JP2018150628A - 窒化用鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】窒化処理前の切削加工性に優れ、窒化処理後には良好な疲労強度を確保することが可能な、窒化用鋼を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｒ：０．８〜２．０％、Ｖ：０．１０〜０．３０％、Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．００５〜０．０５％を含有し、Ｍｏ：０．０４％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ（酸素）：０．００２％以下に制限し、残部はＦｅ及び不純物からなることを特徴とする窒化用鋼。更に、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％を含有することができる。【選択図】なし
Description
本発明は、窒化用鋼に関し、詳しくは、自動車や各種産業機械のミッション部品に用いられるシャフトや歯車やプーリーなど、窒化処理が施される部品（窒化部品）の素材として好適な窒化用鋼に関する。
自動車や各種産業機械のミッション部品に用いられるシャフト、歯車やプーリーなどの部品には、疲労強度が要求される。このため、従来は、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０などの機械構造用合金鋼を素材とし、成形後、浸炭焼入れ処理を施して、所要の疲労強度が確保されていた。しかし、浸炭焼入れ処理では、通常、８００℃以上という高い温度域に加熱され、オーステナイト組織からの急冷処理が施される。このため、部品には、熱歪みに起因して大きな変形が生じ、高い寸法精度の確保が困難になる場合がある。
部品の寸法精度の低下は、自動車や産業用機械の騒音の原因となる。このため、産業界には、自動車や各種産業機械のミッション部品のうちでも特に低騒音化が要求される部品については、高い寸法精度を有するものを確保したいとの要望が大きい。しかし、浸炭焼入れ部品の場合、高い寸法精度を確保することが困難である。そこで、低騒音化が達成可能な部品として、従来の浸炭焼入れ部品に代わって窒化部品が脚光を浴びている。
これは、窒化処理の場合、一般的に加熱温度が６００℃以下のフェライト域であるため、熱処理歪みを小さくすることができ、高い寸法精度を有する部品が得られるからである。しかし、窒化処理は、組織がオーステナイトに変態するＡ１点よりも低い温度で行われる熱処理であるため、浸炭焼入れ処理よりも硬化層深さが浅く、マルテンサイト変態を利用できない。したがって、窒化処理では、部品芯部の硬さ上昇が期待できず、浸炭焼入れ処理よりも、疲労強度が劣る場合が多い。
このため、窒化部品において所望の良好な疲労強度を確保するためには、芯部となる部分を含めて硬さを高めた素材を、部品形状に切削加工し、より長時間の窒化処理を施す必要がある。しかし、この場合、従来の浸炭焼入れ処理を施す場合に比べて、素材が硬いために、切削加工時の工具寿命や切削効率の大幅な低下をきたす。また、窒化処理時間が長いために、コストの上昇や生産性の低下を招く。
そこで、適正量のＣ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶやＮｂなどを含有させて、更にベイナイトを主体とする組織にすることにより、窒化時に芯部硬さが向上する「窒化用鋼材及びこれを用いた窒化部材」が提案されている（例えば、特許文献１参照）。
また、適正量のＣ、ＴｉやＭｏなどを含有させて、更にベイナイトを主体とする組織に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物を分散させた「軟窒化用鋼」が提案されている（例えば、特許文献２参照）。
更に、適正量のＣ、ＣｒやＭｏなどを含有させた「疲労強度の優れた迅速窒化用鋼」が提案されている（例えば、特許文献３参照）。
また、適正量のＣ、ＴｉやＭｏなどを含有させて、更にベイナイトを主体とする組織に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物を分散させた「軟窒化用鋼」が提案されている（例えば、特許文献２参照）。
更に、適正量のＣ、ＣｒやＭｏなどを含有させた「疲労強度の優れた迅速窒化用鋼」が提案されている（例えば、特許文献３参照）。
しかし、特許文献１〜３に記載の技術では、硬化層深さが浅いため、疲労強度が不十分な場合があった。具体的には、特許文献１で提案された技術では、Ｍｏを０．０５％以上含有し、且つＴｉの含有量が０．０１０％未満のため、硬化層深さが浅くなる傾向がある。また、特許文献２の実施例に記載のＶを含む鋼では、Ｖが０．１０％未満のため、硬化層深さが浅くなる傾向がある。更に、特許文献３で提案された技術は、Ｍｏを０．１０％以上含有するため、硬化層深さが浅くなる傾向がある。
また、特許文献３の実施例に記載の鋼では、Ｃ含有量が０．２４％以上のため、芯部硬さが高くなって、被削性が不十分な場合があった。
また、特許文献３の実施例に記載の鋼では、Ｃ含有量が０．２４％以上のため、芯部硬さが高くなって、被削性が不十分な場合があった。
本発明の目的は、窒化処理前の所望の部品形状への切削加工が熱間鍛造のまま、又は、その後焼準したままで容易に行え、しかも、窒化処理後には良好な疲労強度を確保することが可能で、自動車や各種産業機械のミッション部品に用いられるシャフトや歯車やプーリーなどのうちでも特に低騒音化が要求される部品の素材として好適な窒化用鋼を提供することである。
