JP2012201978A - 炭素鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度でありながら耐摩耗性も良好な炭素鋼材およびその製造方法を提供する。
【解決手段】本発明に係る炭素鋼材１は、炭素を含む鉄鋼基材２と、前記鉄鋼基材２の表層に形成された片状黒鉛層３とを有する。前記片状黒鉛層３の厚さは２００μｍから１ｍｍであるのが好ましく、炭素鋼材１の化学組成は、Ａｌを０．１〜０．３質量％およびＳｉを１．５〜２．５質量％含有するのが好ましい。前記した炭素鋼材１は、所定の形状に成形した炭素を含む鉄鋼基材を７００〜７２０℃で１０〜２０分熱処理し、その後水冷することで製造することができる。
【選択図】図１

Description

本発明は、例えば、エンジンのシリンダライナなどの構造材として用いられる炭素鋼材およびその製造方法に関する。

従来から、エンジンのシリンダライナなどの構造材には、ねずみ鋳鉄が広く一般的に使用されている。ねずみ鋳鉄は、炭素（Ｃ）を多く含有し、その組織中には片状黒鉛が晶出している。そのため、ねずみ鋳鉄は固体潤滑作用が良好であり、相手部材とのなじみ性が良く、耐摩耗性や耐焼付き性が高いという特長を有している。

また、構造材には、低合金鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼なども多く使用されている。これらは、焼戻しマルテンサイト組織により高強度を発現することができ、さらに高硬度炭化物の析出によって耐摩耗性の向上を図ることができる。

さらに、特許文献１や非特許文献１に記載されているように、構造材には、組織中の黒鉛を球状化させた球状化黒鉛鋳鉄も使用されている。炭化物である黒鉛を球状化することによって靭性や延性の向上を図ることができる。

特開２０００−３１９７５４号公報

多田周二ら著、「オーステンパ球状黒鉛鋳鋼の衝撃強度に及ぼす含有シリコン量およびオーステンパ条件の影響」日本機械学会論文集（Ａ編）、６０巻５７８号（１９９４−１０）、論文Ｎｏ．９４−００７３、p.１８９−１９４

しかしながら、ねずみ鋳鉄で製造された構造材は、片状黒鉛の先端部における応力集中により亀裂が発生し易く、黒鉛が強度を分担しないため、強度が低くなるという問題がある。

また、低合金鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼で製造された構造材は、自己潤滑性に欠けるため耐摩耗性に劣り、油切れ等を生じると凝着摩耗が発生し、焼付き（スカッフィング）に発展するという問題がある。

そして、特許文献１や非特許文献１に記載された材料で製造された構造材は、組織中の黒鉛が球状化しているため片状黒鉛と比較してその表面積が小さくなる。その結果、片状黒鉛を有するねずみ鋳鉄で製造した構造材と比較して固体潤滑作用が発現され難く、耐摩耗性に劣るという問題がある。

本発明は前記問題に鑑みてなされたものであり、高強度でありながら耐摩耗性も良好な炭素鋼材およびその製造方法を提供することを課題とする。

前記課題を解決するため、本発明に係る炭素鋼材は、片状黒鉛層が表層に形成されていることを特徴としている。
このような片状黒鉛層が表層に形成されているため、固体潤滑作用を得ることができ、耐摩耗性が向上する。また、片状黒鉛層は表層のみに形成されているため、炭素鋼材全体としての強度は低下しない。

本発明に係る炭素鋼材は、前記片状黒鉛層の厚さが、２００μｍから１ｍｍであるのが好ましい。このようにすれば、確実に耐摩耗性を向上させ、かつ高強度を得ることができる。

本発明に係る炭素鋼材は、Ａｌを０．１〜０．３質量％およびＳｉを１．５〜２．５質量％含有するのが好ましい。ＳｉとＡｌをこのような範囲で含有させることにより、片状黒鉛層を確実に形成することができるので、耐摩耗性を向上させ、かつ高強度を確実に得ることができる。

