JP7410392B2 - 機械構造用鋼、機械構造部品およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、被削性に優れた機械構造用鋼、機械構造部品とその製造方法に関する。
自動車や産業機械に使用される機械構造部品には、表面硬化処理の一種である高周波焼入れ焼戻しが施されるものがある。
高周波焼入れ焼戻しを施す機械構造部品の製造方法としては、例えば次の方法が挙げられる。即ち、初めに、最終製品に近い形状の粗部材を製造する。製造された粗部材に対して、高周波焼入れ焼戻しを施して、機械構造部品用素形材を得る。さらに、機械構造部品用素形材に対して仕上げ加工(切削または研削)を施し、機械構造部品を得る。
通常、機械構造部品には、優れた疲労強度が要求される。疲労強度を高める技術は、例えば特許文献１に開示されている。
特許文献１には、高周波焼入れ焼戻しを施して得た機械構造部品用素形材に対して特定の条件で切削加工仕上げをすることで耐摩耗性および曲げ疲労強度を高めることができる、とされている。
しかし、高周波焼入れ焼戻しを施して得た機械構造部品用素形材に対して切削加工を実施する場合には、高価なＣＢＮ工具を用いることが一般的であり、莫大な工具コストが発生する。
即ち、高周波焼入れ焼戻しを施して得た機械構造部品用素形材は、工具寿命を延長し、工具コストを低減することが喫緊の課題であり、機械構造部品用素形材には優れた被削性が要求される。
即ち、高周波焼入れ焼戻しを施して得た機械構造部品用素形材は、工具寿命を延長し、工具コストを低減することが喫緊の課題であり、機械構造部品用素形材には優れた被削性が要求される。
従来から、Ｐｂを含有すれば、被削性が高まることは知られている。しかしながら、Ｐｂは環境負荷物質であることから、Ｐｂ含有量を極力削減し被削性を改善する技術が求められている。
一方、被削性を改善する技術として、Ｉｎに着目した発明がこれまでになされている。例えば特許文献２および３にはＩｎを微量から多量までの広い範囲で含有することで、高速度鋼 (ｈｉｇｈ－ｓｐｅｅｄ ｓｔｅｅｌ)からなる工具（以下、「ハイス工具」と略称する）を用いて４０～５０ｍ／分で穴あけした時の工具寿命が改善することが開示されている。また、特許文献４にはＩｎを比較的少ない範囲で含有し、ハイス工具で１０～４０ｍ／分で旋削した時の切りくず処理性が改善することが開示されている。さらに特許文献５でも、比較的多量のＩｎ含有により、ハイス工具を用いた２０ｍ／分での切りくず処理性が改善することが開示されている。
しかしながら、前述した従来の技術には、いくつかの問題点がある。
特許文献１は、Ｓｉ含有量を低減することで被削性を改善できるとしているが、Ｓｉは面疲労強度を向上させる効果があり、Ｓｉ含有量を低減せずとも被削性を改善できることが望ましい。
特許文献１は、Ｓｉ含有量を低減することで被削性を改善できるとしているが、Ｓｉは面疲労強度を向上させる効果があり、Ｓｉ含有量を低減せずとも被削性を改善できることが望ましい。
また、Ｉｎは一般に高価な元素であるため、含有コストに見合うだけの大きな被削性改善効果が求められる。特許文献２、３および５はＩｎを単純に含有しているのみであり、十分な効果が得られているとは言い難い。特許文献４はＩｎを含有するのみならず、その含有効果を高める技術を提案しているが、この技術の適用はそもそもＩｎ含有量が少ない範囲に限られているため、被削性を確保する観点から不十分である。
また、特許文献２、３、４および５は、いずれもハイス工具を用いた比較的低切削速度域での効果を開示しているのみである。一方高周波焼入れ焼戻し後の機械構造部品用素形材は硬質であるため、切削加工する際にはＣＢＮ工具を用いることが多い。従って、これらの特許文献２～５に記載の技術では、ＣＢＮ工具を用いて高周波焼入れ焼戻し後の機械構造部品用素形材を切削する際に被削性改善効果が得られるとは限らない。さらに、Ｉｎは低融点金属であるため、熱間延性を低下させて連続鋳造、熱間圧延や熱間鍛造時の製造性を低下させる恐れがあるが、この点を解決する技術は提案されていない。
本発明は、上述した問題点に鑑みて創案されたものであり、その目的は、高周波焼入れ焼戻し後の機械構造部品用素形材の切削に焦点を当て、Ｉｎを含有することにより被削性を改善するだけでなく、面疲労強度および熱間延性を担保することを課題とし、そのような機械構造用鋼、機械構造部品とその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは上記課題を解決するため、まずＩｎが被削性を改善する機構を調査した。Ｉｎは含有量が少ないと鋼中に固溶し、含有量を増やしていくと固溶Ｉｎに加えて、析出してＩｎ介在物としても存在するようになる。固溶Ｉｎは鋼材自体を脆化させることにより、またＩｎ介在物は切削時にき裂発生の起点となり、さらに工具上で潤滑効果を与えることで被削性改善に寄与するものと考えられる。
Ｉｎを含有した鋼材を高周波焼入れ焼戻し後に切削試験することにより、固溶ＩｎとＩｎ介在物のそれぞれが被削性に及ぼす影響を調査した。その結果、高周波焼入れ焼戻し後の切削ではＩｎ介在物を増やす方が効率的に被削性を改善できることがわかった。
一般に鋼の切削加工は工具により被削材の一部を切りくずとして破断分離する加工であるため、被削材が脆化すると被削性は良好となると考えられる。一方、被削材の硬度が大きくなると、切削発熱が大きくなり、被削材から分離された切りくずは高温となるため、切削加工中の切りくずの延性は向上する。
固溶Ｉｎを増加して被削材を脆化させても、高周波焼入れ焼戻し後の切削では切削発熱により切りくずは比較的十分な延性を有すると考えられる。即ち、高周波焼入れ焼戻し後の切削では、切削発熱により被削材が高温となって工具近傍での延性が向上するため、固溶Ｉｎによる脆化の効果が相殺されると考えられる。このため、高周波焼入れ焼戻し後の鋼材の切削では固溶ＩｎよりもＩｎ介在物を増やす方が有効な理由である。
鋼中のＩｎ介在物を詳細に観察したところ、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物の周辺部に存在することが認められた。この結果に基づき、同じＩｎ含有量でＩｎ介在物を増やすには、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物を疲労強度等の機械的性質にあまり影響しない範囲で多くすることが重要であることを知見した。
被削性改善効果を得るには、同時にＩｎ含有量自体もなるべく多くすれば良いと考えられる。しかし、Ｉｎは、熱間延性を低下させ、鋼製造時の鋳造や熱間圧延、部品製造時の熱間鍛造時の製造性を低下させるという技術的な課題が存在する。
そこで、本発明者らは種々の化学成分を有する鋼材の熱間延性を詳細に調査分析した結果、熱間延性はＩｎ単独の含有量よりもむしろ、ＳとＩｎを足し合わせた量と良い相関関係があることを見出した。つまり、Ｓ量に応じて、含有可能なＩｎ量が変化することを知見した。
そこで、本発明者らは種々の化学成分を有する鋼材の熱間延性を詳細に調査分析した結果、熱間延性はＩｎ単独の含有量よりもむしろ、ＳとＩｎを足し合わせた量と良い相関関係があることを見出した。つまり、Ｓ量に応じて、含有可能なＩｎ量が変化することを知見した。
以上のように、Ｉｎ含有による被削性改善機構を理解した上で、Ａｌ２Ｏ３を適正量確保するため、鋼材成分、特にｉｎｓｏｌ．Ａｌ含有量およびＯ含有量を適正化して高周波焼入れ焼戻し後の切削で優れた被削性を確保すること、並びに必要な熱間延性を確保するために硫黄（Ｓ）とＩｎの合計含有量を適正な範囲に制限することが重要であることを見出した。
さらに、ＳｉとＩｎの含有によって工具との反応を抑制して被削性を改善し、工具摩耗を低減することができることも知見した。この効果を十分に得るには、Ｓｉ含有量に対Ｉｎ含有量の比を式２に示す範囲に制限するとよいことを見出した。
これらに加え、各成分が高周波焼入れおよび焼戻し後の焼戻し軟化抵抗に影響する程度を評価する指標を導入し、これらの指標を一定範囲内に制御するとよいことも見出した。
本発明は、これらの知見を組み合わせること成したものであり、その要旨とするところは、次のとおりである。
（１）
成分が、質量％で、
Ｃ：０．３５超～０．８０％、
Ｓｉ：０．２５～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～１．５０％、
Ｃｒ：０．０１～３．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．００１～０．１５０％、
Ｉｎ：０．０３８～０．２３０％、
Ａｌ：０．００２～０．０５０％、
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、
Ｏ：０．０００９～０．００５０％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００１１～０．００６０％であり、かつ下記式（式１）～（式３）を満たすことを特徴とする機械構造用鋼。
［Ｓ］＋［Ｉｎ］≦０．２３０ ・・・（式１）
［Ｉｎ］／［Ｓｉ］≧０．１５ ・・・（式２）
３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＋２．４×［Ｃｒ］≧５３．０ ・・・（式３）
ここで、［Ｓ］、［Ｉｎ］、［Ｓｉ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、それぞれＳ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｃ、ＭｎおよびＣｒの鋼中の含有質量％を表す（以下、同じ。）。
（２）
