JP2006063384A - 衝撃特性に優れた高炭素鋼部材及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 硬さ：600〜900HVを維持しながらも、衝撃値：25J／cm²以上と優れた衝撃特性を呈する高炭素鋼部材を提供する。
【解決手段】 C：0.60〜1.30質量％，Si：1.0質量％以下，Mn：0.2〜1.5質量％，P：0.02質量％以下，S：0.02質量％以下，必要に応じNi：1.8質量％以下，Cr：2.0質量％以下，V：0.5質量％以下，Mo：0.5質量％以下，Nb：0.3質量％以下，Ti：0.3質量％以下，B：0.01質量％以下，Ca：0.01質量％以下の一種又は二種以上を含む高炭素鋼であり、焼入れ・焼戻し後のマトリックスに、式(1)を満足する体積率Vf（体積％）で未溶解炭化物が残存し、粒径：1.0μm以上の未溶解炭化物が観察面積：100μm²当り2個以下に規制されている。平均短軸長さ：0.3〜1.1μmの炭化物が分散した鋼材を出発材料に使用し、760〜850℃の温度域に3〜30分保持する溶体化→室温〜200℃の冷却媒体で急冷する焼入れ→150〜350℃の温度域に10〜180分保持する焼入れ・焼戻し熱処理により製造される。
8.5＜15.3×C％−Vf＜10.0 ・・・・(1)
【選択図】 なし

Description

本発明は、歯車，軸受等の車両用駆動系部品を初め、小型で精密な形状が要求される精密機械部品，刃物，切削工具，織機部材等として広範な分野で使用される高炭素鋼部材及びその製造方法に関する。

歯車，軸受，精密機械部品，刃物，切削工具，織機部材，耐摩耗部材は、JIS SK70〜SK120等の炭素工具鋼やJIS SK55，SK51等の合金工具鋼を部品形状に成形した後、目標特性を付与する焼入れ・焼戻しを経て製造されている。何れの用途でも熱処理後の衝撃特性が要求されるが、熱処理時に如何なる組織形態に調整することにより衝撃特性が向上するかは必ずしも明確にされていない。

組織形態と衝撃特性に関する従来の知見では、共析鋼，過共析鋼等の熱処理に際し、およそ０.６質量％程度の炭素を固溶させ、残りを未溶解炭化物として残存させる熱処理条件が採用されている。焼入れマルテンサイトは、０.６質量％まではＣ量の増加に応じて硬質化するが、０.６質量％を超えるＣ量では硬質化の度合いが鈍化してくる。Ｃ＞０.６質量％で硬さ上昇が低下することは、組織中に軟質の残留オーステナイトが増加することに原因がある。

すなわち、Ｃ量と硬質化との関係は、０.６質量％を超えるＣ量が未溶解炭化物として残存することを前提にしている。しかも、Ｃ量が０.６質量％以上の鋼材では、靭性の低いマルテンサイトが生成しやすくなる。このようなことから、０.６質量％のＣ量を固溶させ、残りのＣが未溶解炭化物として残存する熱処理条件が通常である。したがって、共析鋼，過共析鋼等は、通常、未溶解炭化物，マルテンサイトからなる熱処理組織に調質される。

熱処理組織のうち、未溶解炭化物は焼入れ時にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、耐磨耗性を向上する作用を呈するといわれているが、未溶解炭化物の形態や粒径が衝撃特性に及ぼす影響は必ずしも明らかにされていない。そのため、焼入れ・焼戻し後に得られる衝撃特性の安定性が低く、信頼性の高い品質の構成部材が得られ難い。

ところで、本発明者等は、炭化物のサイズ，球状化率，分散状態を制御することにより、打抜き加工性，絞り加工性に加えて衝撃特性，耐磨耗性も改善した高炭素鋼板を紹介した（特許文献１）。該高炭素鋼板では、比較的大きなサイズの球状炭化物を等軸晶フェライトの熱処理組織に分散させた素材組織とすることにより、破壊起点を減らし靭性を向上させている。
特開2003-147485号公報

本発明は、炭化物のサイズ，分散形態と衝撃特性との関係を更に詳細に調査・検討した結果得られた知見をベースとし、未溶解炭化物の量及び粒度分布を制御することにより衝撃特性が改善された高炭素鋼部材を提供することを目的とする。

