KR100726252B1

KR100726252B1 - 강제의 기계구조용 부품, 그 소재, 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100726252B1
Application number: KR1020057022694A
Authority: KR
Inventors: 토루 하야시; 야스히로 오모리; 노부타카 쿠로사와; 아키히로 마츠자키; 타카아키 토요오카; 카츠미 야마다
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2003-09-29
Filing date: 2004-07-16
Publication date: 2007-06-08
Also published as: DE602004018524D1; WO2005031021A1; CN1806061A; TW200512301A; TWI238197B; CN100355928C; US20060196583A1; EP1669469B1; EP1669469A1; EP1669469A4; KR20060030854A

Abstract

본 발명은 질량%로, C: 0.3-0.7%, Si: O.30% 이하, Mn: 0.2-2.0%, Al: 0.005-O.25%, Ti: 0.005-O.1%, Mo: 0.05-0.6%, B: 0.0003-0.006%, S: O.O6% 이하, P: 0.020% 이하, 0: 0.0030% 이하, 및 나머지가 Fe와 불가피적 불순물로 이루어지고, 적어도 표면의 일부에 고주파 담금질에 의해 형성된 경화층을 갖고, 또한 이 경화층의 평균 구오스테나이트 입경이 7㎛ 이하이며, 산화물로 이루어지는 비금속 개재물(介在物)의 최대 직경이 15㎛ 이하인 기계구조용 부품을 제공한다. 이 부품은 높은 피로강도를 가지므로, 자동차의 구동축이나 등속 조인트 등에 적합하다.

자동차, 구동축, 등속 조인트, 기계구조용 부품, 오스테나이트, 마르텐사이트, 피로강도, 고주파 담금질, 경화층

Description

강제의 기계구조용 부품, 그 소재, 및 그 제조방법{STEEL PART FOR MACHINE STRUCTURAL USE, RAW MATERIAL THEREFOR, AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은, 고주파 담금질에 의해 표층(表層)에 경화층이 형성된 자동차의 구동축(drive shaft)이나 등속 조인트 등의 강제(鋼製)의 기계구조용 부품, 그 소재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

종래, 자동차의 구동축이나 등속 조인트 등의 기계구조용 부품에서는, 열간압연 봉강(棒鋼)에, 열간단조, 나아가서는 절삭, 냉간단조 등을 실시하여 소정의 형상으로 가공한 뒤, 고주파 담금질-템퍼링(tempering)을 행함으로써 기계구조용 부품으로서의 중요한 특성인 비틀림 피로강도, 굽힘 피로강도, 슬라이딩 전동 피로강도 등의 피로강도가 부여되는 것이 일반적이다.

최근, 환경문제로부터 자동차용 부품에 대한 경량화의 요구가 강해짐에 따라, 이러한 기계구조용 부품의 피로강도에 대한 더 높은 향상이 요구되고 있다.

전술한 바와 같은 피로강도를 향상시키는 수단으로서는 각종의 방법이 제안되어 있다. 예컨대, 피로강도를 향상시키기 위해서는, 예를 들어 고주파 담금질에 의한 담금질 깊이를 증가시키는 것이 생각된다. 그러나, 어떤 담금질 깊이에서 피로강도는 포화하여, 그 이상의 향상을 도모할 수 없다.

또한, 피로강도의 향상을 위해서는, 입계강도의 강화도 유효한데, 예컨대 일본 특개2000-154819호 공보에는, 고주파 담금질의 가열시에 미세한 TiC를 다량으로 석출시킴으로써 오스테나이트(austenite) 입자를 미세화하는 기술이 제안되어 있다.

그러나, 이 기술에서는, 고주파 담금질의 가열시에 미세한 TiC를 다량으로 석출시키기 위하여, 열간압연시에 강(鋼)을 1100℃ 이상의 고온으로 가열하여 TiC를 용체화(溶體化)하여 둘 필요가 있어, 생산성이 떨어지는 문제가 있다. 또한, TiC를 다량으로 석출시켜서 오스테나이트 입자를 미세화하는 것만으로는, 최근의 피로강도에 대한 요구에 충분히 대응할 수 없다.

일본 특개평8-53714호 공보에는, 횡단면이 원형인 기계구조용 부품의 고주파 담금질에 의해 형성되는 경화층의 두께(담금질 깊이) CD와 단면 원의 반경 R과의 비(比) CD/R을 O.3-O.7로 제한하면서, 이 CD/R, 고주파 담금질후의 표면으로부터 1㎜까지의 두께의 구(臼)오스테나이트 입경 γf, 고주파 담금질대로의 CD/R = 0.1까지의 평균 비커스 경도(Vickers hardness) Hf, 및 고주파 담금질 후의 축중심부의 평균 비커스 경도 Hc로부터 구해지는 값 A를, C양에 따라 소정의 범위로 제어함으로써 피로강도를 향상시킨 기계구조용 부품이 제안되어 있다.

그러나, 이 부품에서는, 역시 최근의 피로강도에 대한 요구에는 충분히 대응할 수 없다.

발명의 개시

본 발명은, 종래보다 피로강도가 높은 기계구조용 부품, 그 소재, 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 목적은, 질량%로, C: 0.3-0.7%, Si: O.30% 이하, Mn: 0.2-2.0%, Al: 0.005-O.25%, Ti: 0.005-O.1%, Mo: 0.05-0.6%, B: 0.0003-0.006%, S: O.O6% 이하, P: 0.020% 이하, O: 0.0030% 이하 및 나머지가 Fe와 불가피적 불순물로 이루어지고, 적어도 표면의 일부에 고주파 담금질에 의해 형성된 경화층을 갖고, 또한 이 경화층의 평균 구오스테나이트 입경이 7㎛ 이하이고, 산화물로 이루어지는 비금속 개재물(介在物)의 최대 직경이 15㎛ 이하인 기계구조용 부품에 의해 달성된다.

이 기계구조용 부품은, 상기 성분으로 이루어지고, 베이나이트(bainite) 조직과 마르텐사이트(martensite) 조직을 갖고, 베이나이트 조직과 마르텐사이트 조직의 합계의 체적분률이 10% 이상이고, 산화물로 이루어지는 비금속 개재물의 최대 직경이 15㎛ 이하이며, 또한 고주파 담금질에 의해 형성된 경화층의 평균 구오스테나이트 입경이 7㎛ 이하로 되는 기계구조용 부품의 소재를 사용하면 제조할 수 있다. 즉, 이 기계구조용 부품의 소재에, 600-800℃의 온도영역을 300℃／s 이상의 가열속도로, 800-1000℃까지 가열하는 고주파 담금질을 적어도 1회 행함으로써 제조할 수 있다.