成分が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．００５０％以下、および、
ＲＥＭ：０．００５０％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の機械構造用鋼。
（３）
成分が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：１．０００％以下、
Ｎｂ：１．０００％以下、および、
Ｖ：１．０００％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の機械構造用鋼。
（４）
成分が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．４０％以下、
Ｃｕ：１．４０％以下、および、
Ｂ：０．００５０％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）～（３）のいずれか１つに記載の機械構造用鋼。
（５）
成分が、さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．５０００％以下、
Ｓｂ：０．５０００％以下、
Ｓｅ：０．５０００％以下、
Ｔｅ：０．５０００％以下、
Ｚｎ：０．５０００％以下、
Ｂｉ：０．５００％以下、および
Ｐｂ：０．０９％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）～（４）のいずれか１つに記載の機械構造用鋼。
（６）
前記（１）～（５）のいずれか１つに記載の成分であり、表面から厚さ方向に５０μｍ深さ位置での３００℃焼戻し硬さが５８０ＨＶ以上であることを特徴とする機械構造部品。
（７）
前記（６）に記載の機械構造部品の製造方法であって、前記（１）～（５）のいずれか１つに記載の成分を有する鋼材を加工して粗部材を製造する工程、前記粗部材を高周波焼入れする工程、前記高周波焼入れした粗部材を焼戻しする工程、前記焼戻した粗部材に表面から板厚方向に０．０５～０．４０ｍｍの深さを切削加工する切削加工工程を有することを特徴とする機械構造部品の製造方法。
（１）
成分が、質量％で、
Ｃ：０．３５超～０．８０％、
Ｓｉ：０．２５～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～１．５０％、
Ｃｒ：０．０１～３．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．００１～０．１５０％、
Ｉｎ：０．０３８～０．２３０％、
Ａｌ：０．００２～０．０５０％、
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、
Ｏ：０．０００９～０．００５０％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００１１～０．００６０％であり、かつ下記式（式１）～（式３）を満たすことを特徴とする機械構造用鋼。
［Ｓ］＋［Ｉｎ］≦０．２３０ ・・・（式１）
［Ｉｎ］／［Ｓｉ］≧０．１５ ・・・（式２）
３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＋２．４×［Ｃｒ］≧５３．０ ・・・（式３）
ここで、［Ｓ］、［Ｉｎ］、［Ｓｉ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、それぞれＳ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｃ、ＭｎおよびＣｒの鋼中の含有質量％を表す（以下、同じ。）。
（２）
成分が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．００５０％以下、および、
ＲＥＭ：０．００５０％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の機械構造用鋼。
（３）
成分が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：１．０００％以下、
Ｎｂ：１．０００％以下、および、
Ｖ：１．０００％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の機械構造用鋼。
（４）
成分が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．４０％以下、
Ｃｕ：１．４０％以下、および、
Ｂ：０．００５０％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）～（３）のいずれか１つに記載の機械構造用鋼。
（５）
成分が、さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．５０００％以下、
Ｓｂ：０．５０００％以下、
Ｓｅ：０．５０００％以下、
Ｔｅ：０．５０００％以下、
Ｚｎ：０．５０００％以下、
Ｂｉ：０．５００％以下、および
Ｐｂ：０．０９％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）～（４）のいずれか１つに記載の機械構造用鋼。
（６）
前記（１）～（５）のいずれか１つに記載の成分であり、表面から厚さ方向に５０μｍ深さ位置での３００℃焼戻し硬さが５８０ＨＶ以上であることを特徴とする機械構造部品。
（７）
前記（６）に記載の機械構造部品の製造方法であって、前記（１）～（５）のいずれか１つに記載の成分を有する鋼材を加工して粗部材を製造する工程、前記粗部材を高周波焼入れする工程、前記高周波焼入れした粗部材を焼戻しする工程、前記焼戻した粗部材に表面から板厚方向に０．０５～０．４０ｍｍの深さを切削加工する切削加工工程を有することを特徴とする機械構造部品の製造方法。
本発明によれば、被削性と熱間延性を両立した機械構造用鋼、機械構造部品とその製造方法を提供することができる。
本実施形態に係る機械構造用鋼および機械構造部品について説明する。まず、機械構造用鋼（以下、単に鋼とも称する。）の成分を限定する理由について説明する。以下の説明において、各元素の含有量についての「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．３５超～０．８０％
Ｃは、鋼の強度を確保するために含有させる元素である。Ｃの含有量が０．３５％以下では、高周波焼入れ焼戻し後の表層硬度が低下し、機械構造部品の疲労強度が得られない。このため、Ｃ含有量は、０．３５％超にするとよい。一方、Ｃ含有量が０．８０％より多いと、高周波焼入れ時に焼割れが生じる恐れがある。このため、Ｃ含有量は、０．８０％以下にするとよい。Ｃ含有量の好ましい下限は、０．３６％、０．３８％、０．４０％、または０．４５％にすることができ、好ましい上限は、０．７５％、０．７０％、または０．６５％にすることができる。
Ｃは、鋼の強度を確保するために含有させる元素である。Ｃの含有量が０．３５％以下では、高周波焼入れ焼戻し後の表層硬度が低下し、機械構造部品の疲労強度が得られない。このため、Ｃ含有量は、０．３５％超にするとよい。一方、Ｃ含有量が０．８０％より多いと、高周波焼入れ時に焼割れが生じる恐れがある。このため、Ｃ含有量は、０．８０％以下にするとよい。Ｃ含有量の好ましい下限は、０．３６％、０．３８％、０．４０％、または０．４５％にすることができ、好ましい上限は、０．７５％、０．７０％、または０．６５％にすることができる。
Ｓｉ：０．２５～１．００％
Ｓｉは、一般に脱酸元素として含有されているが、フェライトの強化および焼戻し軟化抵抗を付与する効果があり、機械構造部品に必要な面疲労強度を向上させる効果がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．２５％未満の場合、十分な面疲労強度の向上の効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、高周波焼入れ焼戻し後の切削加工時に、工具と反応して凝着摩耗を引き起こす。そのため、Ｓｉは工具摩耗を増大させる。よって、Ｓｉ含有量は０．２５～１．００％とする。好ましいＳｉ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、好ましい上限は０．８０％である。
Ｓｉは、一般に脱酸元素として含有されているが、フェライトの強化および焼戻し軟化抵抗を付与する効果があり、機械構造部品に必要な面疲労強度を向上させる効果がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．２５％未満の場合、十分な面疲労強度の向上の効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、高周波焼入れ焼戻し後の切削加工時に、工具と反応して凝着摩耗を引き起こす。そのため、Ｓｉは工具摩耗を増大させる。よって、Ｓｉ含有量は０．２５～１．００％とする。好ましいＳｉ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、好ましい上限は０．８０％である。
Ｍｎ：０．０１～１．５０％
