JP2006161144A - 高温浸炭特性と熱間鍛造性に優れた浸炭用圧延鋼材 - Google Patents
高温浸炭特性と熱間鍛造性に優れた浸炭用圧延鋼材 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2006161144A JP2006161144A JP2004358667A JP2004358667A JP2006161144A JP 2006161144 A JP2006161144 A JP 2006161144A JP 2004358667 A JP2004358667 A JP 2004358667A JP 2004358667 A JP2004358667 A JP 2004358667A JP 2006161144 A JP2006161144 A JP 2006161144A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- carburizing
- less
- steel
- rolled steel
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】 浸炭深さと優れた熱間鍛造性が求められる例えばＣＶＴ用プーリー等の棒状の機械部品用素材として、浸炭や浸炭窒化処理をより短時間で行ない得るよう、従来例よりも高温で浸炭を行なった場合でも優れた結晶粒粗大化防止効果を発揮し、且つ熱間変形抵抗が低くて優れた熱間鍛造性を有する浸炭用圧延鋼材を提供すること。
【解決手段】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎなどの含有率が特定される他、Ｎ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉの含有率が特定された圧延鋼材からなり、ミクロ組織がフェライト＋パーライト面積率で９０％以上を示し、且つフェライト粒度番号が１１番以下である、高温浸炭特性と熱間鍛造性に優れた浸炭用圧延鋼材を開示する。
【選択図】なし
【解決手段】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎなどの含有率が特定される他、Ｎ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉの含有率が特定された圧延鋼材からなり、ミクロ組織がフェライト＋パーライト面積率で９０％以上を示し、且つフェライト粒度番号が１１番以下である、高温浸炭特性と熱間鍛造性に優れた浸炭用圧延鋼材を開示する。
【選択図】なし
Description
本発明は自動車などの輸送機器や、建設機械その他の産業機械などにおいて、浸炭処理して使用される機械部品用の素材となる浸炭用鋼材に関し、特に、軸受やＣＶＴ用プーリー、シャフト類、歯車、軸付き歯車などの素材として有用な高温浸炭特性と熱間鍛造性に優れた浸炭用圧延鋼材に関するものである。
自動車、建設機械、その他の各種産業機械用として用いられる機械部品において、特に高強度が要求される部品には、従来から浸炭、窒化および浸炭窒化などの表面硬化熱処理（肌焼処理）が行なわれている。これらの用途には、通常、ＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭなどの如きＪＩＳ規格で定められた浸炭用鋼を使用し、鍛造・切削等の機械加工により所望の部品形状に成形した後、浸炭、浸炭窒化などの表面硬化熱処理を施し、その後、研磨などの仕上工程を経て製造される。
近年、上記の様な機械部品についても製造原価の低減、リードタイムの短縮などが望まれており、浸炭および浸炭窒化処理を高温化することによって熱処理時間を短縮することが行なわれている。しかし、浸炭および浸炭窒化処理温度を高めると、素材の結晶粒が粗大化し、熱処理歪量が増大するという問題が生じてくる。
この様な状況の下で、鋼材中にＡｌ，Ｎｂ，Ｔｉなどの元素を含む炭化物や窒化物などの析出物を微細析出させることで結晶粒の粗大化を抑制し、更には浸炭窒化処理温度の上昇に対処すべく、より高い温度域においても結晶粒粗大化防止効果を発揮し得る様な鋼材の開発が進められている。例えば特許文献１には、浸炭用鋼中に適量のＮｂを含有させ、この鋼材を圧延する際の条件を最適化することでＮｂ炭窒化物よりなる析出物を微細且つ多量に生成させることによって、結晶粒粗大化温度の高温化を図っている。
また特許文献２には、鋼中のＮｂ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｎの含有量を適正化することにより、高温条件下での結晶粒の粗大化を抑制する方法が開示されている。更に特許文献３では、鋼中のＮ，ｓｏｌ−Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂの含有量を特定し、Ｎｂ炭窒化物やＮｂ，Ａｌ複合炭窒化物を多数（５個／１０μｍ2以上）析出させることで、結晶粒の粗大化防止を図っている。
他方、近年、熱間鍛造時の熱処理コストの低減や鍛造精度の向上を目的として熱間鍛造温度の低温化が進められている。しかし、鍛造温度を下げると鍛造時の変形抵抗が上昇するため工具寿命の低下が問題となってくるが、高温浸炭用鋼の場合、熱間鍛造時の変形抵抗についての検討はなされていないのが実情である。
また上記特許文献１に開示された方法でも、１０３０℃程度の高温域までの結晶粒の粗大化防止効果は得られるものの、１０３０℃を超える高温域になると満足のいく結晶粒粗大化防止効果が得られない。
更に上記特許文献２でも、Ｎｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｎの含有量を特定することでそれなりの結晶粒粗大化防止効果を得ることはできるが、その効果は高々１０５０℃までであり、１０５０℃を超える高温域では満足のいく結晶粒粗大化防止効果が得られず、また特許文献３でも、得られる結晶粒粗大化防止効果はせいぜい１０２５℃までであり、これを超える高温域では十分な効果が得られない。しかもこれらの特許文献２，３にも、熱間鍛造時の変形抵抗については触れられていない。
特開平４−３７１５２２号公報
特許第３５１０５０６号
特開平９−７８１８４号公報
前述した如く鋼中にＴｉやＮｂを添加し、それらの元素を含む析出物を鋼中に微分散させることで、浸炭部品の結晶粒粗大化防止を図る技術は多数知られているが、ＴｉやＮｂを含む浸炭用鋼に指摘される最近の課題である、熱間鍛造時の熱処理コストの低減や鍛造精度の向上を図るための熱間鍛造温度の低温化に伴う変形抵抗の増大とそれに伴う工具寿命の低下、についての対策は不十分といわざるを得ない。
本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、浸炭深さが求められる例えばＣＶＴ用プーリー等の機械部品用素材として、浸炭や浸炭窒化処理をより短時間で行ない得るよう、従来例よりも高温で浸炭を行なった場合でも優れた結晶粒粗大化防止特性を有し、且つ熱間鍛造温度の低温化にも対応できるよう、熱間鍛造時の変形抵抗をも低減することのできる浸炭用圧延鋼材を提供することにある。
上記課題を解決することのできた本発明の構成は、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｓ：０．００５〜０．２％、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１２％、
を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼材からなり、圧延材としてのミクロ組織が、フェライト組織＋パーライト組織の面積率で９０％以上、フェライト粒度番号が１１番以下である、高温浸炭特性と熱間鍛造特性に優れた浸炭用圧延鋼材である。
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｓ：０．００５〜０．２％、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１２％、
を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼材からなり、圧延材としてのミクロ組織が、フェライト組織＋パーライト組織の面積率で９０％以上、フェライト粒度番号が１１番以下である、高温浸炭特性と熱間鍛造特性に優れた浸炭用圧延鋼材である。
