JP2006124815A - 被削性および疲労強度に優れた鋼材 - Google Patents
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Abstract
【課題】とりわけ軸受として重要な特性である、転動疲労特性等の実用疲労特性に極めて優れた鋼材を提供する。
【解決手段】鋼組織が、フェライト、セメンタイトおよび黒鉛からなり、該黒鉛は平均粒径が１μm以上２μm 以下で、しかも粒径が５μm 以下の黒鉛粒として析出したＣ量が全Ｃ量の１mass％以上50mass％未満である。
【選択図】なし
【解決手段】鋼組織が、フェライト、セメンタイトおよび黒鉛からなり、該黒鉛は平均粒径が１μm以上２μm 以下で、しかも粒径が５μm 以下の黒鉛粒として析出したＣ量が全Ｃ量の１mass％以上50mass％未満である。
【選択図】なし
Description
本発明は、例えばホイールハブや等速ジョイント等の自動車部品に適用して好適な、被削性および疲労強度に優れた鋼材およびその製造方法に関するものである。
一般に、自動車のホイールハブおよび等速ジョイント等や、産業機械の動力伝達部を担う機械構造部品は、機械構造用炭素鋼や合金鋼に、熱間鍛造、必要に応じて圧延、そして切削や冷間鍛造などを施して所定の形状に加工し製品とするものであり、特性上の要求によっては、さらに焼入れ焼戻しの熱処理を施し、表面に強靱性を付加して疲労強度を確保している。
他方、近年の環境問題から、自動車部材に対する車体軽量化への要求に代表されるように、上記部品のコンパクト化、軽量化および長寿命化への要求が強く、この観点から疲労強度の一層の向上が求められている。
一般的に、疲労強度の向上に寄与する材質の高強度化には、鋼材の合金化と冷間加工条件の規制が有効であるが、合金添加は加工性および被削性の低下を招くため、工業生産の効率化および低コスト化の観点からは問題を残すものである。また、冷間加工において大きな加工率を付与するためには、冷間加工中に焼鈍工程を適宜挟まねばならず、この場合も、生産性と製造コストに問題を残すものである。
上記の問題の解決策として、特許文献１には、鋼中のＣを黒鉛化することによって、冷間鍛造性を維持しつつ、被削性を向上させる技術が開示されている。しかし、当技術では、Si量が1.9〜3.0mass％と高いために冷間鍛造時における変形抵抗が大きく、また形成される黒鉛も大きく変形能が低いことから、この技術を工業的に利用することは難しい。
また、特許文献２には、同じく鋼中のＣを黒鉛化することによって被削性を改善する技術が開示されているが、この方法では黒鉛化処理前の焼入れ処理が不可欠であることから、製造コストおよび製造能率に問題がある。
さらに、特許文献３では、Ｃ、Si、Mn、Ｂ、Al、ＮおよびCrの含有量を規定した鋼材を熱間加工するに当り、熱間加工後の冷却速度を特定することによって、黒鉛を微細析出させて被削性を向上させる技術が開示されている。
特開昭51−57621 号公報
特開昭49−103817号公報
特開2002−180185号公報
ここに、特許文献３に記載された技術によって、強度の劣化を招くことなしに被削性の向上をはかることが可能になったが、転動疲労寿命などの実用疲労強度の観点からは、なお性能が不十分である点に、改善の余地を残していた。
そこで、本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであり、とりわけ軸受として重要な特性である、転動疲労特性等の実用疲労特性に極めて優れた鋼材を提供しようとするものである。
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。
(ｉ)黒鉛鋼の優れた被削性は、母相中に析出した黒鉛が、切削加工時に潤滑作用を呈することによるが、この黒鉛析出量は、Ｃ添加量の調整および熱間加工時の加熱を少なくとも950℃以上に制御することにより、添加量の１mass％以上を析出させないと被削性の向上効果を望めない。
(ii)黒鉛の析出部は疲労亀裂の発生そして伝播サイトとなり易く、疲労特性への悪影響を排除するためには、一定の寸法を下回って析出させる必要がある。
(iii) 鍛造、圧延等の熱間加工時の総加工率を70％以上とすることによって、黒鉛析出径は５μm 以下のレベルに到達し、ねじり疲労強度および回転曲げ疲労強度の観点から十分な特性を発揮できる。
(iv)しかし、鋼材を軸受などの過酷な使用条件に適用しようとした場合、種々の実用疲労強度の観点からは上記のみでなお十分ではない。具体的には、転動疲労寿命などで実用に耐える特性を示さない点である。この転動疲労寿命が不十分になるのは、これが組織因子に非常に敏感な特性であるために、径が５μm のレベルの黒鉛粒子であっても、亀裂発生ならびに伝播サイトとなり得るからである。従って、転動疲労に耐えるためには、黒鉛の粒子の平均径は２μm 以下としなければならない。
逆に、黒鉛の粒子径が平均径で１μm以下にまで微細となると、工具潤滑の作用が劣り、被削性が低下する。そのため、黒鉛の平均粒子径は１μm以上２μm以下とする必要がある。
(ｖ)この黒鉛粒子径を達成するためには、成分調整により黒鉛の析出量を制御する必要がある。特に、添加Ｃ量には厳格な制限が必要であり、0.9mass％を超えると粗大な黒鉛が析出し易い。また、熱間加工の際、ＢＮの析出最適温度で加工すると、ＢＮがメタルフローに沿って整列し易く、ＢＮを核として析出する黒鉛も、整列ないしは長大な析出となる。この析出最適温度は1150〜980℃であり、この温度城を回避して圧延や加工を行うべきである。
(vi)以上の条件設定により、黒鉛の平均粒径は２μm 以下となり、実用に耐える転動疲労特性を発揮できるが、より良好な特性を狙う場合には、加工後の黒鉛析出温度を通過するまでの冷却速度を0.5℃／ｓ以上とすることにより、析出をさらに微細にすることもできる。
(vii) 粒子径１μm未満の微細な黒鉛が多量に析出して、平均粒子径が１μm未満となることを回避するには、黒鉛析出温度を通過する際の冷却速度が大きくなりすぎることを避ける必要があり、冷却速度を５℃／ｓ以下とする必要がある。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
