストローク速度：５０ｍｍ／ｓｅｃとした。評価は、熱間引張試験の結果から、絞りの値を求め、この値が９５％以上の場合を合格、９５％未満の場合を不合格とする基準により行った。

＜被削性試験＞
前記ＶＩＭ溶解で得た鋼塊に熱間鍛造を施し自然放冷して、直径６５ｍｍφの丸棒を得た。この丸棒に、切削加工を施して、直径６０ｍｍφ×長さ３９０ｍｍの試験片を得た。

被削性は、旋盤により切削する場合の切削工具の摩耗量によって評価した。上記旋盤としては、森精機製ＳＬ−２５旋盤を用い、上記切削工具としては、タンガロイ製ＳＮＭＧ１２０４０８−サーメットＮＳ５３０を用いた。試験条件は、切削速度２００ｍ／ｓｅｃ、送り速度０．３ｍｍ／ｓｅｃ、切り込み：１．５ｍｍ、切削時間：１５分の条件とした。試験後に切削工具の摩耗量を測定し、その値が０．３ｍｍ以下の場合を合格、０．３ｍｍを超える場合を不合格と判定した。

＜転動疲労寿命特性試験＞
前記ＶＩＭ溶解で得た鋼塊に熱間鍛造を施し自然放冷して、一辺の長さＬが６５ｍｍの断面正方形の角棒１を得た。この角棒１に、切削加工を施し、直径４５ｍｍφ×厚さ１２ｍｍの円盤状試験片２を得た後、高周波焼入れ・焼戻し処理を施した。円盤状試験片２の採取位置は、図２に示すごとく、上記角棒１の一辺の長さＬが６５ｍｍの正方形断面において、表面から１／４Ｌの位置が円形の試験面となるように、幅方向中央部（１／２Ｌ）が中心となる円盤状に切り出して採取した。なお、上記高周波焼入れ・焼戻し処理の焼入れは、上記の通り切り出した円盤状試験片２を１０００℃に加熱し、狙いの硬化深さが２．５ｍｍとなるよう加熱深さを調節し、水冷する条件で行った。また、焼戻しは、上記被処理材を１８０℃に加熱して６０分保持した後、空冷する条件で行った。

転動疲労寿命特性試験は、森式スラスト型転動疲労試験機を用い、最大接触面圧：５．３ＧＰａ、回転数：１５００ｒｐｍ、潤滑油：マシン油＃３０、ボールサイズ３／８インチ、ボール個数３個、温度：室温という条件で行った。転動疲労寿命の評価は、ワイブル分析により折損しない確率が９０％と定義されるＢ１０寿命が１０×１０⁶以上の場合を合格、１０×１０⁶未満の場合を不合格と判定した。

＜ＭｎＳ観察＞
ＭｎＳ観察用の試料は、上述した転動疲労寿命特性試験の場合と同様に作製した円盤状試験片２を用いた、ＭｎＳの観察面は、円盤状試験片２の表面を鏡面研磨して形成した。

ＭｎＳの観察は、レーザー顕微鏡を用いて２段階で行った。第１の段階では、２００倍で観察し、１０ｍｍ²の観察範囲内に存在するＭｎＳのうち、円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳの個数を確認した。円相当径は、レーザー顕微鏡により写真を撮影後、その写真を画像解析することによってＭｎＳ面積を測定して算出した。円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳの個数が５個以下の場合を合格、５個を超える場合を不合格と判定した。

第２の段階の観察では、上記レーザー顕微鏡の倍率を１０００倍とし、１ｍｍ²相当の観察範囲内に存在する全てのＭｎＳの個数（総数）を確認した。上記総数が２０００個以上の場合を好ましい範囲と判断し、２０００個未満の場合を好ましくない範囲と判断した。

上記各試験の結果を表２に示す。

表２から知られるように、試料１〜１１については、化学成分組成が適正な範囲にあり、かつ、上記式１及び式２を具備することにより、全ての評価項目において合格となり、転動疲労寿命特性に優れ、かつ、その製造過程における被削性及び熱間加工性にも優れることがわかった。

試料１２は、Ｃ含有率が高すぎることにより、硬度が高くなりすぎて被削性が劣る結果となった。
試料１３は、Ｃ含有率が低すぎることにより、硬度向上効果が十分に得られず、転動疲労寿命特性が劣る結果となった。