本発明の上記鋼材には、上記成分に加えて、求められる特性に応じて下記１）〜６）に示す群から選ばれる１種以上の元素を含有させることも有効である。
１）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％ を含まない）、
２）Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、
３）Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、
４）Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＢｉ：０．１％以下（０％ を含まない）、
５）Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、Ｔｅ：０． ０００５〜０．０２％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％よりなる群から選択さ れる少なくとも１種、
６）Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．５％以下（０％を 含まない）。
１）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％ を含まない）、
２）Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、
３）Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、
４）Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＢｉ：０．１％以下（０％ を含まない）、
５）Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、Ｔｅ：０． ０００５〜０．０２％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％よりなる群から選択さ れる少なくとも１種、
６）Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．５％以下（０％を 含まない）。
本発明に係る上記鋼材は、断面内に粒径１５〜１００ｎｍの析出物が１．０×１０7個／ｍｍ2以上存在するものが好ましい。
本発明によれば、鋼中にＡｌ，Ｎｂ，Ｔｉを複合添加し、且つそれらに加えてＣ，Ｎの含有量を特定することにより鋼内にＡｌ，Ｎｂ，Ｔｉ系の微細な析出物を多数析出せしめ、更には、圧延材としての金属組織をフェライト組織＋パーライト組織の面積率で９０％以上とし、且つフェライト粒度番号を１１番以下とすることで、高温域においても優れた結晶粒粗大化防止特性を発揮させると共に、熱間鍛造時の変形抵抗を低減して工具寿命を大幅に延長することのできる浸炭用の圧延鋼材を提供できる。
上記の様に本発明では、高温浸炭特性に優れた浸炭用鋼材として、鋼材の化学成分を特定し、特に加熱時において結晶粒粗大化防止作用を発揮する微細析出物源となるＡｌ，Ｎｂ，ＴｉとＮ，Ｃの各含有率を特定範囲に制御し、且つ、特に圧延材としての金属組織をフェライト組織＋パーライト組織の面積率で９０％以上とし、またフェライト粒度番号を１１番以下とすることで、高温域においても優れた結晶粒粗大化防止特性を発揮させると共に、熱間鍛造時の変形抵抗を低減して工具寿命を延長したところに特徴を有している。
以下、本発明において鋼材の化学成分を定めた理由を明らかにし、引き続いて、鋼材中の粗大なＴｉ含有介在物の数密度を定めた理由を明確にしていく。
まず、鋼材の化学成分を定めた理由を説明する。
Ｃ：０．０５〜０．３０％；
Ｃは機械部品として必要な芯部硬さを確保する上で重要な元素であり、０．０５％未満では硬さ不足により部品としての静的強度が不足気味となる。しかしＣ量が多過ぎると、硬くなり過ぎて熱間鍛造性や被削性が低下するので、０．３０％以下に抑える必要がある。この様な観点からより好ましいＣ含量は、０．１５％以上、更に好ましくは０．１７％以上で、０．２５％以下、更に好ましくは０．２３％以下である。
Ｃは機械部品として必要な芯部硬さを確保する上で重要な元素であり、０．０５％未満では硬さ不足により部品としての静的強度が不足気味となる。しかしＣ量が多過ぎると、硬くなり過ぎて熱間鍛造性や被削性が低下するので、０．３０％以下に抑える必要がある。この様な観点からより好ましいＣ含量は、０．１５％以上、更に好ましくは０．１７％以上で、０．２５％以下、更に好ましくは０．２３％以下である。
Ｓｉ：０．０１〜２．０％；
Ｓｉは脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減して内部品質を高める作用を有すると共に、焼戻し処理時の硬さ低下を抑えて浸炭部品の表層硬さを確保するのに有効な元素であり、０．０１％以上の添加を必要とする。しかし、Ｓｉ量が多過ぎると、素材が硬くなりすぎて切削性や熱間鍛造性が劣化するので、２．０％を上限と定めた。より好ましいＳｉ含量は、０．０２％以上、更に好ましくは０．０５%以上で、０．８％以下、更に好ましくは０．６％以下である。
Ｓｉは脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減して内部品質を高める作用を有すると共に、焼戻し処理時の硬さ低下を抑えて浸炭部品の表層硬さを確保するのに有効な元素であり、０．０１％以上の添加を必要とする。しかし、Ｓｉ量が多過ぎると、素材が硬くなりすぎて切削性や熱間鍛造性が劣化するので、２．０％を上限と定めた。より好ましいＳｉ含量は、０．０２％以上、更に好ましくは０．０５%以上で、０．８％以下、更に好ましくは０．６％以下である。
Ｍｎ：０．０１〜２．０％；
Ｍｎは脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減して鋼材の内部品質を高める作用を有すると共に、浸炭焼入れ時の焼入性を著しく高める作用を有しており、こうした作用を有効に発揮させるには０．０１％以上含有させる必要がある。しかし多過ぎると、中心偏析が顕著となって内部品質を却って劣化させるばかりでなく、縞状組織が顕著となって内部特性のバラツキも大きくなり衝撃特性が低下するので、上限を２．０％とする。Ｍｎのより好ましい含有量は０．２％以上、更に好ましく０．３％以上で、１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下である。
Ｍｎは脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減して鋼材の内部品質を高める作用を有すると共に、浸炭焼入れ時の焼入性を著しく高める作用を有しており、こうした作用を有効に発揮させるには０．０１％以上含有させる必要がある。しかし多過ぎると、中心偏析が顕著となって内部品質を却って劣化させるばかりでなく、縞状組織が顕著となって内部特性のバラツキも大きくなり衝撃特性が低下するので、上限を２．０％とする。Ｍｎのより好ましい含有量は０．２％以上、更に好ましく０．３％以上で、１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下である。
Ｓ：０．００５〜０．２％；
Ｓは、ＭｎやＴｉなどと結合してＭｎＳ介在物やＴｉＳ介在物などを形成し、部品の衝撃強度に悪影響を及ぼすので、なるべく少なく抑えるのが好ましく、衝撃特性が求められる本発明では上限を０．２％と定めた。しかし反面Ｓは、切削性を高める作用も有しているので、切削性が重視される場合は適量含有させることが望ましく、０．００５％程度以上は含有させることが望ましい。通常の機械構造用鋼では０．０１％程度以上、０．０７％程度以下が好ましい。
Ｓは、ＭｎやＴｉなどと結合してＭｎＳ介在物やＴｉＳ介在物などを形成し、部品の衝撃強度に悪影響を及ぼすので、なるべく少なく抑えるのが好ましく、衝撃特性が求められる本発明では上限を０．２％と定めた。しかし反面Ｓは、切削性を高める作用も有しているので、切削性が重視される場合は適量含有させることが望ましく、０．００５％程度以上は含有させることが望ましい。通常の機械構造用鋼では０．０１％程度以上、０．０７％程度以下が好ましい。