本発明に係る炭素鋼材の製造方法は、所定の形状に成形した炭素を含む鉄鋼基材を７００〜７２０℃で１０〜２０分熱処理し、その後水冷することを特徴としている。
所定の形状に成形した炭素を含む鉄鋼基材をこのような手順で処理することで、表層のみに片状黒鉛を濃化させることができる。つまり、表層に片状黒鉛層を形成させた炭素鋼材を製造することができる。

本発明に係る炭素鋼材の製造方法は、前記鉄鋼基材がＡｌを０．１〜０．３質量％およびＳｉを１．５〜２．５質量％含有するのが好ましい。
ＡｌとＳｉをこのような範囲で含有する鉄鋼基材を用いると、表層のみに片状黒鉛を濃化させ易くなる。つまり、表層に片状黒鉛層を形成させた炭素鋼材を製造し易くなる。

本発明によれば、高強度でありながら耐摩耗性も良好な炭素鋼材およびその製造方法を提供することができる。

本発明に係る炭素鋼材の構成を説明する断面図である。 供試材Ｎｏ．Ａの反射電子像である。倍率は１２０倍であり、図中のスケールバーは１００μｍを示す。 供試材Ｎｏ．Ｂの反射電子像である。倍率は１２０倍であり、図中のスケールバーは１００μｍを示す。 供試材Ｎｏ．Ｃの反射電子像である。倍率は１２０倍であり、図中のスケールバーは１００μｍを示す。 供試材Ｎｏ．Ｄの反射電子像である。倍率は１２０倍であり、図中のスケールバーは１００μｍを示す。 供試材Ｎｏ．Ｇの光学顕微鏡像である。倍率は２５０倍であり、図中のスケールバーは１００μｍを示す。

次に、図１を参照して本発明の一実施形態に係る炭素鋼材について説明する。
図１に示すように、一実施形態に係る炭素鋼材１は、炭素（Ｃ）を含む鉄鋼基材２と、鉄鋼基材２の表層に形成された片状黒鉛層３とを有する。片状黒鉛は、強度は低いものの、被接触物に対する表面積が大きくなるため固体潤滑作用に優れ、摩擦係数の低減を図ることができる。そのため、本発明のように片状黒鉛を濃化させた片状黒鉛層３を表層のみに形成すれば、耐摩耗性を向上させることができる。また、内部の鉄鋼基材２には片状黒鉛が形成されていないため、強度を高く維持できる。

片状黒鉛層３の厚さは２００μｍから１ｍｍとするのが好ましい。片状黒鉛層３の厚さがこの範囲にあると、良好な耐摩耗性と高強度を得ることができる。一方、片状黒鉛層３の厚さが２００μｍ未満であると、片状黒鉛層３の厚さが薄過ぎるため、十分な耐摩耗性を得ることができないおそれがある。また、使用によって片状黒鉛層３の消失が早まるおそれもある。他方、片状黒鉛層３の厚さが１ｍｍを超えると、片状黒鉛層３の厚さが厚過ぎるため片状黒鉛層３に亀裂が入り易かったり、欠損が生じ易かったりするおそれがある。かかる片状黒鉛層３の片状黒鉛は、本実施形態では、反射電子像で断面を撮像したときに、表面に対して斜め方向に析出されている。

Ｃは、黒鉛を析出させ、耐摩耗性を確保するために重要な元素である。Ｃは、例えば１．５質量％程度含有するのが好ましい。Ｃ量が１．５質量％よりも過度に少ないと、耐摩耗性を確保することができない。また、表層に十分な片状黒鉛を形成させることができない。一方、Ｃ量が１．５質量％を超えて過度に多いと靭性を低下させる。
従って、Ｃ量は１．５質量％程度とするのが好ましい。

一実施形態に係る炭素鋼材１は、Ａｌを０．１〜０．３質量％およびＳｉを１．５〜２．５質量％含有するのが好ましい。また、その他の添加剤として、Ｍｎを、例えば１．０質量％含有するのが好ましい。