Ｍｎは、鋼中の硫黄（Ｓ）をＭｎＳとして固定・分散させると共に、マトリックスに固溶して焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するために必要な元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．０１％未満であると、鋼中のＳがＦｅと結合してＦｅＳとなり、鋼が脆くなる。一方、Ｍｎ含有量が増えると、具体的には、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて粗部材の硬さの大幅な増大を招き、粗部材の切削加工時の被削性が低下する。よって、Ｍｎ含有量は０．０１～１．５０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１０％でありさらに好ましくは０．２０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．３０％でありさらに好ましくは１．２０％である。
Ｍｎは、鋼中の硫黄（Ｓ）をＭｎＳとして固定・分散させると共に、マトリックスに固溶して焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するために必要な元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．０１％未満であると、鋼中のＳがＦｅと結合してＦｅＳとなり、鋼が脆くなる。一方、Ｍｎ含有量が増えると、具体的には、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて粗部材の硬さの大幅な増大を招き、粗部材の切削加工時の被削性が低下する。よって、Ｍｎ含有量は０．０１～１．５０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１０％でありさらに好ましくは０．２０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．３０％でありさらに好ましくは１．２０％である。
Ｃｒ：０．０１～３．００％
Ｃｒは、鋼の固溶強化元素であり、また部品を焼入れ、焼戻しして使用する場合には、焼入れ性を向上すると共に、焼戻し軟化抵抗を付与して焼入れ後の疲労強度を向上させる。Ｃｒ含有量が０．０１％未満だと、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が３．００％を超えると、Ｃｒ炭化物が生成して鋼が脆化する。よって、Ｃｒ量を０．０１～３．００％とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．００％でありさらに好ましくは１．３０％である。
Ｃｒは、鋼の固溶強化元素であり、また部品を焼入れ、焼戻しして使用する場合には、焼入れ性を向上すると共に、焼戻し軟化抵抗を付与して焼入れ後の疲労強度を向上させる。Ｃｒ含有量が０．０１％未満だと、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が３．００％を超えると、Ｃｒ炭化物が生成して鋼が脆化する。よって、Ｃｒ量を０．０１～３．００％とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．００％でありさらに好ましくは１．３０％である。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは不純物である。Ｐはオーステナイト粒界に偏析して、熱間加工時に粒界割れの原因となるので、Ｐ量を０．１００％以下にする。Ｐはできるだけ低減することが望ましいので、好ましくは０．０３０％以下にするとよい。Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、Ｐ量を０．００１％未満に制限するには過剰なコストがかかる。従って、Ｐ含有量の範囲は０．００１％以上であってもよい。
Ｐは不純物である。Ｐはオーステナイト粒界に偏析して、熱間加工時に粒界割れの原因となるので、Ｐ量を０．１００％以下にする。Ｐはできるだけ低減することが望ましいので、好ましくは０．０３０％以下にするとよい。Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、Ｐ量を０．００１％未満に制限するには過剰なコストがかかる。従って、Ｐ含有量の範囲は０．００１％以上であってもよい。
Ｓ：０．００１～０．１５０％
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは被削性を向上させる効果があるが、その効果を得るためには、Ｓを０．００１％以上含有させる必要がある。一方、Ｓ含有量が０．１５０％を超えると、靭性や疲労強度を顕著に低下させる。よって、Ｓ含有量を０．００１～０．１５０％とする。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは被削性を向上させる効果があるが、その効果を得るためには、Ｓを０．００１％以上含有させる必要がある。一方、Ｓ含有量が０．１５０％を超えると、靭性や疲労強度を顕著に低下させる。よって、Ｓ含有量を０．００１～０．１５０％とする。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
Ｉｎ：０．０３８～０．２３０％
Ｉｎは被削性を向上させる効果があるが、Ｉｎ含有量が０．２３０％を超えると、８００℃以上における延性が低下し、連続鋳造、圧延などの歩留まり低下や部品製造の鍛造時の製造性の低下の原因になる。このためにＩｎ量を０．２３０％以下とするとよい。
一方、Ｉｎは、それ単体で被削性を向上させる効果があるため、少しでもＩｎを含有させるとよい。後述するＩｎとＳｉの関係（式２）からＩｎは０．０３８％以上であるとよい。Ｉｎ含有による被削性改善効果を確実に得るため、Ｉｎ含有量の下限は、０．０３９％、０．０４０％、０．０４１％、０．０４２％、０．０４４％、０．０４６％、０．０４８％、０．０５０％、０．０５２％、０．０５４％、０．００５６％、０．０５８％、０．０６０％の値を取り得る。一方、Ｉｎ含有量の上限は、熱間延性を確保することとコスト低減の観点から、０．２２０％、０．２１０％、０．２００％、０．１９０％、０．１８０％、０．１７０％、０．１６０％、０．１５０％、０．１４０％、０．１３０％、０．１２０％、０．１１０％、０．１００％、０．０９０％、０．０８０％の値を取り得る。
Ｉｎは被削性を向上させる効果があるが、Ｉｎ含有量が０．２３０％を超えると、８００℃以上における延性が低下し、連続鋳造、圧延などの歩留まり低下や部品製造の鍛造時の製造性の低下の原因になる。このためにＩｎ量を０．２３０％以下とするとよい。
一方、Ｉｎは、それ単体で被削性を向上させる効果があるため、少しでもＩｎを含有させるとよい。後述するＩｎとＳｉの関係（式２）からＩｎは０．０３８％以上であるとよい。Ｉｎ含有による被削性改善効果を確実に得るため、Ｉｎ含有量の下限は、０．０３９％、０．０４０％、０．０４１％、０．０４２％、０．０４４％、０．０４６％、０．０４８％、０．０５０％、０．０５２％、０．０５４％、０．００５６％、０．０５８％、０．０６０％の値を取り得る。一方、Ｉｎ含有量の上限は、熱間延性を確保することとコスト低減の観点から、０．２２０％、０．２１０％、０．２００％、０．１９０％、０．１８０％、０．１７０％、０．１６０％、０．１５０％、０．１４０％、０．１３０％、０．１２０％、０．１１０％、０．１００％、０．０９０％、０．０８０％の値を取り得る。
Ａｌ：０．００２～０．０５０％
Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト領域での結晶粒粗大化を抑制する作用がある。この効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．００２％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌを過剰に含有すると、粗大な酸化物として残存しやすくなり、強度特性が低下する。従って、Ａｌ量の範囲は０．００２～０．０５０％であある。Ａｌ量の好ましい上限は０．０４０％でありさらに好ましくは０．０３０％である。Ａｌ量の好ましい下限は０．０１０％でありさらに好ましくは０．０２０％である。なお、ここでいうＡｌ量とは全Ａｌ量を意味する。
Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト領域での結晶粒粗大化を抑制する作用がある。この効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．００２％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌを過剰に含有すると、粗大な酸化物として残存しやすくなり、強度特性が低下する。従って、Ａｌ量の範囲は０．００２～０．０５０％であある。Ａｌ量の好ましい上限は０．０４０％でありさらに好ましくは０．０３０％である。Ａｌ量の好ましい下限は０．０１０％でありさらに好ましくは０．０２０％である。なお、ここでいうＡｌ量とは全Ａｌ量を意味する。
ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００１１～０．００６０％
Ｉｎの形態を制御するため、鋼に含有されるＡｌを、Ａｌ２Ｏ３として鋼中に分散させるとよい。酸不溶性Ａｌであるｉｎｓｏｌ．Ａｌは、Ａｌ２Ｏ３として存在するＡｌの量とみなされ、その量が測定される。所定サイズのＩｎを十分確保する上では、ｉｎｓｏｌ．Ａｌを０．００１１％以上とするとよい。ｉｎｓｏｌ．Ａｌの下限は、０．００１２％、０．００１５％、００１８％、０．００２０、０．００２５％、０．００３０％の値を取り得る。
また、ｉｎｓｏｌ．Ａｌが多い場合は粗大な酸化物が残存しやすくなり、疲労特性が低下することが懸念される。このため、ｉｎｓｏｌ．Ａｌは０．００６０％以下にするとよい。ｉｎｓｏｌ．Ａｌの上限は、０．００５８％、０．００５５％、００５２％、０．００５０、０．００４８％、０．００４５％の値を取り得る。