Ｃｒ：０．０１〜２．０％；
Ｃｒは、Ｔｉ，Ｎｂなどの炭化物中に固溶してそれらの硬さを高める作用を有しているため、耐摩耗性の向上に寄与する。そのため、歯車や軸受等の摺動部品ではよく用いられる合金元素であり、０．０１％以上含有させることが望ましい。ちなみに、ＪＩＳ規格の肌焼鋼（ＳＣｒ４２０）ではＣｒ量を０．９〜１．２％と規定している。しかしＣｒ量が２．０％を超えると、鋼材が硬くなり過ぎて被削性や熱間鍛造性が劣化するので、２．０％を上限と定めた。より好ましくは０．４％以上、更に好ましくは０．９％以上で、１．５％以下、更に好ましくは１．２％以下である。
Ｃｒは、Ｔｉ，Ｎｂなどの炭化物中に固溶してそれらの硬さを高める作用を有しているため、耐摩耗性の向上に寄与する。そのため、歯車や軸受等の摺動部品ではよく用いられる合金元素であり、０．０１％以上含有させることが望ましい。ちなみに、ＪＩＳ規格の肌焼鋼（ＳＣｒ４２０）ではＣｒ量を０．９〜１．２％と規定している。しかしＣｒ量が２．０％を超えると、鋼材が硬くなり過ぎて被削性や熱間鍛造性が劣化するので、２．０％を上限と定めた。より好ましくは０．４％以上、更に好ましくは０．９％以上で、１．５％以下、更に好ましくは１．２％以下である。
Ｎ：０．００３〜０．０３０％；
Ｎは、Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂと結合して窒化物や炭窒化物を形成し、浸炭加熱時におけるオーステナイト粒成長を抑制する作用を有しており、この作用を有効に発揮させるには０．００３％以上含有させねばならず、好ましくは０．００５％以上含有させるのがよい。しかしＮ含量が多過ぎると、熱間鍛造性や衝撃特性に悪影響を及ぼす様になるので、多くとも０．０３０％以下、より好ましくは０．０２５％以下、更に好ましくは０．０２０％以下に抑えるのがよい。
Ｎは、Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂと結合して窒化物や炭窒化物を形成し、浸炭加熱時におけるオーステナイト粒成長を抑制する作用を有しており、この作用を有効に発揮させるには０．００３％以上含有させねばならず、好ましくは０．００５％以上含有させるのがよい。しかしＮ含量が多過ぎると、熱間鍛造性や衝撃特性に悪影響を及ぼす様になるので、多くとも０．０３０％以下、より好ましくは０．０２５％以下、更に好ましくは０．０２０％以下に抑えるのがよい。
Ａｌ：０．０１〜０．１２％；
Ａｌは鋼材の結晶粒の調整に有効な元素である。即ちＡｌは、鋼中のＮと結合して窒化物を生成するが、この窒化物は熱処理時における結晶粒の成長を抑制する作用を発揮するのである。しかも、Ａｌを後述するＮｂやＴｉと複合添加すると、単独析出物よりも安定なＡｌ窒化物とＴｉ炭窒化物との複合析出物や、Ａｌ窒化物とＮｂ炭窒化物との複合析出物、或いはＡｌ窒化物とＮｂ−Ｔｉ複合炭窒化物との複合析出物を形成し、高温浸炭時の結晶粒粗大化防止特性を高める。これらの効果を有効に発揮させるには、０．０１％以上含有させる必要がある。しかしＡｌ含量が多過ぎると、硬質で粗大な非金属介在物（Ａｌ2Ｏ3）が生成して衝撃強度を劣化させ、更には熱間鍛造時の変形抵抗を高めるので、０．１２％を上限と定めた。Ａｌのより好ましい含有量は０．０１５％以上、更に好ましくは０．０２％以上で、０．１０％以下、更に好ましくは０．０７％以下である。
Ａｌは鋼材の結晶粒の調整に有効な元素である。即ちＡｌは、鋼中のＮと結合して窒化物を生成するが、この窒化物は熱処理時における結晶粒の成長を抑制する作用を発揮するのである。しかも、Ａｌを後述するＮｂやＴｉと複合添加すると、単独析出物よりも安定なＡｌ窒化物とＴｉ炭窒化物との複合析出物や、Ａｌ窒化物とＮｂ炭窒化物との複合析出物、或いはＡｌ窒化物とＮｂ−Ｔｉ複合炭窒化物との複合析出物を形成し、高温浸炭時の結晶粒粗大化防止特性を高める。これらの効果を有効に発揮させるには、０．０１％以上含有させる必要がある。しかしＡｌ含量が多過ぎると、硬質で粗大な非金属介在物（Ａｌ2Ｏ3）が生成して衝撃強度を劣化させ、更には熱間鍛造時の変形抵抗を高めるので、０．１２％を上限と定めた。Ａｌのより好ましい含有量は０．０１５％以上、更に好ましくは０．０２％以上で、０．１０％以下、更に好ましくは０．０７％以下である。
Ｎｂ：０．０１〜０．２０％；
Ｎｂは本発明において重要な役割を果たす元素で、鋼中のＮおよびＣと結合して窒化物や炭化物もしくは炭窒化物を生成し、浸炭時の加熱工程で結晶粒粗大化の抑制に寄与する元素であり、０．０１％未満では、高温で安定な窒化物や炭化物、もしくは炭窒化物が生成しないため、結晶粒粗大化防止効果が得られない。しかもＮｂは、ＡｌやＴｉと複合添加することで、Ｎｂを含む単独析出物よりも安定なＡｌ窒化物とＮｂ炭窒化物の複合析出物やＮｂ−Ｔｉ複合炭窒化物、あるいはＡｌ窒化物とＮｂ−Ｔｉ複合炭窒化物の複合析出物を形成し、高温浸炭時の結晶粒粗大化防止特性を高める作用も発揮する。
Ｎｂは本発明において重要な役割を果たす元素で、鋼中のＮおよびＣと結合して窒化物や炭化物もしくは炭窒化物を生成し、浸炭時の加熱工程で結晶粒粗大化の抑制に寄与する元素であり、０．０１％未満では、高温で安定な窒化物や炭化物、もしくは炭窒化物が生成しないため、結晶粒粗大化防止効果が得られない。しかもＮｂは、ＡｌやＴｉと複合添加することで、Ｎｂを含む単独析出物よりも安定なＡｌ窒化物とＮｂ炭窒化物の複合析出物やＮｂ−Ｔｉ複合炭窒化物、あるいはＡｌ窒化物とＮｂ−Ｔｉ複合炭窒化物の複合析出物を形成し、高温浸炭時の結晶粒粗大化防止特性を高める作用も発揮する。
しかし、Ｎｂ含量が多過ぎると熱間変形抵抗が上昇して熱間鍛造性が劣化するので、０．２０％以下に抑えるべきである。Ｎｂのより好ましい含有率は０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上で、０．１５％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。
Ｔｉ：０．００５〜０．１２％；
Ｔｉも本発明において重要な役割を果たす元素である。すなわち、鋼中のＮおよびCと結びついて炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、高温浸炭時の結晶粒粗大化を抑制する。また、ＡｌやＮｂと複合添加することで、Ｔｉを含む単独析出物よりも安定なＡｌ窒化物とＴｉ炭窒化物の複合析出物やＮｂ−Ｔｉ複合炭窒化物、あるいは、Ａｌ窒化物とＮｂ−Ｔｉ複合炭窒化物の複合析出物を形成し、結晶粒粗大化防止特性の向上に寄与する。Ｔｉ含量が０．００５％未満では、析出するＴｉ炭窒化物や他元素との複合炭窒化物の数が不十分となり、満足のいく結晶粒粗大化防止特性が得られない。しかし反面、Ｔｉ含量が多過ぎると熱間鍛造時の変形抵抗が上昇するので、０．１２％以下に抑えねばならない。Ｔｉのより好ましい含有量は、０．００８％以上で、０．１０％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
Ｔｉも本発明において重要な役割を果たす元素である。すなわち、鋼中のＮおよびCと結びついて炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、高温浸炭時の結晶粒粗大化を抑制する。また、ＡｌやＮｂと複合添加することで、Ｔｉを含む単独析出物よりも安定なＡｌ窒化物とＴｉ炭窒化物の複合析出物やＮｂ−Ｔｉ複合炭窒化物、あるいは、Ａｌ窒化物とＮｂ−Ｔｉ複合炭窒化物の複合析出物を形成し、結晶粒粗大化防止特性の向上に寄与する。Ｔｉ含量が０．００５％未満では、析出するＴｉ炭窒化物や他元素との複合炭窒化物の数が不十分となり、満足のいく結晶粒粗大化防止特性が得られない。しかし反面、Ｔｉ含量が多過ぎると熱間鍛造時の変形抵抗が上昇するので、０．１２％以下に抑えねばならない。Ｔｉのより好ましい含有量は、０．００８％以上で、０．１０％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