本発明者らは、窒化処理前の硬さを過剰に高めることなく、疲労強度を向上させるために、表層部硬さの増加と硬化層深さの向上とを両立させることができる合金元素の組み合わせと、その含有量について、種々の調査及び研究を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。
（ａ）窒化時の表層部の硬さの増加、及び硬化層深さの向上に有効な元素として、従来から知られているＶに加えて、Ｔｉを組み合わせるとよい。さらに、窒化処理により表層部の硬さを増加させるために、Ｃｒを含有させるとよい。
（ｂ）窒化処理による表層部の硬さの増加、及び硬化層深さの向上のために、窒化前にＴｉはマトリックス中に固溶しているか、微細な炭化物、炭窒化物として析出しておく必要がある。このため、ＣおよびＴｉの含有量の上限は、窒化用鋼を製造する過程において鋳造後に行う、熱間圧延や熱間鍛造などの高温での加熱を伴う工程において溶解できる量とするとよい。具体的には、高温での加熱を伴う工程における一般的な加熱温度である１２００〜１２５０℃で、溶解できるＣ量とＴｉ量を上限にするとよい。
（ｃ）Ｖ、Ｔｉに、Ｍｏを組み合わせると硬化層深さが浅くなる。
（ｄ）窒化処理による表層部硬さの増加と、硬化層深さの向上に最も適した組織は、ベイナイト組織である。ベイナイト組織において、窒化処理を施す前の硬さが過剰に高くならないように、Ｃ量をあまり高くしない。また、ベイナイト組織を得やすくするために、Ｍｎ含有量を高めるのはよい。
（ｂ）窒化処理による表層部の硬さの増加、及び硬化層深さの向上のために、窒化前にＴｉはマトリックス中に固溶しているか、微細な炭化物、炭窒化物として析出しておく必要がある。このため、ＣおよびＴｉの含有量の上限は、窒化用鋼を製造する過程において鋳造後に行う、熱間圧延や熱間鍛造などの高温での加熱を伴う工程において溶解できる量とするとよい。具体的には、高温での加熱を伴う工程における一般的な加熱温度である１２００〜１２５０℃で、溶解できるＣ量とＴｉ量を上限にするとよい。
（ｃ）Ｖ、Ｔｉに、Ｍｏを組み合わせると硬化層深さが浅くなる。
（ｄ）窒化処理による表層部硬さの増加と、硬化層深さの向上に最も適した組織は、ベイナイト組織である。ベイナイト組織において、窒化処理を施す前の硬さが過剰に高くならないように、Ｃ量をあまり高くしない。また、ベイナイト組織を得やすくするために、Ｍｎ含有量を高めるのはよい。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｃｒ：０．８〜２．０％、
Ｖ：０．１０〜０．３０％、
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｓ：０．００５〜０．０５％
を含有し、
更に、Ｂ：０．００１２〜０．００３％とＮｂ：０．０１〜０．１０％の１種または２種を含有し、
Ｍｏ：０．０４％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ（酸素）：０．００２％以下
に制限し、残部はＦｅ及び不純物からなることを特徴とする浸炭焼入れ処理を施すことなく用いられる窒化用鋼。
［２］表層部のＨｖ硬さが７３０以上であって、Ｈｖ硬さ４００以上である硬化層深さが０．３０ｍｍ以上である窒化部品に用いられる［１］に記載の浸炭焼入れ処理を施すことなく用いられる窒化用鋼。
［３］質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｃｒ：０．８〜２．０％、
Ｖ：０．１０〜０．３０％、
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｓ：０．００５〜０．０５％
を含有し、
更に、Ｂ：０．００１２〜０．００３％とＮｂ：０．０１〜０．１０％の１種または２種を含有し、
Ｍｏ：０．０４％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ（酸素）：０．００２％以下
に制限し、残部はＦｅ及び不純物からなることを特徴とする浸炭処理または浸炭窒化処理を施すことなく用いられる窒化用鋼。
Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｃｒ：０．８〜２．０％、
Ｖ：０．１０〜０．３０％、
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｓ：０．００５〜０．０５％
を含有し、
更に、Ｂ：０．００１２〜０．００３％とＮｂ：０．０１〜０．１０％の１種または２種を含有し、
Ｍｏ：０．０４％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ（酸素）：０．００２％以下
に制限し、残部はＦｅ及び不純物からなることを特徴とする浸炭焼入れ処理を施すことなく用いられる窒化用鋼。
［２］表層部のＨｖ硬さが７３０以上であって、Ｈｖ硬さ４００以上である硬化層深さが０．３０ｍｍ以上である窒化部品に用いられる［１］に記載の浸炭焼入れ処理を施すことなく用いられる窒化用鋼。
［３］質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｃｒ：０．８〜２．０％、
Ｖ：０．１０〜０．３０％、
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｓ：０．００５〜０．０５％
を含有し、
更に、Ｂ：０．００１２〜０．００３％とＮｂ：０．０１〜０．１０％の１種または２種を含有し、
Ｍｏ：０．０４％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ（酸素）：０．００２％以下
に制限し、残部はＦｅ及び不純物からなることを特徴とする浸炭処理または浸炭窒化処理を施すことなく用いられる窒化用鋼。