Ｉｎの形態を制御するため、鋼に含有されるＡｌを、Ａｌ２Ｏ３として鋼中に分散させるとよい。酸不溶性Ａｌであるｉｎｓｏｌ．Ａｌは、Ａｌ２Ｏ３として存在するＡｌの量とみなされ、その量が測定される。所定サイズのＩｎを十分確保する上では、ｉｎｓｏｌ．Ａｌを０．００１１％以上とするとよい。ｉｎｓｏｌ．Ａｌの下限は、０．００１２％、０．００１５％、００１８％、０．００２０、０．００２５％、０．００３０％の値を取り得る。
また、ｉｎｓｏｌ．Ａｌが多い場合は粗大な酸化物が残存しやすくなり、疲労特性が低下することが懸念される。このため、ｉｎｓｏｌ．Ａｌは０．００６０％以下にするとよい。ｉｎｓｏｌ．Ａｌの上限は、０．００５８％、０．００５５％、００５２％、０．００５０、０．００４８％、０．００４５％の値を取り得る。
ｉｎｓｏｌ．Ａｌは酸不溶性残さをＩＣＰ（誘導結合プラズマ）分析することにより測定する。本実施の形態では、採取した試料を王水で分解した後、溶液をろ紙（５種Ｃ）を用いてろ過することで得られる。抽出された残さを融解合剤を用いて加熱融解した後、融解物を冷却して固体化する。次に、前記固体化した融解物を硝酸等を用いて溶解し、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）分析により測定する。なお、使用する試薬や試料調整はＪＩＳ Ｇ １２５７：２０１３ 鉄および鋼－原子吸光分析方法を参考にしても良い。
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％
Ｎ（窒素）は鋼中でＡｌやＶなどと結合して炭窒化物を形成し、オーステナイト結晶粒界をピンニングすることによって粒成長を抑制し、オーステナイトから変態する組織を微細化する働きがあり、この効果を得るには０．００３０％以上含有させるとよい。一方、Ｎは０．０２５０％を超えて過剰に含有すると１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。このため、Ｎ量を０．０２５０％以下とする必要がある。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３５％でありさらに好ましくは０．００４０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２００％でありさらに好ましくは０．０１５０％である。
Ｎ（窒素）は鋼中でＡｌやＶなどと結合して炭窒化物を形成し、オーステナイト結晶粒界をピンニングすることによって粒成長を抑制し、オーステナイトから変態する組織を微細化する働きがあり、この効果を得るには０．００３０％以上含有させるとよい。一方、Ｎは０．０２５０％を超えて過剰に含有すると１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。このため、Ｎ量を０．０２５０％以下とする必要がある。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３５％でありさらに好ましくは０．００４０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２００％でありさらに好ましくは０．０１５０％である。
Ｏ：０．０００９超～０．００５０％
Ｏ（酸素）は酸化物系介在物を形成し、酸化物上に析出するＩｎ介在物を増やすことを通じて被削性を向上させる。この効果を得るには、Ｏ含有量を０．０００９％以上にするとよい。一方、Ｏ含有量が多い場合は粗大な酸化物として残存しやすくなり、強度特性が低下する。このためＯ含有量を０．０００９％～０．００５０％とするとよい。Ｏ含有量の好ましい下限は０．００１０％でありさらに好ましくは０．００２０％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００４５％でありさらに好ましくは０．００４０％である。
Ｏ（酸素）は酸化物系介在物を形成し、酸化物上に析出するＩｎ介在物を増やすことを通じて被削性を向上させる。この効果を得るには、Ｏ含有量を０．０００９％以上にするとよい。一方、Ｏ含有量が多い場合は粗大な酸化物として残存しやすくなり、強度特性が低下する。このためＯ含有量を０．０００９％～０．００５０％とするとよい。Ｏ含有量の好ましい下限は０．００１０％でありさらに好ましくは０．００２０％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００４５％でありさらに好ましくは０．００４０％である。
［Ｓ］＋［Ｉｎ］≦０．２３０ ・・・（式１）
ＳとＩｎは共に被削性を改善する元素であるが、含有量が増えると高温域における延性が顕著に低下するため、連続鋳造、熱間圧延などの歩留まり低下や部品製造の熱間鍛造時の製造性の低下の原因になる。よってＳとＩｎの含有量（質量％）の和を０．２３０％以下に制限するとよい。ＳとＩｎの含有量の和の上限は、好ましくは０．２２５、０．２２０、０．２１０、０．２１５、０．２００、０．１９５、０．１９０、０．１８５、０．１８０、０．１７５、０．１７０、０．１６５、０．１６０、０．１５５、０．１５０の値を取り得る。 なお、ここで［Ｓ］、「Ｉｎ」は、それぞれＳとＩｎの含有量（質量％）を示す。
ＳとＩｎは共に被削性を改善する元素であるが、含有量が増えると高温域における延性が顕著に低下するため、連続鋳造、熱間圧延などの歩留まり低下や部品製造の熱間鍛造時の製造性の低下の原因になる。よってＳとＩｎの含有量（質量％）の和を０．２３０％以下に制限するとよい。ＳとＩｎの含有量の和の上限は、好ましくは０．２２５、０．２２０、０．２１０、０．２１５、０．２００、０．１９５、０．１９０、０．１８５、０．１８０、０．１７５、０．１７０、０．１６５、０．１６０、０．１５５、０．１５０の値を取り得る。 なお、ここで［Ｓ］、「Ｉｎ」は、それぞれＳとＩｎの含有量（質量％）を示す。
［Ｉｎ］／［Ｓｉ］≧０．１５ ・・・（式２）
Ｓｉは高周波焼入れ焼戻し後の切削加工時に、工具と反応して凝着摩耗を引き起こすが、Ｉｎの含有によって工具との反応を抑制して被削性を改善し、工具摩耗を低減することができる。この効果を十分に得るには、Ｓｉ含有量に対して、所定量以上のＩｎを含有するとよい。具体的にはＩｎとＳｉの含有量の比である［Ｉｎ］／［Ｓｉ］０．１５以上にするとよい。ＩｎとＳｉの比［Ｉｎ］／［Ｓｉ］の下限は、０．１７、０．１９、０．２１、０．２３、０．２５、０．２７、０．３０、０．３３、０．３７、０．４０、０．４３、０．４７、０．５０の値を取り得る
なお、ここで［Ｓｉ］、「Ｉｎ」は、それぞれＳｉとＩｎの含有量（質量％）を示す。
Ｓｉは高周波焼入れ焼戻し後の切削加工時に、工具と反応して凝着摩耗を引き起こすが、Ｉｎの含有によって工具との反応を抑制して被削性を改善し、工具摩耗を低減することができる。この効果を十分に得るには、Ｓｉ含有量に対して、所定量以上のＩｎを含有するとよい。具体的にはＩｎとＳｉの含有量の比である［Ｉｎ］／［Ｓｉ］０．１５以上にするとよい。ＩｎとＳｉの比［Ｉｎ］／［Ｓｉ］の下限は、０．１７、０．１９、０．２１、０．２３、０．２５、０．２７、０．３０、０．３３、０．３７、０．４０、０．４３、０．４７、０．５０の値を取り得る
なお、ここで［Ｓｉ］、「Ｉｎ」は、それぞれＳｉとＩｎの含有量（質量％）を示す。
３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＋２．４×［Ｃｒ］≧５３．０ ・・・（式３）
ここで、便宜上、Ｆ３＝３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＋２．４×［Ｃｒ］と定義する。Ｆ３は［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｒ］が、高周波焼入れおよび焼戻し後の焼戻し軟化抵抗に影響する程度を、各元素の影響度に重みを付けて相加的に評価する指標である。ここでいう焼戻し軟化抵抗とは高周波焼入れ、焼戻しおよび切削後に３００℃で焼戻した後の表面の硬さを意味する。Ｆ３を５３．０以上とすることで、部品の３００℃焼戻し硬さが増加し、面疲労強度を高めることができる。Ｆ３の下限は、５４．０、５５．０、５７．５、６０．０、６２．５、６５．０、６７．５、７０．０、７２．５、７５．０、７７．５、８０．０８２．５、８５．０、８７．５、９０．０、９２．５、９５．０、９７．５、１００．０の値を取り得る。
ここで、便宜上、Ｆ３＝３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＋２．４×［Ｃｒ］と定義する。Ｆ３は［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｒ］が、高周波焼入れおよび焼戻し後の焼戻し軟化抵抗に影響する程度を、各元素の影響度に重みを付けて相加的に評価する指標である。ここでいう焼戻し軟化抵抗とは高周波焼入れ、焼戻しおよび切削後に３００℃で焼戻した後の表面の硬さを意味する。Ｆ３を５３．０以上とすることで、部品の３００℃焼戻し硬さが増加し、面疲労強度を高めることができる。Ｆ３の下限は、５４．０、５５．０、５７．５、６０．０、６２．５、６５．０、６７．５、７０．０、７２．５、７５．０、７７．５、８０．０８２．５、８５．０、８７．５、９０．０、９２．５、９５．０、９７．５、１００．０の値を取り得る。
上記の基本成分に加え、以下に示す元素からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有させると特性向上に効果的である。
