JP6521089B2 - 機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品 - Google Patents

機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品 Download PDF

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Description

本発明は、機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品に関し、特に、自動車、建機、農機、発電用風車、その他の産業機械等に使用される動力伝達部品（例えば、歯車、軸受、ＣＶＴシーブ、シャフト等）に用いられる高周波焼入鋼部品及びその素形材である機械構造用鋼に関する。
本願は、２０１５年１０月１９日に、日本に出願された特願２０１５−２０５６３１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
従来、歯車等の動力伝達部品は、表面硬化処理を施して使用されることが多い。表面硬化処理の方法としては、浸炭、窒化または高周波焼入れが採用されている。この中で、「浸炭」は、マトリックス（母材）が高靱性を示す材料の表層を高炭素化することで表面硬化を狙ったものであり、疲労強度（面疲労強度）の向上を目的として歯車や自動車用のＣＶＴやＣＶＪの部品などの材料に主に適用される。しかしながら、浸炭処理は、ガス雰囲気中でのバッチ処理が主流であり、例えば９３０℃近傍への加熱及び数時間以上の保持といったように多くのエネルギーとコストとが費やされる。また、実操業においては、浸炭材の処理等のために環境の悪化を伴うという問題、およびインライン化が困難であるといった問題もあった。
そこで、これらの問題の解決のため、高周波焼入れ処理のみで所望の強度特性を得るための研究がなされるようになった。なぜなら、高周波焼入れは、表面硬化処理時間の短縮、エネルギーの低減、および環境のクリーン化に非常に有利だからである。
従来、浸炭して部品を製造する場合、ＪＩＳ ＳＣｒ４２０やＳＣＭ４２０などのＣ含有量が０．２％前後のいわゆる肌焼鋼が用いられていた。このようなＣ含有量の低い鋼材を素材として使用する最大の理由は被削性の確保である。これらの鋼材は、Ｃ含有量が比較的低いが、部品に加工された後、浸炭によって表層部のＣ含有量が高められ、その後焼入されることによって表面硬さが高くなるので、所望の部品強度や面疲労強度が得られる。
一方、浸炭処理を行わずに高周波焼入れによって部品強度を得る場合、適切な表面硬さを得るため、鋼材のＣ含有量を０．４％程度とする必要がある。しかしながら、この場合、切削前の鋼材の硬さが硬くなるので、被削性が劣化してしまう。つまり、これまで浸炭によって製造されていた部品を高周波焼入れで製造する場合、最大の課題は鋼材の被削性であり、Ｃ含有量が増えて鋼材が硬くなっても被削性が劣化しない鋼材が求められる。
高周波焼入れ処理に関し、例えば特許文献１には、Ｓｉを０．５０％以下、Ａｌを０．１０％以下に制限し、高周波焼入れ前の金属組織においてマルテンサイトの面積分率を７０％以上に制御した高周波焼入れ用鋼材が開示されている。特許文献１の方法によれば、鋼材の強度は著しく向上する。しかしながら、特許文献１の技術では、高周波焼入れされる部品について適切な表面硬さを得るために鋼材自体のＣ量を少なくとも０．３５％以上含有させる必要があるが、被削性の向上については何ら検討されていない。そのため、特許文献１の高周波焼入れ用鋼材では、加工性、とりわけ被削性が低い。
特許文献２には、被削性に優れた高周波焼入れ用鋼が提案されている。特許文献２によれば、フェライト、パーライト、及びベイナイトの面積率を適切に制御し、フェライト結晶粒の平均アスペクト比とフェライト結晶粒の粒子間距離とを特定の範囲に制御し、鋼の化学組成として特定量のＡｌ及びＢの添加を必須にすることで被削性が向上することが記載されている。しかしながら、特許文献２の鋼材では、フェライトの面積率が１〜５％と少ないので内部硬さが高い。内部硬さは高周波焼入れ前後で変化しないので、内部硬さが高いということは切削加工前の硬さが高く、被削性が低いことを意味する。このような硬度が硬い鋼材では切削時に工具の欠け等の折損が発生する可能性が高くなり、適用できる切削条件が制限されるので、生産性が低下する場合がある。
また、特許文献３には、Ａｌ含有量を高めることで高周波焼入れ用鋼の被削性を向上させる技術が提案されている。特許文献３には、高周波焼入れ用鋼の被削性が向上することが示されているものの、発明鋼の被削性と肌焼鋼の被削性との比較検討がなされていないので、肌焼鋼と同程度に良好な被削性が得られるかどうかは不明である。また、特許文献３では、Ａｌ含有量を０．１００％超とする必要があるので、高周波加熱時にオーステナイトへの変態が完了しにくく、焼入れ性が低下することが懸念される。
日本国特開２００７―１３１８７１号公報 日本国特開２０１２−２１９３３４号公報 日本国特許第４６５９１３９号公報
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、被削性に優れ、かつ高周波焼入れ後の面疲労強度に優れる機械構造用鋼及び面疲労強度に優れる高周波焼入鋼部品を提供することを課題とする。
（１）本発明の一態様に係る機械構造用鋼は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．１５〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｓ：０．００３〜０．０７０％、Ｂｉ：０．０００１％超、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％、及びＰｂ：０〜０．５０％、を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、 下記式（１ａ）及び下記式（２ａ）を満たし、長手方向と平行な断面において、円相当径が２．０μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上である。
２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０≧６２０ ・・・（１ａ）
ｄ＋３σ＜２０ ・・・（２ａ）
ただし、式（１ａ）中のＣ、Ｓｉは質量％での含有量であり、式（２ａ）中の、ｄは円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの単位μｍでの平均円相当径であり、σは前記円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの円相当径の標準偏差である。