本発明で用いる鋼材の必須構成元素は以上の通りであり、残部はＦｅと不可避不純物である。不可避的に混入してくる元素としては例えばＰ（リン）やＯ（酸素）があり、その量は不可避不純物量であれば特に制限されないが、含まれることによる障害を極力抑えるには、Ｐは０．０３以下、Ｏは０．００３％以下に抑えるべきである。
ちなみに、Ｐは結晶粒界に偏析して部品の衝撃特性や熱間鍛造性を低下させるので、極力少なく抑えるべきであり、多くとも０．０３％以下、より好ましくは０．０１５％以下、更に好ましくは０．０１０％以下に抑えるのがよい。またＯは鋼材の強度特性を低下させるので、０．００３％以下、より好ましくは０．００１％以下に抑えるのがよい。
また本発明で用いる鋼材には、上記必須元素に加えて、所望に応じて更なる付加的特性を与えるため、下記の様な選択元素を含有させることも有効であり、必要に応じてそれらの元素を添加したものも本発明の技術的範囲に含まれる。
Ｎｉ：３．０％以下および／またはＣｕ：１．０％以下；
Ｎｉ，Ｃｕは共に鋼材の耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて各々単独で、或いは２種を添加することができる。またＮｉは、鋼材の耐衝撃性の向上にも寄与するので、適量の添加は有効である。しかしＮｉ，Ｃｕの過度の添加は鋼材コストの上昇を招き、しかもＣｕの過度の添加は熱間加工性の低下も引き起こすので、Ｎｉは３．０％以下、Ｃｕは１．０％以下に抑えるべきである。Ｎｉのより好ましい添加量は０．１〜２．０％、更に好ましくは０．３〜１．５％で、Ｃｕのより好ましい添加量は０．１〜０．８％、更に好ましくは０．２〜０．６％である。
Ｎｉ，Ｃｕは共に鋼材の耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて各々単独で、或いは２種を添加することができる。またＮｉは、鋼材の耐衝撃性の向上にも寄与するので、適量の添加は有効である。しかしＮｉ，Ｃｕの過度の添加は鋼材コストの上昇を招き、しかもＣｕの過度の添加は熱間加工性の低下も引き起こすので、Ｎｉは３．０％以下、Ｃｕは１．０％以下に抑えるべきである。Ｎｉのより好ましい添加量は０．１〜２．０％、更に好ましくは０．３〜１．５％で、Ｃｕのより好ましい添加量は０．１〜０．８％、更に好ましくは０．２〜０．６％である。
Ｍｏ：１．０％以下；
Ｍｏは、焼戻し処理時の硬さ低下を抑え、浸炭部品の表層硬さを確保するのに有効な元素であり、また、浸炭焼入れ時の焼入性を著しく高めると共に、耐水素脆性を抑えるうえでも有効に作用することが知られている。しかし、過度に添加しても効果が飽和するので鋼材コストの上昇を招き、更には鋼素材が硬質化して被削性が劣化するので、添加するにしても１．０％以下に抑えるべきである。Ｍｏのより好ましい添加量は０．１〜０．８％、更に好ましくは０．１５〜０．４５％である。
Ｍｏは、焼戻し処理時の硬さ低下を抑え、浸炭部品の表層硬さを確保するのに有効な元素であり、また、浸炭焼入れ時の焼入性を著しく高めると共に、耐水素脆性を抑えるうえでも有効に作用することが知られている。しかし、過度に添加しても効果が飽和するので鋼材コストの上昇を招き、更には鋼素材が硬質化して被削性が劣化するので、添加するにしても１．０％以下に抑えるべきである。Ｍｏのより好ましい添加量は０．１〜０．８％、更に好ましくは０．１５〜０．４５％である。
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％；
Ｂは微量で鋼材の焼入性を大幅に高める作用を有しており、しかも結晶粒界を強化して衝撃強度を高める作用も有している。こうした作用は０．０００５％以上添加することで有効に発揮される。しかし、それらの効果は約０．０１０％で飽和し、またＢ量が多過ぎると、Ｂ窒化物が生成し易くなって冷間および熱間鍛造性にも悪影響が表れてくる。そのため、添加する場合は０．０００５〜０．０１０％、より好ましくは０．０００８〜０．００５％、更に好ましくは０．００１０〜０．００２５％の範囲内で調整するのがよい。
Ｂは微量で鋼材の焼入性を大幅に高める作用を有しており、しかも結晶粒界を強化して衝撃強度を高める作用も有している。こうした作用は０．０００５％以上添加することで有効に発揮される。しかし、それらの効果は約０．０１０％で飽和し、またＢ量が多過ぎると、Ｂ窒化物が生成し易くなって冷間および熱間鍛造性にも悪影響が表れてくる。そのため、添加する場合は０．０００５〜０．０１０％、より好ましくは０．０００８〜０．００５％、更に好ましくは０．００１０〜０．００２５％の範囲内で調整するのがよい。
Ｐｂ：０．１％および／またはＢｉ：０．１％以下；
Ｐｂ，Ｂｉは鋼材の被削性向上に寄与する元素であり、被削性が特に求められる場合はこれらの１種または２種を添加することが有効である。しかし添加量が多過ぎると鋼素材の強度が低下するので、各々０．１％以下、より好ましくはＰｂ＋Ｂｉで０．１％以下に抑えるべきである。Ｐｂ＋Ｂｉとしてのより好ましい添加量は０．０２〜０．０８％、更に好ましくは０．０３〜０．０６％である。
Ｐｂ，Ｂｉは鋼材の被削性向上に寄与する元素であり、被削性が特に求められる場合はこれらの１種または２種を添加することが有効である。しかし添加量が多過ぎると鋼素材の強度が低下するので、各々０．１％以下、より好ましくはＰｂ＋Ｂｉで０．１％以下に抑えるべきである。Ｐｂ＋Ｂｉとしてのより好ましい添加量は０．０２〜０．０８％、更に好ましくは０．０３〜０．０６％である。
Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０２％の１種以上、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％の１種以上；
Ｃａ，Ｍｇ，Ｔｅ，ＲＥＭは、１種または２種以上添加することで鋼中に存在する硫化物の展伸を抑制し、衝撃特性を高める作用を有している。こうした作用は、Ｍｇ，Ｃａの場合、０．０００１％未満の添加では有効に発揮されず、０．０２％を超えると粗大な酸化物の生成によって鋼強度を逆に低下させる。そのためＭｇ，Ｃａは夫々０．０００１〜０．０２％、より好ましくは０．００１〜０．０１０％の範囲とするのがよい。
Ｃａ，Ｍｇ，Ｔｅ，ＲＥＭは、１種または２種以上添加することで鋼中に存在する硫化物の展伸を抑制し、衝撃特性を高める作用を有している。こうした作用は、Ｍｇ，Ｃａの場合、０．０００１％未満の添加では有効に発揮されず、０．０２％を超えると粗大な酸化物の生成によって鋼強度を逆に低下させる。そのためＭｇ，Ｃａは夫々０．０００１〜０．０２％、より好ましくは０．００１〜０．０１０％の範囲とするのがよい。
ＴｅとＲＥＭも、同様に０．０００５％未満ではその効果が有効に発揮されず、また０．０２％を超えると熱間延性が著しく低下し鋼材の製造および部品への加工が困難になる。従ってＴｅ，ＲＥＭを添加する場合は夫々０．０００５〜０．０２％、より好ましくは０．００１〜０．０１％、更に好ましくは０．００２〜０．００５％の範囲から選定するのがよい。
Ｚｒ：０．２％以下および／またはＶ：０．５％以下；
Ｚｒ，Ｖは、前記ＮｂやＴｉと同様に炭化物や窒化物を形成し、Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉの炭窒化物と複合析出することで、それら炭窒化物の高温安定性を高める作用を発揮する。しかし多過ぎると、ＺｒやＶを含む粗大析出物が生成して結晶粒粗大化防止特性を害するので、Ｚｒは０．２％以下、Ｖは０．５％以下に抑えるべきである。それらの利害得失を考慮してより好ましい含有量は、Ｚｒは０．００１〜０．１％、Ｖは０．００５〜０．２％である。
Ｚｒ，Ｖは、前記ＮｂやＴｉと同様に炭化物や窒化物を形成し、Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉの炭窒化物と複合析出することで、それら炭窒化物の高温安定性を高める作用を発揮する。しかし多過ぎると、ＺｒやＶを含む粗大析出物が生成して結晶粒粗大化防止特性を害するので、Ｚｒは０．２％以下、Ｖは０．５％以下に抑えるべきである。それらの利害得失を考慮してより好ましい含有量は、Ｚｒは０．００１〜０．１％、Ｖは０．００５〜０．２％である。
フェライト組織＋パーライト組織の面積率が９０％以上で、且つフェライト粒度番号が１１番以下；