本発明の窒化用鋼は、窒化処理前の所望の部品形状への切削加工が熱間鍛造のまま、或いはその後焼準したままで容易に行える。しかも、本発明の窒化用鋼は、窒化処理後には良好な疲労強度を確保することが可能である。このため、本発明の窒化用鋼は、自動車や各種産業機械のミッション部品に用いられるシャフトや歯車、プーリーなどのうちでも特に低騒音化が要求される部品の素材として用いることができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
（Ａ）化学組成
Ｃ：０．０４〜０．１４％
Ｃは、窒化処理前の硬さ確保のために、必須の元素である。また、Ｃは、窒化処理の温度域でＶ及びＴｉと結合して炭化物を形成して、部品芯部の硬さの向上によって、硬化層深さを増加させるために必須の元素である。しかし、その含有量が０．０４％未満では、他の要件を満たしていても窒化処理後に所望の硬化層深さ（後述の方法で窒化処理した場合に、Ｈｖ硬さが４００以上となる深さが０．３０ｍｍ以上）が得られなくなる。一方、Ｃの含有量が０．１４％を超えると、他の要件を満たしていても窒化処理前に所望の硬さ（２７０以下のＨｖ硬さ）にすることが困難で、切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０４〜０．１４％とした。
なお、Ｃの含有量が０．１１％以下であると、窒化処理前のＨｖ硬さが２４０以下になりやすくなる。したがって、Ｃの含有量の上限は０．１１％以下にすることが好ましい。
また、Ｃの含有量が０．０６％以上であると、窒化処理による硬化層深さをより一層向上させることができる。したがって、Ｃの含有量は０．０６％以上であることが好ましい。
（Ａ）化学組成
Ｃ：０．０４〜０．１４％
Ｃは、窒化処理前の硬さ確保のために、必須の元素である。また、Ｃは、窒化処理の温度域でＶ及びＴｉと結合して炭化物を形成して、部品芯部の硬さの向上によって、硬化層深さを増加させるために必須の元素である。しかし、その含有量が０．０４％未満では、他の要件を満たしていても窒化処理後に所望の硬化層深さ（後述の方法で窒化処理した場合に、Ｈｖ硬さが４００以上となる深さが０．３０ｍｍ以上）が得られなくなる。一方、Ｃの含有量が０．１４％を超えると、他の要件を満たしていても窒化処理前に所望の硬さ（２７０以下のＨｖ硬さ）にすることが困難で、切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０４〜０．１４％とした。
なお、Ｃの含有量が０．１１％以下であると、窒化処理前のＨｖ硬さが２４０以下になりやすくなる。したがって、Ｃの含有量の上限は０．１１％以下にすることが好ましい。
また、Ｃの含有量が０．０６％以上であると、窒化処理による硬化層深さをより一層向上させることができる。したがって、Ｃの含有量は０．０６％以上であることが好ましい。
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％
Ｓｉは、焼入れ性及び疲労強度を高める作用を有する。この効果を得るためには、Ｓｉは０．０２％以上の含有量とする必要がある。一方、Ｓｉの含有量が０．５０％を上回ると、切削加工性の低下が顕著になる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０２〜０．５０％とした。なお、切削加工性がより重視される場合には、Ｓｉの含有量の上限を０．２５％以下にすることが好ましい。また、Ｓｉの含有量は、焼入れ性及び疲労強度をより一層高めるために、０．１５％以上とすることが好ましい。
Ｓｉは、焼入れ性及び疲労強度を高める作用を有する。この効果を得るためには、Ｓｉは０．０２％以上の含有量とする必要がある。一方、Ｓｉの含有量が０．５０％を上回ると、切削加工性の低下が顕著になる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０２〜０．５０％とした。なお、切削加工性がより重視される場合には、Ｓｉの含有量の上限を０．２５％以下にすることが好ましい。また、Ｓｉの含有量は、焼入れ性及び疲労強度をより一層高めるために、０．１５％以上とすることが好ましい。
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、焼入れ性を高めて、ベイナイト組織を得やすくする作用を有する。しかしながら、その含有量が１．０％未満では、一般的な冷却方法である大気中での放冷や、空気による風冷でベイナイトを主体とする組織を得ることが難しい。このため、窒化処理後に所望の硬化層深さが得られなくなる。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、切削加工性の低下が顕著になる。したがって、Ｍｎの含有量を１．０〜２．０％とした。なお、切削加工性がより重視される場合には、Ｍｎの含有量の上限を１．６％以下にすることが好ましい。また、Ｍｎの含有量は、より一層ベイナイト組織を得やすくするために、１．２％以上とすることが好ましい。
Ｍｎは、焼入れ性を高めて、ベイナイト組織を得やすくする作用を有する。しかしながら、その含有量が１．０％未満では、一般的な冷却方法である大気中での放冷や、空気による風冷でベイナイトを主体とする組織を得ることが難しい。このため、窒化処理後に所望の硬化層深さが得られなくなる。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、切削加工性の低下が顕著になる。したがって、Ｍｎの含有量を１．０〜２．０％とした。なお、切削加工性がより重視される場合には、Ｍｎの含有量の上限を１．６％以下にすることが好ましい。また、Ｍｎの含有量は、より一層ベイナイト組織を得やすくするために、１．２％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．８〜２．０％