本発明の高炭素鋼部材は、Ｃ：０.６０〜１.３０質量%，Ｓｉ：１.０質量%以下，Ｍｎ：０.２〜１.５質量%，Ｐ：０.０２質量%以下，Ｓ：０.０２質量%以下，Ｆｅ：実質的に残部の基本組成をもち、焼入れ・焼戻し後のマトリックスに、式(１)を満足する体積率Ｖf（体積％）で未溶解炭化物が残存し、粒径：１.０μｍ以上の未溶解炭化物が観察面積：１００μｍ²当り２個以下に規制されていることを特徴とする。
鋼組成には、Ｎｉ：１.８質量％以下，Ｃｒ：２.０質量％以下，Ｖ：０.５質量％以下，Ｍｏ：０.５質量％以下，Ｎｂ：０.３質量％以下，Ｔｉ：０.３質量％以下，Ｂ：０.０１質量%以下，Ｃａ：０.０１質量％以下の一種又は二種以上が含まれても良い。
８.５＜１５.３×Ｃ％−Ｖf＜１０.０ ・・・・(１)

所定組成に調整され、平均短軸長さ：０.３〜１.１μｍの炭化物が分散した鋼材を出発材料に使用し、次の条件下で焼入れ・焼戻しすることにより製造される。
・７６０〜８５０℃の温度域に３〜３０分保持する溶体化
・室温〜２００℃の冷却媒体で急冷する焼入れ
・１５０〜３５０℃の温度域に１０〜１８０分保持する焼戻し

発明の効果及び実施の形態

高炭素鋼を焼入れすると、マルテンサイトからなる硬質の鋼材が得られるが、硬質化に伴い靭性，衝撃特性が低下する傾向を示す。本発明者等は、靭性，衝撃特性に大きな影響を及ぼす未溶解炭化物の形態や粒径を調査・検討した。その結果、素材の組織形態とオーステナイト化条件を適正制御すると、マトリクスから剥離し難いサイズに未溶解炭化物が微細化され、焼戻し後に良好な靭性が付与されるとの知見を得た。焼入れ中の炭素濃度は、熱処理後の金属組織に分散している未溶解炭化物の割合及び鋼材の化学成分値から推定される。

本発明は、焼入れ・焼戻し処理で６００〜９００ＨＶに調質され、歯車，軸受等の車両用駆動系部品、小型で精密な形状が必要な部品，精密機械部品，刃物，切削工具，糸が摺擦するメリヤス針等の織機用部品，硬質で優れた衝撃特性が要求される部品等に使用される高炭素鋼部材を対象としている。これら用途には硬さが６００ＨＶ以上の炭素工具鋼，合金工具鋼等が使用されているが、硬さは９００ＨＶを超えると靭性の低下が避けられないので、要求硬度を６００〜９００ＨＶの範囲としている。静的或いは動的な荷重が加えられた場合に脆性破断を起こさないことも要求特性のひとつであり、シャルピー衝撃試験で測定される衝撃吸収エネルギーにより衝撃特性を評価でき、衝撃吸収エネルギー：２５Ｊ／ｃｍ²以上を目標衝撃値とした。

必要とする硬さ，衝撃特性を満足させるため、以下に説明するように鋼材の成分・組成を特定し、未溶解炭化物の形態や粒径を制御する。
〔成分・組成〕
・Ｃ：０.６０〜１.３０質量%
熱処理後の硬さ：６００ＨＶ以上を得るためには、０.６０質量%以上のＣ量が必要である。しかし、１.３０質量%を超える過剰量のＣが含まれると、靭性，衝撃特性に悪影響を及ぼす粗大な未溶解炭化物が残存しやすくなる。