(ｉ)黒鉛鋼の優れた被削性は、母相中に析出した黒鉛が、切削加工時に潤滑作用を呈することによるが、この黒鉛析出量は、Ｃ添加量の調整および熱間加工時の加熱を少なくとも950℃以上に制御することにより、添加量の１mass％以上を析出させないと被削性の向上効果を望めない。
(ii)黒鉛の析出部は疲労亀裂の発生そして伝播サイトとなり易く、疲労特性への悪影響を排除するためには、一定の寸法を下回って析出させる必要がある。
(iii) 鍛造、圧延等の熱間加工時の総加工率を70％以上とすることによって、黒鉛析出径は５μm 以下のレベルに到達し、ねじり疲労強度および回転曲げ疲労強度の観点から十分な特性を発揮できる。
(iv)しかし、鋼材を軸受などの過酷な使用条件に適用しようとした場合、種々の実用疲労強度の観点からは上記のみでなお十分ではない。具体的には、転動疲労寿命などで実用に耐える特性を示さない点である。この転動疲労寿命が不十分になるのは、これが組織因子に非常に敏感な特性であるために、径が５μm のレベルの黒鉛粒子であっても、亀裂発生ならびに伝播サイトとなり得るからである。従って、転動疲労に耐えるためには、黒鉛の粒子の平均径は２μm 以下としなければならない。
逆に、黒鉛の粒子径が平均径で１μm以下にまで微細となると、工具潤滑の作用が劣り、被削性が低下する。そのため、黒鉛の平均粒子径は１μm以上２μm以下とする必要がある。
(ｖ)この黒鉛粒子径を達成するためには、成分調整により黒鉛の析出量を制御する必要がある。特に、添加Ｃ量には厳格な制限が必要であり、0.9mass％を超えると粗大な黒鉛が析出し易い。また、熱間加工の際、ＢＮの析出最適温度で加工すると、ＢＮがメタルフローに沿って整列し易く、ＢＮを核として析出する黒鉛も、整列ないしは長大な析出となる。この析出最適温度は1150〜980℃であり、この温度城を回避して圧延や加工を行うべきである。
(vi)以上の条件設定により、黒鉛の平均粒径は２μm 以下となり、実用に耐える転動疲労特性を発揮できるが、より良好な特性を狙う場合には、加工後の黒鉛析出温度を通過するまでの冷却速度を0.5℃／ｓ以上とすることにより、析出をさらに微細にすることもできる。
(vii) 粒子径１μm未満の微細な黒鉛が多量に析出して、平均粒子径が１μm未満となることを回避するには、黒鉛析出温度を通過する際の冷却速度が大きくなりすぎることを避ける必要があり、冷却速度を５℃／ｓ以下とする必要がある。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次の通りである。
（１）鋼組織が、フェライト、セメンタイトおよび黒鉛からなり、該黒鉛は平均粒径が１μm以上２μm 以下で、しかも粒径が５μm 以下の黒鉛粒として析出したＣ量が全Ｃ量の１mass％以上50mass％未満であることを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材。
（１）鋼組織が、フェライト、セメンタイトおよび黒鉛からなり、該黒鉛は平均粒径が１μm以上２μm 以下で、しかも粒径が５μm 以下の黒鉛粒として析出したＣ量が全Ｃ量の１mass％以上50mass％未満であることを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材。
（２）上記（１）において、鋼は、
Ｃ：0.3〜0.9mass％、
Si：1.3〜2.0mass％、
Mn：1.5mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.015mass％および
Ｎ：0.001〜0.015mass％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成を有することを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材。
Ｃ：0.3〜0.9mass％、
Si：1.3〜2.0mass％、
Mn：1.5mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.015mass％および
Ｎ：0.001〜0.015mass％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成を有することを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材。
（３）上記（２）において、鋼は、さらに
Mo：3.0mass％以下、
Ｗ：3.0mass％以下、
Al：0.06mass％以下、
Ti：0.05mass％以下、
Ni：3.0mass％以下、
Co：3.0mass％以下、
Ｖ：0.1mass％以下、
Cu：1.5mass％以下、
Nb：0.07mass％以下および
Ta：0.20mass％以下
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被削性および疲労特性に優れた鋼材。
Mo：3.0mass％以下、
Ｗ：3.0mass％以下、
Al：0.06mass％以下、
Ti：0.05mass％以下、
Ni：3.0mass％以下、
Co：3.0mass％以下、
Ｖ：0.1mass％以下、
Cu：1.5mass％以下、
Nb：0.07mass％以下および
Ta：0.20mass％以下
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被削性および疲労特性に優れた鋼材。
（４）上記（２）または（３）において、鋼は、さらに
Ca：0.008mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Zr：0.10mass％以下、
Pb：0.30mass％以下、
Bi：0.30mass％以下、
Te：0.30mass％以下、
Se：0.30mass％以下および
REM：0.20mass％以下
から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材。
Ca：0.008mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Zr：0.10mass％以下、
Pb：0.30mass％以下、
Bi：0.30mass％以下、
Te：0.30mass％以下、
Se：0.30mass％以下および
REM：0.20mass％以下