（２）上記（１）に記載の機械構造用鋼は、前記化学成分が、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、及びＣｕ：０．０５〜１．００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の機械構造用鋼は、前記化学成分が、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００５０％、及びＲｅｍ：０．０００３〜０．００５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の機械構造用鋼は、前記化学成分が、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、及びＶ：０．００５〜０．３５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の機械構造用鋼は、前記化学成分が、質量％で、Ｓｂ：０．０００３〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２０％、及びＰｂ：０．０１〜０．５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（６）本発明の別の態様に係る高周波焼入鋼部品は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．１５〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｓ：０．００３〜０．０７０％、Ｂｉ：０．０００１％超、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％、及びＰｂ：０〜０．５０％、を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記式（１ｂ）及び下記式（２ｂ）を満たし、長手方向と平行な断面において円相当径が２．０μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上である。
２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０≧６２０ ・・・（１ｂ）
ｄ＋３σ＜２０ ・・・（２ｂ）
ただし、式（１ｂ）中のＣ、Ｓｉは質量％での含有量であり、式（２ｂ）中の、ｄは円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの単位μｍでの平均円相当径であり、σは前記円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの円相当径の標準偏差である。
（７）上記（６）に記載の高周波焼入鋼部品は、前記化学成分が、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、及びＣｕ：０．０５〜１．００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（８）上記（６）または（７）に記載の高周波焼入鋼部品は、前記化学成分が、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００５０％、及びＲｅｍ：０．０００３〜０．００５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（９）上記（６）〜（８）のいずれか一項に記載の高周波焼入鋼部品は、前記化学成分が、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、及びＶ：０．００５〜０．３５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（１０）上記（６）〜（９）のいずれか一項に記載の高周波焼入鋼部品は、前記化学成分が、質量％で、Ｓｂ：０．０００３〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２０％、及びＰｂ：０．０１〜０．５０％、からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
本発明の上記態様によれば、被削性に優れ、かつ高周波焼入れ後の面疲労強度に優れる機械構造用鋼を提供できる。また、面疲労強度に優れる高周波焼入鋼部品を提供できる。
本発明の上記態様に係る機械構造用鋼は、Ｃが０．４０％以上であるにも関わらず、高周波焼入れ前の切削加工を施す際の被削性に優れているので、高周波焼入れ用鋼として好適である。また、本発明の上記態様に係る機械構造用鋼によれば、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼部品の製造費用に占める切削加工コストの割合を低減でき、また部品の品質を向上することができる。
図１は、高周波焼入鋼部品の３００℃焼戻し後の、表面から５０μｍ深さのビッカース硬度と（２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０）との関係を示すグラフである。 図２は、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０＝６２０の関係式をプロットした線と、高周波焼入鋼部品の面疲労強度の評価との関係を示すグラフである。
上述したように、浸炭工程を経て製造される機械構造用の鋼部品では、被削性の確保のため、Ｃ含有量の低い鋼材を素形材として使用する。Ｃ含有量が低くても、鋼材を部品形状に加工した後、浸炭焼入が施されることにより表面硬さが高くなるので、鋼部品の十分な強度が得られる。これに対し、高周波焼入された鋼部品が適切な表面硬さ（浸炭によって製造された鋼部品と同等の表面硬さ）を得るためには、鋼材自体のＣ含有量を少なくとも０．４％程度以上にしなければならない。この場合、切削前の鋼材の硬さが硬くなり、被削性が劣化してしまう。すなわち、高周波焼入れによって被削性に優れかつ高周波焼入れ後の面疲労強度に優れる機械構造用鋼を得るためには、Ｃ含有量が増えて鋼材が硬くなっても被削性が劣化しないことが求められる。
従来、ＣやＳｉの含有量の調整によって、浸炭後の面疲労強度に優れた鋼材が得られることが知られている。しかしながら、互いに相反する面疲労強度と被削性とを高いレベルで両立することはできていなかった。そこで、本発明者らは、面疲労強度と被削性とを高いレベルで両立することのできる、機械構造用鋼の開発を目標に調査・研究を重ね、その結果、下記の知見を得た。
（ａ）Ｓｉ含有量が高ければ、高周波焼入れ後の鋼（高周波焼入鋼部品）の面疲労強度が高くなる。また、後述するように、微量のＢｉを含有させると、面疲労強度が更に向上する。
（ｂ）高周波焼入れ後の鋼（高周波焼入鋼部品）の表面のビッカース硬度は、鋼中のＣ含有量及びＳｉ含有量と相関がある。また、鋼部品表面のビッカース硬度が高いほど、面疲労強度が向上する。
（ｃ）鋼中にＭｎＳが含まれることにより被削性が向上する。被削性の向上要因であるＭｎＳは、凝固時のデンドライト樹間への晶出および析出物へのＭｎの拡散で析出するので、ＭｎＳを鋼中に微細分散させることにより被削性（切屑処理性、工具寿命）を高めることが可能である。また、ＭｎＳを微細に分散させるには、デンドライトの樹間の間隔を短くする必要がある。デンドライトの１次アーム間隔に関する研究は従来から行われており、下記（Ａ）式で表すことができる。
λ∝（Ｄ×σ×ΔＴ）０．２５ …（Ａ）
ここで、λ：デンドライトの１次アーム間隔（μｍ）、Ｄ：拡散係数（ｍ２／ｓ）、σ：固液界面エネルギー（Ｊ／ｍ２）、ΔＴ：凝固温度範囲（℃）である。
この（Ａ）式から、デンドライトの１次アーム間隔λは、固液界面エネルギーσに依存し、このσを低減させることができればλが減少することがわかる。λを減少させることができれば、デンドライト樹間に晶出するＭｎ硫化物サイズを低減させることができる。また、ＭｎＳのような硫化物が微細分散すれば、高周波焼入れ後の面疲労強度が向上する。
微量のＢｉを含有させることにより、固液界面エネルギーを低下させることができ、その結果、デンドライト樹間間隔が低減し、デンドライト樹間に晶出するＭｎＳを微細化することが可能となる。
以上の知見に基づき、本発明者らは、被削性を向上させ、かつ、高周波焼入れ後の面疲労強度を高めるためには、Ｃ含有量とＳｉ含有量との関係を限定し、Ｂｉを微量に含有させ、かつ、微細なＭｎＳを多数析出させることが好ましいことを見出した。