도 1은 Mo를 포함하는 석출물의 전자현미경 사진이다.

도 2는 Mo첨가강(鋼) 및 Mo무첨가강에 있어서의 고주파 담금질시의 가열온도와 경화층의 구오스테나이트 입경과의 관계를 나타내는 도면이다.

도 3은 Mo첨가강 및 Mo무첨가강에 있어서의 구오스테나이트 입경과 굽힘 피로강도와의 관계를 나타내는 도면이다.

발명을 실시하기 위한 형태

통상, 강의 피로강도는 강도가 상승함에 따라서 높아지지만, 담금질부의 경도가 Hv500(비커스 경도) 이상으로 되면, 입계파괴나 비금속 개재물을 기점으로 한 피로파괴가 지배적으로 되어 강도를 높여도 피로강도가 높아지지 않게 된다.

그래서, 본 발명자 등은, 입계강도의 향상이나 산화물로 이루어지는 비금속 개재물의 제어에 의해 기계구조용 부품의 피로강도를 효과적으로 향상시키기 위해 상세한 검토를 하였던 바, 이하의 식견을 얻었다.

(1)고주파 담금질전의 소재에 Mo를 포함하는 석출물을 생성시키면, 고주파 담금질의 가열시에 오스테나이트 입자의 성장이 저해되어, 경화층의 구오스테나이트 입경을 7㎛ 이하로 할 수 있다. 그 결과, 입계강도가 향상되어 높은 피로강도를 얻을 수 있다.

(2)또한, 산화물로 이루어지는 비금속 개재물의 최대 직경을 15㎛ 이하로 하면, 피로파괴의 기점(起点)이 표면으로 되어, 종래보다 높은 피로강도를 얻을 수 있다.

(3)고주파 담금질전의 소재의 조직을 베이나이트 조직과 마르텐사이트 조직으로 하고, 그 합계의 체적분률을 10% 이상으로 하면, 고주파 담금질의 가열시에 오스테나이트 입자의 핵생성 사이트(sites)가 증가하여, 경화층의 구오스테나이트 입자를 미세화할 수 있다.

(4)가열속도가 300℃／s 이상, 가열온도가 800-1000℃, 800℃ 이상의 체류 시간이 5초 이하의 고주파 담금질 조건에 의해, 경화층의 구오스테나이트 입자를 미세화할 수 있다. 특히, (1)의 Mo를 포함하는 석출물이나 (3)의 소재의 조직과 조합시키면, 구오스테나이트 입자를 7㎛ 이하로 미세화할 수 있다.

본 발명은, 이러한 식견에 입각하고 있고, 이하에 그 상세내용을 설명한다.

1. 기계구조용 부품

1-1. 성분

C: C는 담금질성에 가장 큰 영향을 주는 원소이며, 경화층을 더욱 경화시키고, 또한 경화층을 더욱 두껍게 하여 피로강도의 향상에 기여한다. 그러나, 그 양이 O.3질량% 미만에서는 필요한 피로강도를 확보하기 위해서 경화층을 비약적으로 두껍게 하지 않으면 안되고, 그 결과, 담금질 균열의 발생이 현저하게 된다. 한편, 0.7질량%를 초과하면, 입계강도가 저하하여 피로강도가 저하하고, 또한, 소재의 절삭성이나 냉간단조성 및 담금질후의 내(耐)담금질 균열성이 열화한다. 따라서, C양은, O.3-O.7질량%로 한정한다.

Si: Si는 담금질의 가열시에 오스테나이트의 핵생성 사이트수를 증가시킴과 아울러, 오스테나이트의 입자성장을 억제하여 경화층을 세립화(細粒化)시키는 작용을 갖는다. 또한, 탄화물 생성을 억제하여 입계강도의 저하를 억제하는 작용도 갖는다. 그 때문에, Si는 피로강도의 향상에 있어서 대단히 유효한 원소이다. 그러나, 그 양이 O.30질량%를 초과하면, 소재의 절삭성의 저하를 초래한다. 따라서, Si양은 0.30질량% 이하로 한정한다.

Mn: Mn은 담금질성을 향상시켜, 경화층의 두께를 확보하는 데에 불가결한 원소이다. 그러나, 그 양이 0.2질량% 미만에서는 그 효과가 부족하다. 한편, 2.0질량%를 초과하면, 담금질후에 잔류 오스테나이트가 증가하고, 표층부의 경도가 저하하여 피로강도의 저하를 초래한다. 따라서, Mn양은 0.2-2.0질량%로 한정한다. 한편, Ma양이 많으면, 소재의 경질화를 초래하여, 절삭성에 불리하게 되는 경향이 있으므로, 1.2질량% 이하로 하는 것이 더 바람직하고, 1.0질량% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

Al: Al은 강의 탈산(脫酸)에 유효한 원소이다. 또한, 담금질의 가열시에 오스테나이트의 입자성장을 억제하여, 경화층을 세립화하는 것으로도 유효한 원소이다. 그러나, 그 양이 0.005질량% 미만이면, 그 효과가 부족하다. 한편, 0.25질량%를 초과하면, 그 효과가 포화함과 아울러, 제조비용의 상승을 초래한다. 따라서, A1양은 O.OO5-0.25질량%로 한정한다.

Ti: Ti는 강에 불가피적 불순물로서 혼입하는 N과 결합하는 것으로, 후술하는 B가 BN으로 되어 그 고주파 담금질성을 소실시키는 것을 방지하는 효과를 갖는다. 그 때문에, 그 양은 적어도 O.OO5질량% 필요하지만, 0.1질량%를 초과하면 TiN이 다량으로 형성되어, 이것이 피로파괴의 기점으로 되어 회전 굽힘 피로강도를 현저하게 저하시킨다. 따라서, Ti양은 0.OO5-0.1질량%로 한정한다.