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．００５０％以下、および、
ＲＥＭ：０．００５０％以下の１種または２種以上
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭ（希土類元素）は、いずれも脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成し、鋼中のＭｎＳの形態を制御して機械特性の向上に寄与する元素である。これらの効果を得るためには、本発明の特性を損なわない範囲で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭを含有させてもよい。いずれの元素も好ましくは０．０００１％以上、０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上含有するとよい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭが０．００５０％を超えて含有させると、酸化物が粗大化し、疲労強度が低下する。従って、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭは０．００５０％以下とし、好ましくは０．００２０％以下とするとよい。
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．００５０％以下、および、
ＲＥＭ：０．００５０％以下の１種または２種以上
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭ（希土類元素）は、いずれも脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成し、鋼中のＭｎＳの形態を制御して機械特性の向上に寄与する元素である。これらの効果を得るためには、本発明の特性を損なわない範囲で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭを含有させてもよい。いずれの元素も好ましくは０．０００１％以上、０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上含有するとよい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭが０．００５０％を超えて含有させると、酸化物が粗大化し、疲労強度が低下する。従って、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭは０．００５０％以下とし、好ましくは０．００２０％以下とするとよい。
なお、ＲＥＭは希土類金属元素を示し、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬｕから選択される１種以上である。前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
Ｔｉ：１．０００％以下、
Ｎｂ：１．０００％以下、
Ｖ：１．０００％以下の１種または２種以上
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、Ｃおよび／またはＮと微細な炭化物、窒化物、および／または、炭窒化物を形成して、オーステナイト温度域加熱時の結晶粒成長および異常粒成長を抑制して、組織の微細均質化に寄与し、衝撃特性を改善する。この効果を得るために、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、１種または２種以上を含有させてもよい。いずれの元素も好ましくは０．００５％以上、０．０１０％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶが１．０００％を超えて含有されると、硬質の炭化物が生成して被削性が低下する。従って、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量は、それぞれ１．０００％以下とする。Ｔｉ、Ｎｂのいずれの元素も、好ましい含有量は０．２００％以下、より好ましくは０．１５０％以下、さらに好ましくは０．０４０％以下である。Ｖは、好ましくは０．５００％以下、より好ましくは０．３２０％以下である。
Ｎｂ：１．０００％以下、
Ｖ：１．０００％以下の１種または２種以上
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、Ｃおよび／またはＮと微細な炭化物、窒化物、および／または、炭窒化物を形成して、オーステナイト温度域加熱時の結晶粒成長および異常粒成長を抑制して、組織の微細均質化に寄与し、衝撃特性を改善する。この効果を得るために、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、１種または２種以上を含有させてもよい。いずれの元素も好ましくは０．００５％以上、０．０１０％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶが１．０００％を超えて含有されると、硬質の炭化物が生成して被削性が低下する。従って、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量は、それぞれ１．０００％以下とする。Ｔｉ、Ｎｂのいずれの元素も、好ましい含有量は０．２００％以下、より好ましくは０．１５０％以下、さらに好ましくは０．０４０％以下である。Ｖは、好ましくは０．５００％以下、より好ましくは０．３２０％以下である。
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．４０％以下、
Ｃｕ：１．４０％以下、および
Ｂ：０．００５０％のうちの１種または２種以上
Ｍｏ、Ｎｉ、ＣｕおよびＢは、いずれも、焼入れ性向上元素である。この効果を得るためには、本発明の鋼の優れた特性を損なわない範囲で含有させて含有してもよい。含有する場合、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、それぞれ好ましくは０．０１％以上、０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上含有するとよい。Ｂは、好ましくは０．０００３％以上、０．０００７％以上、より好ましくは０．００１０％以上含有するとよい。一方、Ｍｏが１．００％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて粗部材の硬さの大幅な増大を招き、粗部材の切削や鍛造時の加工性が低下する。このため、Ｍｏ含有量は１．００％以下とし、好ましくは０．３０％以下とする。ＮｉとＣｕがいずれも１．４０％を超えると、やはり、Ｍｏと同様に、焼入れ性が高くなりすぎて、粗部材の硬さの大幅な増大を招き、加工性が低下する。このため、ＮｉとＣｕの含有量の上限は、いずれも１．４０％以下とし、好ましくは１．００％以下とする。Ｂは０．００５０％を超えて含有しても効果が飽和する。従ってＢを含有する場合、Ｂ量を０．００５０％以下とし、好ましくは０．００２５％以下とする。
Ｎｉ：１．４０％以下、
Ｃｕ：１．４０％以下、および
Ｂ：０．００５０％のうちの１種または２種以上
Ｍｏ、Ｎｉ、ＣｕおよびＢは、いずれも、焼入れ性向上元素である。この効果を得るためには、本発明の鋼の優れた特性を損なわない範囲で含有させて含有してもよい。含有する場合、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、それぞれ好ましくは０．０１％以上、０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上含有するとよい。Ｂは、好ましくは０．０００３％以上、０．０００７％以上、より好ましくは０．００１０％以上含有するとよい。一方、Ｍｏが１．００％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて粗部材の硬さの大幅な増大を招き、粗部材の切削や鍛造時の加工性が低下する。このため、Ｍｏ含有量は１．００％以下とし、好ましくは０．３０％以下とする。ＮｉとＣｕがいずれも１．４０％を超えると、やはり、Ｍｏと同様に、焼入れ性が高くなりすぎて、粗部材の硬さの大幅な増大を招き、加工性が低下する。このため、ＮｉとＣｕの含有量の上限は、いずれも１．４０％以下とし、好ましくは１．００％以下とする。Ｂは０．００５０％を超えて含有しても効果が飽和する。従ってＢを含有する場合、Ｂ量を０．００５０％以下とし、好ましくは０．００２５％以下とする。
Ｓｎ：０．５０００％以下、
Ｓｂ：０．５０００％以下、
Ｓｅ：０．５０００％以下、
Ｔｅ：０．５０００％以下、
Ｚｎ：０．５０００％以下、
Ｂｉ：０．５００％以下、および
Ｐｂ：０．０９％以下の１種または２種以上