Ａｌは、黒鉛化を促進する元素である。また、脱酸剤として重要な元素であるとともに、ＡｌＮを析出し結晶粒を微細にする元素である。これらの効果を有効に得るため、Ａｌ量は０．１質量％以上とするのが好ましい。一方、０．３質量％を超えてＡｌを添加してもその効果は飽和する。また、Ａｌの過剰添加は湯流れを悪くする。
従って、Ａｌ量は０．１〜０．３質量％とするのが好ましい。

Ｓｉは、Ａｌと同様に黒鉛化を促進する元素である。Ｓｉ量が１．５質量％未満であると当該効果を有効に得られないおそれがある。また、Ｓｉ量が２．５質量％を超えると非金属介在物が増大するため靭性の低下などを招くおそれがある。
従って、Ｓｉ量は１．５〜２．５質量％とするのが好ましい。

Ｍｎは、黒鉛化を阻害する元素であるが、焼入れ性を向上させるとともに、鉄鋼基材２中のＳと結合してＭｎＳを形成し、Ｓを無害化する。Ｍｎ量が１．０質量％よりも過度に少ないと、Ｓの無害化を図ることができないおそれがある。一方、Ｍｎ量が１．０質量％を超えて過度に多いと、黒鉛の析出が阻害されるおそれがある。Ｍｎ量は０．８〜１．２質量％程度とするのが好ましく、１．０質量％程度とするのが好ましい。

鉄鋼基材２の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなるのが好ましい。残部に含まれ得る不可避的不純物としては、例えば、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎなどが挙げられる。これらの不可避的不純物は、なるべく含有しないことが望ましいが、Ｐは０．０４質量％以下、Ｓは０．０１質量％以下、Ｏは０．００３質量％以下、Ｎは０．０１質量％以下であれば本発明の効果を阻害しない。そのため、これらの不可避的不純物について、それぞれ前記した程度の含有は許容される。

なお、炭素鋼材１の化学組成は、前記したもの以外にも、一般的に、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類元素）などが黒鉛化を促進する元素として知られているので、これらを含有させることもできる。
また、過度の黒鉛化を抑制するため、一般的に、Ｓ、Ｏ、Ｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂなどが黒鉛化を阻害する元素として知られているので、これらを含有させることもできる。
ここで、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎについては、これらの目的のために含有させる場合であっても前記した含有量以下とするのが好ましい。

本発明を適用できる炭素鋼は前記した化学組成のものに限定されない。本発明は、約０．７質量％以上の高炭素鋼のいずれを用いた構造材であっても適用することができる。

次に、本発明の一実施形態に係る炭素鋼材の製造方法について説明する。
一実施形態に係る炭素鋼材１の製造方法は、所定の形状に成形した炭素を含む鉄鋼基材２を７００〜７２０℃で１０〜２０分熱処理し、その後水冷するというものである。ここで、鉄鋼基材２は、Ａｌを０．１〜０．３質量％およびＳｉを１．５〜２．５質量％含有するのが好ましい。なお、ＡｌとＳｉをこの範囲で含有すると好ましいことは既に述べたとおりであるので、その説明を省略する。

所定の形状への成形は、適宜の方法、例えば、鋳造や鍛造などの他、圧延、押出しなどの展伸加工や、剪断、曲げなどの成形加工によって行うことができる。また、所定の形状への成形後、前記した熱処理前であれば、必要に応じて、固溶化処理などを行うことができる。一方、前記した熱処理後は、焼鈍しなどの熱処理を行わないのが好ましいが、７００℃未満の熱処理、例えば、６００〜７００℃未満で行うひずみ取り焼鈍しなどであれば行うことができる。

前記した熱処理が７００〜７２０℃であれば、表層に片状黒鉛を濃化させた片状黒鉛層３を形成することができる。これは、フェライト（α−Ｆｅ）中のＣの殆どはセメンタイト（Ｆｅ₃Ｃ）として析出するため、Ｆｅ₃ＣをＣに分解するには７００℃以上の高温に加熱すればよいと考えられるからである。つまり、表層部ほど体積膨張による拘束が少なく、弾性ひずみエネルギーの増加も小さく済むので、内部に比べ表層部の黒鉛化が促進される。そのため、熱処理条件、特に熱処理の温度を特定の範囲に制御することで、表層の炭化物のみを選択的に片状黒鉛化して濃化させ、片状黒鉛層３を形成させる。熱処理の時間が過度に長くなければ内部の鉄鋼基材２は黒鉛化しないミクロ組織のままであるから、強度も維持される。結果的に、高強度でありながら耐摩耗性も良好な、前記した炭素鋼材１を製造することができる。なお、黒鉛化を促進する観点からは、前記したように、ＡｌやＳｉなどの黒鉛化を促進する元素をそれぞれ前記した範囲で添加するのが好ましいといえる。