以下、本発明の一実施形態に係る機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品（本実施形態に係る機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品）について説明する。
本実施形態において、機械構造用鋼は、高周波焼入鋼部品を得るために高周波焼入れに供される素材である。また、高周波焼入鋼部品とは、機械構造用鋼に高周波焼入れを施したもの（ただし、高周波焼入れ後に焼戻ししても良い）を指す。
本実施形態に係る高周波焼入鋼部品は、本実施形態に係る機械構造用鋼に最高加熱温度が８５０〜１１００℃である高周波焼入れを施して得られる。本実施形態に係る高周波焼入鋼部品は、例えば自動車用の動力伝達に使用される歯車等の高い面疲労強度が要求される部品としての使用が想定される。
本実施形態に係る機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．１５〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｓ：０．００３〜０．０７０％、Ｂｉ：０．０００１％超、０．００５０％以下、Ｎ：０．００３０〜０．００７５％、Ａｌ：０．００３〜０．１００％、Ｐ：０．０５０％以下、を含有し、必要に応じて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％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる。また、Ｃ含有量とＳｉ含有量とが、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０≧６２０を満たす。
また、本実施形態に係る機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品は、長手方向と平行な断面において円相当径が２．０μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上存在し、ｄを円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの平均円相当径、σを円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの円相当径の標準偏差としたときに、ｄ＋３σ＜２０を満たす。
まず、各元素の含有量の限定理由について説明する。以下、含有量に関する％は、質量％である。
＜Ｃ：０．４０〜０．７０％＞
Ｃは、鋼の強度を得るために重要な元素である。また、Ｃは、高周波焼入れ前の組織においてフェライト分率（面積率）を低減し、高周波焼入れ時の硬化能を向上させて、硬化層深さを大きくするために必要な元素である。Ｃ含有量が０．４０％未満では高周波焼入れ前の組織においてフェライト分率が高くなり、高周波焼入れ時の硬化能が不足する場合がある。よって、Ｃ含有量を０．４０％以上とする。好ましくは０．４５％以上、より好ましくは０．５０％以上である。一方、Ｃ含有量が多すぎると被削性や鍛造性を著しく害するだけでなく、高周波焼入れ時に焼割れが発生する可能性が大きくなる。そのため、Ｃ含有量は０．７０％以下とする。好ましくは、０．６５％以下である。
＜Ｓｉ：０．１５〜３．００％＞
Ｓｉは、焼入層の焼戻し軟化抵抗を向上させることにより、焼入れ後の面疲労強度を向上させる効果を有する元素である。その効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．１５％以上とする。好ましくは０．５０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．００％を超えると鍛造時の脱炭が著しくなる。よって、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。
＜Ｍｎ：０．３０〜２．００％＞
Ｍｎは、鋼に固溶して鋼の引張強度及び疲労強度を高め、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｎはさらに、鋼中の硫黄（Ｓ）と結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。これらの効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とする。焼入れ前の鋼の引張強度、疲労強度及び焼入れ性を高める場合、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．６０％以上であり、さらに好ましくは０．７５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量を２．００％以下とする。鋼の冷間鍛造性を高める場合、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．９０％以下であり、さらに好ましくは１．７０％以下である。
＜Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％未満＞
Ｃｒは、鋼の引張強度を高める。また、Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、高周波焼入れ後の鋼の表面硬さを高める。これらの効果を得るため、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とする。鋼の焼入れ性及び引張強度を高める場合、好ましいＣｒ含有量は０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が多すぎると、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量を０．５０％未満とする。疲労強度をさらに高める場合、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１０％以下である。
＜Ｓ：０．００３〜０．０７０％＞
Ｓは、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。この効果を得るため、Ｓ含有量を０．００３％以上とする。鋼の被削性を高める場合、Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、さらに好ましくは０．０１５％以上である。一方、Ｓを過剰に含有すれば、鋼の疲労強度が低下する。さらに、高周波焼入れ後の熱間鍛造品に対して磁粉探傷試験を実施する場合、熱間鍛造品の表面に擬似模様が発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量を０．０７０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは、０．０５０％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
＜Ｂｉ：０．０００１％超、０．００５０％以下＞
Ｂｉは、本実施形態において重要な元素である。微量のＢｉを含有することによって、鋼の凝固組織が微細化し、その結果、ＭｎＳが微細分散する。ＭｎＳの微細化効果を得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％超とする必要がある。ＭｎＳ微細分散化効果を得るには、Ｂｉ含有量を０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｂｉ含有量が０．００５０％を超えると、デンドライト組織の微細化効果が飽和するだけでなく、鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、Ｂｉ含有量を０．００５０％以下とする。