Ｃｒは、焼入れ性を高めるとともに窒化処理による表層部の硬さを増加させる効果が大きい。しかし、Ｃｒの含有量が０．８％未満では、他の要件を満たしていても窒化処理後に所望の表層部硬さ（後述の方法で窒化処理した場合に、表面から５０μｍの位置のＨｖ硬さが７３０以上）が得られなくなる。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、硬化層深さの低下が顕著になる。したがって、Ｃｒの含有量を０．８〜２．０％とした。なお、硬化層深さがより重視される場合には、Ｃｒの含有量の上限を１．５％以下にすることが好ましい。また、Ｃｒの含有量が１．０％以上であると、窒化処理を行うことにより表層部の硬さを増加させる効果が、より一層向上する。したがって、Ｃｒの含有量は１．０％以上であることが好ましい。
Ｃｒは、焼入れ性を高めるとともに窒化処理による表層部の硬さを増加させる効果が大きい。しかし、Ｃｒの含有量が０．８％未満では、他の要件を満たしていても窒化処理後に所望の表層部硬さ（後述の方法で窒化処理した場合に、表面から５０μｍの位置のＨｖ硬さが７３０以上）が得られなくなる。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、硬化層深さの低下が顕著になる。したがって、Ｃｒの含有量を０．８〜２．０％とした。なお、硬化層深さがより重視される場合には、Ｃｒの含有量の上限を１．５％以下にすることが好ましい。また、Ｃｒの含有量が１．０％以上であると、窒化処理を行うことにより表層部の硬さを増加させる効果が、より一層向上する。したがって、Ｃｒの含有量は１．０％以上であることが好ましい。
Ｖ：０．１０〜０．３０％
Ｖは、窒化処理時に表層部ではＮと結合して窒化物を形成し、内部ではＣと結合して炭化物を形成し、表層部の硬さの増加と、硬化層深さの向上のために必須の元素である。特に同時にＴｉを含有する場合にその効果が大きくなる。しかし、その含有量が０．１０％未満では他の要件を満たしていても、所望の表層部硬さや硬化層深さを確保できない。一方、Ｖの含有量が０．３０％を超えると、窒化処理前に所望の硬さにすることが困難で、切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｖの含有量を０．１０〜０．３０％とした。
なお、Ｖの含有量が０．１５％以上であれば、窒化処理後に表層部硬さ（表面から５０μｍの位置のＨｖ硬さ）が７５０以上となるので、Ｖの含有量の下限は０．１５％以上が好ましい。一方、Ｖの含有量が０．２５％以下であると、窒化処理前のＨｖ硬さが２４０以下になりやすくなる。このため、Ｖの含有量の上限を０．２５％以下にすることが好ましい。
Ｖは、窒化処理時に表層部ではＮと結合して窒化物を形成し、内部ではＣと結合して炭化物を形成し、表層部の硬さの増加と、硬化層深さの向上のために必須の元素である。特に同時にＴｉを含有する場合にその効果が大きくなる。しかし、その含有量が０．１０％未満では他の要件を満たしていても、所望の表層部硬さや硬化層深さを確保できない。一方、Ｖの含有量が０．３０％を超えると、窒化処理前に所望の硬さにすることが困難で、切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｖの含有量を０．１０〜０．３０％とした。
なお、Ｖの含有量が０．１５％以上であれば、窒化処理後に表層部硬さ（表面から５０μｍの位置のＨｖ硬さ）が７５０以上となるので、Ｖの含有量の下限は０．１５％以上が好ましい。一方、Ｖの含有量が０．２５％以下であると、窒化処理前のＨｖ硬さが２４０以下になりやすくなる。このため、Ｖの含有量の上限を０．２５％以下にすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％
Ｔｉは、窒化処理時に表層部ではＮと結合して窒化物を形成し、内部ではＣと結合して炭化物を形成し、表層部の硬さの増加と、硬化層深さの向上のために必須の元素である。
特にＴｉと同時にＶを含有する場合に、その効果が大きくなる。しかし、Ｔｉの含有量が０．０２％未満では、他の要件を満たしていても、所望の表層部硬さや硬化層深さを確保できない。一方、Ｔｉの含有量が０．２０％を超えると、窒化処理前に所望の硬さにすることが困難で、切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｔｉの含有量を０．０２〜０．２０％とした。なお、Ｔｉの含有量が０．０５％以上であれば、窒化処理後に表層部硬さ（表面から５０μｍの位置のＨｖ硬さ）が７５０以上となるので、Ｔｉの含有量の下限は０．０５％以上が好ましい。一方、Ｔｉの含有量が０．１５％以下であると、窒化処理前のＨｖ硬さが２４０以下になりやすくなる。このため、Ｔｉの含有量の上限を０．１５％以下にすることが好ましい。
Ｔｉは、窒化処理時に表層部ではＮと結合して窒化物を形成し、内部ではＣと結合して炭化物を形成し、表層部の硬さの増加と、硬化層深さの向上のために必須の元素である。
特にＴｉと同時にＶを含有する場合に、その効果が大きくなる。しかし、Ｔｉの含有量が０．０２％未満では、他の要件を満たしていても、所望の表層部硬さや硬化層深さを確保できない。一方、Ｔｉの含有量が０．２０％を超えると、窒化処理前に所望の硬さにすることが困難で、切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｔｉの含有量を０．０２〜０．２０％とした。なお、Ｔｉの含有量が０．０５％以上であれば、窒化処理後に表層部硬さ（表面から５０μｍの位置のＨｖ硬さ）が７５０以上となるので、Ｔｉの含有量の下限は０．０５％以上が好ましい。一方、Ｔｉの含有量が０．１５％以下であると、窒化処理前のＨｖ硬さが２４０以下になりやすくなる。このため、Ｔｉの含有量の上限を０．１５％以下にすることが好ましい。
更に、窒化処理によってＴｉの窒化物を効果的に形成させるため、熱間圧延や熱間鍛造での加熱によってＴｉ化合物（炭化物、炭窒化物などの析出物）の大半が溶解するように、Ｃ量とＴｉ量との関係を限定することが好ましい。本発明者らは、析出物の構成元素である鋼中のＣおよびＴｉの含有量について検討を重ねた。その結果、Ｔｉ（％）×Ｃ（％）が０．０２０を超えると、表層部の硬さの増加、および硬化層深さの向上の効果が飽和しやすくなることを見出した。したがって、Ｔｉ（％）×Ｃ（％）は０．０２０以下にすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、脱酸作用を有する元素であり、鋼中の酸素量低減のために必要である。しかし、Ａｌ含有量が０．０１％未満ではこの効果が得難い。一方で、Ａｌは硬質な酸化物系介在物を形成しやすい。特に、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると、粗大な酸化物系介在物の形成が著しくなるので疲労強度の低下が顕著になる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０５％とした。より好ましいＡｌの含有量の上限は０．０４％以下である。また、Ａｌの含有量は、鋼中の酸素量低減のために０．０２％以上とすることが好ましい。
Ａｌは、脱酸作用を有する元素であり、鋼中の酸素量低減のために必要である。しかし、Ａｌ含有量が０．０１％未満ではこの効果が得難い。一方で、Ａｌは硬質な酸化物系介在物を形成しやすい。特に、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると、粗大な酸化物系介在物の形成が著しくなるので疲労強度の低下が顕著になる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０５％とした。より好ましいＡｌの含有量の上限は０．０４％以下である。また、Ａｌの含有量は、鋼中の酸素量低減のために０．０２％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５〜０．０５％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を向上させる作用を有する。しかし、その含有量が０．００５％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳが生成しやすくなる。特に、Ｓ含有量が０．０５％を超えると、疲労強度の低下が顕著になる。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．０５％とした。Ｓの含有量は、切削加工性を向上させるために、０．０１５％以上とすることが好ましい。
また、Ｓの含有量は、粗大なＭｎＳの生成による疲労強度の低下をより効果的に抑制するため０．０３％以下とすることが好ましい。
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を向上させる作用を有する。しかし、その含有量が０．００５％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳが生成しやすくなる。特に、Ｓ含有量が０．０５％を超えると、疲労強度の低下が顕著になる。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．０５％とした。Ｓの含有量は、切削加工性を向上させるために、０．０１５％以上とすることが好ましい。
また、Ｓの含有量は、粗大なＭｎＳの生成による疲労強度の低下をより効果的に抑制するため０．０３％以下とすることが好ましい。
本発明においては、Ｍｏ、Ｐ、Ｎ、及びＯ（酸素）の含有量を下記のとおりに制限する。
Ｍｏ：０．０４％以下
Ｖおよび／またはＴｉを、Ｍｏとともに含有すると、窒化処理時に表層部の硬さ増加量が小さくなってしまう。ＶおよびＴｉを含有する鋼にＭｏが含まれていることによる影響は、Ｍｏ含有量が０．０４％を超えると顕著になる。したがって、Ｍｏの含有量を０．０４％以下に制限する。Ｍｏの含有量は、ＶおよびＴｉによる表層部の硬さの増加効果を抑制しないように、０．０３％未満とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．０４％以下
Ｖおよび／またはＴｉを、Ｍｏとともに含有すると、窒化処理時に表層部の硬さ増加量が小さくなってしまう。ＶおよびＴｉを含有する鋼にＭｏが含まれていることによる影響は、Ｍｏ含有量が０．０４％を超えると顕著になる。したがって、Ｍｏの含有量を０．０４％以下に制限する。Ｍｏの含有量は、ＶおよびＴｉによる表層部の硬さの増加効果を抑制しないように、０．０３％未満とすることが好ましい。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、粒界に偏析して粒界を脆化させやすい元素で、疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｐの含有量が０．０３％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＰの含有量を０．０３％以下とし、０．０２％以下にすることが好ましい。なお、不純物中のＰの含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、製鋼でのコストが増大する。
Ｐは、粒界に偏析して粒界を脆化させやすい元素で、疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｐの含有量が０．０３％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＰの含有量を０．０３％以下とし、０．０２％以下にすることが好ましい。なお、不純物中のＰの含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、製鋼でのコストが増大する。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成しやすく、凝固時には粗大なＴｉＮが生成しやすい。粗大なＴｉＮが存在すると、疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｎの含有量が０．０１０％を超えると、粗大なＴｉＮを形成しやすくなって、疲労強度の低下が顕著になる。
したがって、不純物中のＮの含有量を０．０１０％以下とし、０．００７％以下にすることが好ましい。なお不純物中のＮの含有量はできるだけ少なくすることが望ましいが、製鋼でのコストが増大する。
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成しやすく、凝固時には粗大なＴｉＮが生成しやすい。粗大なＴｉＮが存在すると、疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｎの含有量が０．０１０％を超えると、粗大なＴｉＮを形成しやすくなって、疲労強度の低下が顕著になる。
したがって、不純物中のＮの含有量を０．０１０％以下とし、０．００７％以下にすることが好ましい。なお不純物中のＮの含有量はできるだけ少なくすることが望ましいが、製鋼でのコストが増大する。
Ｏ（酸素）：０．００２％以下
Ｏは、Ａｌなどと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、Ｏの含有量が多くなると、疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏ含有量が０．００２％を超えると、粗大な酸化物系介在物の形成が著しくなるので疲労強度の低下が顕著になる。したがって、Ｏの含有量を０．００２％以下とし、０．００１％以下にすることが好ましい。なお不純物中のＯの含有量はできるだけ少なくすることが望ましいが、製鋼でのコストが増大する。
Ｏは、Ａｌなどと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、Ｏの含有量が多くなると、疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏ含有量が０．００２％を超えると、粗大な酸化物系介在物の形成が著しくなるので疲労強度の低下が顕著になる。したがって、Ｏの含有量を０．００２％以下とし、０．００１％以下にすることが好ましい。なお不純物中のＯの含有量はできるだけ少なくすることが望ましいが、製鋼でのコストが増大する。
更に、Ｂ、Ｎｂを添加することができる。
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂの添加は任意である。添加すれば、鋼中にフリーな状態で存在して焼き入れ性を高める効果を有するため、ＭｎやＣｒなどの合金元素の含有量を低減することができる。この効果を得るためには、Ｂは０．０００３％以上の含有量とすることが好ましい。一方、Ｂを、０．００３％を超えて含有しても前記の効果は飽和し、コストが嵩むだけである。したがって、Ｂの含有量を０．０００３〜０．００３％とした。Ｂの含有量は、より一層、焼き入れ性を向上させるために、０．０００８％以上とすることがより好ましい。
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂの添加は任意である。添加すれば、鋼中にフリーな状態で存在して焼き入れ性を高める効果を有するため、ＭｎやＣｒなどの合金元素の含有量を低減することができる。この効果を得るためには、Ｂは０．０００３％以上の含有量とすることが好ましい。一方、Ｂを、０．００３％を超えて含有しても前記の効果は飽和し、コストが嵩むだけである。したがって、Ｂの含有量を０．０００３〜０．００３％とした。Ｂの含有量は、より一層、焼き入れ性を向上させるために、０．０００８％以上とすることがより好ましい。
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂの添加は任意である。添加すれば、窒化処理時に表層部ではＮと結合して窒化物を形成し、内部ではＣと結合して炭化物を形成し、ＶとＴｉによる表層部硬さの増加と、硬化層深さの向上を補完できる。この効果を確実に得るには、Ｎｂは０．０１％以上の含有量にする必要がある。しかし、Ｎｂの含有量が０．１０％を超えてもその効果は飽和し、コストが嵩むだけである。したがって、Ｎｂの含有量を０．０１〜０．１０％とした。Ｎｂの含有量は、より一層の表層部の硬さの増加と硬化層深さの向上のために０．０２％以上とすることがより好ましい。また、Ｎｂの含有量は、０．０７％以下であることがより好ましい。
Ｎｂの添加は任意である。添加すれば、窒化処理時に表層部ではＮと結合して窒化物を形成し、内部ではＣと結合して炭化物を形成し、ＶとＴｉによる表層部硬さの増加と、硬化層深さの向上を補完できる。この効果を確実に得るには、Ｎｂは０．０１％以上の含有量にする必要がある。しかし、Ｎｂの含有量が０．１０％を超えてもその効果は飽和し、コストが嵩むだけである。したがって、Ｎｂの含有量を０．０１〜０．１０％とした。Ｎｂの含有量は、より一層の表層部の硬さの増加と硬化層深さの向上のために０．０２％以上とすることがより好ましい。また、Ｎｂの含有量は、０．０７％以下であることがより好ましい。
本発明で規定する窒化用鋼を用いて、窒化部品を得る方法の概略の一例を記載する。