前記した理由から、熱処理が７００℃未満であると、表層に片状黒鉛層３を形成することができない。一方、熱処理が７２０℃を超えると、球状化した黒鉛が全体的に均等に析出してしまう。そのため、耐摩耗性に劣るおそれがある。
従って、熱処理は７００〜７２０℃とする。

熱処理を行う手段は特に限定されない。例えば、電気炉やガス炉、高周波誘導加熱炉などによって行うことができる。
熱処理の時間は、熱処理を行う手段の能力に応じて適宜に設定し得るものであり、炭素鉱材１の表層に片状黒鉛を濃化させて片状黒鉛層３を形成できる範囲で適宜に設定することができる。例えば、１０〜２０分程度とすることができる。電気炉の場合は、例えば、１５分などとすることができるが、これよりも加熱能力の高い高周波誘導加熱炉などでは、さらに短い時間で同等の厚さの片状黒鉛層３を形成することも可能である。
なお、電気炉の場合、熱処理の時間が１０分未満であると、たとえ、７２０℃であっても片状黒鉛層３を十分に形成することができない。一方、熱処理の時間が２０分を超えると、球状化した黒鉛が全体的に均等に析出してしまう。そのため、耐摩耗性および強度に劣るおそれがある。

熱処理の加熱速度は５０℃／ｈ以上とするのが好ましい。加熱速度が５０℃／ｈ未満であると、加熱速度が小さ過ぎるため７００〜７２０℃の温度領域に保持される時間が２０分を超えるおそれがあり、球状化した黒鉛が全体的に均等に析出してしまう。そのため、耐摩耗性に劣るおそれがある。電気炉を用いた場合、熱処理の加熱速度は、例えば、２００℃／ｈとするのがよい。

次に、実施例と比較例を対比して本発明の効果について説明する。

表１に示すＮｏ．１〜４の化学組成のインゴットを高周波真空溶解炉にて溶製した。サイズは、１５０×５０×２０ｍｍとした。また、インゴットＮｏ．１〜４のＡ₁変態点を多元系状態図計算ソフトのＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃにて導出した。化学組成とともに表１に示す。

表１に示したインゴットＮｏ．１〜４をそれぞれ１５×１５×４０ｍｍに加工し、電気炉内にて、表２に示すＮｏ．Ａ〜Ｇの供試材を、表２に示す熱処理温度で等温保持後、水冷した。保持温度は（Ａ₁変態点＋４０）℃、７３０℃、７００℃、６８０℃の４通りとした。熱処理の保持時間は１５ｍｉｎとした。

熱処理を行った供試材Ｎｏ．Ａ〜Ｇの表面に対して垂直な方向に切断した切断面を、１μｍのダイヤモンドペーストにて鏡面研磨した後、表層のミクロ組織を反射電子像（倍率１２０倍）にて観察した（供試材Ｎｏ．Ｇのみ光学顕微鏡（倍率２５０倍））。反射電子像および光学顕微鏡で観察した結果を、熱処理温度とともに表２に示す。また、これらのうち、供試材Ｎｏ．Ａ〜Ｄ、Ｇを代表例として、その反射電子像または光学顕微鏡像を図２〜６にそれぞれ示した。なお、図２は供試材Ｎｏ．Ａの反射電子像であり、図３は供試材Ｎｏ．Ｂの反射電子像であり、図４は供試材Ｎｏ．Ｃの反射電子像であり、図５は供試材Ｎｏ．Ｄの反射電子像であり、図６は供試材Ｎｏ．Ｇの光学顕微鏡像である。