本発明において圧延材の金属組織は極めて重要な要素であり、該圧延材組織を粗大なフェライト−パーライト（残部はベイナイト）組織とすることで、熱間鍛造のための熱により逆変態する際に粗大なオーステナイトを形成させ、それにより熱間鍛造時の変形抵抗を低減する。フェライト−パーライト（残部はベイナイト）組織の面積率が９０％未満では、混在するベイナイトによって逆変態オーステナイトが微細化し、熱間圧延時の変形抵抗が増大する。こうした傾向はベイナイト混在率が１０％を超えると顕著に現れるので、本発明ではフェライト＋パーライトの面積率を９０％以上と定めた。また該圧延材組織中のフェライト粒度番号が１１番を超える場合も、逆変態時に形成されるオーステナイト組織が微細化して変形抵抗が上昇するため、フェライト粒度番号は１１番以下と定めた。
本発明において圧延材の金属組織は極めて重要な要素であり、該圧延材組織を粗大なフェライト−パーライト（残部はベイナイト）組織とすることで、熱間鍛造のための熱により逆変態する際に粗大なオーステナイトを形成させ、それにより熱間鍛造時の変形抵抗を低減する。フェライト−パーライト（残部はベイナイト）組織の面積率が９０％未満では、混在するベイナイトによって逆変態オーステナイトが微細化し、熱間圧延時の変形抵抗が増大する。こうした傾向はベイナイト混在率が１０％を超えると顕著に現れるので、本発明ではフェライト＋パーライトの面積率を９０％以上と定めた。また該圧延材組織中のフェライト粒度番号が１１番を超える場合も、逆変態時に形成されるオーステナイト組織が微細化して変形抵抗が上昇するため、フェライト粒度番号は１１番以下と定めた。
熱間鍛造の際の熱によって生成する逆変態オーステナイトを粗大化して変形抵抗の上昇を抑える上で、より好ましいフェライト＋パーライト面積率は９５％以上、更に好ましくは９８％以上で、より好ましいフェライト粒度番号は１０番以下、更に好ましくは９番以下である。
粒径１５〜１００ｎｍの析出物が１．０×１０7個／ｍｍ2以上；
本発明では、上記金属組織の制御に加えて、熱間鍛造時の変形抵抗にはあまり悪影響を及ぼすことのない析出物を鋼中に微分散させれば、高温浸炭条件を採用した場合に生じる結晶粒の粗大化を抑えつつ、熱間鍛造時の変形抵抗を低減できるので好ましい。ここでいう析出物とは、Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉの各々の炭化物や窒化物、炭窒化物、あるいはそれらの１種以上が複合した複合析出物のことであり、それらの析出物の存在によって熱間鍛造時の変形抵抗を高めることなく高温浸炭時の結晶粒の粗大化をより一層確実に抑えることができる。
本発明では、上記金属組織の制御に加えて、熱間鍛造時の変形抵抗にはあまり悪影響を及ぼすことのない析出物を鋼中に微分散させれば、高温浸炭条件を採用した場合に生じる結晶粒の粗大化を抑えつつ、熱間鍛造時の変形抵抗を低減できるので好ましい。ここでいう析出物とは、Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉの各々の炭化物や窒化物、炭窒化物、あるいはそれらの１種以上が複合した複合析出物のことであり、それらの析出物の存在によって熱間鍛造時の変形抵抗を高めることなく高温浸炭時の結晶粒の粗大化をより一層確実に抑えることができる。
ちなみに、上記粒径範囲の析出物の数が１．０×１０7個／ｍｍ2未満では、それら析出物の作用（具体的には結晶粒粗大化抑制作用や熱間鍛造時の変形抵抗抑制作用など）が有効に発揮されなくなる。尚、該析出物が１５ｎｍ未満の微細なものでは、熱間鍛造時の変形抵抗が高まり、逆に１００ｎｍを超える粗大なものでは、結晶粒粗大化防止効果が得られ難くなり、何れも本発明の意図に沿わないことから、本発明ではサイズが１５〜１００ｎｍの範囲内に納まる析出物の数を定めた。
そしてその数が１．０×１０7個／ｍｍ2未満では、１５ｎｍ未満もしくは１００ｎｍ超の析出物が増大し、熱間鍛造時の変形抵抗が上昇し、或いは結晶粒粗大化防止特性が得られ難くなる。より好ましい数は３．０×１０7個／ｍｍ2以上満、更に好ましくは５．０×１０7個／ｍｍ2以上であり、その数は多ければ多いほど好ましいため上限は存在しないが、上述したＡｌ，Ｎｂ，Ｔｉの添加量と析出物サイズからすると、その数は１．０×１０9個／ｍｍ2程度が上限になると思われる。
いずれにしても本発明では、上記の様に成分組成の特定された鋼材において、「圧延材としてのミクロ組織を、フェライト組織＋パーライト組織の面積率で９０％以上、フェライト粒度番号を１１番以下」と定め、或いは更に「鋼断面内に存在する粒径１５〜１００ｎｍの析出物が１．０×１０7個ｍｍ2以上」と定めることで、肌焼用鋼として浸炭処理時に例えば１０５０℃以上、或いは１１００℃以上の高温域に曝された場合でも、結晶粒の粗大化を殆ど生じることがなく、しかも熱間鍛造時の変形抵抗が低くて熱間鍛造性の非常に優れた浸炭用圧延鋼材を提供できる。
上記特性を備えた浸炭用圧延鋼材を得るための製造条件は特に制限されず、前述した成分組成の要件を満たす鋼を溶製し、常法に従って鋳造、均熱、熱間圧延し、或いは必要により再加熱処理してから冷間圧延を行って所定寸法の棒鋼とすればよいが、この際、最終圧延温度を８００〜９５０℃の範囲に設定し、且つ圧延終了から５００℃までの温度域を０．０１〜０．５℃／ｓの速度で冷却するのがよい。
即ち、最終圧延温度を上記温度範囲に制御することで、ベイナイトの生成を抑制しつつオーステナイト粒径を微細化し、また最終圧延後の冷却速度を上記範囲の低速に抑えることでフェライト粒径を粗大化する。ちなみに、最終圧延温度が９５０℃を超えると、旧オーステナイト粒径が粗大となり、焼入れ性が高くなってベイナイトが形成され易くなり、また最終圧延後の上記温度域の冷却速度が速過ぎると、ベイナイトが形成され易くなると共にフェライト粒径が細かくなり、いずれの場合も本発明で意図する結晶組織とフェライト結晶粒度を確保し難くなる。
但し、最終圧延温度が低過ぎると、得られる圧延鋼材のフェライト粒が微細になり過ぎて熱間鍛造時の変形抵抗が上昇するので、低くとも８００℃までに止めるべきであり、また圧延後の冷却速度が遅過ぎると冷却に時間がかかり過ぎて現実的でなくなるため、遅くとも０．０１℃／ｓ以上は確保すべきである。
こうした観点からより好ましい最終圧延温度は８００℃以上、９００℃以下であり、また圧延終了から５００℃までのより好ましい冷却速度は０．０５℃／ｓ以上、０．３℃／ｓ以下である。
また、本発明に係る浸炭用圧延鋼材の好ましい特性として規定する「断面内に存在する粒径１５〜１００ｎｍの析出物が１．０×１０7個／ｍｍ2以上」という要件を満足させるための好ましい製造上の要件は、熱間圧延前の加熱温度を８５０〜１０５０℃の範囲に設定することである。すなわち加熱温度をこの範囲に制御すると、適切なサイズの析出物を容易に好適個数生成させることができる。ちなみに加熱温度が１０５０℃を超えると、該加熱時に好適サイズの析出物が固溶して減少し、その減少分は熱延後の冷却過程で微細な析出物として析出することとなり、熱間鍛造時の変形抵抗を高める原因になる。一方、加熱温度を下げ過ぎると、圧延負荷が過大となって実操業にそぐわなくなるので、低くとも８５０℃以上は確保すべきである。こうした観点から、より好ましい加熱温度は、９００℃以上、１０００℃以下である。
その他の製造条件は特に限定されず、公知の条件範囲の中から適宜最適の条件を選択して適用すればよい。
以下、実施例を挙げて本発明の構成および作用効果をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
実施例１
表１，２に示す化学組成の鋼材を小型溶製炉で溶製し、鋳造、均熱ののち熱間鍛造を行なって一辺が１５５ｍｍの鋼片を得た。この鋼片を使用し、同表に示す温度に加熱してから最終圧延を行い、更に該温度から５００℃までの温度域を同表に示す速度で冷却することによって、直径５０ｍｍの圧延棒鋼を得た。
表１，２に示す化学組成の鋼材を小型溶製炉で溶製し、鋳造、均熱ののち熱間鍛造を行なって一辺が１５５ｍｍの鋼片を得た。この鋼片を使用し、同表に示す温度に加熱してから最終圧延を行い、更に該温度から５００℃までの温度域を同表に示す速度で冷却することによって、直径５０ｍｍの圧延棒鋼を得た。