本実施形態の窒化用鋼を製造するには、まず、上記の化学成分を有する溶鋼を鋳造して鋳片あるいはインゴットとする。次いで、鋳片あるいはインゴットに、熱間圧延および／または熱間鍛造を行なって窒化用鋼とする。その後、窒化用鋼を所定の形状に加工して粗成型品とする。そして、窒化用鋼からなる粗成型品を窒化処理して窒化部品とする。
本実施形態の窒化用鋼を製造するには、まず、上記の化学成分を有する溶鋼を鋳造して鋳片あるいはインゴットとする。次いで、鋳片あるいはインゴットに、熱間圧延および／または熱間鍛造を行なって窒化用鋼とする。その後、窒化用鋼を所定の形状に加工して粗成型品とする。そして、窒化用鋼からなる粗成型品を窒化処理して窒化部品とする。
より詳細には、高炉、又は電気炉から得た溶銑を一般的な製鋼工程によって成分調整した後、連続鋳造によって鋳片を得る、あるいはインゴットへ鋳造することによって鋼塊を得る。次に必要に応じて分塊圧延によって鋼片とし、棒鋼、線材、薄板、鋼管などに熱間圧延を行う。鋳造、分塊圧延、熱間圧延は常法で行えばよく、製造条件は特に制限されるものではない。
得られた熱間圧延材を用いて、熱間鍛造、冷間鍛造、切削加工、研削加工によって部品形状に粗成型する。溶鋼を鋳造してインゴットとし、これを熱間鍛造して粗成型してもよい。必要に応じて、これらの工程の間に熱処理を行う場合がある。
得られた熱間圧延材を用いて、熱間鍛造、冷間鍛造、切削加工、研削加工によって部品形状に粗成型する。溶鋼を鋳造してインゴットとし、これを熱間鍛造して粗成型してもよい。必要に応じて、これらの工程の間に熱処理を行う場合がある。
このようにして得た窒化用鋼からなる粗成型品を窒化炉によって窒化処理を行い、更に必要に応じて、研削加工、ショットピーニングを付与して窒化部品とする。
窒化処理は、ガス窒化、ガス軟窒化、プラズマ窒化、プラズマ軟窒化、塩浴窒化などの何れでもよい。また、窒化処理の温度、雰囲気、処理時間などの条件は、窒化部品において要求される表層部の硬さと硬化層深さなどに応じて適宜決定でき、特に限定されない。
例えば、窒化処理を行うことにより、表層部のＨｖ硬さ７３０以上であって、Ｈｖ硬さ４００以上である硬化層深さが０．３０ｍｍ以上である窒化部品を製造する場合には、５６０〜５９０℃の温度、アンモニア、水素および窒素を含む雰囲気中で５〜６時間のガス窒化を行うことが好ましい。
なお、本発明の窒化用鋼を用いて、窒化部品を得る方法は、これに限られるものではない。
窒化処理は、ガス窒化、ガス軟窒化、プラズマ窒化、プラズマ軟窒化、塩浴窒化などの何れでもよい。また、窒化処理の温度、雰囲気、処理時間などの条件は、窒化部品において要求される表層部の硬さと硬化層深さなどに応じて適宜決定でき、特に限定されない。
例えば、窒化処理を行うことにより、表層部のＨｖ硬さ７３０以上であって、Ｈｖ硬さ４００以上である硬化層深さが０．３０ｍｍ以上である窒化部品を製造する場合には、５６０〜５９０℃の温度、アンモニア、水素および窒素を含む雰囲気中で５〜６時間のガス窒化を行うことが好ましい。
なお、本発明の窒化用鋼を用いて、窒化部品を得る方法は、これに限られるものではない。
本発明者らは、表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｚ、ＡＡ〜ＡＧを３０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、インゴットに鋳造した。上記の各インゴットを１２５０℃で１時間加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように直径１５ｍｍまで熱間鍛造し、送風によって室温まで加速冷却した。
得られた直径１５ｍｍの棒鋼を、熱間鍛造方向に垂直な方向で長さ１０ｍｍに切断した後、その切断面を鏡面研磨して、試験力９８．０７Ｎで１０点ずつＨｖ硬さを測定した。
各１０点の平均値をその試験片の窒化前のＨｖ硬さ（窒化前硬さ）とした。
得られた直径１５ｍｍの棒鋼を、熱間鍛造方向に垂直な方向で長さ１０ｍｍに切断した後、その切断面を鏡面研磨して、試験力９８．０７Ｎで１０点ずつＨｖ硬さを測定した。
各１０点の平均値をその試験片の窒化前のＨｖ硬さ（窒化前硬さ）とした。
更に直径１５ｍｍの棒鋼から、機械加工によって１０ｍｍ幅×５０ｍｍ長さ×３ｍｍ厚さの試験片を採取し、ガス窒化炉を用いて、５９０℃で５時間、窒化処理した後、油冷した。なお窒化処理時には、アンモニアを４．０ｍ３／時間、窒素を１．０ｍ３／時間の流量で炉内にガスを導入した。
このようにして得られた窒化処理後の試験片を、長さ方向に垂直な方向に切断した後、その切断面を鏡面研磨して、試験力１９．６１Ｎで表面から５０μｍ、１００μｍ、以降５０μｍ毎に深さ７００μｍまで、各３点ずつＨｖ硬さを測定した。表面から５０μｍ位置の３点の平均値をその試験片の表層部のＨｖ硬さ（表層部硬さ）とした。
また硬化層深さは、横軸を表面からの距離、縦軸をＨｖ硬さにして、各３点の測定データの平均値をプロットして、各プロットを直線で結んだ時に、Ｈｖが４００となる深さとした。
各試験片の窒化前硬さ、表層部硬さ、硬化層深さの結果を表１に示す。
また硬化層深さは、横軸を表面からの距離、縦軸をＨｖ硬さにして、各３点の測定データの平均値をプロットして、各プロットを直線で結んだ時に、Ｈｖが４００となる深さとした。
各試験片の窒化前硬さ、表層部硬さ、硬化層深さの結果を表１に示す。
本発明での目標は、（イ）〜（ハ）とした。
（イ）窒化前のＨｖ硬さが２７０以下、望ましくは２４０以下。
（ロ）窒化後の表層部のＨｖ硬さが７３０以上、望ましくは７５０以上。
（ハ）硬化層深さは、５９０℃で５時間の窒化処理時間の場合で、０．３０ｍｍ以上。
（イ）窒化前のＨｖ硬さが２７０以下、望ましくは２４０以下。
（ロ）窒化後の表層部のＨｖ硬さが７３０以上、望ましくは７５０以上。
（ハ）硬化層深さは、５９０℃で５時間の窒化処理時間の場合で、０．３０ｍｍ以上。
表１から、本発明で規定する条件から外れた試験番号、つまり、試験番号１、試験番号６、試験番号９〜１１、試験番号１５〜１７、及び試験番号２０〜２６の場合には、前記した（イ）〜（ハ）の少なくとも１つの特性が目標とする値に達していないことが明らかである。
試験番号１は、Ｃ含有量が少ないため、硬化層深さが浅いものであった。
試験番号６は、Ｃ含有量が多いため、窒化前硬さが高すぎるものであった。
試験番号９は、Ｃｒ含有量が少ないため、表層部硬さが低いものであった。
試験番号１０は、Ｃｒ含有量が多いため、硬化層深さが浅いものであった。
試験番号１１は、Ｖ含有量が少ないため、表層部硬さが低く、硬化層深さが浅いものであった。
試験番号１５は、Ｖ含有量が多いため、窒化前硬さが高すぎるものであった。
試験番号１６は、Ｔｉ含有量が少ないため、表層部硬さが低く、硬化層深さが浅いものであった。
試験番号１７は、Ｔｉ含有量が少ないため、硬化層深さが浅いものであった。
試験番号２０は、Ｔｉ含有量が多いため、窒化前硬さが高すぎるものであった。
試験番号２１は、Ｖ含有量が少ないため、硬化層深さが浅いものであった。
試験番号２２は、Ｍｏ含有量が多く、Ｖ含有量が少ないため、表層部硬さが低く、硬化層深さが浅いものであった。
試験番号２３〜２５は、Ｍｏ含有量が多いため、表層部硬さが低いものであった。
試験番号２６は、Ｍｎ含有量が少ないため、硬化層深さが浅いものであった。
それに対し、本発明で規定する条件をすべて満たす試験番号は、前記した（イ）〜（ハ）のすべての特性が目標とする値に達していることが明らかである。
試験番号６は、Ｃ含有量が多いため、窒化前硬さが高すぎるものであった。
試験番号９は、Ｃｒ含有量が少ないため、表層部硬さが低いものであった。
試験番号１０は、Ｃｒ含有量が多いため、硬化層深さが浅いものであった。
試験番号１１は、Ｖ含有量が少ないため、表層部硬さが低く、硬化層深さが浅いものであった。
試験番号１５は、Ｖ含有量が多いため、窒化前硬さが高すぎるものであった。
試験番号１６は、Ｔｉ含有量が少ないため、表層部硬さが低く、硬化層深さが浅いものであった。
試験番号１７は、Ｔｉ含有量が少ないため、硬化層深さが浅いものであった。
試験番号２０は、Ｔｉ含有量が多いため、窒化前硬さが高すぎるものであった。
試験番号２１は、Ｖ含有量が少ないため、硬化層深さが浅いものであった。
試験番号２２は、Ｍｏ含有量が多く、Ｖ含有量が少ないため、表層部硬さが低く、硬化層深さが浅いものであった。
試験番号２３〜２５は、Ｍｏ含有量が多いため、表層部硬さが低いものであった。
試験番号２６は、Ｍｎ含有量が少ないため、硬化層深さが浅いものであった。
それに対し、本発明で規定する条件をすべて満たす試験番号は、前記した（イ）〜（ハ）のすべての特性が目標とする値に達していることが明らかである。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｃｒ：０．８〜２．０％、
Ｖ：０．１０〜０．３０％、
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｓ：０．００５〜０．０５％
を含有し、
更に、Ｂ：０．００１２〜０．００３％とＮｂ：０．０１〜０．１０％の１種または２種を含有し、
Ｍｏ：０．０４％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ（酸素）：０．００２％以下
に制限し、残部はＦｅ及び不純物からなることを特徴とする浸炭焼入れ処理を施すことなく用いられる窒化用鋼。 - 表層部のＨｖ硬さが７３０以上であって、Ｈｖ硬さ４００以上である硬化層深さが０．３０ｍｍ以上である窒化部品に用いられる請求項１に記載の浸炭焼入れ処理を施すことなく用いられる窒化用鋼。
- 質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｃｒ：０．８〜２．０％、
Ｖ：０．１０〜０．３０％、
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｓ：０．００５〜０．０５％
を含有し、
更に、Ｂ：０．００１２〜０．００３％とＮｂ：０．０１〜０．１０％の１種または２種を含有し、
Ｍｏ：０．０４％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ（酸素）：０．００２％以下
に制限し、残部はＦｅ及び不純物からなることを特徴とする浸炭処理または浸炭窒化処理を施すことなく用いられる窒化用鋼。
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|---|---|---|---|---|
| US4853049A (en) * | 1984-02-13 | 1989-08-01 | Caterpillar Inc. | Nitriding grade alloy steel article |
| WO2012067181A1 (ja) * | 2010-11-17 | 2012-05-24 | 新日本製鐵株式会社 | 窒化用鋼及び窒化処理部品 |
| JP2012112024A (ja) * | 2010-11-26 | 2012-06-14 | Kobe Steel Ltd | 熱処理歪みの少ない肌焼鋼 |
| JP2013213254A (ja) * | 2012-04-02 | 2013-10-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品 |
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