＜Ａｌ：０．００３〜０．１００％＞
Ａｌは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織の細粒化に有効な元素である。また、Ａｌは、焼入れ性を高めて硬化層深さを大きくする元素である。またＡｌは、被削性向上にも有効な元素である。これらの効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００３％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。さらにＡｌは、窒化時にＮと化合物を形成し、表層部のＮ濃度を高める効果があり、面疲労強度向上にも有効な元素である。この点からも、Ａｌ含有量を０．００３％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、高周波加熱時にオーステナイトへの変態が完了しにくくなり、むしろ焼入れ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。
＜Ｐ：０．０５０％以下＞
Ｐは不純物として含有される。Ｐは、粒界に偏析して鋼の靭性を低下させるので、極力低減する必要があり、少ないほど好ましい。Ｐ含有量が０．０５０％を超えると靭性の低下が著しいので、Ｐ含有量を０．０５０％以下に制限する。Ｐ含有量は少ない方が好ましいが、０％とすることは困難なので、Ｐ含有量の下限を、工業的限界の０．０００１％としてもよい。
＜２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０≧６２０＞
本発明者らは、高周波焼入鋼部品の３００℃焼戻し後の、表面から５０μｍ深さのビッカース硬度（Ｈｖ）と、Ｃ含有量及びＳｉ含有量との関係を調べた。その結果、図１に示すように、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０で整理できることが判明した。また、図２は、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０＝６２０の関係式をプロットした線と、面疲労強度の評価との関係を示す。図２に示すように、関係線を挟んで、面疲労強度の良品と不良品とに区分できることがわかった。すなわち、本発明者らが鋭意検討した結果、下記式（１）の左辺の値が、３００℃で焼戻した高周波焼入鋼部品の表面のビッカース硬度にほぼ相当するものになることを見出した。また、ローラーピッチング疲労試験での面疲労強度と３００℃焼戻し後のビッカース硬度との関係を調査したところ、ビッカース硬度が６２０Ｈｖ以上の場合に、面疲労強度が従来のガス浸炭歯車の面疲労強度と同等以上となることが判明した。すなわち、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０の値が６２０以上であれば、高周波焼入れ後に十分な面疲労強度を有するものとなる。一方、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０の値が６２０未満では、面疲労強度が低下し、ピッチングが生じるおそれがある。そのため、本実施形態に係る機械構造用鋼では、各元素の含有量に加えて、下記式（１）を満足するようにＣ含有量、Ｓｉ含有量を制御する必要がある。
２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０≧６２０ （１）
本実施形態に係る機械構造用鋼は、上記の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。しかしながら、本実施形態に係る機械構造用鋼は、必要に応じて、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％からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないので、その下限は０％である。
ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料から、又は製造工程の種々の環境から混入する成分であって、鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
＜Ｂ：０〜０．００５０％＞
Ｂは、鋼中のＮと結合し、ＢＮとして析出することによって被削性向上に寄与する。また、Ｂは、高周波焼入れの加熱時にＢＮから分解されて、Ｂとなり、焼入れ性を大きく向上させる。高周波焼入れ時の焼入れ性が向上すると、高周波焼入れ後の鋼の面疲労強度が向上する。これらの効果を得る場合、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、効果が飽和するだけでなく、むしろ圧延や鍛造時の割れの原因ともなる。そのため、Ｂを含有させる場合でも、Ｂ含有量を０．００５０％以下とする。
＜Ｍｏ：０〜０．２０％＞
Ｍｏは、焼入層の焼戻し軟化抵抗を向上させることにより、高周波焼入れ後の鋼の面疲労強度を向上させる効果を有する。また、Ｍｏは、焼入層を強靭化して曲げ疲労強度を向上する効果も有する。これらの効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．２０％を超えると、その効果が飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｍｏを含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を０、２０％以下とする。
＜Ｎｉ：０〜１．００％＞
Ｎｉは、酸化する際に鋼材表面に濃化し、後続の酸化反応を抑制することで、腐食防止能を向上させる効果を有する元素である。この効果を確実に発揮させるためには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、被削性が悪化する。そのため、Ｎｉを含有させる場合でも、Ｎｉ含有量を１．００％以下とする。
＜Ｃｕ：０〜１．００％＞
Ｃｕは、酸化する際に鋼材表面に濃化し、後続の酸化反応を抑制することで、腐食防止能を向上させる効果を有する。この効果を確実に発揮させるためには、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、熱間延性が低下するので、圧延時に疵が形成されやすくなる。そのため、Ｃｕを含有させる場合でも、Ｃｕ含有量を１．００％以下とする。
＜Ｃａ：０〜０．００５０％＞
＜Ｍｇ：０〜０．００５０％＞
＜Ｔｅ：０〜０．２０％＞
Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅは、圧延時にＭｎＳが延伸するのを抑制し、高周波焼入れ後の曲げ疲労強度をさらに向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、単独でまたは複合的に、Ｃａ含有量を０．０００３％以上、Ｍｇ含有量を０．０００３％以上、Ｔｅ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。しかしながら、各元素の含有量が多すぎると、その効果が飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｃａ、Ｍｇ及び／またはＴｅを含有させる場合でも、Ｃａ含有量を０．００５０％以下、Ｍｇ含有量を０．００５０％以下、Ｔｅ含有量を０．２０％以下とする。
＜Ｚｒ：０〜０．００５０％＞