Mo: Mo는 담금질의 가열시에 오스테나이트 입자의 성장을 억제하여 경화층을 세립화하는 작용이 있다. 특히, 담금질의 가열온도를 800-1000℃, 바람직하게는 800-950℃로 하면, 오스테나이트 입자의 성장을 현저하게 억제할 수 있다. 또한, 담금질성 향상에 유효한 원소이기 때문에, 담금질성의 조정에도 사용된다. 더불어, 탄화물의 생성을 억제하여 입계강도의 저하를 저지하는 작용도 갖는다.

이와 같이, Mo는 본 발명에 있어서 대단히 중요한 역할을 하는 원소이지만, 그 양이 O.05질량% 미만이면, 경화층의 두께 전체에 걸쳐 구오스테나이트 입경을 7㎛ 이하로 할 수 없다. 한편, O.6질량%를 초과하면, 소재의 절삭성이 열화한다. 따라서, Mo양은 0.05-0.6 질량%, 바람직하게는 0.2-0.4질량%로 한정한다.

한편, Mo에 의해 오스테나이트 입자의 성장이 억제되어 경화층이 세립화되는 것은, Mo 자체의 솔루트 드래그(solute drag) 효과나 Mo를 포함하는 석출물에 의한 입자성장의 핀닝(pinning) 효과 등에 기인한다고 생각되지만, 후술하는 바와 같이, 후자의 효과가 크다고 추측된다.

B:B는 미량의 첨가에 의해 담금질성을 향상시켜, 경화층을 두껍게함으로써 회전 굽힘 피로강도를 향상시키는 효과가 있다. 또한, 입계에 우선적으로 편석(偏析)하여 입계에 편석하는 P의 농도를 저감하고, 입계강도를 상승시켜서 회전 굽힘 피로강도를 향상시키는 작용도 있다. 그러나, 그 양이 O.0003질량% 미만이면, 그 효과가 부족하다. 한편, O.OO6질량%를 초과하면, 그 효과는 포화하여, 오히려 제조비용의 상승을 초래한다. 따라서, B양은 0.OOO3-0.OO6질량%, 바람직하게는 0.0005-0.004질량%로 한정한다.

S: S는 MnS를 형성하여, 소재의 절삭성을 향상시키는 원소이지만, 그 양이 0.06질량%를 초과하면 입계에 편석하여 입계강도를 저하시킨다. 따라서, S양은 0.06질량% 이하로 한정한다.

P: P는 오스테나이트 입계에 편석하여, 입계강도를 저하시켜서 회전 굽힘 피로강도를 저하시킨다. 또한, 담금질 균열을 조장한다. 따라서, P양은 0.020 질량% 이하로 한정하지만, 적을수록 바람직하다.

O: O는 비금속 개재물로서 소재에 존재하고, 이것이 피로파괴의 기점으로 되어 회전 굽힘 피로강도를 저하시킨다. 특히, 담금질후의 경화층의 구오스테나이트 입경을 미세화하여 입계강도를 향상시키면, 비금속 개재물을 기점으로 한 피로파괴가 일어나기 쉽게 된다. 그 때문에, 상술한 바와 같이, 비금속 개재물의 최대 직경을 15㎛ 이하로 할 필요가 있지만, 이를 위해서는, O양을 O.0030 질량% 이하, 바람직하게는 0.0010질량% 이하, 더욱 바람직하게는 0.0008질량% 이하로 할 필요가 있다.

한편, 나머지는 Fe 및 불가피적 불순물이다.

상기 기본성분에 더하여, 질량%로, Cr: 2.5% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 3.5% 이하, Co: 1.0% 이하, Nb: 0.1% 이하, V : 0.5% 이하, Ta: 0.5% 이하, Hf: 0.5% 이하 및 Sb: 0.015% 이하 중에서 선택된 적어도 일 종의 원소를 더 함유시키면, 이하의 이유로 피로강도의 향상에 더 효과적이다.

Cr: Cr은 담금질성을 향상시켜, 경화층의 두께를 확보하므로 유용한 원소이다. 그러나, 그 양이 2.5질량%를 초과하면, 탄화물을 안정화시켜 잔류 탄화물의 생성을 조장하고, 입계강도를 저하시켜 피로강도를 저하시킨다. 따라서, Cr양은 2.5질량% 이하, 바람직하게는 1.5질량% 이하로 한정하지만, 적을수록 더 바람직하다. 한편, 담금질성을 향상시키기 위해서는, 0.03질량% 이상으로 하는 것이 바람 직하다.

Cu: Cu는 담금질성의 향상에 유효한 원소이다. 또한, 페라이트중에 고용(固溶)하여, 고용강화에 의해 피로강도를 향상시킨다. 또한, 탄화물의 생성을 억제하여 입계강도의 저하를 방지하고, 피로강도를 향상시킨다. 그러나, 그 양이 1.0질량%를 초과하면, 열간가공시에 균열이 발생한다. 따라서, Cu양은 1.O질량% 이하, 바람직하게는 0.5질량% 이하로 한정한다. 한편, 0.03질량% 미만에서는 담금질성을 향상시키는 효과나 입계강도의 저하를 억제하는 효과가 작으므로, O.03질량% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.1질량% 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.

Ni: Ni는 담금질성을 향상시키는 원소이므로, 담금질성의 조정에 사용할 수 있다. 또한, 탄화물의 생성을 억제하여 입계강도의 저하를 방지하고, 피로강도를 향상시킨다. 그러나, Ni는 지극히 고가인 원소이며, 그 양이 3.5질량%를 초과하면, 제조비용이 현저하게 상승한다. 따라서, Ni양은 3.5질량% 이하로 한정한다. 한편, Ni양이 0.05질량% 미만에서는 담금질성을 향상시키는 효과나 입계강도의 저하를 억제하는 효과가 작으므로, 0.05질량% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.1-1.0질량%로 하는 것이 더 바람직하다.

Co: Co는 탄화물의 생성을 억제하여 입계강도의 저하를 방지하고, 피로강도를 향상시키는 원소이다. 그러나, Co는 지극히 고가인 원소이며, 그 양이 1.0질량%를 초과하면, 제조비용이 현저하게 상승한다. 따라서, Co양은 1.0질량% 이하로 한정한다. 한편, C양이 0.01질량% 미만에서는 입계강도의 저하를 억제하는 효과가 작으므로, 0.01질량% 이상으로 하는 것이 바람직하고, O.02-0.5질량%로 하는 것이 더 바람직하다.