・Ｓｉ：１.０質量%以下
製鋼段階で脱酸剤として添加される合金成分であるが、本成分系ではＳｉ無添加でも脱酸不良の弊害が生じない。しかし、Ｓｉ量の増加に応じて加工性が劣化しやすいので、Ｓｉ含有量の上限を１.０質量%とした。
・Ｍｎ：０.２~１.５質量%
焼入れ性向上に有効な合金成分であり、０.２質量%以上でＭｎの添加効果がみられる。しかし、１.５質量%を超える過剰量のＭｎを添加すると、マルテンサイト変態点Ｍｓが下がり、熱処理歪みが大きくなって、製造性，靭性が低下しやすくなる。
・Ｐ，Ｓ：０.０２質量%以下
何れも靭性に悪影響を及ぼす成分であり、少ないほど好ましいが、本成分系では上限を０.０２質量%とすることによりＰ，Ｓ起因の弊害を抑えている。

・Ｎｉ：１.８質量%以下
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｍｎと同様に焼入れ性の向上に有効で、靭性を高める作用も呈する。このような効果は、０.５質量%以上のＮｉ添加で顕著になる。しかし、過剰添加はマルテンサイト変態点Ｍｓを下げ、熱処理歪みを大きくし、製造性,靭性低下の原因となるので、上限を１.８質量%とした。
・Ｃｒ：２.０質量%以下
必要に応じて添加される合金成分であり、焼入れ性，強度，耐磨耗性を向上させる作用を呈し、０.２質量%以上でＣｒの添加効果が顕著になる。しかし、過剰添加は靭性を著しく低下させるので、上限を２.０質量%とした。

・Ｖ：０.５質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、焼入れ時にオーステナイト結晶粒を微細化する作用を呈し、０.０１質量%以上でＶの添加効果が顕著になる。旧オーステナイト結晶粒を微細化する上では最大でも０.５質量％のＶで十分であり、過剰添加は靭性の低下を招く。
・Ｍｏ：０.５質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、焼入れ性を向上する作用を呈し、Ｎｉとの複合添加で鋼材の靭性を高める効果もある。また、特殊炭化物の形成により、耐磨耗性を向上させる作用もある。このような効果は、０.０５質量％以上のＭｏ添加で顕著になるが、最大でも０.５質量％のＭｏで十分であり、過剰添加は靭性に悪影響を及ぼす。

・Ｎｂ：０.３質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、焼入れ時にオーステナイト結晶粒を微細化する作用があり、０.０１質量％以上でＮｂの添加効果が顕著になる。しかし、旧オーステナイト結晶粒の微細化には最大でも０.３質量％のＮｂで十分であり、過剰添加は製造コストの上昇を招く。
・Ｔｉ：０.３質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、焼入れ時にオーステナイト結晶粒を微細化する作用があり、０.００５質量％以上でＴｉの添加効果が顕著になる。しかし、旧オーステナイト結晶粒の微細化には最大でも０.３質量％のＴｉで十分であり、過剰添加は非金属介在物を増加させやすい。

・Ｂ：０.０１質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、靭性を向上させる作用がある。靭性向上効果は、０.０００３質量％以上のＢで顕著になるが、０.０１質量％で飽和し、それ以上添加しても増量に見合った靭性向上効果が得られない。
・Ｃａ：０.０１質量％以下
介在物の形状を制御し、鋼材の機械的性質の異方性を改善する成分であり、必要に応じて添加される。０.０００５質量％以上でＣａの添加効果が顕著になるが、０.０１質量％で飽和し、それ以上添加しても却ってＣａ系介在物を増加させる。

〔未溶解炭化物〕
・未溶解炭化物の体積率Ｖf：
焼入れ・焼戻し処理後に良好な靭性を得るためには、溶体化処理時の炭素濃度が０.５５〜０.６５質量％の範囲にあるオーステナイトからの焼入れで生成したマルテンサイトを適正条件で焼き戻すことが必要である。しかし、溶体化処理時の炭素濃度は工業的に測定・制御できないので、熱処理後の金属組織に残存する未溶解炭化物及び鋼材の化学成分から溶体化処理時の炭素濃度を推定している。この点、未溶解炭化物の体積率を規定することは、溶体化処理時の炭素濃度を規定することを同義であるといえる。