得られた各圧延棒鋼の横断面のＤ／４（Ｄは棒鋼の直径）位置を観察できるサンプルを切り出し、鏡面状に研磨した後、腐食液「エタノール＋３％ナイタール」を用いて研磨面を腐食する。そして、腐食面を光学顕微鏡により倍率４００倍で１０視野を観察し、ポイントカウンティング法によってフェライト（α）＋パーライト（Ｐ）面積率を求めた。尚残部組織は全てベイナイトであった。
また供試棒鋼中の析出物については、上記で得た供試棒鋼の横断面Ｄ／４の位置から抽出レプリカを作製し、日立製作所製の透過型電子顕微鏡（商品名「Ｈ−８００」）を用いて１５０，０００倍で１０視野（約７．５μｍ2）を写真撮影し、その写真画像をMicromedia社製のImage Proを用いて画像解析することにより、円相当径が１５〜１００ｎｍの範囲の析出物の数密度を測定した。
その後、切削加工によって結晶粒粗大化抑制効果確認用および熱間鍛造時の変形抵抗測定用の試験片を作製した。試験片の形状は、図１に示す如く直径約８ｍｍ×高さ約１２ｍｍの円柱状である。
各試験片を熱間加工シミュレーター（富士電波工機社製の商品名「ＴＨＥＭＥＣＭＡＳＴＥＲ−Ｚ」）を用いて熱間で圧延した。該試験時の昇温速度は１０℃／ｓ、加熱温度は１０００℃、熱間鍛造を模擬した加工温度は１０００℃、圧縮率は７０％、歪速度は１、その後の冷却速度は１℃／ｓとした。
また、熱間鍛造性の指標として、１０００℃で加工する際の最大荷重を測定し、最大負荷が１４０ｋＮ以下であるものは非常に良好（◎）、１４０ｋＮ超１５０ｋＮ以下を良好（○）、１５０ｋＮ超を不良（×）とした。
また上記で得た各供試用棒鋼を、真空焼鈍炉で１０７５℃×３時間の焼鈍に付した後、水冷してから断面の結晶粒粗大化状況を調べた。結晶粒粗大化状況は、光学顕微鏡を用いて１００倍の倍率で１０視野を観察し、結晶粒のサイズが、ＪＩＳ規格で定める結晶粒度番号５番に相当する結晶粒サイズよりも大きいものを粗大化している領域（粗粒域）、結晶粒度番号５番に相当する結晶粒サイズ未満である部分を（整粒部）とし、粗粒域が視野面積に占める割合（粗粒率）と、平均結晶粒度番号［＝｛整粒部の結晶粒度番号×整粒部面積率（％）＋粗粒部の結晶粒度×粗粒率（％）｝／１００］を求めた。
そして、粗粒率については、０％を非常に良好（◎）、０超５％未満を良好（○）、５％以上を粗大化発生（×）、の３段階で評価し、平均結晶粒径については、９番以上を非常に良好（◎）、７〜９番を良好（○）、７番未満を不良（×）とした。それらの結果から、加熱温度１０７５℃で粗粒率、平均結晶粒径が共に良好または非常に良好であるものを、高温での結晶粒粗大化防止特性が良好であると判断した。
また、得られた各棒鋼について下記の方法で介在物評価および物性試験を行なった。
析出物評価；
各供試棒鋼の横断面Ｄ／４の位置から抽出レプリカを作製し、日立製作所製の透過型電子顕微鏡（商品名「Ｈ−８００」）を用いて１５０，０００倍で１０視野（約７．５μｍ2）を写真撮影し、その写真画像をMicromedia社製のImage Proを用いて画像解析することにより、円相当径が１５〜１００ｎｍの範囲の析出物の数密度を測定した。
各供試棒鋼の横断面Ｄ／４の位置から抽出レプリカを作製し、日立製作所製の透過型電子顕微鏡（商品名「Ｈ−８００」）を用いて１５０，０００倍で１０視野（約７．５μｍ2）を写真撮影し、その写真画像をMicromedia社製のImage Proを用いて画像解析することにより、円相当径が１５〜１００ｎｍの範囲の析出物の数密度を測定した。
物性試験；
各供試棒鋼について、試験片加工で直径３２ｍｍ×４８ｍｍの試験片を作製し、１０００℃で７０％の鍛造を加えた後、浸炭処理を模擬するため１０７５℃で３時間保持した後、焼入れ温度：９３０℃で油冷し、その後１７０℃で焼戻し処理を行なった。この試験片の中心からＪＩＳ Ｚ２２４２に規定する衝撃試験片を切り出して衝撃試験を行い、またＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠して芯部硬さを調べた。
各供試棒鋼について、試験片加工で直径３２ｍｍ×４８ｍｍの試験片を作製し、１０００℃で７０％の鍛造を加えた後、浸炭処理を模擬するため１０７５℃で３時間保持した後、焼入れ温度：９３０℃で油冷し、その後１７０℃で焼戻し処理を行なった。この試験片の中心からＪＩＳ Ｚ２２４２に規定する衝撃試験片を切り出して衝撃試験を行い、またＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠して芯部硬さを調べた。
結果を表３，４に示す。
表１〜４より次の様に考えることができる。
Ｎｏ．１は鋼中のＣ含量が不足するため芯部硬さが低く、逆にＮｏ．５は鋼中のＣ含量が多過ぎるため芯部衝撃値が低く、本発明の目的に合致しない。
Ｎｏ．６，９は、鋼中のＳｉ含量が規定範囲を外れるため、Ｎｏ．１０，１３は、鋼中のＭｎ含量が規定範囲を外れるため、またＮｏ．１５は鋼中のＳ含量が多過ぎ、Ｎｏ．１８は鋼中のＣｒ含量が多過ぎるため、いずれも芯部衝撃値が低い。
Ｎｏ．２６〜３３は、鋼中のＡｌ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｎの含有量が規定範囲を外れるため、結晶粒粗大化防止効果が乏しく、特に、これらの元素量が多過ぎるＮｏ．２７，２９，３１，３３では、芯部衝撃値が劣悪で、熱間鍛造時の変形抵抗も大きい。
Ｎｏ．４４は、鋼の成分組成は適正であるが、熱延前の加熱温度が高過ぎるため、円相当径１５〜１００ｎｍの析出物の数がやや少なく、芯部衝撃特性がやや不足気味であり、またＮｏ．４５，４７も鋼の成分組成は適正であるが、Ｎｏ．４５は最終圧延温度が高過ぎるため、またＮｏ．４７は圧延後の冷却速度が速すぎるため、何れもミクロ組織が規定要件を外れており、満足のいく結晶粒粗大化特性と熱間鍛造性が得られていない。Ｎｏ．４６は、最終圧延温度が低過ぎるためフェライト粒が微細化し、やはり満足のいく結晶粒粗大化特性と熱間鍛造性が得られていない。
これらに対し上記以外のものは、本発明の規定要件を満たしているため、優れた結晶粒粗大化防止作用と熱間鍛造性が得られている。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｓ：０．００５〜０．２％、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１２％、
を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼材からなり、圧延材としてのミクロ組織が、フェライト組織＋パーライト組織の面積率で９０％以上、フェライト粒度番号が１１番以下であることを特徴とする高温浸炭特性と熱間鍛造特性に優れた浸炭用圧延鋼材。 - 鋼が、更に他の元素として、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の浸炭用圧延鋼材。
- 鋼が、更に他の元素として、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１または２に記載の浸炭用圧延鋼材。
- 鋼が、更に他の元素として、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％を含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の浸炭用圧延鋼材。
- 鋼が、更に他の元素として、Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＢｉ：０．１％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の浸炭用圧延鋼材。
- 鋼が、更に他の元素として、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％よりなる群から選択される少なくとも１種を含むものである請求項１〜５のいずれかに記載の浸炭用圧延鋼材。
- 鋼が、更に他の元素として、Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜６のいずれかに記載の浸炭用圧延鋼材。