Nb: Nb는 담금질성을 향상시킬 뿐만 아니라, C나 N과 결합하여 강을 석출 강화한다. 또한, 템퍼링 연화 저항성을 향상시키는 원소이기도 하여, 이들의 효과에 의해 피로강도를 향상시킨다. 그러나, 그 양이 0.1질량%를 초과하면, 그 효과는 포화한다. 따라서, Nb양은 0.1질량% 이하로 한정한다. 한편, Nb양이 0.005질량%미만에서는 석출 강화 능력 및 템퍼링 연화 저항성을 향상시키는 효과가 작기 때문에, O.005질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.01-0.05질량%로 하는 것이 더 바람직하다.

V: V는 C나 N과 결합하여 강을 석출 강화한다. 또한, 템퍼링 연화 저항성을 향상시키는 원소이기도 하여, 이들의 효과에 의해 피로강도를 향상시킨다. 그러나, 그 양이 O.5질량%를 초과하면, 그 효과는 포화한다. 따라서, V양은 O.5질량% 이하로 한정한다. 한편, V양이 0.01질량% 미만에서는 피로강도를 향상시키는 효과가 작으므로, O.01질량% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.03-O.3질량%로 하는 것이 더 바람직하다.

Ta: Ta는 마이크로 조직의 변화를 지연시켜, 피로강도, 특히 전동 피로강도의 저하를 방지하는 효과가 있다. 그러나, 그 양이 0.5질량%를 초과하면, 그 효과는 포화한다. 따라서, Ta양은 0.5질량% 이하로 한정한다. 한편, Ta양이 0.02질량% 미만에서는 피로강도를 향상시키는 효과가 작으므로, 0.02질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Hf: Hf는 마이크로 조직의 변화를 지연시켜, 피로강도, 특히 전동 피로강도 의 저하를 방지하는 효과가 있다. 그러나, 그 양이 0.5질량%를 초과하면, 그 효과는 포화한다. 따라서, Hf양은 0.5질량% 이하로 한정한다. 한편, Hf양이 0.02질량% 미만에서는 피로강도를 향상시키는 효과가 작으므로, 0.02 질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Sb: Sb는 마이크로 조직의 변화를 지연시켜, 피로강도, 특히 전동 피로강도의 저하를 방지하는 효과가 있다. 그러나, 그 양이 O.015 질량%를 초과하면, 인성(靭性)이 열화한다. 따라서, Sb양은 0.Ol5질량% 이하, 바람직하게는 0.010질량% 이하로 한정한다. 한편, Sb양이 0.005질량% 미만에서는 피로강도를 향상시키는 효과가 작으므로, O.OO5질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

전술한 기본성분에, 또는 상기 피로강도의 향상에 더 효과적인 성분을 더한 기본성분에, 질량%로, W: 1.0% 이하, Ca: O.005% 이하, Mg: 0.OO5% 이하, Se: 0.1% 이하, Te: 0.005% 이하, Bi: 0.5% 이하, Pb: 0.5% 이하, Zr: 0.01% 이하 및 REM: 0.1% 이하 중에서 선택된 적어도 일 종의 원소를 더 함유시키면, 이하의 이유로 소재의 절삭성의 향상에 더욱 효과적이다.

W: W는 취화(脆化)작용에 의해 절삭성을 향상시키는 원소이다. 그러나, 그 양이 1.0질량%를 초과하면, 그 효과는 포화할 뿐만 아니라, 제조비용의 상승을 초래한다. 한편, W양은 1.0질량% 이하로 한정한다. 한편, W양이 0.005질량% 미만에서는 절삭성을 향상시키는 효과가 작으므로, 0.005질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ca: Ca는 MnS와 함께 황화물을 형성하고, 이것이 칩 브레이커(chip breaker) 로 되어 절삭성을 개선하므로 필요에 따라 첨가할 수 있다. 그러나, 그 양이 0.005질량%를 초과하면, 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 제조비용의 상승을 초래한다. 따라서, Ca양은, 0.005질량% 이하로 한정한다. 한편, Ca양이 O.OOO1질량% 미만에서는 절삭성을 개선하는 효과가 작으므로, O.OOO1질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Mg: Mg는 탈산원소일 뿐만 아니라, 응력집중원(應力集中源)으로 되어 절삭성을 개선하므로 필요에 따라 첨가할 수 있다. 그러나, 그 양이 과잉으로 되면, 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 제조비용의 상승을 초래한다. 따라서, Mg양은, 0.005질량% 이하로 한정한다. 한편, Mg양이 0.OOO1질량% 미만에서는 절삭성을 개선하는 효과가 작으므로, 0.0001질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Te, Se: Te 또는 Se는 Mn과 결합하여 MnTe, MnSe를 형성하고, 이것이 칩 브레이커로 되어 절삭성을 개선한다. 그러나, 그 양이 0.1질량%를 초과하면 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 제조비용의 상승을 초래한다. 따라서, Te 또는 Se양은 각각 O.1질량% 이하로 한정한다. 한편, Te 또는 Se양이 O.003질량% 미만에서는 절삭성을 개선하는 효과가 작으므로, 각각 0.003질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Bi: Bi는 절삭시에 용융, 윤활 및 취화의 작용을 미치게 하여 절삭성을 향상시킨다. 그러나, 그 양이 0.5질량%를 초과하면, 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 제조비용의 상승을 초래한다. 따라서, Bi양은 0.5질량% 이하로 한정한다. 한편, Bi양이 O.01질량% 미만에서는 절삭성을 개선하는 효과가 작으므로, 0.01질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Pb: Pb는 절삭시에 용융, 윤활 및 취화의 작용을 미치게 하여 절삭성을 향상시킨다. 그러나, 그 양이 0.5질량%를 초과하면, 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 제조비용의 상승을 초래한다. 따라서, Pb양은 0.5질량% 이하로 한정한다. 한편, Pb양이 O.O1질량% 미만에서는 절삭성을 개선하는 효과가 작으므로, 0.01질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Zr: Zr은 MnS와 함께 황화물을 형성하고, 이것이 칩 브레이커로 되어 절삭성을 개선한다. 그러나, 그 양이 O.01질량%를 초과하면, 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 제조비용의 상승을 초래한다. 따라서, Zr양은 0.01질량% 이하로 한정한다. 한편, Zr양이 0.003질량% 미만에서는 절삭성을 개선하는 효과가 작으므로, O.OO3질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