本発明では、８.５＜１５.３×Ｃ％−Ｖf＜１０.０を満足するように未溶解炭化物の体積率Ｖfを調整することにより、溶体化処理時の炭素濃度を適正範囲：０.５５〜０.６５質量％に維持し、焼戻しされた鋼材の靭性を高めている。(１５.３×Ｃ％−Ｖf)が８.５未満ではマルテンサイト中の炭素濃度が不足し、十分な熱処理硬さが得られない。逆に、１０.０をこえる(１５.３×Ｃ％−Ｖf)では、マルテンサイトに過剰量のＣが含まれ、良好な衝撃特性が得られない。

・未溶解炭化物の粒度分布：
少量の未溶解炭化物が分散した焼入れマルテンサイト組織の鋼材では、未溶解炭化物とマトリックス（焼入れマルテンサイト）との界面が衝撃破壊の起点となり、界面が剥離すると微小亀裂が生じ衝撃破壊が発生・進展する。未溶解炭化物／マトリックス界面の剥離は、大きな粒径の未溶解炭化物が分散しているほど生じやすい。界面剥離によって微小亀裂が発生すると、溶体化処理時のオーステナイトに適正量のＣが含まれていても、微小亀裂を起点としたディンプルが形成され、ディンプルが互いに連結したマクロ亀裂となって破壊に至る。

本発明者等の調査・研究によると、衝撃破壊時にマトリックスから剥離し破壊の起点となる未溶解炭化物は、１μｍ以上の比較的粒径の大きな未溶解炭化物であり、粒径：１μｍ未満の未溶解炭化物の粒径はほとんど無害であることが判った。この調査結果から粒径：１.０μｍ以上の未溶解炭化物を可能な限り低減することが好ましいといえ、材質的に許容できる範囲は観察面積：１００μｍ²当り２個以下の割合で粒径：１.０μｍ以上の未溶解炭化物が分散していることである。ここでいう炭化物の粒径は、顕微鏡観察される炭化物と同一面積をもつ円の直径（すなわち、円相当直径）として求めた値である。

〔熱処理前の金属組織〕
熱処理後の組織を適正に制御するためには、熱処理前の金属組織に分散している炭化物の形態を適切な状態に調整することが必要である。パーライト組織或いは微細な球状炭化物の場合、溶体化処理時に炭化物の固溶が急速に進行し、工業的に実施可能な熱処理条件では適切な組織形態に制御し難い。溶体化処理の難易度は、球状炭化物や棒状炭化物では短軸方向の長さ，パーライトや板状炭化物では炭化物の厚さで決まる。そこで、炭化物の厚みを包含する意味で炭化物の短軸長さを使用する。

炭化物の平均短軸長さを０.３〜１.１μｍの範囲に調整すると、熱処理後の組織形態が適正制御され、硬さ，靭性共に良好な鋼材が得られる。他方、１.１μｍを超える平均短軸長さでは熱処理後に平均粒径：１.０μｍ以上の炭化物が出現する頻度が高くなり、衝撃特性が劣化する。逆に、平均短軸長さが０.３μｍ未満の炭化物は溶体化処理時に急速固溶し、適正な炭素濃度：０.５５〜０.６５質量％を確保できない。

〔焼入れ・焼戻し〕
目標硬さ：６００〜９００ＨＶで優れた衝撃特性を得るためには、７６０〜８５０℃（好ましくは、７８０〜８２０℃）で３〜３０分加熱する溶体化処理で未溶解炭化物を適正量に制御することが必要である。８５０℃を超える加熱温度や３０分を超える長時間加熱では、炭化物が過度に固溶し未溶解炭化物の体積率Ｖfが少なくなり、溶体化処理時のオーステナイトの炭素濃度が０.６５質量％を超えるため、優れた衝撃特性が得られない。逆に７６０℃に達しない加熱温度では、オーステナイトの形成が不十分となり健全な熱処理組織が得られない。

溶体化処理後、室温〜２００℃の温度域に保持された冷媒に鋼材を浸漬して急冷すると、適正Ｃ量の焼入れマルテンサイト組織になる。２００℃より高温の冷媒では、冷却速度が臨界冷却速度より遅くなり、焼入れ不良組織が混在した熱処理組織となる。他方、冷媒温度を過度に下げても材質面で有利な結果が得られないので、室温を下限とすることが好ましい。冷媒中での保持時間は、溶体化処理された鋼材が十分に冷却される時間に設定される。
次いで、１５０〜３５０℃に１０〜１８０分焼き戻すことにより、良好な靭性が付与される。低すぎる焼戻し温度では靭性改善効果が不足し、高すぎる焼戻し温度では６００ＨＶ以上の目標硬さが得られない。