Ｚｒは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｚｒ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｚｒ含有量が０．００５０％を超えると析出物が粗大化して鋼が脆化する。そのため、Ｚｒを含有させる場合でも、Ｚｒ含有量を０．００５０％以下とする。
＜Ｒｅｍ：０〜０．００５０％＞
Ｒｅｍ（希土類元素）は、圧延時にＭｎＳが延伸するのを抑制し、曲げ疲労強度をさらに向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｒｅｍ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。しかしながら、各元素の含有量が上記を超えると、その効果が飽和する上、酸化物と硫化物との複合酸化物の生成が助長され介在物サイズが粗大化する、そのため、含有させる場合でも、Ｒｅｍ含有量を０．００５０％以下とする。Ｒｅｍとは、Ｌａ、Ｃｅなどのランタノイド系の元素を指し、Ｒｅｍ含有量はこれらの元素の含有量の合計を指す。これらの元素の添加にあたっては、これらの元素が混在したミッシュメタルを用いても、何らその効果は変わるものではない。
＜Ｔｉ：０〜０．２０％＞
Ｔｉは、窒化物として鋼中に析出することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると析出物が粗大化して鋼が脆化する。そのため、Ｔｉを含有させる場合でも、Ｔｉ含有量を０．２０％以下とする。
＜Ｎｂ：０〜０．２０％＞
Ｎｂは、窒化物として鋼中に析出することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えるとその効果は飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．２０％以下とする。
＜Ｖ：０〜０．３５％＞
Ｖは、窒化物として鋼中に分散して析出することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｖ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．３５％を超えるとその効果は飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｖを含有させる場合でも、Ｖ含有量を０．３５％以下とする。
＜Ｓｂ：０〜０．０１５％＞
Ｓｂは、表面偏析傾向の強い元素であり、外部からの酸素の吸着による酸化を防止するのに有効な元素である。この酸化防止効果を確実に発揮させるためには、Ｓｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｂ含有量が０．０１５％を超えるとその効果は飽和する。そのため、効率性を考慮して、Ｓｂを含有させる場合でも、Ｓｂ含有量を０．０１５％以下とする。
＜Ｐｂ：０〜０．５０％＞
Ｐｂは、鋼の被削性を高める元素である。Ｐｂを少しでも含有すれば、上記効果が得られるが、０．０１％以上で効果が大きいので、その効果を得る場合、Ｐｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｐｂが過剰に含有されれば、鋼の靭性及び熱間延性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｐｂ含有量を０．５０％以下とする。好ましいＰｂ含有量は０．２５％以下である。
本実施形態に係る機械構造用鋼に高周波焼入れを行っても、化学組成は変化しない。そのため、本実施形態に係る高周波焼入鋼部品の化学組成は、本実施形態に係る機械構造用鋼の化学組成と同じである。
次に、本実施形態に係る機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品の金属組織が含むＭｎＳについて説明する。
［円相当径が２．０μｍ未満のＭｎＳの存在密度（個数密度）が３００個／ｍｍ２以上］
ＭｎＳは、被削性の向上に有用であるため、その個数密度を確保することが必要である。しかしながら、Ｓ含有量を増加させると被削性は向上するが、粗大なＭｎＳが増加する。粗大なＭｎＳは、被削性を低下させるとともに、高周波焼入れ後の鋼の面疲労強度を低下させる。そのため、被削性を向上させるためには、ＭｎＳの個数密度だけでなく、そのサイズを制御することが必要である。具体的には、円相当径で２．０μｍ未満のＭｎＳが３００個／ｍｍ２以上の存在密度（個数密度）で鋼中に存在すると、工具の摩耗が抑制される。円相当径で２．０μｍ未満のＭｎＳが多いほど被削性が向上するので、存在密度の上限を規定する必要はない。
ＭｎＳの円相当径はＭｎＳの面積と等しい面積を有する円の直径であり、画像解析によって求めることができる。同様に、ＭｎＳの個数密度は、画像解析によって求められる。具体的には、熱間鍛造用鋼の長手方向と平行な断面において、光学顕微鏡にて１００倍で写真撮影して、０．９ｍｍ２の検査基準面積（領域）の画像を１０視野分準備し、その観察視野（画像）中のＭｎＳの中から大きい順に１０個選定し、選定された各ＭｎＳの円相当径を算出し、これらの寸法（直径）を、析出物の面積と同一の面積を有する円の直径を示す円相当径に換算することによって円相当径を求めることができる。また、個数密度は、ＭｎＳの個数を観察視野面積で割ることで求められる。介在物がＭｎＳであることは、走査型電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）によって確認すればよい。現実的に汎用の機器で、粒子のサイズと成分とを統計的に扱うには、観察対象とするＭｎＳの円相当径を１．０μｍ以上とすることが好ましい。
［式（２）について］
上述の通り、デンドライト１次アーム間隔を低減して、デンドライト樹間から晶出する硫化物を微細にすることによって、高周波焼入れ後の鋼の面疲労強度が向上する。より具体的には、最大円相当径で２０μｍ以上のＭｎＳを無くせば、被削性が向上する。
本発明者らは、観察視野９ｍｍ２当りに検出される硫化物の円相当径のばらつきを標準偏差σとし、この標準偏差の３倍（３σ）に平均円相当径ｄを加えた値を、式（２）のように、Ｆ１と定義した。
Ｆ１＝ｄ＋３σ （２）
ここで、式（２）中のｄは円相当径で１．０μｍ以上のＭｎＳの平均円相当径（μｍ）であり、σは円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの円相当径の標準偏差である。また、Ｆ１値は、観察視野９ｍｍ２の範囲内で観察される硫化物の円相当径及び円相当径の標準偏差から予測される、本実施形態に係る機械構造用鋼または高周波焼入鋼部品に存在する光学顕微鏡で観察可能な硫化物の個数のうちの９９．７％の個数の硫化物における最大円相当径を示している。すなわち、Ｆ１値が２０（μｍ）未満であれば、最大円相当径で２０μｍ以上の硫化物はほとんど存在しないことを示している。このような鋼は被削性が高く、高周波焼入れ後の面疲労強度に優れる。ＭｎＳの円相当径はＭｎＳの面積と等しい面積を有する円の直径であり、上述したように画像解析によって求めることができる。観察対象としたＭｎＳの円相当径を１．０μｍ以上としたのは、１．０μｍ以上が、現実的に汎用の機器で、粒子のサイズと成分を統計的に扱うことが可能な範囲であること、かつ、これより小さな硫化物を制御しても面疲労強度および切りくず処理性に与える影響が少ないためである。
［デンドライト組織］
