JP2020023728A

JP2020023728A - 冷間加工性および耐結晶粒粗大化特性に優れた機械構造用鋼

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Publication number: JP2020023728A
Application number: JP2018147420A
Authority: JP
Inventors: 健太松尾; Kenta Matsuo; 和弥橋本; Kazuya Hashimoto
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2018-08-06
Filing date: 2018-08-06
Publication date: 2020-02-13
Anticipated expiration: 2038-08-06
Also published as: JP7149131B2

Abstract

【課題】冷間加工時の割れが生じにくく、浸炭処理による結晶粒粗大化が生じにくい機械構造用鋼の提供。【解決手段】質量％でＣ：０．１５〜０．２６％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．８０〜２．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．０３０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積率が組織全体中の９０％以上であることを特徴とする冷間加工性および耐結晶粒粗大化特性に優れた機械構造用鋼。【選択図】図２

Description

本発明は冷間加工性および耐結晶粒粗大化特性に優れた機械構造用鋼、とりわけ自動車等の動力伝達に好適な耐結晶粒粗大化特性に優れた浸炭部品用の機械構造用鋼に関する。

ギヤ、シャフト等の駆動系部品には、製造コスト削減の観点から冷間加工が選択されることがある。冷間鍛造において要求される材料特性には、工具への負荷や形状を確保するために変形抵抗を下げること、冷間加工割れを抑制することがある。
変形抵抗の低減のためには、球状化焼なまし処理が実施されることが一般的である。しかし球状化焼なまし組織中の炭化物分布が不均一であると、変形抵抗が十分に低減できたとしても、冷間割れを抑制できない場合がある。

また、機械構造用鋼からなる部品に要求される特性としては、耐摩耗性、耐疲労特性があり、これらを確保するため、冷間加工後に適宜浸炭処理が施されている。もっとも、冷間鍛造後に直接浸炭処理を施す場合には、冷間加工の影響によって浸炭昇温時にフェライトが一旦微細に再結晶する段階を経て微細なオーステナイト粒が形成されるので結晶粒の粗大化を引き起こす問題がある。結晶粒粗大化は部品強度の低下や焼曲り発生の原因となるために、粗大化の抑制は重要である。

従来、優れた冷間加工性および結晶粒の粗大化抑制を志向して、種々の提案がなされてきた。たとえば、冷間加工割れ抑制を志向して、球状化焼なまし前組織をフェライトとパーライトの合計面積率９０％以上とし、かつフェライト粒径を２５μｍ以下とすることを、また結晶粒粗大化抑制を志向して、ＡｌＮの第２相粒子を微細分散させることが提案されている（たとえば、特許文献１参照。）。

また、化学成分の限定および熱処理方法の限定により、球状化焼なまし組織中のラメラーパーライトの面積率を３％以下とすることにより、結晶粒の粗大化を抑制することが提案されている（たとえば、特許文献２参照。）。

特開２０１３−０８２９８８号公報特開２０１０−２４２２０９号公報

しかし、これらの提案の方法では球状化焼なまし組織中の炭化物分布の影響を考慮できていなかった。その結果、炭化物分布の不均一を抑制することができないので、冷間加工割れ、結晶粒粗大化を十分に抑制できない問題が残っていた。

球状化焼なまし組織中の炭化物分布が不均一であると、冷間加工時に不均一な歪みが生じ、フェライトの微細な再結晶の原因となる。また、浸炭昇温時には炭化物を核としてオーステナイトが不均一に生成するため、結晶粒粗大化を起こしやすい。そこで、炭化物分布を均一とすることができれば、冷間加工割れ抑制、耐結晶粒粗大化特性の有効な方策となる。

そこで、本発明が解決しようとする課題は、適切な化学成分を選択し、球状化焼なまし組織中の炭化物分布を均一とすることで、冷間加工時の割れが生じにくく、また、その後の浸炭処理による結晶粒粗大化が生じにくい機械構造用鋼を提供することを目的とする。