から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材。
（５）Ｃ：0.3〜0.9mass％、
Si：1.3〜2.0mass％、
Mn：1.5mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.015mass％および
Ｎ：0.001〜0.015mass％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成を有する鋼を素材とし、該素材を1150℃以上に加熱したのち、1150℃以上および／または980℃以下750℃以上の温度域における総加工率が70％以上で、かつ1150℃未満980℃超の温度域における加工率が10％以下（０％を含む）である、熱間加工を施すことを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材の製造方法。
Si：1.3〜2.0mass％、
Mn：1.5mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.015mass％および
Ｎ：0.001〜0.015mass％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成を有する鋼を素材とし、該素材を1150℃以上に加熱したのち、1150℃以上および／または980℃以下750℃以上の温度域における総加工率が70％以上で、かつ1150℃未満980℃超の温度域における加工率が10％以下（０％を含む）である、熱間加工を施すことを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材の製造方法。
（６）上記（５）において、素材は、さらに
Mo：3.0mass％以下、
Ｗ：3.0mass％以下、
Al：0.06mass％以下、
Ti：0.05mass％以下、
Ni：3.0mass％以下、
Co：3.0mass％以下、
Ｖ：0.1mass％以下、
Cu：1.5mass％以下、
Nb：0.07mass％以下および
Ta：0.20mass％以下
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被削性および疲労特性に優れた鋼材の製造方法。
Mo：3.0mass％以下、
Ｗ：3.0mass％以下、
Al：0.06mass％以下、
Ti：0.05mass％以下、
Ni：3.0mass％以下、
Co：3.0mass％以下、
Ｖ：0.1mass％以下、
Cu：1.5mass％以下、
Nb：0.07mass％以下および
Ta：0.20mass％以下
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被削性および疲労特性に優れた鋼材の製造方法。
（７）上記（５）または（６）において、素材は、さらに
Ca：0.008mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Zr：0.10mass％以下、
Pb：0.30mass％以下、
Bi：0.30mass％以下、
Te：0.30mass％以下、
Se：0.30mass％以下および
REM：0.20mass％以下
から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材の製造方法。
Ca：0.008mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Zr：0.10mass％以下、
Pb：0.30mass％以下、
Bi：0.30mass％以下、
Te：0.30mass％以下、
Se：0.30mass％以下および
REM：0.20mass％以下
から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材の製造方法。
（８）上記（５）乃至（７）のいずれかにおいて、熱間加工後の少なくとも620℃までの冷却速度を0.5℃／ｓ以上５℃／ｓ以下とすることを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材の製造方法。
以下、本発明を具体的に説明する。
本発明の鋼材は、主として軸まわりに回転する要素部品を典型例とする構造部品の素材として供するものであり、まずフェライト、セメンタイト（鉄の炭化物）および黒鉛から成る鋼組織を有することが必要である。なお、パーライトはフェライトとセメンタイトの層状組織であるため、上記に含まれるものとする。
ここで、上述したように、被削性と疲労特性とのバランスの観点から、添加するＣの黒鉛としての析出量を制御すること、さらに被削性と疲労特性との両立の観点から、黒鉛の析出形態を微細にすることが肝要になる。従って、黒鉛は平均粒径を１μm以上２μｍ以下に、しかも粒径が５μｍ以下の黒鉛粒として析出したＣ量を全Ｃ量の１mass％以上50mass％以下とし、被削性と疲労特性（とりわけ転動疲労寿命）との高次での両立を実現する。
本発明の鋼材は、主として軸まわりに回転する要素部品を典型例とする構造部品の素材として供するものであり、まずフェライト、セメンタイト（鉄の炭化物）および黒鉛から成る鋼組織を有することが必要である。なお、パーライトはフェライトとセメンタイトの層状組織であるため、上記に含まれるものとする。
ここで、上述したように、被削性と疲労特性とのバランスの観点から、添加するＣの黒鉛としての析出量を制御すること、さらに被削性と疲労特性との両立の観点から、黒鉛の析出形態を微細にすることが肝要になる。従って、黒鉛は平均粒径を１μm以上２μｍ以下に、しかも粒径が５μｍ以下の黒鉛粒として析出したＣ量を全Ｃ量の１mass％以上50mass％以下とし、被削性と疲労特性（とりわけ転動疲労寿命）との高次での両立を実現する。
先ず、組繊中に黒鉛が必要である理由は、鋼材に切削加工を加える際に黒鉛が析出していないと、被削性が劣るからである。黒鉛以外の残部をフェライトおよびセメンタイトとした理由は、鋼材において後述する量およびサイズの黒鉛粒を析出させると、鋼組織はフェライトおよびセメンタイトと、両者の混合組織であるパーライトとになるからである。