本実施形態に係る機械構造用鋼の製造に用いる連続鋳造鋳片は、その凝固組織がデンドライト形態を呈する。機械構造用鋼中のＭｎＳは、凝固前（溶鋼中）、または凝固時に晶出することが多く、デンドライト１次アーム間隔に大きく影響を受ける。すなわち、デンドライト１次アーム間隔が小さければ、樹間に晶出するＭｎＳは小さくなる。本実施形態に係る機械構造用鋼は、鋳片の段階におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満であることが望ましい。デンドライト組織を微細化することで、デンドライト一次アームから晶出するＭｎＳが微細化され、ＭｎＳの最大円相当径が２０μｍ未満となる。
デンドライト組織を微細にするためには、微量のＢｉを含有させ、溶鋼中の固液界面エネルギーを低減させることが有効である。
本実施形態に係る高周波焼入鋼部品は、本実施形態に係る機械構造用鋼に高周波焼入れを行って得られる。
また、本実施形態に係る高周波焼入鋼部品は、残留γや窒化物、及び粒界酸化を含む不均質な表層異常層を有しておらず、表層異常層の生成が最小限に抑制されたものとなる。また、本実施形態に係る高周波焼入鋼部品は、３００℃焼戻しを行った後でも表面から５０μｍ深さの位置において、ビッカース硬度で７２０Ｈｖ以上の硬さを有する。
［製造方法］
次に、本実施形態に係る機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品の好ましい製造方法を説明する。
本実施形態に係る機械構造用鋼の製造方法は、上記の化学成分を有し、かつ表層から１５ｍｍの範囲内におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満である鋳片を鋳造する工程と、この鋳片を熱間加工する工程とを含む。ここで、熱間加工は、熱間圧延を含んでもよい。
［鋳造工程］
上記化学組成及び式（１）を満たす鋼の鋳片を連続鋳造法により製造する。造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳造条件は例えば、２２０×２２０ｍｍ角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを１０〜５０℃とし、鋳込み速度を１．０〜１．５ｍ／分とする条件を例示できる。
さらに、上述したデンドライト一次アーム間隔を６００μｍ未満にするために、上記化学組成を有する溶鋼を鋳造する際に、鋳片表面から１５ｍｍの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下とすることが望ましい。平均冷却速度が１００℃／ｍｉｎ未満では、鋳片表面から１５ｍｍの深さ位置におけるデンドライト一次アーム間隔を６００μｍ未満とすることが困難となり、ＭｎＳを微細分散できないおそれがある。一方、５００℃／ｍｉｎ超では、デンドライト樹間から晶出するＭｎＳが微細になり過ぎ、被削性が低下してしまう恐れがある。
また、中心偏析低減のため、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えてもよい。
液相線温度から固相線温度までの温度域とは、凝固開始から凝固終了までの温度域のことである。したがって、この温度域での平均冷却速度とは、鋳片の平均凝固速度を意味する。上記の平均冷却速度は、例えば、鋳型断面の大きさ、鋳込み速度等は適正な値に制御すること、または鋳込み直後において、水冷に用いる冷却水量を増大させるなどの手段により達成できる。これは、連続鋳造法および造塊法共に適用可能である。
上記の鋳片表面から１５ｍｍ深さの位置での冷却速度は、得られた鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から１５ｍｍの深さの位置のそれぞれについて鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ２（μｍ）を１００点測定し、次式（３）に基づいて、その値から算出したスラブの液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度Ａ（℃／秒）を、算術平均して得られる。
λ２＝７１０×Ａ−０．３９ （３）
従って、最適な鋳造条件は、例えば、鋳造条件を変更した複数の鋳片を製造し、各鋳片における冷却速度を上記式（３）により求め、得られた冷却速度から決定することができる。
［熱間加工工程］
次いで、鋳造工程で得られた鋳片又はインゴットに分塊圧延等の熱間加工を行って、ビレット（鋼片）を製造する。更に、ビレットを熱間圧延することにより、本実施形態に係る機械構造用鋼である棒鋼や線材とする。熱間加工における圧下比に特に制限はない。
熱間圧延は、例えば、ビレットを１２５０〜１３００℃の加熱温度で１．５時間以上加熱した後、仕上げ温度を９００〜１１００℃として行う。仕上げ圧延を行った後は、大気中で、冷却速度が放冷またはそれ以下となる条件で冷却する。生産性を高めるためには、６００℃に至った時点で、空冷、ミスト冷却及び水冷など、適宜の手段で冷却してもよい。上記の加熱温度及び加熱時間はそれぞれ、炉内の平均温度及び在炉時間を意味する。また、熱間圧延の仕上げ温度は、複数のスタンドを備える圧延機の最終スタンド出口での棒線材の表面温度を意味する。仕上げ圧延を行った後の冷却速度は、棒線材（棒鋼や線材）の表面での冷却速度を指す。
以上により、本実施形態に係る機械構造用鋼が得られる。
更に、製造された棒鋼や線材（機械構造用鋼）を熱間鍛造して、粗形状の中間品を製造する。中間品に対して調質処理を実施してもよい。さらに、中間品を機械加工し、中間品を所定の形状にする。機械加工はたとえば、切削や穿孔である。
次に、中間品に対して高周波焼入れを実施し、中間品の表面を硬化する。これにより、中間品の表面に表面硬化層が形成される。そして、高周波焼入れされた中間品に対して仕上げ加工を実施する。仕上げ加工は、研削や研磨である。
高周波焼入れを行う工程では、焼入れ温度（最高加熱温度）を８５０〜１１００℃とし、この温度域から常温付近、例えば２５℃以下まで冷却を行う。焼入れ温度が８５０℃未満であると、高周波焼入れにより素形材に十分な焼入れを施すことができず、初析フェライトが出現する。初析フェライトが存在すると、表面硬化層の硬さが不均一になり、面疲労強度が向上しない。また、焼入れ温度が８５０℃未満であると、表層部が十分にオーステナイト化せず、所望の焼入れ層深さを得ることができない。一方、焼入れ温度が１１００℃を超えた場合には、表層部の酸化が著しくなり、表面性状の円滑さが充分に確保されない。この場合も、面疲労強度が低下する。また、十分に表層をオーステナイト化するためには、８５０℃以上となる時間が、０．５秒以上１分以内であることが好ましい。
以上の工程により本実施形態に係る高周波焼入鋼部品が製造される。本実施形態に係る高周波焼入鋼部品は、機械構造用鋼と同じ化学成分を有し、円相当径が２．０μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上であり、ｄ＋３σ＜２０μｍを満足する。また、表面硬化層を有する。
上述のとおり、高周波焼入鋼部品の素材となる機械構造用鋼（上記例では棒鋼）において、ＭｎＳの最大円相当径が２０μｍ未満となる必要がある。素材（棒鋼）を鍛造すれば、鍛錬成形比に応じて鋼中のＭｎＳが微細化される。しかしながら、高周波焼入鋼部品は複雑な形状を有するものが多く、鍛錬成形比が素材全体に対して一様にならない。したがって、鍛造された素材内において、ほとんど鍛錬されない部分、つまり、鍛錬成形比が非常に小さい部分が生じる。このような部分においても、被削性を高めるためには、素材となる機械構造用鋼中のＭｎＳの最大円相当径が２０μｍ未満である必要がある。本実施形態に係る機械構造用鋼は、熱間加工の加工量によらず、被削性向上と面疲労強度向上とが可能になる。
以上説明したように、本実施形態に係る機械構造用鋼は、被削性に優れ、かつ、高周波焼入鋼部品となった場合に面疲労強度に優れる。