Ｓｎ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｔｅ、ＺｎおよびＢｉは、被削性向上元素である。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で含有してもよい。含有する場合、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｚｎは、それぞれ好ましくは０．０００３％以上、０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上含有するとよい。Ｂｉは、好ましくは０．００１％以上、０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上含有するとよい。一方、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｓｅ、ＴｅおよびＺｎが０．５０００％を超え、Ｂｉが０．５００％を超えると、熱間脆性が発現し、疵の原因となったり、圧延が困難になったりするので、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｓｅ、ＴｅおよびＺｎは０．５０００％以下、Ｂｉは０．５００％以下とする。Ｓｎ、Ｓｂ、ＳｅおよびＴｅは０．２０００％以下が好ましい。Ｂｉは０．２００％以下が好ましい。Ｐｂも被削性を改善する元素であるが、環境負荷物質であるため、極力含有させないことが好ましく、含有する場合は０．０９％以下とする。
Ｓｂ：０．５０００％以下、
Ｓｅ：０．５０００％以下、
Ｔｅ：０．５０００％以下、
Ｚｎ：０．５０００％以下、
Ｂｉ：０．５００％以下、および
Ｐｂ：０．０９％以下の１種または２種以上
Ｓｎ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｔｅ、ＺｎおよびＢｉは、被削性向上元素である。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で含有してもよい。含有する場合、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｚｎは、それぞれ好ましくは０．０００３％以上、０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上含有するとよい。Ｂｉは、好ましくは０．００１％以上、０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上含有するとよい。一方、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｓｅ、ＴｅおよびＺｎが０．５０００％を超え、Ｂｉが０．５００％を超えると、熱間脆性が発現し、疵の原因となったり、圧延が困難になったりするので、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｓｅ、ＴｅおよびＺｎは０．５０００％以下、Ｂｉは０．５００％以下とする。Ｓｎ、Ｓｂ、ＳｅおよびＴｅは０．２０００％以下が好ましい。Ｂｉは０．２００％以下が好ましい。Ｐｂも被削性を改善する元素であるが、環境負荷物質であるため、極力含有させないことが好ましく、含有する場合は０．０９％以下とする。
上記成分の他、残部はＦｅおよび不純物である。なお、原料、資材、製造設備等の状況によっては、不純物（例えばＡｓ、Ｃｏ等）が鋼中に混入するが、本発明の優れた特性を阻害しない範囲であれば許容される。
［製造方法］
［粗部材を製造する工程］
本発明に係る機械構造部品の製造方法の一例を説明する。例えば、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造法等でスラブ等とし、それを加熱し、熱間圧延または熱間鍛造等で鋼素材を得ることができる。さらに、鋼素材を熱間加工、あるいは冷間加工などを施して所望の部品形状にすることによって、機械構造部品の粗部材を製造することができる。
上記のようにして得られた粗部材に対して、高周波焼入れ処理および焼戻し処理を施して鋼部品を得る。
［粗部材を製造する工程］
本発明に係る機械構造部品の製造方法の一例を説明する。例えば、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造法等でスラブ等とし、それを加熱し、熱間圧延または熱間鍛造等で鋼素材を得ることができる。さらに、鋼素材を熱間加工、あるいは冷間加工などを施して所望の部品形状にすることによって、機械構造部品の粗部材を製造することができる。
上記のようにして得られた粗部材に対して、高周波焼入れ処理および焼戻し処理を施して鋼部品を得る。
［高周波焼入れする工程］
高周波焼入れ処理は、初めに高周波加熱を施し、その後焼入れを施す。高周波加熱および焼入れは次の条件で行うことが好ましい。
高周波焼入れ処理は、初めに高周波加熱を施し、その後焼入れを施す。高周波加熱および焼入れは次の条件で行うことが好ましい。
高周波加熱時の周波数：１０～３００ｋＨｚ
周波数が低すぎれば、加熱範囲が広がり、焼入れ時の歪みが大きくなる場合がある。一方、周波数が高すぎれば、加熱範囲が表層のみに集中する。この場合、硬化層が薄くなり、疲労強度が低下する場合がある。従って、高周波加熱時の周波数は１０～３００ｋＨｚが好ましい。
周波数が低すぎれば、加熱範囲が広がり、焼入れ時の歪みが大きくなる場合がある。一方、周波数が高すぎれば、加熱範囲が表層のみに集中する。この場合、硬化層が薄くなり、疲労強度が低下する場合がある。従って、高周波加熱時の周波数は１０～３００ｋＨｚが好ましい。
高周波加熱時の加熱時間：０．５～６０ｓ
加熱時間とは、粗部材の加熱が開始されてから水冷が開始されるまでの時間である。高周波加熱時の加熱時間が長すぎれば、オーステナイト粒が粗大化し、疲労強度が低下する場合がある。一方、加熱時間が短すぎれば、セメンタイトが十分に固溶せず、フェライトが残存する場合がある。従って、高周波加熱時の粗部材の加熱時間は０．５～６０ｓ（秒）が好ましい。
高周波加熱後の焼入れは水冷、あるいはポリアルキレングリコール、ポリエチレングリコール、ポリビニルアルコールなどの高分子化合物系の水溶性焼入冷却材を使用して行う。液温は２０～４０℃の範囲とするのが好ましい。
加熱時間とは、粗部材の加熱が開始されてから水冷が開始されるまでの時間である。高周波加熱時の加熱時間が長すぎれば、オーステナイト粒が粗大化し、疲労強度が低下する場合がある。一方、加熱時間が短すぎれば、セメンタイトが十分に固溶せず、フェライトが残存する場合がある。従って、高周波加熱時の粗部材の加熱時間は０．５～６０ｓ（秒）が好ましい。
高周波加熱後の焼入れは水冷、あるいはポリアルキレングリコール、ポリエチレングリコール、ポリビニルアルコールなどの高分子化合物系の水溶性焼入冷却材を使用して行う。液温は２０～４０℃の範囲とするのが好ましい。
［焼戻しする工程］
高周波焼入れ後の焼戻しは、例えば１２０～２００℃で０．５～３時間の条件で行うことが好ましい。この高周波焼入れ焼戻しによって、表面から０．０５～０．４０ｍｍの深さにおける硬さを６００～８５０ＨＶとした機械構造部品用素形材を得ることができる。
高周波焼入れ後の焼戻しは、例えば１２０～２００℃で０．５～３時間の条件で行うことが好ましい。この高周波焼入れ焼戻しによって、表面から０．０５～０．４０ｍｍの深さにおける硬さを６００～８５０ＨＶとした機械構造部品用素形材を得ることができる。
［切削加工する工程］
高周波焼入れ焼戻し後に、前記素形材の表層を切削加工することで表面の硬さが６００～８５０ＨＶに調整された機械構造部品を得ることができる。なお、切削加工は部品表層の全てに施す必要はなく、寸法精度、強度が求められる部分に選択的に施すことができる。
切削加工は次の条件で行うことが好ましい。
高周波焼入れ焼戻し後に、前記素形材の表層を切削加工することで表面の硬さが６００～８５０ＨＶに調整された機械構造部品を得ることができる。なお、切削加工は部品表層の全てに施す必要はなく、寸法精度、強度が求められる部分に選択的に施すことができる。
切削加工は次の条件で行うことが好ましい。
切削工具のすくい角α：－３０°＜α≦－５°
切削工具のすくい角αが－５°よりも大きければ、切削加工時に工具が欠損しやすくなる場合がある。一方、すくい角が－３０°以下であれば、切削抵抗が大きくなりすぎ、工具摩耗が増大する場合がある。従って、すくい角αは、－３０°＜α≦－５°であることが好ましい。
切削工具のすくい角αが－５°よりも大きければ、切削加工時に工具が欠損しやすくなる場合がある。一方、すくい角が－３０°以下であれば、切削抵抗が大きくなりすぎ、工具摩耗が増大する場合がある。従って、すくい角αは、－３０°＜α≦－５°であることが好ましい。
工具のノーズｒ：０．４～１．２ｍｍ
工具のノーズｒが小さすぎれば表面粗さが大きくなりすぎ、部品の疲労強度が低下する場合がある。一方、工具のノーズｒが大きすぎれば、切削抵抗が大きくなり、工具摩耗が増大する場合がある。従って、工具のノーズｒは０．４～１．２ｍｍであることが好ましい。
工具のノーズｒが小さすぎれば表面粗さが大きくなりすぎ、部品の疲労強度が低下する場合がある。一方、工具のノーズｒが大きすぎれば、切削抵抗が大きくなり、工具摩耗が増大する場合がある。従って、工具のノーズｒは０．４～１．２ｍｍであることが好ましい。
送りｆ：０．１超～０．４ｍｍ／ｒｅｖ（回転）
送りｆが小さすぎれば、切削能率が低下し製造効率が低下する場合がある。一方、送りが大きすぎれば、切削抵抗が大きくなり、工具摩耗が大きくなる場合がある。従って、送りｆは０．１超～０．４ｍｍ／ｒｅｖであることが好ましい。
送りｆが小さすぎれば、切削能率が低下し製造効率が低下する場合がある。一方、送りが大きすぎれば、切削抵抗が大きくなり、工具摩耗が大きくなる場合がある。従って、送りｆは０．１超～０．４ｍｍ／ｒｅｖであることが好ましい。
切削速度ｖ：５０～２５０ｍ／分
切削速度ｖが大きすぎれば、切削温度が上昇し、凝着摩耗が発生する場合がある。一方、切削速度が小さすぎれば、切削能率が低下し製造効率が低下する場合がある。従って、切削速度ｖは５０～２５０ｍ／分が好ましく、上限は１５０ｍ／分がさらに好ましい。
切削速度ｖが大きすぎれば、切削温度が上昇し、凝着摩耗が発生する場合がある。一方、切削速度が小さすぎれば、切削能率が低下し製造効率が低下する場合がある。従って、切削速度ｖは５０～２５０ｍ／分が好ましく、上限は１５０ｍ／分がさらに好ましい。