表２および図２に示すように、供試材Ｎｏ．Ａについて反射電子像で確認した結果、内部の鉄鋼基材は黒鉛化せず、表層のみに片状黒鉛が濃化していた。
他方、表２および図３〜６に示すように、供試材Ｎｏ．Ｂ〜Ｇは、反射電子像または光学顕微鏡で確認した結果、表層のみに片状黒鉛が濃化するものはなかった。

次に、内部の鉄鋼基材は黒鉛化せず、表層のみに片状黒鉛が濃化していた供試材Ｎｏ．Ａと、供試材Ｎｏ．Ｈに係るねずみ鋳鉄（ＦＣ２５０）と、供試材Ｎｏ．Ｉに係るマルテンサイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ４２０Ｊ２）とを用いて、硬さ試験および摩擦係数の測定を行った。

供試材Ｎｏ．Ａの硬さ試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４３「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠し、荷重１９６Ｎ（２０ｋｇｆ）にて実施した。なお、硬さの測定は任意の３箇所について行った。
供試材Ｎｏ．Ｈ、Ｉの硬さは、文献（ＪＩＳ Ｇ５５０１「ねずみ鋳鉄品」、ＪＩＳ Ｇ４３０５「冷間圧延ステンレス鋼及び鋼帯」）に記載のＨＢ、ＨＲＣをＨＶに換算した値とした。

供試材Ｎｏ．Ａおよび供試材Ｎｏ．Ｈの摩擦係数の測定は、ＨＥＩＤＯＮ表面性測定機にて、試験速度１００ｍｍ／ｍｉｎ、試験荷重９．８ｋＮ（１０００ｋｇｆ）、摺動距離２０ｍｍ、大気中、室温、無潤滑の条件で実施した。相手材は、ねずみ鋳鉄（ＦＣ２５０）とし、試験材、相手材ともに摺動面の算術平均粗さＲａを機械加工で５μｍ程度に仕上げた。静摩擦係数は、試験波形の最初に現れるピークの値とし、動摩擦係数は、波形が安定している範囲（２〜１２秒）の平均値とした。なお、供試材Ｎｏ．Ｉの摩擦係数は未計測である。硬さ（ＨＶ）および摩擦係数（静摩擦係数、動摩擦係数）を表３に示す。

表３に示すとおり、供試材Ｎｏ．Ａは、マルテンサイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ４２０Ｊ２）である供試材Ｎｏ．Ｉと同等の硬さを有し、高強度であることがわかった。また、供試材Ｎｏ．Ａの静摩擦係数および動摩擦係数は、ねずみ鋳鉄（ＦＣ２５０）である供試材Ｎｏ．Ｈには若干及ばないものの十分に低い値であった。従って、内部の鉄鋼基材は黒鉛化せず、表層のみに片状黒鉛が濃化している供試材Ｎｏ．Ａは、本発明の効果を奏する実施例であるということができる。

１ 炭素鋼材
２ 鉄鋼基材
３ 片状黒鉛層

Claims (5)

1. 炭素を含む鉄鋼基材と、
   前記鉄鋼基材の表層に形成された片状黒鉛層と、を有する
   ことを特徴とする炭素鋼材。
2. 請求項１に記載の炭素鋼材であって、
   前記片状黒鉛層の厚さが、２００μｍから１ｍｍである
   ことを特徴とする炭素鋼材。
3. 請求項１または請求項２に記載の炭素鋼材であって、
   Ａｌを０．１〜０．３質量％およびＳｉを１．５〜２．５質量％含有する
   ことを特徴とする炭素鋼材。
4. 請求項１に記載の炭素鋼材を製造するための製造方法であって、
   所定の形状に成形した炭素を含む鉄鋼基材を７００〜７２０℃で１０〜２０分熱処理し、その後水冷する
   ことを特徴とする炭素鋼材の製造方法。
5. 請求項４に記載の炭素鋼材の製造方法であって、
   前記鉄鋼基材がＡｌを０．１〜０．３質量％およびＳｉを１．５〜２．５質量％含有する
   ことを特徴とする炭素鋼材の製造方法。