以下に本発明を実施例によって具体的に説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した１条件例であり、本発明は、この１条件例のみに限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
表１及び表２に示す化学組成を有する鋼材Ｎｏ．ａ〜ｉｉを２７０ｔｏｎ転炉で溶製し、連続鋳造機を用いて連続鋳造を実施して、２２０×２２０ｍｍ角の鋳片を製造した。連続鋳造の凝固途中の段階では圧下を加えた。鋳片の連続鋳造において、鋳片の表面から１５ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を、鋳型の冷却水量を変更することによって変更した。
次いで、製造した鋳片を加熱炉に装入し、１２５０〜１３００℃の加熱温度で１０時間以上加熱した後、分塊圧延してビレットとした。
次いで、ビレットを１２５０〜１３００℃の加熱温度で１．５時間以上加熱した後、仕上げ温度を９００〜１１００℃として熱間圧延して、直径４０ｍｍの丸棒とした。このようにして、試験Ｎｏ．１〜３１の機械構造用鋼を製造した。
［凝固組織観察］
機械構造用鋼の製造に用いた鋳片の凝固組織を観察した。具体的には、鋳片断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から深さ方向に１５ｍｍの位置において、鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト１次アーム間隔を１００点測定し、その平均値を求めた。
［ミクロ組織試験］
各試験Ｎｏ．の丸棒（機械構造用鋼）のミクロ組織を観察した。丸棒を軸方向（長手方向）に垂直に切断した後、Ｄ／４位置（Ｄ：直径）を軸方向に対して平行に切断し、ミクロ組織観察用の試験片とした。被検面は、圧延の長手方向と平行な断面である。
具体的には、試験片の切断面を研磨して縦１０ｍｍ×横１０ｍｍの研磨試験片を１０個作製し、これらの研磨試験片の所定位置を光学顕微鏡にて１００倍で写真撮影して、０．９ｍｍ２の検査基準面積（領域）の画像を１０視野分準備した。その観察視野（画像）中のＭｎＳの中から大きい順に１０個選定し、選定された各ＭｎＳの円相当径を算出した。これらの寸法（直径）は、析出物の面積と同一の面積を有する円の直径を示す円相当径に換算した。また、検出したＭｎＳの粒径分布から、硫化物の平均円相当径および標準偏差を算出した。
ＭｎＳの判別は、光学顕微鏡によって鋼の金属組織を観察し、組織中のコントラストから判別した。ただし、確認のため、一部、走査型電子顕微鏡とエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）とを用いてＭｎＳを同定した。
［被削性及び面疲労強度評価試験］
次に、各試験Ｎｏ．の丸棒（機械構造用鋼）を用いて、被削性としてドリル寿命を調査した。
また、面疲労強度評価のためのローラーピッチング疲労試験を行った。
＜ドリル寿命試験＞
ドリル寿命の評価のために、φ４０ｍｍの丸棒を中心から直径３８ｍｍ、高さ２１ｍｍの被削性評価用試験片に切削加工し、ドリル試験に供した。工具は株式会社不二越製 型番ＳＤ３.０のドリルを使用し、１回転当たりの送り量を０．２５ｍｍ、１穴の穿孔深さ９ｍｍ、潤滑は水溶性の切削油を用いてドリル穿孔試験を行い、各鋼材の被削性を評価した。評価指標には、累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用し、最大切削速度ＶＬ１０００で４０ｍ／ｍｉｎ以上を良好、４０ｍ／ｍｉｎ未満を不良として評価した。
＜ローラーピッチング疲労試験＞
ローラーピッチング疲労試験用には、上記の熱処理後のφ４０ｍｍの丸棒を中心から直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する小ローラー試験片に切削加工した。上述の要領で採取した小ローラー試験片を表３の条件で高周波焼入れを行った後、１５０℃で１時間の焼戻しを行い、ローラーピッチング試験で面疲労強度を評価した。
具体的には、上記で作製した小ローラー試験片と別途作製した大ローラー試験片（ＳＣＭ７２２の浸炭後表面研削）とを用いて標準的な面疲労強度試験であるローラーピッチング疲労試験を行った。ローラーピッチング疲労試験は、小ローラー試験片に種々のヘルツ応力の面圧で大ローラー試験片を押し付けて、接触部での両ローラー試験片の周速方向を同一方向とし、滑り率を−４０％（小ローラー試験片よりも大ローラー試験片の方が接触部の周速が４０％大きい）として回転させて試験を行った。上記接触部に潤滑油として供給するＡＴＦ（ＡＴ用潤滑油）の油温は８０℃とし、大ローラー試験片と小ローラー試験片との接触応力を３０００ＭＰａとした。試験打ち切り回数を１０００万回（１０７回）とし、小ローラー試験片においてピッチングが発生せずに１０００万回の回転数に達した場合、面疲労強度が十分高く、小ローラー試験片の耐久性（ローラーピッチング疲労耐久性）が十分確保されたと判断した。ピッチング発生の検出は試験機に備え付けてある振動計によって行い、振動検出後に両ローラーの回転を停止させてピッチング損傷の発生と回転数を確認した。
表１〜表３に示すように、発明例は、被削性及び高周波焼入れ後の面疲労強度の両方に優れていることがわかる。一方、比較例では、本発明の化学成分を満たさない、及び／またはＭｎＳの存在状態が本発明範囲を満たさないため、被削性または高周波焼入れ後の面疲労強度の少なくとも一方を満足しない結果となった。
試験Ｎｏ．１８、１９は、Ｂｉを含有しなかった。また、２．０μｍ未満のＭｎＳの個数密度が少なく、またｄ＋３σが２０以上であった。その結果、被削性が十分ではなかった。
試験Ｎｏ．２０は、Ｃ含有量が少なかった。また、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０が６２０未満であった。その結果、面疲労強度が十分ではなかった。
試験Ｎｏ．２１は、Ｃｒの含有量が上限を超えていた。そのため、高周波焼入れ後の組織に焼ムラが生じ、十分な面疲労強度が得られなかった。
試験Ｎｏ．２２〜２５は、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０が６２０未満であった。その結果、面疲労強度が十分ではなかった。
試験Ｎｏ．２６は、Ｓ含有量が少なかった。そのため、十分なＭｎＳを確保することができず、十分な被削性が得られなかった。
試験Ｎｏ．２７は、Ｓ含有量が多すぎたので、ＭｎＳを起点とした面疲労破壊が生じ、面疲労強度が十分ではなかった。
試験Ｎｏ．２８は、Ｍｎ含有量が少なかった。そのため、十分なＭｎＳを確保することができず、十分な被削性が得られなかった。さらには、試験Ｎｏ．２８では、面疲労強度が十分ではなかった。これは、Ｓが十分固定されていなかったため熱間延性を低下させるＦｅＳが生成して、試験片内部に発生していたとみられるき裂を起点として早期の疲労破壊が生じたためであると推定される。
試験Ｎｏ．２９は、Ｍｎ含有量が多かったので、高周波焼入れ前の強度が過剰に高くなり、十分な被削性が得られなかった。
試験Ｎｏ．３０は、鋳造時の冷却速度が遅かったことに起因して、２．０μｍ未満のＭｎＳの個数密度が少なく、またｄ＋３σが２０以上となった。そのため、十分な被削性が得られなかった。
試験Ｎｏ．３１は、Ｃ含有量が少なかった。その結果、面疲労強度が十分ではなかった。
Figure 0006521089
Figure 0006521089
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本発明によれば、被削性に優れ、かつ高周波焼入れ後の面疲労強度に優れる機械構造用鋼を提供できる。また、面疲労強度に優れる高周波焼入鋼部品を提供できる。