切り込みｄ：０．０５～０．４０ｍｍ
切り込みｄが小さすぎれば、切削能率が低下し製造効率が低下する場合がある。一方、切り込みｄが大きすぎれば、切削抵抗が大きくなり、工具摩耗が大きくなる場合がある。従って、切り込みｄは０．０５～０．４０ｍｍが好ましく、上限は０．２０ｍｍがさらに好ましい。
切り込みｄが小さすぎれば、切削能率が低下し製造効率が低下する場合がある。一方、切り込みｄが大きすぎれば、切削抵抗が大きくなり、工具摩耗が大きくなる場合がある。従って、切り込みｄは０．０５～０．４０ｍｍが好ましく、上限は０．２０ｍｍがさらに好ましい。
機械構造部品の表面から５０μｍ深さ位置の３００℃焼戻し硬さが５８０ＨＶ以上
本実施形態で得られた機械構造部品の断面において、表面から厚さ方向（円柱形の場合は表面から中心方向）に５０μｍ深さ位置の３００℃焼戻し硬さは、５８０ＨＶ以上となる。３００℃焼戻し硬さは、機械構造部品の面疲労強度に影響する。部品表面の３００℃焼戻し硬さが５８０ＨＶを下回ると十分な面疲労強度が得られない。
本実施形態で得られた機械構造部品の断面において、表面から厚さ方向（円柱形の場合は表面から中心方向）に５０μｍ深さ位置の３００℃焼戻し硬さは、５８０ＨＶ以上となる。３００℃焼戻し硬さは、機械構造部品の面疲労強度に影響する。部品表面の３００℃焼戻し硬さが５８０ＨＶを下回ると十分な面疲労強度が得られない。
本実施形態の機械構造部品の表面の算術平均粗さＲａは０．８μｍ以下が好ましい。算術平均粗さＲａが大きすぎれば、部品の摺動時の摩擦抵抗が大きくなり、製品部材の耐摩耗性や疲労強度が低下する場合がある。算術平均粗さＲａは、ＪＩＳ Ｂ０６０１（２００１）に規定される算術平均粗さＲａに相当し、この規定に準拠する。算術平均粗さＲａの評価方法および測定機の特定は、ＪＩＳ Ｂ０６３３（２００１）およびＪＩＳ Ｂ０６５１（２００１）の規定に準拠する。算術平均粗さＲａが０．８μｍよりも大きい場合、仕上げ研磨を行って、算術平均粗さＲａを０．８μｍ以下にすることができる。仕上げ研磨としては、例えばラップ研磨を採用することができる。
本実施形態の機械構造部品での表面の塑性流動組織の厚さは１～１５μｍが好ましい。機械構造部品での表面の塑性流動組織の厚さは、次の方法で測定される。部品の表面を含み、部品の軸方向（例えば、ダンベル状の試験片の場合はその長手方向）に垂直な面（横断面）が観察面になるような試験片を採取する。鏡面研磨した試験片を、５％ナイタール溶液で腐食する。腐食された面を、倍率５０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察する。塑性流動組織は、中心部に対して組織が部品の周方向に湾曲している部分であり、部品の表面から湾曲した組織の端までの距離を塑性流動組織の厚さと定義した。
切削加工時に、高周波焼入れ材の表層部に大きな変形が生じることで、塑性流動組織が形成される。この塑性流動組織は硬質であり、厚さが１μｍ以上になると部品の耐摩耗性や疲労強度が向上する場合がある。しかしながら、塑性流動組織は脆いため、その厚さが薄い場合にはある程度変形が可能であるが、厚さが１５μｍを超えると、割れが生じてき裂発生の起点となる場合がある。
次に、実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例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ものである。
真空溶解炉を用いて、表１に示す成分を有する１５０ｋｇの鋼を溶製し、造塊法により鋼材１～２９を得た。なお、表１に示す成分組成の“ＲＥＭ”は、Ｌａ, Ｃｅ,Ｎｄである。
各鋼材を１２５０℃で１～４時間加熱した後、熱間鍛造を行って直径４０ｍｍの丸棒を得た。熱間鍛造時の仕上げ温度は１０００℃であった。
各鋼材を１２５０℃で１～４時間加熱した後、熱間鍛造を行って直径４０ｍｍの丸棒を得た。熱間鍛造時の仕上げ温度は１０００℃であった。
各丸棒に対して焼準処理を行った。焼準処理温度は９００℃であり、焼準処理時間は２時間であった。焼準処理後、丸棒を室温（２５℃）まで放冷した。
放冷後の丸棒に対して機械加工を実施して、被削性試験片を製造した。被削性試験片は、直径３５ｍｍ長さ３００ｍｍの円柱形状（丸棒）である。
上記被削性試験片に対して、周波数１００ｋＨｚ、加熱時間２．０秒の条件で高周波加熱を実施し、その後５～１５％の希釈濃度の水溶性焼入冷却材を試験片に噴射することによって、前記高周波加熱後の試験片を焼入れし、被削性試験片（機械構造部品用素形材相当）を作製した。
［被削性試験（工具逃げ面摩耗量の測定）］
被削性試験は、切削工具の逃げ面摩耗量（μｍ）によって評価した。高周波焼入れ焼戻し後の被削性試験片（機械構造部品用素形材相当）について、汎用旋盤による旋削加工を実施した。切削工具は、ＣＢＮ粒子を主成分とし、セラミックスを結合材とした焼結材の表面に、ＴｉＡｌＮベースのセラミックコーティングを施したＣＢＮ焼結工具を利用した。切削条件は、切り込み０．１ｍｍ、切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ、送り０．４ｍｍ／ｒｅｖとし、水溶性切削油を用いて湿式で行った。試験片１本あたり１パスの切削加工を行い、複数の試験片について切削加工を繰り返し、合計の切削時間が１０分となるまで切削加工した後に、切削工具の逃げ面摩耗量を測定した。逃げ面摩耗量の測定には、マイクロスコープを用いた。工具逃げ面が測定物台と平行になるように工具を設置し、倍率２００倍で摩耗部を観察した。この時の、摩耗部中心付近で摩耗が最大となる部分の切れ刃から摩耗先端部までの距離を測定し、逃げ面摩耗量とした。被削性試験の結果を「逃げ面摩耗量」として表２に示す。本測定において逃げ面摩耗量が４０μｍ以下の場合が、従来技術に対して切削加工時の工具摩耗を抑制することができるという点で合格である。
被削性試験は、切削工具の逃げ面摩耗量（μｍ）によって評価した。高周波焼入れ焼戻し後の被削性試験片（機械構造部品用素形材相当）について、汎用旋盤による旋削加工を実施した。切削工具は、ＣＢＮ粒子を主成分とし、セラミックスを結合材とした焼結材の表面に、ＴｉＡｌＮベースのセラミックコーティングを施したＣＢＮ焼結工具を利用した。切削条件は、切り込み０．１ｍｍ、切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ、送り０．４ｍｍ／ｒｅｖとし、水溶性切削油を用いて湿式で行った。試験片１本あたり１パスの切削加工を行い、複数の試験片について切削加工を繰り返し、合計の切削時間が１０分となるまで切削加工した後に、切削工具の逃げ面摩耗量を測定した。逃げ面摩耗量の測定には、マイクロスコープを用いた。工具逃げ面が測定物台と平行になるように工具を設置し、倍率２００倍で摩耗部を観察した。この時の、摩耗部中心付近で摩耗が最大となる部分の切れ刃から摩耗先端部までの距離を測定し、逃げ面摩耗量とした。被削性試験の結果を「逃げ面摩耗量」として表２に示す。本測定において逃げ面摩耗量が４０μｍ以下の場合が、従来技術に対して切削加工時の工具摩耗を抑制することができるという点で合格である。
［表面硬さ、表面の塑性流動組織の厚さ］
機械構造部品の表面のビッカース硬さは次の方法で測定した。即ち、高周波焼入れ焼戻し後の被削性試験片を使用して、前記と同じ方法で１パスの切削加工を行った。切削加工後の試験片から、長さ方向と垂直な円形断面の円周から中心方向に５０μｍ離れた位置を観察できるように試料を切り出して樹脂に埋め、研磨した後、同位置のビッカース硬さを測定した。上記位置にて硬さ測定を３回行い、その平均値を求めたところ、いずれの試験片においても６００～８５０ＨＶの範囲であった。
さらに同様の試験片を腐食して塑性流動組織の厚さを求めたところ、いずれの試験片においても１～１５μｍの範囲であった。
機械構造部品の表面のビッカース硬さは次の方法で測定した。即ち、高周波焼入れ焼戻し後の被削性試験片を使用して、前記と同じ方法で１パスの切削加工を行った。切削加工後の試験片から、長さ方向と垂直な円形断面の円周から中心方向に５０μｍ離れた位置を観察できるように試料を切り出して樹脂に埋め、研磨した後、同位置のビッカース硬さを測定した。上記位置にて硬さ測定を３回行い、その平均値を求めたところ、いずれの試験片においても６００～８５０ＨＶの範囲であった。
さらに同様の試験片を腐食して塑性流動組織の厚さを求めたところ、いずれの試験片においても１～１５μｍの範囲であった。
［３００℃焼戻し硬さ］
機械構造部品の表面の３００℃焼戻し硬さは次の方法で測定した。即ち、高周波焼入れ焼戻し後の被削性試験片を使用して、前記と同じ方法で１パスの切削加工を行った。切削加工後の試験片を分割し、そのうち一つを３００℃で９０分間の焼戻しを行った後、長さ方向と垂直な円形断面の円周から中心方向に５０μｍ離れた位置を観察できるように試料を切り出して、樹脂に埋め、研磨した後、同位置のビッカース硬さを測定した。上記位置にて硬さ測定を３回行い、その平均値を「３００℃焼戻し硬さ」として表２に示す。
機械構造部品の表面の３００℃焼戻し硬さは次の方法で測定した。即ち、高周波焼入れ焼戻し後の被削性試験片を使用して、前記と同じ方法で１パスの切削加工を行った。切削加工後の試験片を分割し、そのうち一つを３００℃で９０分間の焼戻しを行った後、長さ方向と垂直な円形断面の円周から中心方向に５０μｍ離れた位置を観察できるように試料を切り出して、樹脂に埋め、研磨した後、同位置のビッカース硬さを測定した。上記位置にて硬さ測定を３回行い、その平均値を「３００℃焼戻し硬さ」として表２に示す。
［熱間延性試験］