- 断面内に粒径１５〜１００ｎｍの析出物が１．０×１０7個／ｍｍ2以上存在する請求項１〜７のいずれかに記載の浸炭用圧延鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2004358667A JP4384592B2 (ja) | 2004-12-10 | 2004-12-10 | 高温浸炭特性と熱間鍛造性に優れた浸炭用圧延鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2004358667A JP4384592B2 (ja) | 2004-12-10 | 2004-12-10 | 高温浸炭特性と熱間鍛造性に優れた浸炭用圧延鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2006161144A true JP2006161144A (ja) | 2006-06-22 |
| JP4384592B2 JP4384592B2 (ja) | 2009-12-16 |
Family
ID=36663489
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2004358667A Expired - Fee Related JP4384592B2 (ja) | 2004-12-10 | 2004-12-10 | 高温浸炭特性と熱間鍛造性に優れた浸炭用圧延鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4384592B2 (ja) |
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008026459A1 (fr) * | 2006-08-30 | 2008-03-06 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Poulie pour une transmission à variation continue |
| JP2008174830A (ja) * | 2006-12-20 | 2008-07-31 | Nippon Steel Corp | 機械的特性及び被削性に優れた機械構造用鋼 |
| JP2008189989A (ja) * | 2007-02-05 | 2008-08-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温浸炭用鋼材 |
| WO2008126939A1 (ja) * | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 鍛造用鋼 |
| JP2009256774A (ja) * | 2008-03-28 | 2009-11-05 | Jfe Steel Corp | 浸炭用鋼の製造方法 |
| WO2009154235A1 (ja) * | 2008-06-19 | 2009-12-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱処理用鋼 |
| WO2010082481A1 (ja) * | 2009-01-16 | 2010-07-22 | 新日本製鐵株式会社 | 肌焼鋼、浸炭部品、及び肌焼鋼の製造方法 |
| JP2011185415A (ja) * | 2010-03-11 | 2011-09-22 | Aichi Steel Works Ltd | Ｃｖｔシーブ及びｃｖｔシーブ用鋼材 |
| JP2014101565A (ja) * | 2012-11-22 | 2014-06-05 | Jfe Bars & Shapes Corp | 熱間鍛造後の焼ならし省略可能で、高温浸炭性に優れた肌焼鋼および部品の製造方法 |
| JP2014101566A (ja) * | 2012-11-22 | 2014-06-05 | Jfe Bars & Shapes Corp | 熱間鍛造後、焼ならし省略可能で、高温浸炭性に優れた肌焼鋼および部品の製造方法 |
| JP2015147962A (ja) * | 2014-02-05 | 2015-08-20 | 新日鐵住金株式会社 | スリーブ・ドッグギヤ |
| JP2020164936A (ja) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 浸炭用鋼およびその製造方法 |
| JP7142306B1 (ja) * | 2022-03-29 | 2022-09-27 | 三菱製鋼株式会社 | 浸炭用鋼 |
| CN115537649A (zh) * | 2021-06-30 | 2022-12-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高温渗碳轴齿用钢及其制造方法 |
-
2004
- 2004-12-10 JP JP2004358667A patent/JP4384592B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (26)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8523722B2 (en) | 2006-08-30 | 2013-09-03 | Kobe Steel, Ltd. | Pulley for continuously variable transmission |
| WO2008026459A1 (fr) * | 2006-08-30 | 2008-03-06 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Poulie pour une transmission à variation continue |
| KR101076582B1 (ko) * | 2006-08-30 | 2011-10-24 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 무단 변속기용 풀리 |
| JP2008174830A (ja) * | 2006-12-20 | 2008-07-31 | Nippon Steel Corp | 機械的特性及び被削性に優れた機械構造用鋼 |
| JP2008189989A (ja) * | 2007-02-05 | 2008-08-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温浸炭用鋼材 |
| WO2008126939A1 (ja) * | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 鍛造用鋼 |
| JP2009108398A (ja) * | 2007-04-11 | 2009-05-21 | Nippon Steel Corp | 鍛造用鋼 |
| US20100047106A1 (en) * | 2007-04-11 | 2010-02-25 | Hajime Saitoh | Forging steel |
| US9657379B2 (en) * | 2007-04-11 | 2017-05-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Forging steel |
| CN104611623A (zh) * | 2007-04-11 | 2015-05-13 | 新日铁住金株式会社 | 锻造用钢 |
| EP2762593A1 (en) * | 2007-04-11 | 2014-08-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Forging steel |
| JP2009256774A (ja) * | 2008-03-28 | 2009-11-05 | Jfe Steel Corp | 浸炭用鋼の製造方法 |
| WO2009154235A1 (ja) * | 2008-06-19 | 2009-12-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱処理用鋼 |
| US9023159B2 (en) | 2008-06-19 | 2015-05-05 | Kobe Steel, Ltd. | Steel for heat treatment |
| WO2010082481A1 (ja) * | 2009-01-16 | 2010-07-22 | 新日本製鐵株式会社 | 肌焼鋼、浸炭部品、及び肌焼鋼の製造方法 |