表１の成分をもつ鋼材を溶製し、鋳造後、表２の条件で鋼帯を製造した。
各鋼帯に施す焼入れ・焼戻しに、表３の熱処理条件を採用した。

成分・組成が硬さ，衝撃特性に及ぼす影響を調査するため、表１の鋼種No.１〜１４を製造条件SA３で炭化物の平均短軸長さが０.３〜１.１μｍの鋼帯とした後、条件Ｂ，Ｉ又はＦで熱処理した。熱処理後の鋼帯について硬さを測定すると共に、未溶解炭化物の量，体積率Ｖf，観察面積：１００μｍ²当り粒径：１.０μｍ以上の炭化物の個数を調査した。

表４の調査結果にみられるように、Ｃ量が不足する鋼種No.１では硬さ：６００ＨＶ以上を満足しておらず、逆にＣ量が過剰な鋼種No.５では(１５.３×Ｃ%−Ｖf)が１２.１と高いことから溶体化状態のオーステナイトの炭素濃度が高すぎることが窺われ、結果として著しく低い衝撃値であった。Ｓｉ量，Ｍｎ量が過剰な鋼種No.１３，１４では硬さ：６００ＨＶ以上を満足するものの衝撃値が大幅に低い値を示した。

これに対し、本発明で規定した成分条件を満足する鋼種では、未溶解炭化物，(１５.３×Ｃ%−Ｖf)共に適正範囲に維持され、目標硬さ：６００〜９００ＨＶを維持しながら、２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験（室温，ｎ＝５）で平均衝撃吸収エネルギー（衝撃値）：２５Ｊ／ｃｍ²以上と高い衝撃特性が得られた。

更に、鋼材No.３の製造条件，熱処理条件を種々変更し、熱処理後の硬さを測定すると共に、未溶解炭化物の量，体積率Ｖf，観察面積：１００μｍ²当り粒径：１.０μｍ以上の炭化物の個数を調査した。
表５の調査結果にみられるように、本発明で規定した熱処理条件に従った焼入れ・焼戻し処理を施すと、８.５＜１５.３×Ｃ％−Ｖf＜１０.０を満足し、粒径：１.０μｍ以上の炭化物が観察面積：１００μｍ²当り２個以下になり、目標硬さ：６００〜９００ＨＶを維持しながらも、２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験で衝撃吸収エネルギー：２５Ｊ／ｃｍ²以上と高い衝撃特性が示された。

これに対し、溶体化処理温度が低すぎる試験No.１では、硬さが不足していた。逆に溶体化処理温度が高すぎる試験No.６では、７３０ＨＶと硬質化しているが、(１５.３×Ｃ％−Ｖf)が高すぎ衝撃靭性が極端に劣っていた。溶体化処理温度に短時間保持した試験No.１３は、硬さが不足し、衝撃値も低い値を示した。焼戻し温度が低すぎる試験No.１４では、硬さは十分であるが、衝撃値が極端に低くなっていた。逆に焼戻し温度が高すぎる試験No.１５では、靭性が良好であるものの焼戻し軟化のため硬さが極端に低下していた。溶体化処理温度に長時間保持した試験No.１６は、(１５.３×Ｃ％−Ｖf)が１０.０を超えており衝撃特性に劣っていた。

パーライト組織の試験No.１０では、炭化物の平均短軸長さが短いため溶体化処理で炭化物が瞬時に固溶し、本発明で規定する熱処理条件で焼入れ・焼戻しを施しても、(１５.３×Ｃ％−Ｖf)が高すぎ衝撃靭性に劣っていた。同じく製造条件SA１で製造した試験No.１１でも、炭化物の平均短軸長さが短いため(１５.３×Ｃ％−Ｖf)が１０.０を超えており、７２０ＨＶと硬さは満足するものの低い衝撃値であった。逆に炭化物の平均短軸長さが長くなる製造条件SA４で製造した試験No.１２では、粒径：１.０μｍ以上の炭化物が過剰となり、衝撃値が低下していた。炭化物の平均短軸長さが長くなる製造条件SA４による影響は、鋼種No.４を用いた試験No.１７でも低い衝撃値として現れていた。

観察面積：１００μｍ²当り粒径：１.０μｍ以上の炭化物の個数との関連で衝撃値を整理したところ、図１に示すように炭化物の個数増加に応じて衝撃値が低下しており、衝撃値：２５Ｊ／ｃｍ²以上を得るには粒径：１.０μｍ以上の炭化物：２個以下が必要なことが判った。

以上に説明したように、未溶解炭化物の体積率ＶfをＣ量との関係で８.５＜１５.３×Ｃ％−Ｖf＜１０.０が満足されるように調整し、観察面積：１００μｍ²当り粒径：１.０μｍ以上の未溶解炭化物を２個以下に規制すると、溶体化処理時のオーステナイトの炭素濃度が適正に管理され、目標硬さ：６００〜９００ＨＶを維持しながらも衝撃値：２５Ｊ／ｃｍ²以上と優れた衝撃特性を呈する高炭素鋼部材が得られる。得られた高炭素鋼部材は、硬質で衝撃特性，靭性に優れていることを活用し、歯車，軸受等の車両用駆動系部品、小型で精密な形状が必要な部品，精密機械部品，刃物，切削工具，糸が摺擦するメリヤス針等の織機用部品，硬質で優れた衝撃特性が要求される部品等、広範な分野で使用される。

粒径：１.０μｍ以上の未溶解炭化物の個数が靭性に及ぼす影響を表したグラフ

Claims (4)

1. Ｃ：０.６０〜１.３０質量%，Ｓｉ：１.０質量%以下，Ｍｎ：０.２〜１.５質量%，Ｐ：０.０２質量%以下，Ｓ：０.０２質量%以下，Ｆｅ：実質的に残部の組成をもち、焼入れ・焼戻し後のマトリックスに、式(１)を満足する体積率Ｖf（体積％）で未溶解炭化物が残存し、粒径：１.０μｍ以上の未溶解炭化物が観察面積：１００μｍ²当り２個以下に規制されていることを特徴とする衝撃特性に優れた高炭素鋼部材。
   ８.５＜１５.３×Ｃ％−Ｖf＜１０.０ ・・・・(１)
2. 更にＮｉ：１.８質量％以下，Ｃｒ：２.０質量％以下，Ｖ：０.５質量％以下，Ｍｏ：０.５質量％以下，Ｎｂ：０.３質量％以下，Ｔｉ：０.３質量％以下，Ｂ：０.０１質量%以下，Ｃａ：０.０１質量％以下の一種又は二種以上を含む請求項１記載の高炭素鋼部材。
3. Ｃ：０.６０〜１.３０質量%，Ｓｉ：１.０質量%以下，Ｍｎ：０.２〜１.５質量%，Ｐ：０.０２質量%以下，Ｓ：０.０２質量%以下，Ｆｅ：実質的に残部の組成をもち、平均短軸長さ：０.３〜１.１μｍの炭化物が分散した鋼材を用意し、
   ７６０〜８５０℃の温度域に３〜３０分保持した後、室温〜２００℃の冷却媒体で急冷し、１５０〜３５０℃の温度域に１０〜１８０分保持する焼入れ・焼戻し処理により、粒径：１.０μｍ以上の未溶解炭化物が観察面積：１００μｍ²当り２個以下の分散度及び式(１)を満足する体積率Ｖf（体積％）で未溶解炭化物を残存させることを特徴とする衝撃特性に優れた炭素鋼部材の製造方法。
   ８.５＜１５.３×Ｃ％−Ｖf＜１０.０ ・・・・(１)
4. 更にＮｉ：１.８質量％以下，Ｃｒ：２.０質量％以下，Ｖ：０.５質量％以下，Ｍｏ：０.５質量％以下，Ｎｂ：０.３質量％以下，Ｔｉ：０.３質量％以下，Ｂ：０.０１質量%以下，Ｃａ：０.０１質量％以下の一種又は二種以上を含む鋼材を使用する請求項３記載の製造方法。

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