本発明の上記態様に係る機械構造用鋼は、Ｃが０．４０％以上であるにも関わらず、高周波焼入れ前の切削加工を施す際の被削性に優れているので、高周波焼入れ用鋼として好適である。本発明の上記態様に係る機械構造用鋼によれば、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼部品の製造費用に占める切削加工コストの割合を低減でき、また部品の品質を向上することができる。そのため、産業上利用可能性が高い。

Claims (10)

  1. 化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．４０〜０．７０％、
    Ｓｉ：０．１５〜３．００％、
    Ｍｎ：０．３０〜２．００％、
    Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％未満、
    Ｓ：０．００３〜０．０７０％、
    Ｂｉ：０．０００１％超、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％、及び
    Ｐｂ：０〜０．５０％、
    を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    下記式（１ａ）及び下記式（２ａ）を満たし、
    長手方向と平行な断面において、円相当径が２．０μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上である
    ことを特徴とする機械構造用鋼。
    ２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０≧６２０ ・・・（１ａ）
    ｄ＋３σ＜２０ ・・・（２ａ）
    ただし、式（１ａ）中のＣ、Ｓｉは質量％での含有量であり、式（２ａ）中の、ｄは円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの単位μｍでの平均円相当径であり、σは前記円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの円相当径の標準偏差である。
  2. 前記化学成分が、質量％で、
    Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
    Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、
    Ｎｉ：０．０５〜１．００％、及び
    Ｃｕ：０．０５〜１．００％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械構造用鋼。
  3. 前記化学成分が、質量％で、
    Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
    Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
    Ｚｒ：０．０００３〜０．００５０％、及び
    Ｒｅｍ：０．０００３〜０．００５０％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の機械構造用鋼。
  4. 前記化学成分が、質量％で、
    Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、及び
    Ｖ：０．００５〜０．３５％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。
  5. 前記化学成分が、質量％で、
    Ｓｂ：０．０００３〜０．０１５％、
    Ｔｅ：０．０００３〜０．２０％、及び
    Ｐｂ：０．０１〜０．５０％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。
  6. 化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．４０〜０．７０％、
    Ｓｉ：０．１５〜３．００％、
    Ｍｎ：０．３０〜２．００％、
    Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％未満、
    Ｓ：０．００３〜０．０７０％、
    Ｂｉ：０．０００１％超、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％、及び
    Ｐｂ：０〜０．５０％、
    を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    下記式（１ｂ）及び下記式（２ｂ）を満たし、
    長手方向と平行な断面において円相当径が２．０μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上である
    ことを特徴とする高周波焼入鋼部品。
    ２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０≧６２０ ・・・（１ｂ）
    ｄ＋３σ＜２０ ・・・（２ｂ）
    ただし、式（１ｂ）中のＣ、Ｓｉは質量％での含有量であり、式（２ｂ）中の、ｄは円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの単位μｍでの平均円相当径であり、σは前記円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの円相当径の標準偏差である。
  7. 前記化学成分が、質量％で、
    Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
    Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、
    Ｎｉ：０．０５〜１．００％、及び
    Ｃｕ：０．０５〜１．００％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６に記載の高周波焼入鋼部品。
  8. 前記化学成分が、質量％で、
    Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
    Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
    Ｚｒ：０．０００３〜０．００５０％、及び
    Ｒｅｍ：０．０００３〜０．００５０％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６又は７に記載の高周波焼入鋼部品。
  9. 前記化学成分が、質量％で、
    Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、及び
    Ｖ：０．００５〜０．３５％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６〜８のいずれか一項に記載の高周波焼入鋼部品。
  10. 前記化学成分が、質量％で、
    Ｓｂ：０．０００３〜０．０１５％、
    Ｔｅ：０．０００３〜０．２０％、及び
    Ｐｂ：０．０１〜０．５０％、
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６〜９のいずれか一項に記載の高周波焼入鋼部品。
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