| JP4709944B2 (ja) * | 2009-01-16 | 2011-06-29 | 新日本製鐵株式会社 | 肌焼鋼、浸炭部品、及び肌焼鋼の製造方法 |
| KR101363845B1 (ko) | 2009-01-16 | 2014-02-17 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 표면 경화강, 침탄 부품 및 표면 경화강의 제조 방법 |
| US8980022B2 (en) | 2009-01-16 | 2015-03-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Case hardening steel, carburized component, and manufacturing method of case hardening steel |
| JP2011185415A (ja) * | 2010-03-11 | 2011-09-22 | Aichi Steel Works Ltd | Ｃｖｔシーブ及びｃｖｔシーブ用鋼材 |
| JP2014101566A (ja) * | 2012-11-22 | 2014-06-05 | Jfe Bars & Shapes Corp | 熱間鍛造後、焼ならし省略可能で、高温浸炭性に優れた肌焼鋼および部品の製造方法 |
| JP2014101565A (ja) * | 2012-11-22 | 2014-06-05 | Jfe Bars & Shapes Corp | 熱間鍛造後の焼ならし省略可能で、高温浸炭性に優れた肌焼鋼および部品の製造方法 |
| JP2015147962A (ja) * | 2014-02-05 | 2015-08-20 | 新日鐵住金株式会社 | スリーブ・ドッグギヤ |
| JP2020164936A (ja) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 浸炭用鋼およびその製造方法 |
| CN115537649A (zh) * | 2021-06-30 | 2022-12-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高温渗碳轴齿用钢及其制造方法 |
| CN115537649B (zh) * | 2021-06-30 | 2024-01-09 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高温渗碳轴齿用钢及其制造方法 |
| JP7142306B1 (ja) * | 2022-03-29 | 2022-09-27 | 三菱製鋼株式会社 | 浸炭用鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4384592B2 (ja) | 2009-12-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4956146B2 (ja) | 鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法並びに浸炭部品 | |
| WO2010116555A1 (ja) | 冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法 | |
| JP4464864B2 (ja) | 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼 | |
| WO2012046779A1 (ja) | 肌焼鋼及びその製造方法 | |
| JP4964063B2 (ja) | 冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびそれから得られる機械部品 | |
| JP4464862B2 (ja) | 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼 | |
| JP4384592B2 (ja) | 高温浸炭特性と熱間鍛造性に優れた浸炭用圧延鋼材 | |
| JP5886119B2 (ja) | 肌焼鋼鋼材 | |
| JP2006299296A (ja) | 疲労特性と耐結晶粒粗大化特性に優れた肌焼用圧延棒鋼およびその製法 | |
| JP4502929B2 (ja) | 転動疲労特性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼用鋼 | |
| JP4464863B2 (ja) | 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼 | |
| JP4502126B2 (ja) | 機械構造用鋼 | |
| JP2006291335A (ja) | 高温浸炭特性と加工性に優れた肌焼用鋼 | |
| JP2017133052A (ja) | 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼およびその製造方法 | |
| JP4464861B2 (ja) | 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼 | |
| JP2006265704A (ja) | 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れ、軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼およびその製法 | |
| JP4528363B1 (ja) | 冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法 | |
| JP4807949B2 (ja) | 高温浸炭特性に優れた肌焼用圧延棒鋼 | |
| JP4488228B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼材 | |
| JP5869919B2 (ja) | 冷間加工性に優れた肌焼用条鋼 | |
| JP7436779B2 (ja) | 浸炭歯車用鋼、浸炭歯車及び浸炭歯車の製造方法 | |
| JP4450217B2 (ja) | 軟窒化用非調質鋼 | |
| JP2006265703A (ja) | 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼およびその製法 | |
| JP6172378B2 (ja) | 肌焼鋼鋼線 | |
| JP3353698B2 (ja) | 軟窒化用鋼材の製造方法及びその鋼材を用いた軟窒化部品 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060925 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20081125 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20081224 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20090220 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20090915 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20090925 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121002 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4384592 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131002 Year of fee payment: 4 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |