JP2014034683A - 肌焼用棒鋼または線材 - Google Patents
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Abstract
【課題】成分コストが低く、被削性に優れ、かつ浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れした場合の曲げ疲労強度とピッチング強度に優れるとともにこれら強度のバラツキが小さく、浸炭部品の素材として好適な、肌焼用棒鋼または線材の提供。
【解決手段】C：0.13〜0.25％、Si：0.02〜0.35％、Mn：0.50〜0.90％、S：0.005〜0.030％、Cr：0.50〜1.60％、Al：0.010〜0.060％及びN：0.0100〜0.0250％を含有するとともに、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のP≦0.030％、Ti≦0.005％、V≦0.005％及びO≦0.0015、かつ、Ti＋V≦0.006％であり、更に、長手方向に垂直な断面内における上記各不純物元素の濃度差が、Pで0.005％以下、Tiで0.003％以下、Vで0.003％以下及びOで0.0005％以下である肌焼用棒鋼または線材。この肌焼用棒鋼または線材は、Feの一部に代えて、特定量のCu、Ni、Mo、Nb、Caの内の1種以上を含んでもよい。
【選択図】なし
【解決手段】C：0.13〜0.25％、Si：0.02〜0.35％、Mn：0.50〜0.90％、S：0.005〜0.030％、Cr：0.50〜1.60％、Al：0.010〜0.060％及びN：0.0100〜0.0250％を含有するとともに、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のP≦0.030％、Ti≦0.005％、V≦0.005％及びO≦0.0015、かつ、Ti＋V≦0.006％であり、更に、長手方向に垂直な断面内における上記各不純物元素の濃度差が、Pで0.005％以下、Tiで0.003％以下、Vで0.003％以下及びOで0.0005％以下である肌焼用棒鋼または線材。この肌焼用棒鋼または線材は、Feの一部に代えて、特定量のCu、Ni、Mo、Nb、Caの内の1種以上を含んでもよい。
【選択図】なし
Description
本発明は、肌焼用棒鋼または線材に関する。詳しくは、成分コストが低く、被削性に優れ、しかも、表面硬化処理である浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れした場合の曲げ疲労強度およびピッチング強度に優れるとともにこれら強度のバラツキが小さく、自動車用歯車など浸炭または浸炭窒化部品の素材として好適な、肌焼用棒鋼または線材に関する。
自動車部品などの機械部品の多くは、通常、棒鋼または線材を素材として、熱間鍛造または冷間鍛造によって所定の粗形状に成形した後に、切削で歯車などの機械部品に仕上加工し、さらに、浸炭焼入れや浸炭窒化焼入れなどの表面硬化処理を行った後、焼戻しを施すことにより製造される。このため、浸炭または浸炭窒化部品の素材には、良好な被削性が要求される。
「浸炭焼入れ」は、一般に、素材鋼（生地の鋼）として低炭素の「肌焼鋼」を使用し、Ａｃ3点以上の高温のオーステナイト域でＣを侵入・拡散させた後、焼入れする表面硬化処理であり、「浸炭窒化焼入れ」は、浸炭と窒化を同時に行った後、焼入れする表面硬化処理である。
近年では、自動車に、軽量化および高トルク化が要求されている。このため、自動車用の浸炭または浸炭窒化部品には、従来よりさらに高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度とが求められている。なかでもトランスミッションなどに使用される歯車には、歯元の高い曲げ疲労強度および歯面の高いピッチング強度が求められる。
また、浸炭または浸炭窒化部品において、曲げ疲労強度およびピッチング強度のバラツキの下限が、設計での強度基準の一つとされることがあり、これら強度のバラツキが小さいことも求められる。
本明細書においては、以下「浸炭または浸炭窒化部品」を「浸炭部品」で代表させて説明することがある。
例えば特許文献１および特許文献２に、浸炭部品の強度向上に関する技術が提案されている。
特許文献１に、質量パーセントで、Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｎ：０．００５〜０．０１４％を含有し、更に、Ｃｒ：０．４〜１．８％、Ｍｏ：０．０２〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜３．５％、Ｖ：０．０３〜０．５％の１種または２種以上を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｏ：０．００２５％以下に各々制限し、残部が鉄および不可避不純物からなり、ＡｌＮの析出量を０．００５％以下に制限し、ベイナイトの組織分率を３０％以下に制限し、熱間圧延方向に平行な断面の組織のフェライトバンドの評点が１〜３であることを特徴とする「粗粒化防止特性に優れた肌焼鋼」が開示されている。
特許文献２に、質量比で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０〜２．００％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００８０〜０．０２５０％、Ｖ：０．０１％以下を含有し、必要に応じてさらに、Ｍｏ：０．８０％以下を含み、残部Ｆｅ及び不純物元素からなる熱間圧延鋼材を１１５０〜１３５０℃に加熱後、鍛造仕上温度が１１００〜１３００℃となる条件で熱間鍛造して、鋼中に含有するＮｂがほぼ固溶した状態（析出個数が０．３個／μｍ2以下）とし、鍛造後６２０℃〜７００℃まで冷却後．その温度で３０分〜５時間保持し、室温まで冷却後浸炭処理することを特徴とする「高温浸炭用熱間鍛造部品の製造方法」が開示されている。
特許文献１には、不純物であるＰの鋼中含有量を制限することにより、疲労強度の低下を抑制することについて、また、不純物であるＴｉ、Ｏの鋼中含有量を制限することにより、熱間圧延後の鋼材の状態でＡｌＮの析出量を制限し、浸炭加熱時のＡｌＮのピン止め作用による結晶粒の粗大化抑制効果を安定して発揮させることについて、開示がある。しかしながら、鋼材断面内の不純物の含有量（以下、含有量を「濃度」ということがある。）差を小さくすることが配慮されていない。そのため、高い曲げ疲労強度およびピッチング強度を安定して確保できないことがある。
特許文献２には、不純物であるＶの鋼材中の含有量を０．０１％以下に制限し、高温浸炭時の異常粒成長を抑制することについて、開示がある。しかしながら、鋼材断面内の不純物の濃度差を小さくすることが配慮されていない。そのため、高い曲げ疲労強度およびピッチング強度を安定して確保できないことがある。
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、成分コストが低く、被削性に優れ、しかも、表面硬化処理である浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れした場合の曲げ疲労強度およびピッチング強度に優れるとともにこれら強度のバラツキが小さく、浸炭部品の素材として好適な、肌焼用棒鋼または線材を提供することである。
本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の検討を行った。その結果、下記（ａ）および（ｂ）の知見を得た。
（ａ）安定して高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を確保し、さらにこれら強度のバラツキを小さくするためには、鋼の成分組成を規定するとともに、不純物濃度を制限することが有効である。
（ｂ）強度バラツキを抑制するには、鋼材断面内、特に鋼材の長手方向に垂直な断面内の不純物濃度のバラツキを制限することが有効である。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（４）に示す肌焼用棒鋼または線材にある。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０２〜０．３５％、
Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、
Ｓ：０．００５〜０．０３０％、
Ｃｒ：０．５０〜１．６０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％および
Ｎ：０．０１００〜０．０２５０％、
を含有するとともに、残部はＦｅおよび不純物からなり、
不純物中のＰ、Ｔｉ、ＶおよびＯ（酸素）がそれぞれ、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｖ：０．００５％以下および
Ｏ：０．００１５％以下、かつ、
ＴｉとＶの合計含有量が、０．００６％以下であり、さらに
長手方向に垂直な断面内における上記の各不純物元素の濃度差が、Ｐで０．００５％以下、Ｔｉで０．００３％以下、Ｖで０．００３％以下、およびＯで０．０００５％以下であることを特徴とする、
肌焼用棒鋼または線材。
Ｃ：０．１３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０２〜０．３５％、
Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、
Ｓ：０．００５〜０．０３０％、
Ｃｒ：０．５０〜１．６０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％および
Ｎ：０．０１００〜０．０２５０％、
を含有するとともに、残部はＦｅおよび不純物からなり、
不純物中のＰ、Ｔｉ、ＶおよびＯ（酸素）がそれぞれ、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｖ：０．００５％以下および
Ｏ：０．００１５％以下、かつ、
ＴｉとＶの合計含有量が、０．００６％以下であり、さらに
長手方向に垂直な断面内における上記の各不純物元素の濃度差が、Ｐで０．００５％以下、Ｔｉで０．００３％以下、Ｖで０．００３％以下、およびＯで０．０００５％以下であることを特徴とする、
肌焼用棒鋼または線材。
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下および
Ｍｏ：０．５０％以下、
のうちの１種以上を含有することを特徴とする、
上記（１）に記載の肌焼用棒鋼または線材。
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下および
Ｍｏ：０．５０％以下、
のうちの１種以上を含有することを特徴とする、
上記（１）に記載の肌焼用棒鋼または線材。
（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
を含有することを特徴とする、
上記（１）または（２）に記載の肌焼用棒鋼または線材。
Ｎｂ：０．０５０％以下、
を含有することを特徴とする、
上記（１）または（２）に記載の肌焼用棒鋼または線材。
（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、
を含有することを特徴とする、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載の肌焼用棒鋼または線材。
Ｃａ：０．００５０％以下、
を含有することを特徴とする、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載の肌焼用棒鋼または線材。
本発明の肌焼用棒鋼または線材は成分コストが低く、切削性に優れ、良好な加工特性を有する。さらに、本発明の肌焼用棒鋼または線材を素材として得られた浸炭部品は、曲げ疲労強度とピッチング強度に優れ、かつこれらの強度のバラツキが小さい。このため、本発明の肌焼用棒鋼または線材は、軽量化および高トルク化のために高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度が要求される自動車用歯車など浸炭または浸炭窒化部品の素材として用いるのに好適である。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１３〜０．２５％
Ｃは、浸炭部品の強度確保のために必須の元素である。この効果を十分得るには、０．１３％以上のＣ含有量が必要である。しかしながら、Ｃの含有量が多すぎると、硬さの増大により被削性の低下を招く。したがって、Ｃの含有量を０．１３〜０．２５％とした。好ましいＣ含有量の下限は０．１５％である。また、好ましいＣ含有量の上限は０．２３％である。
Ｃは、浸炭部品の強度確保のために必須の元素である。この効果を十分得るには、０．１３％以上のＣ含有量が必要である。しかしながら、Ｃの含有量が多すぎると、硬さの増大により被削性の低下を招く。したがって、Ｃの含有量を０．１３〜０．２５％とした。好ましいＣ含有量の下限は０．１５％である。また、好ましいＣ含有量の上限は０．２３％である。
Ｓｉ：０．０２〜０．３５％
Ｓｉは、焼入れ性を向上させる作用および脱酸作用を有する。これらの効果を十分得るには、０．０２％以上のＳｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｓｉは酸化性の元素であり、その含有量が多過ぎると、浸炭ガス中に含まれる微量のＨ2ＯまたはＣＯ2によってＳｉが選択酸化され、鋼表面にＳｉ酸化物が生成されるため、浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入れ層の深さが大きくなる。浸炭異常層の深さが大きくなると、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招くおそれがある。したがって、Ｓｉの含有量を０．０２〜０．３５％とした。好ましいＳｉ含有量の下限は０．０５％である。また、好ましいＳｉ含有量の上限は０．３０％である。
Ｓｉは、焼入れ性を向上させる作用および脱酸作用を有する。これらの効果を十分得るには、０．０２％以上のＳｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｓｉは酸化性の元素であり、その含有量が多過ぎると、浸炭ガス中に含まれる微量のＨ2ＯまたはＣＯ2によってＳｉが選択酸化され、鋼表面にＳｉ酸化物が生成されるため、浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入れ層の深さが大きくなる。浸炭異常層の深さが大きくなると、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招くおそれがある。したがって、Ｓｉの含有量を０．０２〜０．３５％とした。好ましいＳｉ含有量の下限は０．０５％である。また、好ましいＳｉ含有量の上限は０．３０％である。
Ｍｎ：０．５０〜０．９０％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させる作用および脱酸作用を有する。これらの効果を十分に得るには、０．５０％以上のＭｎ含有量が必要である。しかしながら、Ｍｎの含有量が多過ぎると、硬さの増大により被削性の低下を招く恐れがある。また、Ｓｉと同様に、Ｍｎは酸化性の元素であるため、その含有量が多過ぎると、鋼表面にＭｎ酸化物が生成されるため、浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入れ層の深さが大きくなる。浸炭異常層の深さが大きくなると、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招くおそれがある。したがって、Ｍｎの含有量を０．５０〜０．９０％とした。好ましいＭｎ含有量の下限は０．５５％である。また、好ましいＭｎ含有量の上限は０．８０％である。
Ｍｎは、焼入れ性を向上させる作用および脱酸作用を有する。これらの効果を十分に得るには、０．５０％以上のＭｎ含有量が必要である。しかしながら、Ｍｎの含有量が多過ぎると、硬さの増大により被削性の低下を招く恐れがある。また、Ｓｉと同様に、Ｍｎは酸化性の元素であるため、その含有量が多過ぎると、鋼表面にＭｎ酸化物が生成されるため、浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入れ層の深さが大きくなる。浸炭異常層の深さが大きくなると、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招くおそれがある。したがって、Ｍｎの含有量を０．５０〜０．９０％とした。好ましいＭｎ含有量の下限は０．５５％である。また、好ましいＭｎ含有量の上限は０．８０％である。
Ｓ：０．００５〜０．０３０％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる作用を有する。この効果を十分得るには０．００５％以上のＳ含有量が必要である。しかしながら、Ｓの含有量が多過ぎると、粗大なＭｎＳの形成により、熱間加工性、冷間鍛造性、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招く。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．０３０％とした。好ましいＳ含有量の下限は０．０１０％である。また、好ましいＳ含有量の上限は０．０２５％である。
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる作用を有する。この効果を十分得るには０．００５％以上のＳ含有量が必要である。しかしながら、Ｓの含有量が多過ぎると、粗大なＭｎＳの形成により、熱間加工性、冷間鍛造性、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招く。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．０３０％とした。好ましいＳ含有量の下限は０．０１０％である。また、好ましいＳ含有量の上限は０．０２５％である。
Ｃｒ：０．５０〜１．６０％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる効果を有する。この効果を十分得るには、０．５０％以上のＣｒ含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量が多過ぎると、硬さの増大による被削性の低下を招くおそれがある。また、ＳｉおよびＭｎと同様、Ｃｒは酸化性の元素であるため、その含有量が多過ぎると、鋼表面にＣｒ酸化物が生成されるため、浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入れ層の深さが大きくなる。浸炭異常層の深さが大きくなると、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招くおそれがある。したがって、Ｃｒの含有量を０．５０〜１．６０％とした。好ましいＣｒ含有量の下限は０．８０％である。また、好ましいＣｒ含有量の上限は１．５０％である。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる効果を有する。この効果を十分得るには、０．５０％以上のＣｒ含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量が多過ぎると、硬さの増大による被削性の低下を招くおそれがある。また、ＳｉおよびＭｎと同様、Ｃｒは酸化性の元素であるため、その含有量が多過ぎると、鋼表面にＣｒ酸化物が生成されるため、浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入れ層の深さが大きくなる。浸炭異常層の深さが大きくなると、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招くおそれがある。したがって、Ｃｒの含有量を０．５０〜１．６０％とした。好ましいＣｒ含有量の下限は０．８０％である。また、好ましいＣｒ含有量の上限は１．５０％である。
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％
Ａｌは、脱酸作用を有する。また、Ａｌには、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化して鋼を強化する作用もある。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１０％未満では、前記の効果を得難い。一方、Ａｌの含有量が過剰になると、硬質で粗大なＡｌ2Ｏ3形成による被削性の低下をきたし、さらに、曲げ疲労強度とピッチング強度も低下する。特に、Ａｌの含有量が０．０６０％を超えると、被削性、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１０〜０．０６０％とした。好ましいＡｌ含有量の下限は０．０２０％である。また、好ましいＡｌ含有量の上限は０．０５０％である。
Ａｌは、脱酸作用を有する。また、Ａｌには、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化して鋼を強化する作用もある。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１０％未満では、前記の効果を得難い。一方、Ａｌの含有量が過剰になると、硬質で粗大なＡｌ2Ｏ3形成による被削性の低下をきたし、さらに、曲げ疲労強度とピッチング強度も低下する。特に、Ａｌの含有量が０．０６０％を超えると、被削性、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１０〜０．０６０％とした。好ましいＡｌ含有量の下限は０．０２０％である。また、好ましいＡｌ含有量の上限は０．０５０％である。
Ｎ：０．０１００〜０．０２５０％
Ｎは、窒化物を形成することにより結晶粒を微細化させ、曲げ疲労強度を向上させる効果を有する。この効果を得るには、Ｎを０．０１００％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になると、粗大な窒化物を形成して靱性の低下を招き、特に、その含有量が０．０２５０％を超えると、靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．０１００〜０．０２５０％とした。なお、好ましいＮ含有量の下限は０．０１３０％である。また、好ましいＮ含有量の上限は０．０２３０％である。
Ｎは、窒化物を形成することにより結晶粒を微細化させ、曲げ疲労強度を向上させる効果を有する。この効果を得るには、Ｎを０．０１００％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になると、粗大な窒化物を形成して靱性の低下を招き、特に、その含有量が０．０２５０％を超えると、靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．０１００〜０．０２５０％とした。なお、好ましいＮ含有量の下限は０．０１３０％である。また、好ましいＮ含有量の上限は０．０２３０％である。
本発明の肌焼用棒鋼または線材の一つは、上述のＣからＮまでの元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるものである。
ここで、「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
本発明においては、不純物中のＰ、Ｔｉ、ＶおよびＯ（酸素）の含有量は、それぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｖ：０．００５％以下およびＯ：０．００１５％以下、かつ、ＴｉとＶの合計含有量（以下、「Ｔｉ＋Ｖの量」という。）は０．００６％以下である。さらに、長手方向に垂直な断面内における上記の各不純物元素の濃度差を、Ｐで０．００５％以下、Ｔｉで０．００３％以下、Ｖで０．００３％以下、およびＯで０．０００５％以下に制限する必要がある。
以下、このことについて説明する。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、鋼に含有される不純物であり、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させる。特に、その含有量が０．０３０％を超えると、脆化の程度が著しくなる。したがって、本発明においては、不純物中のＰの含有量を０．０３０％以下とした。より好ましいＰの含有量は０．０２０％以下である。
Ｐは、鋼に含有される不純物であり、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させる。特に、その含有量が０．０３０％を超えると、脆化の程度が著しくなる。したがって、本発明においては、不純物中のＰの含有量を０．０３０％以下とした。より好ましいＰの含有量は０．０２０％以下である。
Ｔｉ：０．００５％以下
Ｔｉは、Ｎとの親和性が高いので、鋼中のＮと結合して硬質で粗大な非金属介在物であるＴｉＮを形成し、曲げ疲労強度とピッチング強度を低下させ、さらに、被削性も低下させる。したがって、本発明においては、不純物中のＴｉの含有量を０．００５％以下とした。より好ましいＴｉの含有量は０．００４％以下である。
Ｔｉは、Ｎとの親和性が高いので、鋼中のＮと結合して硬質で粗大な非金属介在物であるＴｉＮを形成し、曲げ疲労強度とピッチング強度を低下させ、さらに、被削性も低下させる。したがって、本発明においては、不純物中のＴｉの含有量を０．００５％以下とした。より好ましいＴｉの含有量は０．００４％以下である。
Ｖ：０．００５％以下
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合することで炭窒化物を形成する。不純物中のＶ含有量が多いと、粗大なＶ炭窒化物を形成し高温浸炭での結晶粒粗大化を招く。したがって、本発明においては、不純物中のＶの含有量を０．００５％以下とした。より好ましいＶの含有量は０．００４％以下である。
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合することで炭窒化物を形成する。不純物中のＶ含有量が多いと、粗大なＶ炭窒化物を形成し高温浸炭での結晶粒粗大化を招く。したがって、本発明においては、不純物中のＶの含有量を０．００５％以下とした。より好ましいＶの含有量は０．００４％以下である。
Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
Ｏ（酸素）は、鋼中のＳｉやＡｌと結合して、酸化物を生成する。酸化物のうちでも、特に、Ａｌ2Ｏ3は硬質であるため、被削性を低下させ、さらに、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下も招く。したがって、本発明においては、不純物中のＯの含有量を０．００１５％以下とした。
Ｏ（酸素）は、鋼中のＳｉやＡｌと結合して、酸化物を生成する。酸化物のうちでも、特に、Ａｌ2Ｏ3は硬質であるため、被削性を低下させ、さらに、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下も招く。したがって、本発明においては、不純物中のＯの含有量を０．００１５％以下とした。
Ｔｉ＋Ｖの量：０．００６％以下
不純物中のＴｉおよびＶの個々の含有量を上記の範囲に制限してもＴｉ＋Ｖの量が０．００６％を超えると、高い曲げ疲労強度、ピッチング強度や安定した結晶粒粗大化抑制効果が得られない。したがって、本発明においては、Ｔｉ＋Ｖの量を０．００６％以下とした。より好ましいＴｉ＋Ｖの量は０．００５％以下である。
不純物中のＴｉおよびＶの個々の含有量を上記の範囲に制限してもＴｉ＋Ｖの量が０．００６％を超えると、高い曲げ疲労強度、ピッチング強度や安定した結晶粒粗大化抑制効果が得られない。したがって、本発明においては、Ｔｉ＋Ｖの量を０．００６％以下とした。より好ましいＴｉ＋Ｖの量は０．００５％以下である。
長手方向に垂直な断面内におけるＰ、Ｔｉ、ＶおよびＯの濃度差：Ｐ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｖ：０．００３％以下、およびＯ：０．０００５％以下
肌焼用棒鋼または線材は、熱間鍛造または冷間鍛造により所定の粗形状に成形された後に、切削で歯車などの部品に仕上加工され、浸炭焼入れや浸炭窒化焼入れなどの表面硬化処理を行った後、焼戻しを施される。
肌焼用棒鋼または線材は、熱間鍛造または冷間鍛造により所定の粗形状に成形された後に、切削で歯車などの部品に仕上加工され、浸炭焼入れや浸炭窒化焼入れなどの表面硬化処理を行った後、焼戻しを施される。
上記粗形状への成形方法によっては、肌焼用棒鋼または線材の内部が部品表面に位置することとなって、部品表面の不純物含有量が高くなることを避けられず、部品表面での不純物の含有量、特に、Ｐ、Ｔｉ、ＶおよびＯの含有量が高くなって、曲げ疲労強度やピッチング強度の低下が生じる場合がある。しかしながら、Ｐ、Ｔｉ、ＶおよびＯの含有量ならびにＴｉ＋Ｖの量を既に述べた範囲に制限したうえで、肌焼用棒鋼または線材の長手方向に垂直な断面内におけるＰ、Ｔｉ、ＶおよびＯの濃度差を小さくすれば、具体的には、Ｐで０．００５％以下、Ｔｉで０．００３％以下、Ｖで０．００３％以下、およびＯで０．０００５％以下にすれば、たとえ肌焼用棒鋼または線材の内部が部品表面に位置することとなっても、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を抑制し、かつこれらの強度のバラツキも小さくすることができる。上記の長手方向に垂直な断面内におけるＰ、Ｔｉ、ＶおよびＯのより好ましい濃度差は、Ｐで０．００４％以下、Ｔｉで０．００２％以下、Ｖで０．００２％以下、およびＯで０．０００４％以下である。
不純物元素Ｐ、Ｔｉ、ＶおよびＯの「長手方向に垂直な断面内における濃度差」とは、ＥＰＭＡなど適宜の分析手段によって調査した各元素の濃度について、最大値から最小値を引いた値を指す。
なお、分析精度を高めるためには、切粉を採取し、その切粉を酸溶解した溶液を用いてＩＣＰ発光分光分析によってＰ、ＴｉおよびＶを分析するとともに、Ｏ分析用として、例えば、直径３ｍｍで長さ５０ｍｍの試料を採取し、ヤスリがけにより表面部の酸化スケールを除去し、試料質量が０．５〜１ｇになるように断面側から試料を切断した後、酸素分析装置によってＯを分析することが好ましい。
ここで、本発明に係る棒鋼または線材の長手方向に垂直な断面が「円形」の場合について、「長手方向に垂直な断面内における濃度差」を求めるための上述の切粉とＯ分析試料とを採取する方法の一例を、棒鋼または線材の寸法を、下記の＜ａ＞〜＜ｄ＞に区分して示す（図１〜４参照）。なお、棒鋼または線材が小径で、図１（ａ）に示すような、同一の断面において、棒鋼または線材の幾何学的中心[5]を基準とし、この断面中心[5]を通る線上の両外周側面から３ｍｍの位置である[1]および[9]、ならびに[1]と[9]の間を８等分する位置である[2]〜[8]、の合計９位置から切粉を採取できない場合、同様に、同一の断面において、上記[1]〜[9]の合計９位置からＯ分析試料を採取できない場合には、長手方向での距離が近い異なる断面において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置から、切粉やＯ分析試料を採取してもよいこととする。
＜ａ＞直径が４０ｍｍ以上の場合
図１（ａ）に示すような、同一の断面の上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、切粉とＯ分析試料を採取する。具体的には、図１（ｂ）に示すように、任意の断面１において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍのドリルで切粉を採取し、また、上記断面１から長手方向に１００ｍｍ以内にある断面２において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍで長さ５０ｍｍのＯ分析試料を採取する。
図１（ａ）に示すような、同一の断面の上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、切粉とＯ分析試料を採取する。具体的には、図１（ｂ）に示すように、任意の断面１において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍのドリルで切粉を採取し、また、上記断面１から長手方向に１００ｍｍ以内にある断面２において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍで長さ５０ｍｍのＯ分析試料を採取する。
＜ｂ＞直径が３０ｍｍ以上で４０ｍｍ未満の場合
図２に示すように、任意の断面１および断面１から長手方向に１００ｍｍ以内にある断面２において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍのドリルで切粉を採取し、また、上記断面２から長手方向に１００ｍｍ以内にある断面３および断面３から長手方向に１００ｍｍ以内にある断面４において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍで長さ５０ｍｍのＯ分析試料を採取する。
図２に示すように、任意の断面１および断面１から長手方向に１００ｍｍ以内にある断面２において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍのドリルで切粉を採取し、また、上記断面２から長手方向に１００ｍｍ以内にある断面３および断面３から長手方向に１００ｍｍ以内にある断面４において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍで長さ５０ｍｍのＯ分析試料を採取する。
＜ｃ＞直径が２０ｍｍ以上で３０ｍｍ未満の場合
図３に示すように、隣り合う断面からそれぞれ長手方向に１００ｍｍ以内にある断面１〜４において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍのドリルで切粉を採取し、また、断面４から長手方向に１００ｍｍ以内にあり、しかも、隣り合う断面からそれぞれ長手方向に１００ｍｍ以内にある断面５〜８において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍで長さ５０ｍｍのＯ分析試料を採取する。
図３に示すように、隣り合う断面からそれぞれ長手方向に１００ｍｍ以内にある断面１〜４において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍのドリルで切粉を採取し、また、断面４から長手方向に１００ｍｍ以内にあり、しかも、隣り合う断面からそれぞれ長手方向に１００ｍｍ以内にある断面５〜８において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍで長さ５０ｍｍのＯ分析試料を採取する。
＜ｄ＞直径が１０ｍｍ以上で２０ｍｍ未満の場合
図４に示すように、隣り合う断面からそれぞれ長手方向に１００ｍｍ以内にある断面１〜９において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍのドリルで切粉を採取し、また、断面９から長手方向に１００ｍｍ以内にあり、しかも、隣り合う断面からそれぞれ長手方向に１００ｍｍ以内にある断面１０〜１８において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍで長さ５０ｍｍのＯ分析試料を採取する。
図４に示すように、隣り合う断面からそれぞれ長手方向に１００ｍｍ以内にある断面１〜９において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍのドリルで切粉を採取し、また、断面９から長手方向に１００ｍｍ以内にあり、しかも、隣り合う断面からそれぞれ長手方向に１００ｍｍ以内にある断面１０〜１８において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍで長さ５０ｍｍのＯ分析試料を採取する。
本発明の肌焼用棒鋼または線材の他の一つは、上述のＦｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＮｂおよびＣａから選択される１種以上の元素を含有するものである。
以下、任意元素である上記Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＮｂおよびＣａの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、いずれも、焼入れ性を高める作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＣｕ、ＮｉおよびＭｏについて説明する。
Ｃｕ：０．２０％以下
Ｃｕは、焼入れ性を高める作用を有するので、さらなる焼入れ性向上のために含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕは高価な元素であるとともに、含有量が多くなると熱間加工性の低下を招く。したがって、含有させる場合のＣｕの量に上限を設け、０．２０％以下とした。含有させる場合のＣｕの量は、０．１５％以下であることが好ましい。
Ｃｕは、焼入れ性を高める作用を有するので、さらなる焼入れ性向上のために含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕは高価な元素であるとともに、含有量が多くなると熱間加工性の低下を招く。したがって、含有させる場合のＣｕの量に上限を設け、０．２０％以下とした。含有させる場合のＣｕの量は、０．１５％以下であることが好ましい。
一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの量は０．０５％以上であることが好ましい。
Ｎｉ：０．２０％以下
Ｎｉは、焼入れ性を高める作用を有する。Ｎｉには、靱性を向上させる作用があり、非酸化性の元素であるため、浸炭時に粒界酸化層の深さを増大させずに鋼表面を強靱化することができる。これらの効果を得るためにＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、過度の添加は成分コストの上昇につながる。したがって、含有させる場合のＮｉの量に上限を設け、０．２０％以下とした。含有させる場合のＮｉの量は、０．２０％以下であることが好ましい。
Ｎｉは、焼入れ性を高める作用を有する。Ｎｉには、靱性を向上させる作用があり、非酸化性の元素であるため、浸炭時に粒界酸化層の深さを増大させずに鋼表面を強靱化することができる。これらの効果を得るためにＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、過度の添加は成分コストの上昇につながる。したがって、含有させる場合のＮｉの量に上限を設け、０．２０％以下とした。含有させる場合のＮｉの量は、０．２０％以下であることが好ましい。
一方、前記したＮｉの特性向上効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの量は０．０５％以上であることが好ましい。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、焼入れ性を高める作用を有する。また、Ｍｏは、非酸化性の元素であるため、浸炭時に粒界酸化層の深さを増大させずに鋼表面を強靱化することができる。このため、Ｍｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏは高価な元素であり、過度の添加は成分コストの上昇につながるばかりか、強度向上の効果が飽和する。したがって、含有させる場合のＭｏの量に上限を設け、０．５０％以下とした。含有させる場合のＭｏの量は、０．４５％以下であることが好ましい。
Ｍｏは、焼入れ性を高める作用を有する。また、Ｍｏは、非酸化性の元素であるため、浸炭時に粒界酸化層の深さを増大させずに鋼表面を強靱化することができる。このため、Ｍｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏは高価な元素であり、過度の添加は成分コストの上昇につながるばかりか、強度向上の効果が飽和する。したがって、含有させる場合のＭｏの量に上限を設け、０．５０％以下とした。含有させる場合のＭｏの量は、０．４５％以下であることが好ましい。
一方、前記したＭｏの特性向上効果を安定して得るためには、含有させる場合のＭｏの量は０．０５％以上であることが好ましい。
上記のＣｕ、ＮｉおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素の合計含有量は０．９０％であってもよいが、０．７５％以下であることが好ましい。
Ｎｂ：０．０８０％以下
Ｎｂは、ＣおよびＮと結合して微細な炭化物、窒化物や炭窒化物を形成してオーステナイト結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度およびピッチング強度を向上させる効果を有する。このため、さらなる曲げ疲労強度の向上およびピッチング強度の向上のためにＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると熱間延性が低下し、熱間圧延や熱間鍛造時に表面きずが発生しやすくなる。したがって、含有させる場合のＮｂの量に上限を設け、０．０８０％以下とした。含有させる場合のＮｂの量は、０．０６０％以下であることが好ましい。
Ｎｂは、ＣおよびＮと結合して微細な炭化物、窒化物や炭窒化物を形成してオーステナイト結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度およびピッチング強度を向上させる効果を有する。このため、さらなる曲げ疲労強度の向上およびピッチング強度の向上のためにＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると熱間延性が低下し、熱間圧延や熱間鍛造時に表面きずが発生しやすくなる。したがって、含有させる場合のＮｂの量に上限を設け、０．０８０％以下とした。含有させる場合のＮｂの量は、０．０６０％以下であることが好ましい。
一方、前記したＮｂの特性向上効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｂの量は０．００５％以上であることが好ましく、０．０２０％以上であればより好ましい。
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、被削性を改善する作用を有する。このため、被削性向上のためにＣａを含有させてもよい。しかしながら、過度の添加は成分コストの上昇につながり、特に、Ｃａの含有量が０．００５０％を超えると、被削性向上効果が飽和するのでコストが嵩むばかりであって経済性が損なわれる。しかも、Ｃａの含有量が０．００５０％を超える場合には、粗大な酸化物を形成して曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下も招く。したがって、含有させる場合のＣａの量を０．００５０％以下とした。含有させる場合のＣａの量は、０．００３０％以下であることが好ましい。
Ｃａは、被削性を改善する作用を有する。このため、被削性向上のためにＣａを含有させてもよい。しかしながら、過度の添加は成分コストの上昇につながり、特に、Ｃａの含有量が０．００５０％を超えると、被削性向上効果が飽和するのでコストが嵩むばかりであって経済性が損なわれる。しかも、Ｃａの含有量が０．００５０％を超える場合には、粗大な酸化物を形成して曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下も招く。したがって、含有させる場合のＣａの量を０．００５０％以下とした。含有させる場合のＣａの量は、０．００３０％以下であることが好ましい。
一方、前記したＣａの被削性改善効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣａの量は０．０００３％以上であることが好ましい。
以下、本発明の肌焼用棒鋼または線材を得るための製造方法の一例を説明する。なお、本発明の肌焼用棒鋼または線材の製造方法は、これに限るものではないことはもちろんである。
(i)本発明で規定する前記の化学組成を有する鋼を周知の方法で溶製し、鋳片を製造する。
鋼を転炉を用いて溶製する場合、脱Ｐ、脱酸の処理を十分に施し、二次精錬を二回行なって成分調整する。次いで、垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて、鋳型内で溶鋼を冷却し、鋳込むことで鋳片を製造する。この際、鋳型内で電磁撹拌を行うことにより、未凝固の溶鋼は撹拌され、鋳片内部の組織を等軸晶とし不純物の偏析を分散させることができる。鋳型を出た鋳片は、高速水などでスプレー冷却しながら、かつ、ロールで圧下・矯正しながら引き抜く。ロールの配列ピッチおよびアライメント、ならびにロールによる押し付け力を適正化することにより、不純物の偏析が少ない鋳片が得られる。また、鋳片が均一に冷却されるようにスプレー冷却することで、均一で不純物の偏析が少ない凝固組織の鋳片にすることができる。鋳込み速度、すなわち鋳片を引き抜く速度が速すぎると、鋳片軸方向の最終凝固位置が変動しやすく、内部の不純物の偏析が大きくなるので、鋳込み速度は１ｍ／分以下とすることが好ましい。
鋼を転炉を用いて溶製する場合、脱Ｐ、脱酸の処理を十分に施し、二次精錬を二回行なって成分調整する。次いで、垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて、鋳型内で溶鋼を冷却し、鋳込むことで鋳片を製造する。この際、鋳型内で電磁撹拌を行うことにより、未凝固の溶鋼は撹拌され、鋳片内部の組織を等軸晶とし不純物の偏析を分散させることができる。鋳型を出た鋳片は、高速水などでスプレー冷却しながら、かつ、ロールで圧下・矯正しながら引き抜く。ロールの配列ピッチおよびアライメント、ならびにロールによる押し付け力を適正化することにより、不純物の偏析が少ない鋳片が得られる。また、鋳片が均一に冷却されるようにスプレー冷却することで、均一で不純物の偏析が少ない凝固組織の鋳片にすることができる。鋳込み速度、すなわち鋳片を引き抜く速度が速すぎると、鋳片軸方向の最終凝固位置が変動しやすく、内部の不純物の偏析が大きくなるので、鋳込み速度は１ｍ／分以下とすることが好ましい。
(ii)製造された鋳片を分塊圧延し、鋼片を製造する。
鋳片を加熱炉に装入して、加熱温度１２００〜１３００℃程度、かつ、加熱時間１時間以上の加熱を施してから分塊圧延し、一旦、表面温度が５０℃以下になるまで冷却して鋼片を得る。ここでいう「加熱温度」は炉内の平均温度を意味し、「加熱時間」は在炉時間を意味する。
鋳片を加熱炉に装入して、加熱温度１２００〜１３００℃程度、かつ、加熱時間１時間以上の加熱を施してから分塊圧延し、一旦、表面温度が５０℃以下になるまで冷却して鋼片を得る。ここでいう「加熱温度」は炉内の平均温度を意味し、「加熱時間」は在炉時間を意味する。
(iii)得られた鋼片を熱間圧延して、棒鋼または線材を製造する。
鋼片は、表面きずをグラインダーなどで除去した後、加熱炉に装入して、加熱温度１１００〜１３００℃程度、加熱時間３０分以上の加熱を施してから熱間圧延して棒鋼または線材を得る。ここでいう「加熱温度」も炉内の平均温度を意味し、「加熱時間」も在炉時間を意味する。
鋼片は、表面きずをグラインダーなどで除去した後、加熱炉に装入して、加熱温度１１００〜１３００℃程度、加熱時間３０分以上の加熱を施してから熱間圧延して棒鋼または線材を得る。ここでいう「加熱温度」も炉内の平均温度を意味し、「加熱時間」も在炉時間を意味する。
上記熱間圧延は、仕上温度が８００〜１２００℃で、また、下記の〈１〉式で定義される鋳片からの総減面率ＲＡが９０％以上となるように実施する。ここでいう仕上温度は、複数スタンドの圧延機の最終スタンド出側での棒鋼または線材の表面温度の平均値を意味する。
ＲＡ＝｛１−（棒鋼または線材の断面積／鋳片の断面積）｝×１００・・・〈１〉
〈１〉式でいう断面積は、長手方向（すなわち鋳込み方向または圧延方向）に対して垂直な断面積（いわゆる「横断面積」）を意味する。
〈１〉式でいう断面積は、長手方向（すなわち鋳込み方向または圧延方向）に対して垂直な断面積（いわゆる「横断面積」）を意味する。
例えば以上のような工程で製造すると、不純物元素の偏析、特にＰ、Ｔｉ、ＶおよびＯの偏析が低減されるので、個々の元素の含有量およびＴｉ＋Ｖの量、ならびに長手方向に垂直な断面内におけるＰ、Ｔｉ、ＶおよびＯの濃度差を既に述べた範囲にコントロールした肌焼用棒鋼または線材を得ることができる。
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼１〜１０を用いて、棒鋼を作製した。表１に示す化学組成は、Ｏ以外は溶鋼から採取したレードルサンプルの分析値、Ｏは後に説明する７０ｍｍの棒鋼のＲ／２部から採取した試料での分析値である。
表１中の鋼１〜７および鋼１０は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。鋼８および鋼９は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。
以下、棒鋼を作製した条件について詳しく説明する。
鋼１〜５および鋼８については、転炉を用いて溶製し、脱Ｐ、脱酸の処理を施し、二次精錬を二回行なって成分調整した。次いで、垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて、鋳型内で溶鋼を冷却し、鋳込むことで鋳片を製造した。この際、鋳型内で電磁撹拌を行うことにより、未凝固の溶鋼を撹拌し、鋳片内部の組織を等軸晶とし不純物の偏析を分散させた。鋳型を出た鋳片は、高速水でスプレー冷却しながら、ロールで圧下・矯正しながら０．６ｍ／分で鋳片を引き抜いた。このとき、先行実験の結果に基づいて、不純物の偏析が少ない鋳片が得られるよう、ロールの配列ピッチおよびアライメント、ならびにロールによる押し付け力を適正化し、また、均一で不純物の偏析が少ない凝固組織の鋳片が得られるよう、スプレー冷却で均一に冷却した。
得られた鋳片を加熱炉に装入して、加熱温度１２５０℃、かつ加熱時間２時間の加熱を施してから、分塊圧延し、一旦、表面温度が５０℃以下になるまで冷却して１８０ｍｍ角の鋼片を製造した。
このようにして得た鋼片は、表面きずをグラインダーで除去した後、加熱炉に装入して、加熱温度１１５０℃、加熱時間１時間の加熱を施してから熱間圧延によって直径が７０ｍｍの棒鋼を作製した。上記熱間圧延の仕上温度は、９００〜１０００℃であり、前述の鋳片からの総減面率ＲＡは、９７％であった。
鋼９については、１８０ｋｇの真空溶解炉によって溶製後、造塊してインゴットを作製した。次いで、得られたインゴットを加熱炉に装入して、加熱温度１２５０℃、かつ加熱時間５時間の加熱を施した後、熱間鍛造して直径が７０ｍｍの棒鋼を作製した。ここで、ＲＡ’＝｛１−（棒鋼の断面積／インゴットの断面積）｝×１００・・・〈１’〉
の式から求めた熱間鍛造による総減面率ＲＡ’は９１％であった。
の式から求めた熱間鍛造による総減面率ＲＡ’は９１％であった。
鋼６、鋼７および鋼１０については、５０ｋｇの真空溶解炉によって溶製後、造塊してインゴットを作製した。次いで、得られたインゴットを加熱炉に装入して、加熱温度１１５０℃、かつ加熱時間１時間の加熱を施した後、熱間鍛造して直径が７０ｍｍの棒鋼を作製した。ここで、上記〈１’〉の式から求めた熱間鍛造による総減面率ＲＡ’は４０％であった。
鋼１〜１０の各々について、上記のようにして得た直径７０ｍｍの各棒鋼を用いて、長手方向に垂直な断面内におけるＰ、Ｔｉ、ＶおよびＯの濃度差を調査した。
すなわち、図１（ｂ）に示す断面１の[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍのドリルで切粉を採取し、その切粉を酸溶解した溶液を用いてＩＣＰ発光分光分析によってＰ、ＴｉおよびＶを分析した。また、上記断面１から長手方向に１００ｍｍにある断面２において、上記[1]〜[9]に対応する合計９位置からそれぞれ、直径３ｍｍで長さ５０ｍｍのＯ分析試料を採取し、ヤスリがけにより表面部の酸化スケールを除去し、試料質量が０．５〜１ｇになるように断面側から試料を切断した後、酸素分析装置によってＯを分析した。次いで、それぞれの元素の９箇所の濃度のうち最大値から最小値を引いた値を、長手方向に垂直な断面内における各不純物元素の濃度差とした。なお、直径７０ｍｍの棒鋼であるので、図１（ａ）に示す[1]と[2]など隣り合う位置どうしの間隔は８ｍｍである。
次いで、上記のようにして得た鋼１〜１０の直径７０ｍｍの各棒鋼に対し、９２５℃で１時間保持した後に放冷する焼準を行った。
また、後で述べるローラピッチング試験用大ローラを作製するために、転炉を用いて溶製したＪＩＳ-ＳＣＭ４２０Ｈの鋳片を分塊圧延することにより、直径１４０ｍｍの棒鋼を製造し、９２５℃で２時間保持した後に放冷する焼準を行った。
上記焼準した各棒鋼を用いて、以下に述べる方法で各種の試験片を作製した。
〔１〕機械加工（粗加工または仕上加工）：
前記直径が７０ｍｍの各棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）と中心部から、圧延方向または鍛錬軸に平行に図５に示す粗形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片および図６に示す粗形状のローラーピッチング小ローラー試験片を切り出した。
前記直径が７０ｍｍの各棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）と中心部から、圧延方向または鍛錬軸に平行に図５に示す粗形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片および図６に示す粗形状のローラーピッチング小ローラー試験片を切り出した。
さらに、前記直径が１４０ｍｍの棒鋼の中心部から、鍛錬軸に平行に図７に示す粗形状のローラーピッチング試験用大ローラーを切り出した。図７おいて、（ａ）は粗形状の大ローラーを中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。
なお、図５〜７中に示した上記の各切り出し試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」であり、図中の仕上記号「▽」、「▽▽」および「▽▽▽」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１の表面粗さを示す「三角記号」である。
また、「▽▽▽」に付した「Ｇ」はＪＩＳ Ｂ ０１２２（１９７８）に規定の「研削」を示す加工方法の略号であることを意味する。
直径が７０ｍｍの各棒鋼からは、被削性評価用に直径が６５ｍｍ、長さが４５０ｍｍの試験片も採取した。
〔２〕浸炭焼入れ−焼戻し：
上記〔１〕で切り出した粗形状の回転曲げ疲労試験片および小ローラー試験片に対して、図８に示すヒートパターンによる「浸炭焼入れ−焼戻し」を施した。また、上記〔１〕で切り出した粗形状の大ローラーに対して、図９に示すヒートパターンによる「浸炭焼入れ−焼戻し」を施した。なお、図８および図９中の「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを表す。また、「１５０℃油焼入れ」は油温１５０℃の油中に焼入れしたことを、「５０℃油焼入れ」は油温５０℃の油中に焼入れしたことを、さらに「ＡＣ」は空冷したことを表す。
上記〔１〕で切り出した粗形状の回転曲げ疲労試験片および小ローラー試験片に対して、図８に示すヒートパターンによる「浸炭焼入れ−焼戻し」を施した。また、上記〔１〕で切り出した粗形状の大ローラーに対して、図９に示すヒートパターンによる「浸炭焼入れ−焼戻し」を施した。なお、図８および図９中の「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを表す。また、「１５０℃油焼入れ」は油温１５０℃の油中に焼入れしたことを、「５０℃油焼入れ」は油温５０℃の油中に焼入れしたことを、さらに「ＡＣ」は空冷したことを表す。
なお、回転曲げ疲労試験片および小ローラー試験片は、吊り下げ用に加工した孔に針金を通し、吊下げた状態で上記の処理を施した。一方、大ローラーは、金網上の治具の上に平置きした状態で上記の処理を施した。
油焼入れについては、均一に焼入処理されるように、攪拌している焼入れ油中に試験片を投入して行った。
〔３〕機械加工（浸炭焼入れ−焼戻し材の仕上加工）：
浸炭焼入れ−焼戻し処理を施した上記の各試験片および大ローラーを仕上加工して、図１０に示す切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片、図１１に示すローラーピッチング試験用小ローラー試験片および図１２に示すローラーピッチング試験用大ローラーを作製した。図１２において、（ａ）は大ローラーを中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。
浸炭焼入れ−焼戻し処理を施した上記の各試験片および大ローラーを仕上加工して、図１０に示す切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片、図１１に示すローラーピッチング試験用小ローラー試験片および図１２に示すローラーピッチング試験用大ローラーを作製した。図１２において、（ａ）は大ローラーを中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。
なお、図１０〜１２に示した前述の各試験片および大ローラーにおける寸法の単位は全て「ｍｍ」であり、上記各図における仕上記号「▽」および「▽▽▽」は先の図５〜７におけると同様、それぞれ、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１の表面粗さを示す「三角記号」である。
また、「▽▽▽」に付した「Ｇ」はＪＩＳ Ｂ ０１２２（１９７８）に規定の「研削」を示す加工方法の略号であることを意味する。
さらに、「〜」は「波形記号」であり、生地であること、すなわち、前記〔２〕の浸炭焼入れ−焼戻し処理した表面のままであることを意味する。
上記のようにして作製した各種の試験片を用いて、小野式回転曲げ疲労試験による疲労特性の調査、ローラーピッチング試験による耐ピッチング特性の調査、および被削性評価を行った。
以下、上記疲労特性、耐ピッチング特性および被削性評価の内容について詳しく説明する。
《１》小野式回転曲げ疲労試験による疲労特性の調査：
前記〔３〕の仕上加工した小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、下記の試験条件によって小野式回転曲げ疲労試験を実施し、繰返し数が１０7回において破断しない最大の強度で曲げ疲労強度を評価した。
前記〔３〕の仕上加工した小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、下記の試験条件によって小野式回転曲げ疲労試験を実施し、繰返し数が１０7回において破断しない最大の強度で曲げ疲労強度を評価した。
・温度：室温、
・雰囲気：大気中、
・回転数：３０００ｒｐｍ。
・雰囲気：大気中、
・回転数：３０００ｒｐｍ。
なお、Ｒ／２部の曲げ疲労強度が４００ＭＰａ以上、中心部の曲げ疲労強度が３７０ＭＰａ以上、かつＲ／２部と中心部における曲げ疲労強度の差が５０ＭＰａ以下、の３条件全てを満足する場合に、曲げ疲労特性に優れるとして、これを目標とした。
《２》ローラーピッチング試験による耐ピッチング特性の調査：
前記〔３〕の仕上加工した小ローラー試験片および大ローラーを用いて、下記の試験条件でローラーピッチング試験（二円筒転がり疲労試験）を実施し、繰返し数が１０7回において、上記の小ローラー試験片に、長辺が１ｍｍ以上の大きさのピッチングが発生しない最大の面圧によってピッチング強度を評価した。
前記〔３〕の仕上加工した小ローラー試験片および大ローラーを用いて、下記の試験条件でローラーピッチング試験（二円筒転がり疲労試験）を実施し、繰返し数が１０7回において、上記の小ローラー試験片に、長辺が１ｍｍ以上の大きさのピッチングが発生しない最大の面圧によってピッチング強度を評価した。
・すべり率：８０％、
・回転数：１０００ｒｐｍ、
・潤滑：油温１００℃のオートマチックトランスミッション用潤滑油を２．０リットル／分の割合で、小ローラー試験片と大ローラーの接触部に噴出させて実施。
・回転数：１０００ｒｐｍ、
・潤滑：油温１００℃のオートマチックトランスミッション用潤滑油を２．０リットル／分の割合で、小ローラー試験片と大ローラーの接触部に噴出させて実施。
ただし、上記の「すべり率」は、「Ｖ１」を小ローラー試験片表面の接線速度、「Ｖ２」を大ローラー表面の接線速度として、下記の式で計算される値を指す。
｛（Ｖ２−Ｖ１）／Ｖ１｝×１００。
｛（Ｖ２−Ｖ１）／Ｖ１｝×１００。
なお、Ｒ／２部のピッチング強度が１８００ＭＰａ以上、中心部のピッチング強度が１６００ＭＰａ以上、かつＲ／２部と中心部におけるピッチング強度の差が２００ＭＰａ以下、の３条件全てを満足する場合に、耐ピッチング特性に優れるとして、これを目標とした。
《３》被削性試験：
前記〔１〕で作製した直径が６５ｍｍ、長さが４５０ｍｍの試験片の外周部を、ＮＣ旋盤を用いて旋削加工して被削性を評価した。
前記〔１〕で作製した直径が６５ｍｍ、長さが４５０ｍｍの試験片の外周部を、ＮＣ旋盤を用いて旋削加工して被削性を評価した。
旋削加工は、切削速度：１８０ｍ／分、切込み：１．５ｍｍ、送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖとし、潤滑剤を使用しない状態で実施した。動力計を用いて、旋削加工時の切削抵抗により被削性を評価した。
切削抵抗は、主分力、送り分力および背分力の合力を、
切削抵抗＝（主分力2＋送り分力2＋背分力2）0.5
の式によって求めて評価した。切削抵抗が９００Ｎ以下であれば、切削抵抗が小さいとして、これを目標とした。
切削抵抗＝（主分力2＋送り分力2＋背分力2）0.5
の式によって求めて評価した。切削抵抗が９００Ｎ以下であれば、切削抵抗が小さいとして、これを目標とした。
表２に、上記の各調査結果をまとめて示す。
表２から、本発明で規定する条件を満たす棒鋼を用いた本発明例の試験番号１〜５の場合、曲げ疲労特性と耐ピッチング特性に優れるとともに、切削抵抗が小さく良好な被削性を有することが明らかである。
これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例のうちで、試験番号６〜８および試験番号１０の場合は、目標とする曲げ疲労特性と耐ピッチング特性のうちの少なくともいずれかが得られておらず、試験番号９の場合は、切削抵抗が大きく被削性が劣っている。
すなわち、試験番号６の場合、棒鋼の長手方向に垂直な断面内におけるＶの濃度差が０．００６％と本発明で規定する範囲を上回った。このため、中心部の曲げ疲労強度が３６０ＭＰａと低く、Ｒ／２部と中心部の曲げ疲労強度差も６０ＭＰａと大きく、曲げ疲労特性が目標に達していない。さらに、Ｒ／２部と中心部のピッチング強度差も２５０ＭＰａと大きく、耐ピッチング特性も目標に達していない。
試験番号７の場合、棒鋼の長手方向に垂直な断面内におけるＴｉの濃度差が０．００５％と本発明で規定する範囲を上回った。このため、中心部の曲げ疲労強度が３５０ＭＰａと低く、Ｒ／２部と中心部の曲げ疲労強度差も７０ＭＰａと大きく、曲げ疲労特性が目標に達していない。さらに、Ｒ／２部と中心部のピッチング強度差も２５０ＭＰａと大きく、耐ピッチング特性も目標に達していない。
試験番号８の場合、鋼８のＴｉ＋Ｖの量が０．００９％と本発明で規定する範囲を上回った。このため、Ｒ／２部の曲げ疲労強度が３９０ＭＰａ、中心部の曲げ疲労強度が３６０ＭＰａと低く、曲げ疲労特性が目標に達していない。
試験番号９の場合、鋼９のＣの含有量が０．２８％と本発明で規定する範囲を上回った。このため、切削抵抗が９３０Ｎと高く、目標とする被削性が得られていない。
試験番号１０の場合、棒鋼の長手方向に垂直な断面内におけるＰ、ＴｉおよびＯの濃度差がそれぞれ、０．００９％、０．００４％および０．０００７％と本発明で規定する範囲を上回った。このため、曲げ疲労強度がＲ／２部で３８０ＭＰａ、中心部で３２０ＭＰａと低く、しかも、Ｒ／２部と中心部の曲げ疲労強度差が６０ＭＰａと大きく、曲げ疲労特性が目標に達していない。さらに、ピッチング強度がＲ／２部で１７００ＭＰａ、中心部で１４００ＭＰａと低く、しかも、Ｒ／２部と中心部のピッチング強度差も３００ＭＰａと大きく、耐ピッチング特性も目標に達していない。
本発明の肌焼用棒鋼または線材は成分コストが低く、切削性に優れ、良好な加工特性を有する。さらに、本発明の肌焼用棒鋼または線材を素材として得られた浸炭部品は、曲げ疲労強度とピッチング強度に優れ、かつこれらの強度のバラツキが小さい。このため、本発明の肌焼用棒鋼または線材は、軽量化および高トルク化のために高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度が要求される自動車用歯車など浸炭または浸炭窒化部品の素材として用いるのに好適である。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．１３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０２〜０．３５％、
Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、
Ｓ：０．００５〜０．０３０％、
Ｃｒ：０．５０〜１．６０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％および
Ｎ：０．０１００〜０．０２５０％、
を含有するとともに、残部はＦｅおよび不純物からなり、
不純物中のＰ、Ｔｉ、ＶおよびＯ（酸素）がそれぞれ、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｖ：０．００５％以下および
Ｏ：０．００１５％以下、かつ、
ＴｉとＶの合計含有量が、０．００６％以下であり、さらに
長手方向に垂直な断面内における上記の各不純物元素の濃度差が、Ｐで０．００５％以下、Ｔｉで０．００３％以下、Ｖで０．００３％以下、およびＯで０．０００５％以下であることを特徴とする、
肌焼用棒鋼または線材。 - Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下および
Ｍｏ：０．５０％以下、
のうちの１種以上を含有することを特徴とする、
請求項１に記載の肌焼用棒鋼または線材。 - Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
を含有することを特徴とする、
請求項１または２に記載の肌焼用棒鋼または線材。 - Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、
を含有することを特徴とする、
請求項１から３までのいずれかに記載の肌焼用棒鋼または線材。
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Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107747059A (zh) * | 2017-11-30 | 2018-03-02 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 含V、Ti、Cr微合金建筑钢盘条及其生产方法 |
| CN107974619A (zh) * | 2017-11-30 | 2018-05-01 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 含v微合金建筑钢棒材及其生产方法 |
| CN108165883A (zh) * | 2018-01-22 | 2018-06-15 | 弗兰德传动系统有限公司 | 20CrMnMo钢及其加工方法 |
| CN109182905A (zh) * | 2018-09-29 | 2019-01-11 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 齿轮钢20CrMoSH及提高其淬透性稳定性的工艺 |
| CN110343951A (zh) * | 2019-06-27 | 2019-10-18 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种600MPa级抗大变形钢筋及其生产方法 |
| CN110983188A (zh) * | 2019-12-26 | 2020-04-10 | 福建三宝钢铁有限公司 | 一种耐海洋大气腐蚀钢筋及其生产工艺 |
| CN111270127A (zh) * | 2018-12-04 | 2020-06-12 | 魏滔锴 | 一种635MPa级高强热轧钢筋用钢 |
| JP2020094236A (ja) * | 2018-12-12 | 2020-06-18 | 日本製鉄株式会社 | 浸炭部品、浸炭部品用の素形材、及び、それらの製造方法 |
| WO2022158569A1 (ja) * | 2021-01-22 | 2022-07-28 | 愛知製鋼株式会社 | 浸炭用丸棒鋼材 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001279383A (ja) * | 2000-03-28 | 2001-10-10 | Nippon Steel Corp | 高温浸炭特性に優れた高温浸炭用鋼ならびに高温浸炭用熱間鍛造部材 |
| WO2011055651A1 (ja) * | 2009-11-05 | 2011-05-12 | 住友金属工業株式会社 | 熱間圧延棒鋼または線材 |
| JP2011157597A (ja) * | 2010-02-02 | 2011-08-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間圧延棒鋼または線材 |
| JP2011225897A (ja) * | 2010-04-15 | 2011-11-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材 |
-
2012
- 2012-08-07 JP JP2012174526A patent/JP6144023B2/ja active Active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001279383A (ja) * | 2000-03-28 | 2001-10-10 | Nippon Steel Corp | 高温浸炭特性に優れた高温浸炭用鋼ならびに高温浸炭用熱間鍛造部材 |
| WO2011055651A1 (ja) * | 2009-11-05 | 2011-05-12 | 住友金属工業株式会社 | 熱間圧延棒鋼または線材 |
| JP2011157597A (ja) * | 2010-02-02 | 2011-08-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間圧延棒鋼または線材 |
| JP2011225897A (ja) * | 2010-04-15 | 2011-11-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材 |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107747059A (zh) * | 2017-11-30 | 2018-03-02 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 含V、Ti、Cr微合金建筑钢盘条及其生产方法 |
| CN107974619A (zh) * | 2017-11-30 | 2018-05-01 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 含v微合金建筑钢棒材及其生产方法 |
| CN108165883A (zh) * | 2018-01-22 | 2018-06-15 | 弗兰德传动系统有限公司 | 20CrMnMo钢及其加工方法 |
| CN109182905A (zh) * | 2018-09-29 | 2019-01-11 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 齿轮钢20CrMoSH及提高其淬透性稳定性的工艺 |
| CN111270127A (zh) * | 2018-12-04 | 2020-06-12 | 魏滔锴 | 一种635MPa级高强热轧钢筋用钢 |
| CN111270127B (zh) * | 2018-12-04 | 2021-06-22 | 安徽吾兴新材料有限公司 | 一种635MPa级高强热轧钢筋用钢 |
| JP2020094236A (ja) * | 2018-12-12 | 2020-06-18 | 日本製鉄株式会社 | 浸炭部品、浸炭部品用の素形材、及び、それらの製造方法 |
| JP7200646B2 (ja) | 2018-12-12 | 2023-01-10 | 日本製鉄株式会社 | 浸炭部品、浸炭部品用の素形材、及び、それらの製造方法 |
| CN110343951A (zh) * | 2019-06-27 | 2019-10-18 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种600MPa级抗大变形钢筋及其生产方法 |
| CN110983188A (zh) * | 2019-12-26 | 2020-04-10 | 福建三宝钢铁有限公司 | 一种耐海洋大气腐蚀钢筋及其生产工艺 |
| CN110983188B (zh) * | 2019-12-26 | 2021-01-29 | 福建三宝钢铁有限公司 | 一种耐海洋大气腐蚀钢筋及其生产工艺 |
| WO2022158569A1 (ja) * | 2021-01-22 | 2022-07-28 | 愛知製鋼株式会社 | 浸炭用丸棒鋼材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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| JP6144023B2 (ja) | 2017-06-07 |
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