REM: REM은 MnS와 함께 황화물을 형성하고, 이것이 칩 브레이커로 되어 절삭성을 개선한다. 그러나, 그 양이 0.1질량% 를 초과하면, 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 제조비용의 상승을 초래한다. 따라서, REM양은 O.1질량% 이하로 한정한다. 한편, REM양이 0.0001질량% 미만에서는 절삭성을 개선하는 효과가 작으므로, 0.0001질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

1-2. 경화층의 평균 구오스테나이트 입경

더욱 높은 피로강도를 얻기 위해서는, 상기 성분에 더하여, 고주파 담금질에 의해 부품 표층에 형성되는 경화층의 평균 구오스테나이트 입경을 경화층의 두께 전체에 걸쳐 7㎛ 이하로, 바람직하게는 5㎛ 이하로, 더 바람직하게는 3㎛ 이하로 할 필요가 있다. 경화층의 평균 구오스테나이트 입경이 7㎛를 초과하면, 충분한 입계강도를 얻을 수 없고, 피로강도의 향상을 바랄 수 없다.

여기에서, 경화층의 두께 전체에 걸치는 구오스테나이트 입경은 다음과 같이 하여 측정하였다.

고주파 담금질후, 담금질 부분의 최표층(最表層)은 면적율로 100%의 마르텐사이트 조직을 갖는다. 그리고, 표면으로부터 내부로 감에 따라, 어떤 두께까지는 100% 마르텐사이트 조직의 영역이 계속되지만, 그 후는 급격하게 마르텐사이트 조직의 면적율이 감소한다. 본 발명에서는, 담금질 부분의 표면으로부터 마르텐사이트 조직의 면적율이 98%로 감소할 때까지의 영역을 경화층으로 하였다. 그리고, 이 경화층에 대하여, 표면으로부터 두께 전체의 1/5인 위치, 1/2인 위치 및 4/5인 위치에서의 평균 구오스테나이트 입경을 측정하고, 어느 것의 위치에서도 평균 구오스테나이트 입경이 7㎛ 이하인 경우에, 경화층의 평균 구오스테나이트 입경이 7㎛ 이하인 것으로 하였다.

평균의 구오스테나이트 입경은 경화층의 단면을, 물 500g에 피크린 산(picric acid) 50g을 용해한 후, 도데실벤젠술폰산 나트륨(sodium dodecylbenzen sulfonate) 11g, 염화 제1일철(ferrous chloride) 1g, 옥살산(oxalic acid) 1.5g을 첨가한 부식액으로 부식한 후, 광학현미경에 의해, 400배(1시야의 면적 : 0.25 ㎜ × O.225 ㎜)에서 1000배(1시야의 면적 : 0.10㎜ × 0.09㎜)의 배율로 각 위치마다 5시야 관찰하여, 화상해석장치에 의해 측정하였다.

한편, 전동 피로와 같이 극표층(極表層) 부근의 조직만에 의존하도록 하는 경우에는, 경화층의 두께가 1㎜ 정도로도 그 나름의 효과는 얻을 수 있지만, 굽힘 피로강도나 비틀림 피로강도의 경우는, 경화층의 두께를 2㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 2.5㎜ 이상, 더욱 바람직하게는 3㎜ 이상이다.

1-3. 산화물로 이루어지는 비금속 개재물의 최대 직경

종래보다 높은 피로강도를 달성하기 위해서는, 상기 성분이나 경질층의 구오스테나이트 입경에 더하여, 또한 산화물로 이루어지는 비금속 개재물의 최대 직경을 15㎛ 이하, 바람직하게는 12㎛ 이하, 더 바람직하게는 8㎛ 이하로 할 필요가 있다. 산화물로 이루어지는 비금속 개재물을 미세화함으로써, 피로파괴의 기점을 감소시킬 수 있지만, 특히, 그 최대 직경이 15㎛ 이하이면 피로파괴의 기점을 표면으로 할 수 있다. 그리고, 표면은 고주파 담금질에 의해 입계강도의 높은 경화층으로 되어 있으므로, 회전 굽힘 피로강도의 비약적인 향상을 도모할 수 있다.

여기에서, 산화물로 이루어지는 비금속 개재물의 최대 직경은 아래와 같이 하여 구하였다.

광학현미경에 의해, 400배로 800시야의 관찰을 행하고, 각 시야에서의 산화물로 이루어지는 개재물의 최대 직경을 검블(Gumble) 확률지(確率紙) 상에 정리하고, 50000㎟ 상당의 극치(極値)를 산출하여 최대 직경으로 하였다.

한편, 산화물로 이루어지는 비금속 개재물의 최대 직경을 15㎛ 이하로 하기 위해서는, 전술한 바와 같이, O양을 0.0030질량% 이하로 하면 좋다.

1-4. Mo의 효과에 대하여

상술한 바와 같이, 본 발명의 기계구조용 부품에 있어서 높은 피로강도를 얻을 수 있는 것은, 주로 Mo를 포함하는 석출물이 고주파 담금질의 가열시에 오스테 나이트 입자의 성장을 핀닝효과로 억제하여, 담금질후의 경화층의 평균 구오스테나이트 입경이 7㎛ 이하로 미세화하였기 때문이라고 생각되었다.

그 검증을 위해 이하의 실험을 행하여 고찰하였다.

후술하는 실시예의 표 1의 강 No.1을 압연한 후, 850℃에서 80%, 750℃에서 25%의 단조를 행하고 공냉(냉각속도: 0.8℃／s)하여 기계구조용 부품의 소재를 제조하고, 소재 중앙부에서 투과 전자현미경 관찰용의 평판시료를 채취하였다. 이 평판시료를, 과염소산-메탄올계의 전해액을 사용하여 전해연마하여, 박막시료를 제작하였다. 시료는 지나치게 얇으면, 석출물의 탈락빈도가 높아지게 되고, 지나치게 두꺼우면, 석출물의 관찰이 곤란하게 되기 때문에, 관찰영역의 두께를 50-100nm로 되도록 하였다. 여기서 시료두께는 전자에너지 손실 스펙트럼으로부터 어림잡은 두께이다.

도 1에, 관찰된 전자현미경 사진의 하나의 예를 나타낸다.

이 시야의 시료두께 약 0.1㎛를 고려하면, 입경 5-10nm 정도의 미세한 석출물이 1㎛³ 당 약 3000개의 고밀도로 석출하고 있는 것이 도출된다.

고주파 담금질의 가열시, 오스테나이트 입자는 베이나이트 또는 마르텐사이트의 입계, 팩켓(packet) 경계, 탄화물 등으로부터 핵생성하여 성장한다. 상기 미세한 석출물은 오스테나이트 입계면의 이동을 억제한다. 이 계면이동의 억제를 핀닝이라고 하지만, 핀닝 힘은 전체 석출량이 일정하면 석출물이 작을수록 크고, 또한 석출물의 크기가 일정하면 석출물의 양이 많을수록 강해진다.

도 1에 예시한 미세 석출물은 1000℃ 이하의 고주파 담금질후에서도 존재하는 것을 확인하고 있어, 고온 단시간 열처리시에 용해하기 어려운 것이 오스테나이트 입자성장의 억제에 유효하게 작용하고 있는 것이라고 생각된다.

다음에, 고주파 담금질의 가열시의 오스테나이트 입경에 미치는 석출물의 분산상태의 영향을 보기 위하여, Mo를 포함하는 석출물의 체적율을 변동시켜서 모델 계산을 실시하였다. 즉, Mo의 다른 석출상(析出相)에 대한 고용(固溶)이 미량인 것을 가정하면, Mo를 포함하는 미세 석출물의 체적율 : f와 평균 입자직경 : d가 결정되면, 균일분산 석출인 경우의 1㎛³ 당의 Mo를 포함하는 미세 석출물 수(석출 밀도)가 시험 계산된다. 오스테나이트 입경이 미세 석출물의 핀닝에 의해 지배된다면, 그 크기는 석출밀도에 반비례한다. 그래서, 도 1에서의 석출물의 입경 및 그 밀도가 오스테나이트 입경을 2㎛로 하는 것을 고려하여, 핀닝효과를 발휘하는 입경 및 석출물밀도를 검토하였다. 그 결과, 오스테나이트 입경의 제어에 직접적으로 효과가 있는 1㎛³ 당의 석출물 수는 석출물의 체적율에 따라 변동하지만, 예컨대, 체적율이 0.2-0.4% 정도인 경우에, 충분한 핀닝효과를 발휘시켜, 오스테나이트 입자의 미세화를 실현할 수 있는 적합한 범위는 아래와 같음을 알았다.

즉, 오스테나이트 입자를 더욱 미세화하기 위해서는, 미세 석출물이 1㎛³ 당500개 이상 존재하고, 또한 그 평균입경이 20nm 이하인 것이 바람직하다. 미세 석출물이 1㎛³ 당 1000개 이상 존재하고, 또한 그 평균입경이 15nm 이하인 것이 더 바 람직하다. 미세 석출물이 1㎛³ 당 2000개 이상 존재하고, 또한 그 평균입경이 12nm 이하인 것이 더욱 바람직하다.

이 석출물을 모재(母材)로부터 추출하여, 찌꺼기를 X선회절법에 의해 분류하였던 바, 주로 hcp형의 (Mo, Ti)₂(C, N)인 것으로 추정되었다. 또한, 투과전자현미경에 부속의 EDX분석의 결과로부터, Mo와 Ti의 원자비는 약 8:2이며, Mo가 주성분인 것도 밝혀졌다. 한편, 여기에서 말하는 석출물에는 완전한 (Mo, Ti)₂(C, N)의 화학량 이론조성으로부터 벗어난 것도 포함된다. 어쨌든 Mo와 Ti를 포함한 복합 탄질화물이라고 생각된다.

(Mo, Ti)₂(C, N)석출물은 Cu 등의 석출물과 다르고, 비교적 단단한 것이 알려져 있어 오스테나이트 입계면의 통과를 저지하는 능력이 높다고 생각된다. 또한, 성분 구성비는 Mo가 Ti에 대하여 압도적으로 많은 것과 Mo가 확산하기 어려운 원소인 것을 감안하면, 이러한 (Mo, Ti)₂ (C, N)은 그 석출온도인 600-700℃ 정도의 온도범위에 단시간 유지하여도, 급속하게 커진다고는 생각될 수 없다. 따라서, (Mo, Ti)₂ (C, N)의 석출량을 증가하여 분포밀도를 높이기 위해서는, 후술하는 베이나이트, 마르텐사이트의 조직의 체적율이 얻어지는 범위에서, 이 온도범위에서 단시간 유지함으로써, 이미 석출하고 있는 (Mo, Ti)₂ (C, N)의 조대화(粗大化)를 최소한으로 억제하면서, 새로운 (Mo, Ti)₂ (C, N)의 석출을 기대할 수 있다.

2. 기계구조용 부품의 소재

상기 본 발명의 기계구조용 부품의 소재로서는, 1-1에서 설명한 강의 성분, 1-3에서 설명한 산화물로 이루어지는 비금속 개재물의 최대 직경에 더하여, 베이나이트 조직과 마르텐사이트 조직을 갖고, 베이나이트 조직과 마르텐사이트 조직의 합계의 체적분률이 10% 이상일 필요가 있다. 이 이유는, 베이나이트 조직이나 마르텐사이트 조직에서는, 페라이트-펄라이트 조직에 비하여 탄화물이 미세하게 석출하고 있기 때문에, 고주파 담금질의 가열시에 오스테나이트 입자의 핵생성 사이트인 페라이트/탄화물 계면의 면적이 크고, 오스테나이트 입자의 미세화에 유리하기 때문이다.

한편, 베이나이트 조직과 마르텐사이트 조직에서는, 경화층의 구오스테나이트 입자의 미세화 때문에 마르텐사이트 조직 쪽이 바람직하지만, 마르텐사이트 조직이 많으면 소재의 절삭성을 손상시키므로, 베이나이트 조직과 마르텐사이트 조직의 체적분률의 비(比)는 100:O - 40:60이 바람직하다.

소재를 이러한 조직으로 하기 위해서는, 상기 성분에 용제(溶製)한 강에 800-1000℃에서 총 가공율이 80% 이상의 가공을 행한 후, 500-700℃의 온도영역을 0.2℃／s 이상, 바람직하게는 0.5℃／s 이상의 냉각속도로 냉각할 필요가 있다. O.2 ℃／s 미만의 냉각속도에서는, 베이나이트 조직과 마르텐사이트 조직의 합계의 체적분률을 10% 이상으로 할 수 없다.