また、黒鉛の平均粒径が２μmを超えていると、転動疲労応力下で２μm超の黒鉛粒子を起点とした亀裂の発生並びに伝播が生じ易くなり、平均粒径が１μm未満となると被削性の向上への寄与が小さくなるため、粒子の平均粒子径を１μm以上２μm以下に限定した。さらに、粒径が５μm 以下の黒鉛として析出するＣが全Ｃ量の１mass％未満であると、被削性が著しく劣るため、析出するＣ量を、全Ｃ量の１mass％以上に限定した。
一方、本発明においては、疲労強度を上昇するために、固溶Ｃあるいは炭化物（セメンタイト）による高強度化を図る必要があり、従って黒鉛として析出するＣ量は、鋼中全Ｃ量に対して50mass％未満に限定した。
一方、本発明においては、疲労強度を上昇するために、固溶Ｃあるいは炭化物（セメンタイト）による高強度化を図る必要があり、従って黒鉛として析出するＣ量は、鋼中全Ｃ量に対して50mass％未満に限定した。
ここで、鋼中全Ｃ量に対する黒鉛として析出したＣ量の比率は、走査型電子顕微鏡にて観察を行い、析出黒鉛の面積率を画像解析装置により測定し、これを析出黒鉛体積率として、黒鉛の比重と析出黒鉛体積率とから、黒鉛化したＣ量率を算出することにより求めることができる。本発明においては、微細に析出した黒鉛が全Ｃ量の１mass％以上であることを必要とするから、粒径５μm 以下の黒鉛粒について上記の面積率を測定して、Ｃ量率を算出するものとする。粒径５μm 以下の黒鉛粒の面積率を測定することとした理由は、５μm 超の黒鉛粒は析出していても被削性向上に寄与しないからである。
次に、本発明の鋼材を構成する鋼について、その成分組成について具体的に説明する。
まず、本発明において鋼材の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.3〜0.9mass％
Ｃは、母材の強度を上昇させると同時に、黒鉛を析出させる主要な元素である。このＣの含有量が0.3mass％に満たないと、必要な強度上昇の効果が得られず、一方0.9mass％を超えると、上述したように転動疲労強度の低下を招くため、Ｃ量は0.3〜0.9mass％の範囲に限定した。
まず、本発明において鋼材の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.3〜0.9mass％
Ｃは、母材の強度を上昇させると同時に、黒鉛を析出させる主要な元素である。このＣの含有量が0.3mass％に満たないと、必要な強度上昇の効果が得られず、一方0.9mass％を超えると、上述したように転動疲労強度の低下を招くため、Ｃ量は0.3〜0.9mass％の範囲に限定した。
Si：1.3〜2.0mass％
Siは、脱酸剤として作用するだけでなく、黒鉛の析出を促進して疲労強度の向上にも有効に寄与する。Siの含有量が1.3mass％に満たないと、その添加効果が十分に発現せず、一方2.0mass％を超えると、黒鉛の析出量が過度となり転動疲労強度の低下を招くため、Si量は0.3〜1.2mass％の範囲に限定した。
Siは、脱酸剤として作用するだけでなく、黒鉛の析出を促進して疲労強度の向上にも有効に寄与する。Siの含有量が1.3mass％に満たないと、その添加効果が十分に発現せず、一方2.0mass％を超えると、黒鉛の析出量が過度となり転動疲労強度の低下を招くため、Si量は0.3〜1.2mass％の範囲に限定した。
Mn：1.5mass％以下
Mnは、強度の向上だけでなく、疲労強度の向上に有効に寄与するため、好ましくは0.1mass％以上で含有させる。一方、含有量が1.5mass％を超えると、被削性や鍛造性を劣化させるため、Mn量は1.5mass％以下に限定した。
Mnは、強度の向上だけでなく、疲労強度の向上に有効に寄与するため、好ましくは0.1mass％以上で含有させる。一方、含有量が1.5mass％を超えると、被削性や鍛造性を劣化させるため、Mn量は1.5mass％以下に限定した。
Ｂ：0.0005〜0.015mass％
Ｂは、ＢＮ析出を通じて、熱間加工および冷却時の黒鉛析出を促進し、かつ黒鉛の微細析出に寄与し、また粒界強化により疲労特性を改善する有用元素である。Ｂを0.0005mass％以上添加しないと、ＢＮの析出量が不十分となるが、0.015mass％を超えて添加しても、その効果は飽和するばかりでなく、熱間加工で割れを生じやすくなるため、Ｂ量は0.0005〜0.015mass％の範囲に限定した。
Ｂは、ＢＮ析出を通じて、熱間加工および冷却時の黒鉛析出を促進し、かつ黒鉛の微細析出に寄与し、また粒界強化により疲労特性を改善する有用元素である。Ｂを0.0005mass％以上添加しないと、ＢＮの析出量が不十分となるが、0.015mass％を超えて添加しても、その効果は飽和するばかりでなく、熱間加工で割れを生じやすくなるため、Ｂ量は0.0005〜0.015mass％の範囲に限定した。
Ｎ：0.001〜0.O15mass％
Ｎは、Ｂと結合してＢＮとして析出し、黒鉛析出の微細析出サイトを形成する有用元素である。Ｎを0.001mass％以上添加しないと、ＢＮの析出量が不十分となるが、0.015mass％を超えて添加すると、被削性が劣化するため、Ｎ量は0.001〜0.015mass％の範囲に限定した。
Ｎは、Ｂと結合してＢＮとして析出し、黒鉛析出の微細析出サイトを形成する有用元素である。Ｎを0.001mass％以上添加しないと、ＢＮの析出量が不十分となるが、0.015mass％を超えて添加すると、被削性が劣化するため、Ｎ量は0.001〜0.015mass％の範囲に限定した。
以上、基本成分について説明したが、さらなる疲労強度の向上を求める場合には、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Mo：3.0mass％以下
Moは、強度向上を通じて疲労強度の向上に有用な元素であり、好ましくは0.1mass％以上で添加するが、3.0mass％を超えて添加すると被削性の劣化を招くため、0.6mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Mo：3.0mass％以下
Moは、強度向上を通じて疲労強度の向上に有用な元素であり、好ましくは0.1mass％以上で添加するが、3.0mass％を超えて添加すると被削性の劣化を招くため、0.6mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Ｗ：3.0mass％以下