試料１４は、Ｍｎ含有率が高すぎることにより、式２の値が高くなりすぎて、微細な析出ＭｎＳの個数が減少して被削性が劣る結果となった。
試料１５は、Ｍｎ含有率が低すぎることにより、式２の値が低くなりすぎて、ＦｅＳ生成に起因すると考えられる熱間加工性の低下が生じた。

試料１６は、Ｓ含有率が高すぎることにより、式１を満足せず、円相当径が１０μｍを超えるＭｎＳの個数が５個を超え、転動疲労寿命特性が劣る結果となった。
試料１７は、Ｓ含有率が低すぎることにより、式２を満足せず、微細な析出ＭｎＳの総数が少なくなりすぎ、被削性が劣る結果となった。

試料１８は、Ｓｉ含有率が高すぎることにより、硬度が高くなりすぎて被削性が劣る結果となった。
試料１９は、Ａｌ含有率が高すぎることにより、介在物増加に起因すると考えられる転動疲労寿命特性の低下が生じた。
試料２０は、従来高周波焼入用として使用されていたＪＩＳのＳ５５Ｃであるが、Ｓ含有率が低くＭｎ含有率が高いため、ＭｎＳの個数が少なく、被削性が大きく劣るものであった。なお、今回用いた従来鋼はＳが０．００５％と比較的少ない鋼であったため被削性が悪く転動疲労寿命は悪い結果は得られなかったが、Ｓ５５ＣでもＳが多くなった場合には、被削性は改善するものの、転動疲労寿命が低下すると考えられる。

次に、ＭｎＳ観察結果の代表的なものとして、試料１及び試料１６のレーザー顕微鏡観察時に撮影した写真を図３及び図４に示す。同図の写真において示された黒い粒状のものがＭｎＳである。図３に示されるように試料１の場合には、非常に微細なＭｎＳが多数観察されるものの、円相当径が１０μｍを超えるＭｎＳはこの写真の視野内では観察されていない。試料１は、１０ｍｍ²の観察面内では、表２に示すごとく、円相当径が１０μｍを超えるＭｎＳが観察されたが、その個数は２個と少ないことがわかった。

一方、試料１６の場合には、上述したごとく式１を満足していないものであるが、図４中に示すように円相当径が１０μｍを超えるＭｎＳが観察された。試料１６は、１０ｍｍ²の観察面内では、表２に示すごとく、円相当径が１０μｍを超えるＭｎＳは８個観察され、試料１に比べその個数が多いことが確認できた。

１ 角棒
２ 転動疲労寿命特性用試験片

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．４０％〜０．７０％、Ｓｉ：０．０１％〜２．００％（０．０５％以下を除く）、Ｍｎ：０．０３％〜０．４０％、Ｓ：０．０１５％〜０．０４８％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％を含有すると共に、式１及び式２を満足し、
   式１：９０Ｓ＋２Ｃ＋５√Ｍｎ＜７．５０、
   式２：１．５＜Ｍｎ／Ｓ＜１３．４、
   （式１及び式２中における元素記号は、当該元素の含有率（質量％）の値を意味する）
   残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
   高周波焼入及び焼もどし後における１０ｍｍ ² の観察面内に存在する円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳが５個以下であり、１ｍｍ ² の観察面内に存在するＭｎＳの総数が２０００個以上であることを特徴とする被削性と高周波焼入後の転動疲労寿命特性の優れた機械構造用鋼。
2. 請求項１に記載の機械構造用鋼において、上記機械構造用鋼は、上記残部のＦｅ及び不可避不純物の一部に代えて、更に、質量％で、Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％とＴｉ：０．０１％〜０．２０％の２種及び／又はＭｏ：０．０１％〜１．００％を含有することを特徴とする機械構造用鋼。
3. 請求項１又は２に記載の機械構造用鋼において、上記機械構造用鋼は、上記残部のＦｅ及び不可避不純物の一部に代えて、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０１％〜１．００％と、Ｖ：０．０１％〜１．００％の少なくとも一方を含有することを特徴とする機械構造用鋼。
4. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の機械構造用鋼において、上記機械構造用鋼は、上記残部のＦｅ及び不可避不純物の一部に代えて、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％を含有することを特徴とする機械構造用鋼。

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