또한, 냉각중 700℃ 이상 800℃미만에서, 또는 냉각후, 또는 냉각후 Ar1 변태점(變態点) 이하의 온도에서, 20% 이상의 제2의 가공을 더 행하면, 베이나이트 조직이나 마르텐사이트 조직을 미세화시킬 수 있어, 고주파 담금질의 가열시의 오스테나이트 입자를 더욱 미세화시킬 수 있다. 이 때, 30% 이상의 제2의 가공을 행하는 것이 더 바람직하다.

한편, 이러한 가공으로서는, 압연, 단조, 아이어닝(ironing), 전조(轉造), 숏팅(shotting) 등을 들 수 있다.

1-4에서 설명한 바와 같이, 고주파 담금질의 가열시에 오스테나이트 입자를 더욱 미세화하기 위해서는, 소재중에 Mo를 포함하는 미세 석출물이 1㎛³ 당 500개 이상 존재하고, 또한 그 평균입경이 20nm 이하인 것이 바람직하다.

3. 기계구조용 부품의 제조방법

본 발명의 기계구조용 부품은, 2에서 설명한 기계구조용 부품의 소재에, 600-80O℃의 온도영역을 300℃／s 이상, 바람직하게는 700℃／s 이상, 더 바람직하게는 1000℃／s 이상의 가열속도로, 800-1000℃까지, 바람직하게는 800-950℃까지 가열하는 고주파 담금질을 적어도 1회 행함으로써 얻을 수 있다.

고주파 담금질시의 가열온도를 800℃ 미만으로 하면, 오스테나이트 입자의 생성이 불충분하게 되어, 경화층이 형성되지 않게 된다. 또한, 가열온도가 1000℃를 초과하거나, 600-800℃의 온도영역에서의 가열속도를 300℃／s 미만으로 하면, 오스테나이트 입자의 성장이 촉진됨과 아울러, 오스테나이트 입경의 편차가 커지게 되어, 피로강도의 저하를 초래한다.

또한, 소재가 800℃ 이상의 온도영역에 있는 체류시간이 5초를 초과하면, 오 스테나이트 입자의 성장이 촉진하여, 담금질후의 경화층의 구오스테나이트 입경이 7㎛를 초과하는 경우가 있으므로, 800℃ 이상의 체류시간은 5초 이하로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 3초 이하이다.

경화층의 구오스테나이트 입경에 미치는 고주파 담금질시의 가열온도의 영향은 Mo를 함유시킨 강에서 더 현저하게 나타난다.

도 2에, Mo첨가강 및 Mo무첨가강에서의 고주파 담금질시의 가열온도와 경화층의 구오스테나이트 입경과의 관계를 나타낸다.

여기에서, 도 2의 결과는 이하의 실험에 의해 얻어진 것이다.

Mo첨가강의 성분은 질량%로, C: 0.48%, Si: 0.2%, Mn: 0.79%, Al: 0.024%, N: O.0039%, Ti: 0.021%, Mo: 0.45%, B: O.0024%, S: 0.021%, P: O.011 % 및 O: 0.0015%를 함유하고, 나머지가 Fe 및 불가피적 불순물이며, Mo무첨가강의 성분은 질량%로, C: O.48%, Si: 0.2%, Mn: 0.78%, Al: O.024 %, N: 0.O043%, Ti: 0.017%, B: 0.OO13%, S: O.019%, P: 0.011%, 및 O: 0.0015%를 함유하고, 나머지가 Fe 및 불가피적 불순물이다.

이러한 강을 150kg 진공용해로에서 용제하여, 150㎜ 각(角)으로 열간 단조한 후, 더미 빌렛(dummy billet)을 제조하고, 850℃에서 80%의 열간가공을 행한 후, 500-700℃의 온도영역을 0.7℃／s로 냉각하여 봉강(棒鋼)을 제조하였다. 일부 봉강에는, 냉각전에 750℃에서 20%, 또는 냉각후에 20%의 제2의 가공을 실시하였다.

얻어진 봉강으로부터, 회전 굽힘 피로시험편을 채취하여, 주파수 10-200kHz, 가열속도 300℃／s 이상, 가열온도 870-1050℃, 800℃ 이상의 체류시간 1초 이하의 조건에서 고주파 담금질을 행한 후, 가열로에서 170℃로 30분의 템퍼링을 행하였다.

그리고, 회전 굽힘 피로시험을 행하여, 1×10⁸회에서 파단하지 않는 한계응력을 피로강도로 하였다. 한편, 고주파 담금질후의 경화층의 구오스테나이트 입경은 상술한 방법으로 측정하였다.

도 2에 도시하는 바와 같이, Mo첨가강 및 Mo무첨가강과 함께, 고주파 담금질시의 가열온도를 저하하면, 경화층의 구오스테나이트 입경은 작아지게 된다. 특히, Mo첨가강에 있어서는, 1000℃ 이하, 바람직하게는 950℃ 이하로 하면, 경화층의 세립화가 현저하게 나타나게 된다.

이 원인은 명확히 예측할 수 없지만, Mo를 포함하는 탄질화물로 인해 아래와같이 추측되고 있다. 즉, Mo첨가강에서는 전술한 Mo를 포함하는 미세 탄질화물이 석출하여, 강력한 핀닝효과에 의해 오스테나이트 입자를 미세화하지만, 가열온도가 1000℃를 초과하면, 단시간의 가열시간이라도 미세한 (Mo, Ti)₂(C, N)은 용해하여 핀닝효과가 소실한다.

Mo첨가강 및 Mo무첨가강과 함께, 제2의 가공을 행하면, 구오스테나이트 입경을 미세화할 수 있지만, Mo첨가강에 있어서는 3㎛ 이하의 극히 미세한 구오스테나이트 입경을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

도 3에, Mo첨가강 및 Mo무첨가강에서의 구오스테나이트 입경과 굽힘 피로강도와의 관계를 나타내고 있다.

Mo첨가강에서는, 구오스테나이트 입경이 7㎛ 이하로 되는 영역에서도 입경이 작아지게 됨과 아울러, 피로강도가 향상된다. 한편, Mo무첨가강에서는, 구오스테나이트 입경이 7㎛ 이하로 되는 영역에서는 피로강도의 향상이 관측되지 않는다. 이는 Mo무첨가강에서는, Mo첨가강에 비교하여 경화층의 경도가 낮기 때문에, 구오스테나이트 입경이 어느 정도 이상 미세화하면, 피로파괴가 입자내 파괴로 되어 구오스테나이트 입경의 영향이 작아지기 때문이라고 생각된다.