Ｗも強度の向上を通じて疲労強度の向上に有用な元素であり、好ましくは0.1mass％以上で添加するが、3.0mass％を超えて添加すると被削性の劣化を招くため、3.0mass％以下の範囲とする。
Ｗも強度の向上を通じて疲労強度の向上に有用な元素であり、好ましくは0.1mass％以上で添加するが、3.0mass％を超えて添加すると被削性の劣化を招くため、3.0mass％以下の範囲とする。
Al：0.06mass％以下
Alは、鋼の脱酸剤として、好ましくは0.005mass％以上で添加する。しかしながら、含有量が0.06mass％を超えると、被削性および疲労強度の低下を招くので、0.06mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Alは、鋼の脱酸剤として、好ましくは0.005mass％以上で添加する。しかしながら、含有量が0.06mass％を超えると、被削性および疲労強度の低下を招くので、0.06mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Ti：0.05mass％以下
Tiは、TiNのピンニング効果により、結晶粒を微細化するために有用な元素であり、好ましくは0.002mass％以上で添加するが、0.05mass％を超えて添加すると疲労強度の低下を招くので、0.05mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Tiは、TiNのピンニング効果により、結晶粒を微細化するために有用な元素であり、好ましくは0.002mass％以上で添加するが、0.05mass％を超えて添加すると疲労強度の低下を招くので、0.05mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Ni：3.0mass％以下
Niは、強度上昇およびCu添加時の割れ防止に有効であり、好ましくは0.05mass％以上で添加するが、3.0mass％を超えて添加すると焼割れを起こし易くなるので、3.0mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Niは、強度上昇およびCu添加時の割れ防止に有効であり、好ましくは0.05mass％以上で添加するが、3.0mass％を超えて添加すると焼割れを起こし易くなるので、3.0mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Co：3.0mass％以下
Coも強度上昇に有効な元素であり、好ましくは0.1mass％以上で添加するが、3.0mass％を超えて添加すると焼割れを起こし易くなるので、3.0mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Coも強度上昇に有効な元素であり、好ましくは0.1mass％以上で添加するが、3.0mass％を超えて添加すると焼割れを起こし易くなるので、3.0mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Ｖ：0.1mass％以下
Ｖは、炭化物となり析出することでピンニングによる組織微細化効果を発する有用元素であり、好ましくは0.005mass％以上で添加するが、0.1mass％を超えて添加しても効果が飽和するばかりか、鋼材価格の上昇を招くので、0.1mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Ｖは、炭化物となり析出することでピンニングによる組織微細化効果を発する有用元素であり、好ましくは0.005mass％以上で添加するが、0.1mass％を超えて添加しても効果が飽和するばかりか、鋼材価格の上昇を招くので、0.1mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Cu：1.5mass％以下
Cuは固溶強化および析出強化によって強度を向上させる有用元素であり、また焼入性の向上にも有効に寄与する好ましくは0.05mass％以上で添加するが、含有量が1.5mass％を超えると熱間加工時に割れが発生し易くなり、製造が困難となるので、0.3mass％以下の範囲で含有しても良い。
Cuは固溶強化および析出強化によって強度を向上させる有用元素であり、また焼入性の向上にも有効に寄与する好ましくは0.05mass％以上で添加するが、含有量が1.5mass％を超えると熱間加工時に割れが発生し易くなり、製造が困難となるので、0.3mass％以下の範囲で含有しても良い。
Nb：0.07mass％以下
Nbは、析出により粒成長をピンニングする効果があり、好ましくは0.005mass％以上で添加するが、0.07mass％を超えて添加してもその効果は飽和するので、0.07mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Nbは、析出により粒成長をピンニングする効果があり、好ましくは0.005mass％以上で添加するが、0.07mass％を超えて添加してもその効果は飽和するので、0.07mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Ta：0.2mass％以下
Taも析出により粒成長をピンニングする有用元素であり、好ましくは0.02mass％以上で添加するが、0.2mass％を超えて添加しても効果は飽和するばかりか、熱間加工性が低下する傾向にあるので0.2mass％以下の範囲とする。
Taも析出により粒成長をピンニングする有用元素であり、好ましくは0.02mass％以上で添加するが、0.2mass％を超えて添加しても効果は飽和するばかりか、熱間加工性が低下する傾向にあるので0.2mass％以下の範囲とする。
Ca：0.008mass％以下
Caは、介在物を球状化し、疲労特性を改善する有用元素であり、好ましくは0.0001mass％以上で添加するが、0.008mass％を超えて添加すると介在物が粗大化し疲労特性を劣化させる傾向にあるので、0.008mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Caは、介在物を球状化し、疲労特性を改善する有用元素であり、好ましくは0.0001mass％以上で添加するが、0.008mass％を超えて添加すると介在物が粗大化し疲労特性を劣化させる傾向にあるので、0.008mass％以下の範囲とすることが好ましい。
Mg：0.005mass％以下
Mgは酸化物を形成して切削性向上に寄与する元素であり、0.0001mass％以上で添加することが好ましいが、過度の添加は酸化物の粗大化につながり疲労特性を低下させるため、0.005mass％以下の添加とすることが好ましい。
Mgは酸化物を形成して切削性向上に寄与する元素であり、0.0001mass％以上で添加することが好ましいが、過度の添加は酸化物の粗大化につながり疲労特性を低下させるため、0.005mass％以下の添加とすることが好ましい。
Zr：0.1mass％以下
Zrも酸化物を形成して切削性向上に寄与する元素であり、0.005mass％以上で添加することが好ましいが、過度の添加は酸化物の粗大化につながり疲労特性を低下させるため、0.1mass％以下の添加とすることが好ましい。
Zrも酸化物を形成して切削性向上に寄与する元素であり、0.005mass％以上で添加することが好ましいが、過度の添加は酸化物の粗大化につながり疲労特性を低下させるため、0.1mass％以下の添加とすることが好ましい。
Pb、Bi、Te、SeおよびREM
Pb、Bi、Te、SeおよびREMはいずれも被削性向上に寄与する元素であり、Pbは0.003mass％以上、Biは0.003mass％以上、Teは0.005mass％以上、Seは0.005mass％以上、REMは0.001mass％以上で添加することが好ましいが、過度の添加は疲労強度に有害であるため、Pbは0.3mass％以下、Biは0.3mass％以下、Teは0.3mass％以下、Seは0.3mass％以下、REMは0.2mass％以下の添加とすることが好ましい。
Pb、Bi、Te、SeおよびREMはいずれも被削性向上に寄与する元素であり、Pbは0.003mass％以上、Biは0.003mass％以上、Teは0.005mass％以上、Seは0.005mass％以上、REMは0.001mass％以上で添加することが好ましいが、過度の添加は疲労強度に有害であるため、Pbは0.3mass％以下、Biは0.3mass％以下、Teは0.3mass％以下、Seは0.3mass％以下、REMは0.2mass％以下の添加とすることが好ましい。
上記した元素以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｐ、Ｓ、ＯおよびCr等があげられる。
すなわち、Ｐは、粒界強度を低下させることにより疲労強度を低下させ、また焼割れを助長する弊害もあるが、0.05mass％までは許容できる。
Ｓは、鋼中でMnS を形成し、切削性を向上させる作用を有するが、0.003mass％を超えて含有されると粒界に偏析して粒界強度を低下させるため、0.003mass％までが許容できる。
Ｏは、酸化物系介在物として鋼中に存在するが、Ｏ含有量が多いと疲労寿命が低下する。この点を考慮すると、許容できる上限は0.02mass％である。
Crは、黒鉛の析出を抑制するため、含有されることは好ましくない。しかし、0.1mass％以下であれば許容できる。
以上、好適成分組成範囲について説明したが、本発明では、成分組成を上記の範囲に限定するだけでは不十分であり、鋼組織を上記のように調整することが重要である。
すなわち、Ｐは、粒界強度を低下させることにより疲労強度を低下させ、また焼割れを助長する弊害もあるが、0.05mass％までは許容できる。
Ｓは、鋼中でMnS を形成し、切削性を向上させる作用を有するが、0.003mass％を超えて含有されると粒界に偏析して粒界強度を低下させるため、0.003mass％までが許容できる。
Ｏは、酸化物系介在物として鋼中に存在するが、Ｏ含有量が多いと疲労寿命が低下する。この点を考慮すると、許容できる上限は0.02mass％である。
Crは、黒鉛の析出を抑制するため、含有されることは好ましくない。しかし、0.1mass％以下であれば許容できる。
以上、好適成分組成範囲について説明したが、本発明では、成分組成を上記の範囲に限定するだけでは不十分であり、鋼組織を上記のように調整することが重要である。
次に、本発明の製造条件について説明する。
上記した所定の成分組成に調整した鋼材を、棒鋼圧延または熱間鍛造などの熱間加工後に、必要に応じて冷間圧延、冷間鍛造または切削加工を施して製品とする。この際、熱間加工するに当っての加熱温度を、950℃以上とすることによって、鋼中のＣは固溶する。次いで、熱間加工は、1150℃以上および／または980℃以下750℃以上の温度域における総加工率が70％以上で、かつ1150℃未満980℃超の温度域においては加工を施さない（加工率０％）、あるいは施す場合でも加工率が10％以下とすることによって、組織を微細化する。
上記した所定の成分組成に調整した鋼材を、棒鋼圧延または熱間鍛造などの熱間加工後に、必要に応じて冷間圧延、冷間鍛造または切削加工を施して製品とする。この際、熱間加工するに当っての加熱温度を、950℃以上とすることによって、鋼中のＣは固溶する。次いで、熱間加工は、1150℃以上および／または980℃以下750℃以上の温度域における総加工率が70％以上で、かつ1150℃未満980℃超の温度域においては加工を施さない（加工率０％）、あるいは施す場合でも加工率が10％以下とすることによって、組織を微細化する。
まず、熱間加工時の加熱温度が950℃未満であると、その後の熱間加工での加工率を70％以上としたとしても、後の冷却過程でのＣの黒鉛化が不十分となるため、全Ｃ量に対する黒鉛となったＣ量の比率を１mass％以上とすることができなくなる。なお、熱間加工時の加熱温度が1150℃以下である場合、加工率70％以上を980℃以下750℃以上の温度域のみで確保しなければならず、加工が困難となるので、本発明では加熱温度を1150℃以上とした。一方、1250℃超であると、結晶粒径の粗大化を招くので、1250℃以下が好ましい。
次いで、熱間加工は、1150℃以上および／または980℃以下750℃以上の温度域における総加工率が70％以上とする。この温度域での加工率が70％未満であると、黒鉛粒が粗大化するため、黒鉛粒の平均粒径を２μm 以下とすることができなくなる。すなわち、この温度域において、加工率を70％以上とした強加工を行って組織を微細化するとともに、上記したように、適量のＢおよびＮ含有にてＢＮを析出させて多量に黒鉛析出サイトを生成することによって、熱間加工後の冷却過程において、鋼中Ｃの１mass％以上を微細な黒鉛粒として析出させ、かつ黒鉛の平均粒径を適度に微細なものとする。
ここで、熱間加工で棒鋼などの鋼材を製造する際、1150℃未満980℃超の温度域における加工率を10％以下、好ましくは０％とすることが肝要である。
すなわち、1150℃未満980℃超の温度領域は、ＢＮの粗大析出が著しい温度域である。この温度域で加工すると、加工方向に伸長したオーステナイト粒界にＢＮが加工誘起析出するとともに整列し、連続した形態での析出もしくは加工方向に連結した長大な析出となる。該ＢＮは、さらに低温での黒鉛析出温度域において黒鉛の優先析出サイトとなり、長大な黒鉛析出を誘発する傾向が著しい。かような事態を回避するため、熱間加工は1150℃以上および／または980℃以下で実施すべきであり、熱間加工する際、1150℃未満980℃超の温度領域での加工を抑制すべきである。
すなわち、1150℃未満980℃超の温度領域は、ＢＮの粗大析出が著しい温度域である。この温度域で加工すると、加工方向に伸長したオーステナイト粒界にＢＮが加工誘起析出するとともに整列し、連続した形態での析出もしくは加工方向に連結した長大な析出となる。該ＢＮは、さらに低温での黒鉛析出温度域において黒鉛の優先析出サイトとなり、長大な黒鉛析出を誘発する傾向が著しい。かような事態を回避するため、熱間加工は1150℃以上および／または980℃以下で実施すべきであり、熱間加工する際、1150℃未満980℃超の温度領域での加工を抑制すべきである。
なお、本発明において熱間加工時の加工率とは、加工前後での、加工方向と直行する断面の面積の変化率で計算するものとする。各温度領域での加工率は、次のように定義する。すなわち、初期断面積Ｓ０、1150℃以上で加工後の断面積Ｓ１、1150℃未満980℃超で加工後の断面積Ｓ２、980℃以下750℃以上で加工後の断面積Ｓ３とした時に、1150℃以上での加工率Ｒ１、1150℃未満980℃超での加工率Ｒ２、980℃以下750℃以上での加工率Ｒ３は、
Ｒ１（％）＝（Ｓ０−Ｓ１）／Ｓ０×１００
Ｒ２（％）＝（Ｓ１−Ｓ２）／Ｓ０×１００
Ｒ３（％）＝（Ｓ２−Ｓ３）／Ｓ０×１００
とする。本発明の製造方法では、Ｒ１＋Ｒ３を70％以上とし、Ｒ２を10％以下とする。
Ｒ１（％）＝（Ｓ０−Ｓ１）／Ｓ０×１００
Ｒ２（％）＝（Ｓ１−Ｓ２）／Ｓ０×１００
Ｒ３（％）＝（Ｓ２−Ｓ３）／Ｓ０×１００
とする。本発明の製造方法では、Ｒ１＋Ｒ３を70％以上とし、Ｒ２を10％以下とする。
1150℃未満980℃超の温度領域での加工が10％以下であれば、加工歪がBN析出形態に及ぼす影響は最小限で、整列化はわずかである。この温度領域で全く加工を行わないことが最良である。
熱間加工後は、少なくとも黒鉛析出温度域の最低温度まで加速冷却することにより、黒鉛の析出を微細に保つことができる。従って、熱間加工終了後、少なくとも620℃までを、0.5℃／ｓ以上の速度で冷却することが、より良好な疲労強度を得るために有利である。
かくして得られた鋼材に、さらに高周波による熱処理を施すことによって、極めて高い強度及び疲労強度を付与することが可能である。近年、種々の部品の製造工程において、表面に硬化層を形成させる工程を入れ、硬化層形成後に最終製品の部品とすることが、多く行われている。本発明では、高周波熱処理により、析出した黒鉛が部品の外周部分で母相に再固溶し、焼き入れられることによって、硬化層を形成することができる。
なお、本発明の製造方法によって、部品形状に加工してもよく、また、部品へ加工するための素材（棒鋼等）に加工してもよい。本発明の製造方法により部品形状に加工する場合には、上記の熱間加工条件を、素材から部品形状に加工する際の熱間加工工程に適用すればよい。本発明の製造方法にて部品へ加工するための素材を製造する場合には、例えば棒鋼圧延等の素材製造工程において上記の熱間加工条件を適用すればよい。本発明の鋼材を素材として、さらに熱間鍛造等の再熱間加工を行って部品形状を得る場合には、再熱間加工時に加熱温度を高くすると、黒鉛は再固溶して一度消失してしまうが、その場合であっても加工後の冷却過程で、元の黒鉛析出サイトへと黒鉛の再析出が生じて、再熱間加工後も黒鉛が微細分散して良好な耐疲労特性、被削性を有するものとなる。
表１に示す化学組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造機で400×300mmのブルームに鋳造した後、225mm角材を経て150mm角のビレットまで熱間圧延した。熱間圧延の仕上り温度は1175℃とした。その後、1150〜1250℃に温度域まで再加熱し、表２に示す熱間加工条件で圧延し、径が55〜70mmの直棒となしたのち、表２に示す冷却速度で冷却した。
また、一部の鋼（鋼No.11，14）については、比較のために、加工後に黒鉛化処理（700℃×６hr）を行って、析出黒鉛／全Ｃを50％超としたものも作製した。
この冷却後に、まず直棒の断面の金属組織を観察するとともに、走査型電子顕微鏡組織において観察される、析出黒鉛の平均面積率および粒子径の平均値を、画像解析装置により測定し、比重と析出量率とから、析出Ｃ量率を算出した。このうち析出分のＣ量を全Ｃ量で除した値および黒鉛粒子の平均径を同表中に示す。ただし、連続化した黒鉛は、形状から連続化前の粒子径を推察した。また、連続化の有無を判断して同表中に示した。
さらに、得られた直棒について、被削性（ドリル穿孔性）、回転曲げ疲労強度および焼入れ焼戻し後の転動疲労強度を評価した。これらの結果を表２中に示す。
ここで、被削性は、SKH４および４mmφのドリルを使用し、1500rpmの切削速度で材料に12mmの穿孔を連続して行い、切削不能になるまでの穿孔全長を計測し、JIS Ｓ53Ｃの穿孔距離の平均値15mmと比較した大小で評価した。
回転曲げ疲労強度は、直棒の軸方向を試験片の長さ方向にとってJIS Z 2274に準拠した１号試験片（平行部８mmφ）を採取し、小野式回転曲げ疲労試験機を用いて試験し、1.2×10７回で破断しない限界応力を疲労限として求めて評価した。
転動疲労特性は、直棒の長さ方向が高さ方向となるように12mmφ×24mmの円筒試験片を採取し、周波数150kHzの高周波熱処理で表面下1.5mm深さのみを焼入れし、さらに電気炉で150℃×１ｈ空冷の焼戻しを行った後、再度表面を鏡面まで仕上加工し、その後２球転走型のラジアル型試験を行って、15個の試験片について剥離までの繰返し負荷数から累積破損確率が全体の10％となる寿命、すなわちＬ10（繰返し回数）を評価した。ただし、ここで焼入れ温度の実績は1050℃±20℃、焼入れ直後の表面硬さはＨＶ：830±15であった。ちなみに、Ｓ53Ｃで同様の試験を行った結果は、Ｌ10＝2.4×10７回であった。
被削性は、組織中の黒鉛の存在と密接に関わり、表２から、基本的には黒鉛が含まれる素材で良好な被削性が得られることがわかる。
一方、転動疲労強度は、表２に示すように、1150〜980℃の温度領域で加工を加えたものは全て比較材Ｓ53Ｃより特性が劣るのに対し、この温度域を回避して加工したものはＳ53Ｃ以上の疲労寿命を示している。
一方、転動疲労強度は、表２に示すように、1150〜980℃の温度領域で加工を加えたものは全て比較材Ｓ53Ｃより特性が劣るのに対し、この温度域を回避して加工したものはＳ53Ｃ以上の疲労寿命を示している。
Claims (8)
- 鋼組織が、フェライト、セメンタイトおよび黒鉛からなり、該黒鉛は平均粒径が１μm以上２μm以下で、しかも粒径が５μm以下の黒鉛粒として析出したＣ量が全Ｃ量の１mass％以上50mass％未満であることを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材。
- 請求項１において、鋼は、
Ｃ：0.3〜0.9mass％、
Si：1.3〜2.0mass％、
Mn：1.5mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.015mass％および
Ｎ：0.001〜0.015mass％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成を有することを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材。 - 請求項２において、鋼は、さらに
Mo：3.0mass％以下、
Ｗ：3.0mass％以下、
Al：0.06mass％以下、
Ti：0.05mass％以下、
Ni：3.0mass％以下、
Co：3.0mass％以下、
Ｖ：0.1mass％以下、
Cu：1.5mass％以下、
Nb：0.07mass％以下および
Ta：0.20mass％以下
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被削性および疲労特性に優れた鋼材。 - 請求項２または３において、鋼は、さらに
Ca：0.008mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Zr：0.10mass％以下、
Pb：0.30mass％以下、
Bi：0.30mass％以下、
Te：0.30mass％以下、
Se：0.30mass％以下および
REM：0.20mass％以下
から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材。 - Ｃ：0.3〜0.9mass％、
Si：1.3〜2.0mass％、
Mn：1.5mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.015mass％および
Ｎ：0.001〜0.015mass％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成を有する鋼を素材とし、該素材を1150℃以上に加熱したのち、1150℃以上および／または980℃以下750℃以上の温度域における総加工率が70％以上で、かつ1150℃未満980℃超の温度域における加工率が10％以下（０％を含む）である、熱間加工を施すことを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材の製造方法。 - 請求項５において、素材は、さらに
Mo：3.0mass％以下、
Ｗ：3.0mass％以下、
Al：0.06mass％以下、
Ti：0.05mass％以下、
Ni：3.0mass％以下、
Co：3.0mass％以下、
Ｖ：0.1mass％以下、
Cu：1.5mass％以下、
Nb：0.07mass％以下および
Ta：0.20mass％以下
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被削性および疲労特性に優れた鋼材の製造方法。 - 請求項５または６において、素材は、さらに
Ca：0.008mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Zr：0.10mass％以下、
Pb：0.30mass％以下、
Bi：0.30mass％以下、
Te：0.30mass％以下、
Se：0.30mass％以下および
REM：0.20mass％以下
から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材の製造方法。 - 請求項５乃至７のいずれかにおいて、熱間加工後の少なくとも620℃までの冷却速度を0.5℃／ｓ以上５℃／ｓ以下とすることを特徴とする被削性および疲労特性に優れた鋼材の製造方法。
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|---|---|---|---|---|
| JP2006271485A (ja) * | 2005-03-28 | 2006-10-12 | Toshiba Corp | 超音波診断装置および超音波診断装置の心電図同期トリガ信号を生成する方法 |
| CN105950950A (zh) * | 2016-05-18 | 2016-09-21 | 安徽合矿机械股份有限公司 | 一种汽车零部件用耐磨损高强度材料 |
| EP3330397A4 (en) * | 2015-07-30 | 2019-04-17 | Kabushiki Kaisha Riken | CAST IRON STEEL MATERIAL |
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