熱間延性の調査を次のように高温引張試験にて実施した。直径４０ｍｍの熱間鍛造後の丸棒を用いて、その長さ方向と垂直な円形断面上の円の中心と表面間の中間位置の部分から、Φ１０×１７０ｍｍの引張試験片を棒鋼の長さ方向に沿って作製した。熱間延性は１２５０℃に加熱して１分間保持後、１０００℃まで温度を下げ、１０００℃に達した後に１分間保持後に歪速度が５×１０－３／ｓで引張試験を行い、その絞りの値により評価した。熱間延性は表２において、絞りが６０％以上であれば合格（表２では○と表記）、６０％未満であれば不合格（表２では×と表記）とした。
熱間延性の調査を次のように高温引張試験にて実施した。直径４０ｍｍの熱間鍛造後の丸棒を用いて、その長さ方向と垂直な円形断面上の円の中心と表面間の中間位置の部分から、Φ１０×１７０ｍｍの引張試験片を棒鋼の長さ方向に沿って作製した。熱間延性は１２５０℃に加熱して１分間保持後、１０００℃まで温度を下げ、１０００℃に達した後に１分間保持後に歪速度が５×１０－３／ｓで引張試験を行い、その絞りの値により評価した。熱間延性は表２において、絞りが６０％以上であれば合格（表２では○と表記）、６０％未満であれば不合格（表２では×と表記）とした。
［ローラーピッチング試験］
面疲労強度の評価は次のようなローラーピッチング試験にて実施した。まず、機械加工の後に前記条件で高周波焼入れ焼戻しを実施し、試験部の直径２６．２ｍｍのローラーピッチング試験片用素形材を作製した。さらにローラーピッチング試験用片素形材の試験部について、ＣＢＮ粒子を主成分とし、セラミックスを結合材とした焼結材の表面に、ＴｉＡｌＮベースのセラミックコーティングを施したＣＢＮ焼結工具を利用し、切り込み０．１ｍｍ、切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ、送り０．４ｍｍ／ｒｅｖの切削条件で、水溶性切削油を用いて湿式で旋削加工を行い、試験部の直径２６ｍｍのローラーピッチング試験片（機械構造部品相当）を作製した。ローラーピッチング試験は、大ローラー：ＳＣＭ４２０浸炭品でクラウニング１５０Ｒ、回転数：２０００ｒｐｍ、潤滑油：トランスミッション油、油温：８０℃、すべり率：－４０％、最大１０００万回の条件で行った。Ｓ－Ｎ線図を作成して疲労限（ＭＰａ、ローラーピッチング疲労強度）を求めた。比較のため、浸炭歯車に多く使用されるＪＩＳ－ＳＣｒ４２０の１０7回疲労限も求めた。ＪＩＳ－ＳＣｒ４２０の１０７回疲労限は２６００ＭＰａである。本発明の疲労限（ローラーピッチング疲労強度）の目標値は、これを、約２０％向上させた３２００ＭＰａ以上とし、表２において疲労限度が３２００ＭＰａ以上の場合が合格であり、３２００ＭＰa未満の場合が不合格とした。
面疲労強度の評価は次のようなローラーピッチング試験にて実施した。まず、機械加工の後に前記条件で高周波焼入れ焼戻しを実施し、試験部の直径２６．２ｍｍのローラーピッチング試験片用素形材を作製した。さらにローラーピッチング試験用片素形材の試験部について、ＣＢＮ粒子を主成分とし、セラミックスを結合材とした焼結材の表面に、ＴｉＡｌＮベースのセラミックコーティングを施したＣＢＮ焼結工具を利用し、切り込み０．１ｍｍ、切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ、送り０．４ｍｍ／ｒｅｖの切削条件で、水溶性切削油を用いて湿式で旋削加工を行い、試験部の直径２６ｍｍのローラーピッチング試験片（機械構造部品相当）を作製した。ローラーピッチング試験は、大ローラー：ＳＣＭ４２０浸炭品でクラウニング１５０Ｒ、回転数：２０００ｒｐｍ、潤滑油：トランスミッション油、油温：８０℃、すべり率：－４０％、最大１０００万回の条件で行った。Ｓ－Ｎ線図を作成して疲労限（ＭＰａ、ローラーピッチング疲労強度）を求めた。比較のため、浸炭歯車に多く使用されるＪＩＳ－ＳＣｒ４２０の１０7回疲労限も求めた。ＪＩＳ－ＳＣｒ４２０の１０７回疲労限は２６００ＭＰａである。本発明の疲労限（ローラーピッチング疲労強度）の目標値は、これを、約２０％向上させた３２００ＭＰａ以上とし、表２において疲労限度が３２００ＭＰａ以上の場合が合格であり、３２００ＭＰa未満の場合が不合格とした。
番号１７、１８はＳｉ含有量が多すぎた。そのため、切削加工時に凝着摩耗が生じ、工具摩耗が大きかった。
番号１９はＩｎが含有されていなかった。そのため、十分な被削性改善効果が得られず、工具摩耗量が大きかった。
番号２０はｉｎｓｏｌ．Ａｌが不足していた。そのため、十分な被削性改善効果が得られず、工具摩耗量が大きかった。
番号２１はｉｎｓｏｌ．ＡｌとＯ含有量が不足していた。そのため、十分な被削性改善効果が得られず、逃げ面摩耗量が大きかった。
番号２２、２３はＩｎ／Ｓｉが小さくなったため、切削加工時に凝着摩耗が生じ、工具摩耗が大きかった。
番号２４、２５は、［Ｓ％］＋［Ｉｎ％］の値が大きくなったため、高温引張試験での絞り値が不合格である。
番号２６はＩｎ含有量が過剰であり、［Ｓ％］＋［Ｉｎ％］の値も大きくなったため、高温引張試験での絞り値が不合格である。
番号２７はＣ含有量が多すぎた。そのため、高周波焼入れ後に焼割れが発生した。
番号２８はＳｉ含有量が少なすぎ、且つＦ３の値が小さかった。そのため、面疲労強度が目標に未達であった。
番号２９はＦ３の値が小さかった。そのため、３００℃焼戻し硬さが低くなり、面疲労強度が目標に未達であった。
番号１～１６は、面疲労強度、工具摩耗量および高温引張試験での絞り値が良好である。
本発明は、広く産業機械、輸送機械など、あらゆる産業分野において利用することができる。
Claims (7)
- 成分が、質量％で、
Ｃ：０．３５超～０．８０％、
Ｓｉ：０．２５～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～１．５０％、
Ｃｒ：０．０１～３．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．００１～０．１５０％、
Ｉｎ：０．０３８～０．２３０％、
Ａｌ：０．００２～０．０５０％、
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、
Ｏ：０．０００９～０．００５０％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００１１～０．００６０％であり、かつ下記式（式１）～（式３）を満たすことを特徴とする機械構造用鋼。
［Ｓ］＋［Ｉｎ］≦０．２３０ ・・・（式１）
［Ｉｎ］／［Ｓｉ］≧０．１５ ・・・（式２）
３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＋２．４×［Ｃｒ］≧５３．０ ・・・（式３）
ここで、［Ｓ］、［Ｉｎ］、［Ｓｉ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、それぞれＳ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｃ、ＭｎおよびＣｒの鋼中の含有質量％を表す。
- 成分が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．００５０％以下、および、
ＲＥＭ：０．００５０％以下
からなる群から選ばれる１種または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。
- 成分が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：１．０００％以下、
Ｎｂ：１．０００％以下、および、
Ｖ：１．０００％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の機械構造用鋼。
- 成分が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．４０％以下、
Ｃｕ：１．４０％以下、および、
Ｂ：０．００５０％以下
からなる群から選ばれる１種または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１項に記載の機械構造用鋼。
- 成分が、さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．５０００％以下、
Ｓｂ：０．５０００％以下、
Ｓｅ：０．５０００％以下、
Ｔｅ：０．５０００％以下、
Ｚｎ：０．５０００％以下、
Ｂｉ：０．５００％以下、および
Ｐｂ：０．０９％以下
からなる群から選ばれる１種または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１項に記載の機械構造用鋼。
- 請求項１～５のいずれか１項に記載の成分であり、表面から厚さ方向に５０μｍ深さ位置での３００℃焼戻し硬さが５８０ＨＶ以上であることを特徴とする機械構造部品。
- 請求項６に記載の機械構造部品の製造方法であって、請求項１～５のいずれか１項に記載の成分を有する鋼材を加工して粗部材を製造する工程、前記粗部材を高周波焼入れする工程、前記高周波焼入れした粗部材を焼戻しする工程、前記焼戻した粗部材に表面から板厚方向に０．０５～０．４０ｍｍの深さを切削加工する工程を有することを特徴とする機械構造部品の製造方法。
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|---|---|---|---|---|
| JP2001131684A (ja) | 1999-11-04 | 2001-05-15 | Kobe Steel Ltd | 切り屑処理性に優れた機械構造用鋼 |
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