실시예

표 1에 나타내는 성분조성의 강 No.1-18을 각각 100kg 용제한 후, 표 2에 나타내는 열간가공 조건으로 단조하여, 160㎜φ의 봉상(棒狀)의 강재 No.1-22를 제조하였다. 이 때, 열간가공의 마무리온도는 700℃ 이상으로 하였다.

단조 대로의 강재에 대하여, 조직 관찰을 행함과 아울러, 이하와 같은 절삭성시험을 행하였다.

절삭성시험 : 초경공구(P10)를 이용하고, 절삭속도 200m/분, 공급속도 0.25㎜/rev., 절삭깊이 2.0㎜ 및 무윤활(無潤滑)의 조건에서 외주선삭(外周旋削)하고, 초경공구 측면 마찰(flank friction)이 0.2㎜에 도달할 때 까지의 총 절삭시간을 공구수명으로서 측정하여, 이 총 절삭시간으로 절삭성을 평가하였다.

단조대로의 강재로부터, JIS Z 2274에 준거한 회전 굽힘 피로시험용의 1호 시험편(평행부 8㎜φ)을 채취하여, 주파수 200kHz, 출력 120kW 및 표 2에 나타내는 조건에서 고주파 담금질을 행하고, 170℃에서 30분의 템퍼링을 행한 후, 회전 굽힘 피로시험을 행하였다. 그리고, 1×10⁸회에서 파단하지 않는 한계응력을 피로강도로서 구하였다.

또한, 담금질후의 시험편을 사용하여, 경화층의 평균 구오스테나이트 입경, 경화층의 두께, 산화물로 이루어지는 개재물의 최대 직경을 상술한 방법으로 측정하였다.

결과를 표 2에 나타낸다.

본 발명 범위내의 성분, 경화층의 평균 구오테나이트 입경, 산화물로 이루어지는 비금속 개재물의 최대 직경을 갖는 강재 No.1-2, 8-18에서는, 모두 높은 피로강도와 뛰어난 절삭성을 얻을 수 있다.

Claims

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질량%로, C: 0.3-0.7%, Si: O.30% 이하, Mn: 0.2-2.0%, Al: 0.005-O.25%, Ti: 0.005-O.1%, Mo: 0.05-0.6%, B: 0.0005-0.006%, S: O.O6% 이하, P: 0.020% 이하, 0: 0.0030% 이하, 및 나머지가 Fe와 불가피적 불순물로 이루어지고, 베이나이트 조직과 마르텐사이트 조직을 갖고, 상기 베이나이트 조직과 상기 마르텐사이트 조직의 합계의 체적분율이 10% 이상이고, 산화물로 이루어지는 비금속 개재물의 최대 직경이 15㎛ 이하이며, 또한 고주파 담금질에 의해 형성된 경화층의 평균 구오스테나이트 입경이 7㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 기계구조용 부품의 소재.
제9항에 있어서,

질량%로, Cr: 2.5% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 3.5% 이하, Co: 1.0% 이하, Nb: 0.1% 이하, V: 0.5% 이하, Ta: 0.5% 이하, Hf: 0.5% 이하, 및 Sb: 0.015% 이하 중에서 선택된 적어도 일 종의 원소를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 기계구조용 부품의 소재.
제9항에 있어서,

질량%로, W:1.0% 이하, Ca: O.005% 이하, Mg: 0.005% 이하, Te: 0.005% 이하, Se: O.1% 이하, Bi: O.5% 이하, Pb: 0.5% 이하, Zr: O.O1% 이하, 및 REM: 0.1%이하 중에서 선택된 적어도 일 종의 원소를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 기계구조용 부품의 소재.
제10항에 있어서,

질량%로, W:1.0% 이하, Ca: O.005% 이하, Mg: 0.005% 이하, Te: 0.005% 이하, Se: O.1% 이하, Bi: O.5% 이하, Pb: 0.5% 이하, Zr: O.O1% 이하, 및 REM: 0.1%이하 중에서 선택된 적어도 일 종의 원소를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 기계구조용 부품의 소재.
제9항에 있어서,

Mo를 포함하는 석출물이 500개/1㎛³ 이상 존재하고, 또한 그 평균입경이 20nm 이하인 것을 특징으로 하는 기계구조용 부품의 소재.
제10항에 있어서,

Mo를 포함하는 석출물이 500개/1㎛³ 이상 존재하고, 또한 그 평균입경이 20nm 이하인 것을 특징으로 하는 기계구조용 부품의 소재.
제11항에 있어서,

Mo를 포함하는 석출물이 500개/1㎛³ 이상 존재하고, 또한 그 평균입경이 20nm 이하인 것을 특징으로 하는 기계구조용 부품의 소재.
제12항에 있어서,

Mo를 포함하는 석출물이 500개/1㎛³ 이상 존재하고, 또한 그 평균입경이 20nm 이하인 것을 특징으로 하는 기계구조용 부품의 소재.
제9항에 있어서,

800-1000℃에서 총 가공율이 80% 이상의 가공을 받은 후, 500-700℃의 온도영역을 0.2℃／s 이상의 냉각속도로 냉각된 것을 특징으로 하는 기계구조용 부품의 소재.
제17항에 있어서,

냉각중 700℃ 이상 800℃미만에서, 또는 냉각후, 또는 냉각후 Ar1 변태점 이하의 온도에서, 20% 이상의 제2의 가공을 받은 것을 특징으로 하는 기계구조용 부품의 소재.
제9항 내지 제18항의 기계구조용 부품의 소재에, 600-800℃의 온도영역을 300℃／s 이상의 가열속도로, 800-1000℃까지 가열하는 고주파 담금질을 적어도 1회 행하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 기계구조용 부품의 제조방법.
제19항에 있어서,

700℃／s 이상의 가열속도로 가열하는 것을 특징으로 하는 기계구조용 부품의 제조방법.
제19항에 있어서,

소재가 800℃ 이상의 온도영역에 있는 체류시간을 5초 이하로 하는 것을 특징으로 하는 기계구조용 부품의 제조방법.
제20항에 있어서,

소재가 800℃ 이상의 온도영역에 있는 체류시간을 5초 이하로 하는 것을 특징으로 하는 기계구조용 부품의 제조방법.