上述の課題を解決するための第１の手段は、質量％でＣ：０．１５〜０．２６％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．８０〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．０３０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積率が組織全体中の９０％以上であることを特徴とする冷間加工性および耐結晶粒粗大化特性に優れた機械構造用鋼である。

その第２の手段は、第１の手段に記載の化学成分に加え、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積率が組織全体中の９０％以上であることを特徴とする冷間加工性および耐結晶粒粗大化特性に優れた機械構造用鋼である。

上記本発明の手段によると、球状化焼なまし後に、短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積率が、組織全体中の９０％以上である機械構造用鋼を得ることができる。この鋼は、限界据込み率が高く冷間加工割れが生じにくいことに加えて、結晶粒粗大化温度が高いので浸炭処理による結晶粒粗大化も生じにくい。そのため、たとえば、冷間加工により製造される自動車などの駆動系部品に用いれば、製造コストの削減が可能となる。

本発明における球状化焼なましの熱処理条件の一例を示す図である。球状化焼なまし後の組織を示す光学顕微鏡写真画像であり、（ａ）は本発明の実施例、（ｂ）は比較例である。本発明の実施例の球状化焼きなまし後の組織を高倍率で示した光学顕微鏡写真画像である。

本発明の機械構造用鋼の化学成分の限定理由、および短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒が面積率で組織全体の９０％以上であることについて、以下に説明する。

なお、化学成分については、質量％で表す。
Ｃ：０．１５〜０．２６％
Ｃは、機械構造用部品としての鋼材の浸炭後の芯部強度を確保するために必要な元素である。しかし、Ｃが０．１５％未満ではその効果が十分に得られない。他方、Ｃが０．２６％を超えると加工性を低下させ、かつ靱性を低下させる。そこで、Ｃは０．１５〜０．２６％とする。

Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、脱酸に必要な元素である。しかし、Ｓｉが０．０５％未満ではその効果が十分に得られない。他方、Ｓｉが１．０％を超えると加工性を低下させる。そこで、Ｓｉは０．０５〜１．０％とする。

Ｍｎ：０．１〜０．６％
Ｍｎは、焼入れ性を確保するために必要な元素である。しかし、Ｍｎが０．１％未満では、焼入れ性の効果が十分に得られない。他方、Ｍｎが０．６％を超えると加工性を低下させる。そこで、Ｍｎは０．１〜０．６％とする。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、スクラップから含有される不可避な不純物であるが、オーステナイト粒界に偏析して衝撃強度や曲げ強度などの靱性を低下させる。そこで、Ｐは０．０３０％以下とする。

Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、被削性を向上させる元素である。しかし、Ｓは非金属介在物ＭｎＳを生成して靱性および疲労強度を低下させる。そこで、Ｓは０．０３０％以下とする。

Ｃｒ：１．８０〜２．５０％
Ｃｒは、球状化焼なまし処理により、炭化物が粒内に均一分散した組織を得るために不可欠な元素である。この効果を得るためには、Ｃｒは１．８０％以上必要である。しかし、Ｃｒが２．５０％を超えると加工性を低下させる。そこで、Ｃｒは１．８０〜２．５０％とする。

Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは、脱酸剤として使用される元素であり、また、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒粗大化の抑制効果をもたらす。この効果を得るためには、Ａｌは０．００５％以上の添加を必要とする。もっとも、Ａｌは０．０５０％を超えると、アルミナ系酸化物が増加し、疲労特性および加工性を低下させる。そこで、Ａｌは０．００５〜０．０５０％とし、望ましくは０．０１５〜０．０５０％とする。

Ｎ：０．０３０％以下
Ｎは、鋼中でＡｌＮやＮｂ窒化物として微細析出し、結晶粒粗大化を防止する効果もたらす。しかし、Ｎは０．０３０％を超えると窒化物が増加し、疲労強度や加工性を低下させる。そこで、Ｎは０．０３０％以下、望ましくは、０．０２５％以下とする。

Ｎｂ：０．０２〜０．１０％
Ｎｂは、炭化物あるいは窒化物を形成し、結晶粒粗大化を防止する効果をもたらす。特に鋼中に微細に分散したナノオーダーのＮｂ（Ｃ，Ｎ）は結晶粒の成長を抑制する。Ｎｂが０．０２％未満ではその効果が得られない。他方、Ｎｂが０．１０％を超えると、析出物の量が過剰となって加工性を低下させる。そこで、Ｎｂは０．０２〜０．１０％、望ましくは、０．０２〜０．０８％とする。

Ｎｉ：０．２０％以下
Ｍｏ：０．０５％以下
ＮｉとＭｏは、いずれも鉄スクラップに含有されることで不純物として混入する場合がある。もっとも、これら成分が混入すると、凝固段階で鋼材中に偏析することから、炭化物の不均一分布の原因となりうる。
そこで、本発明において許容するＮｉは０．２０％以下、Ｍｏは０．０５％以下としておくことが好ましい。

球状化焼なまし後の組織：短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒が球状化焼なまし後の組織全体の面積率９０％以上
鋼中の炭化物分布が不均一であると、冷間加工時に不均一変形が生じ、割れの原因となる。また、冷間加工による不均一なひずみの影響で、その後の浸炭処理時に再結晶フェライト粒が微細となること、さらに炭化物を核としてオーステナイトが不均一生成することにより、結晶粒粗大化が生じやすい。この問題を抑制するためには、組織中の炭化物分布を均一とする必要がある。そこで、短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒が、球状化焼なまし後の組織全体の面積率９０％以上とする。

本発明の機械構造用鋼は、たとえば以下の方法で得ることができる。（１）本発明の手段に記載の化学成分からなる鋼を溶解炉内にて溶製することで得る。（２）次に、熱間圧延工程として、この鋼を１２００℃以上に加熱して熱間圧延を施し、一旦空冷した後、再加熱し、９６０℃以下の温度で仕上げ圧延を実施し、その後空冷する。（３）その後、Ａ₁点〜Ａ₁点＋４０℃に加熱して、所定の時間保持した後、（４）７２０〜６５０℃まで（５〜４０℃）／ｈの冷却速度で冷却し、その後空冷する球状化焼なまし処理を施すことで、本発明の鋼を得ることができる。以下にこれらの方法における温度条件等の理由を記載する。

鋼片の圧延温度：１２００℃以上
本発明では、ＡｌやＮｂによる結晶粒度粗大化抑制の効果を十分に得るために、凝固段階で生じたＡｌ窒化物やＮｂ酸化物やＮｂ窒化物を一旦鋼材中に溶かし込む必要がある。そこで、本発明の機械構造用鋼を得るために、鋼片の圧延温度を１２００℃以上、望ましくは１２５０℃以上とする。

鋼片の仕上げ圧延温度：９６０℃以下
第１の手段または第２の手段に記載の化学成分を有する鋼材は、球状化焼なまし前の組織をフェライトとパーライト組織とし、かつフェライト粒径をＪＩＳＧ０５５１のオーステナイト粒度番号で８番以上に相当する粒度とすることで、球状化焼なまし処理を施した際に、炭化物分布が均一な組織が得ることができる。なお、このような組織を有する鋼は冷間加工による不均一変形が抑制されることで割れが生じにくく、さらにその後の浸炭処理による結晶粒度粗大化が起こりにくい。
そこで、フェライト粒度番号８番以上の組織を得るために、鋼片の仕上げ圧延温度を９６０℃以下とする。

球状化焼なまし条件：Ａ₁点〜Ａ₁点＋４０℃に加熱して所定の時間保持後、７２０〜６５０℃まで５〜４０℃／ｈの冷却速度で冷却し、その後空冷すること
第１の手段又は第２の手段に記載の成分を含有する鋼に上記条件の球状化焼なましを実施することで、炭化物分布が均一な組織となる。このような組織を有する鋼は冷間加工による不均一変形が抑制されることで割れが生じにくく、さらにその後の浸炭処理による結晶粒度粗大化が起こりにくい。
この効果を得るために、球状化焼なましの条件を、Ａ₁点〜Ａ₁点＋４０℃の範囲に加熱して所定の時間保持後、７２０〜６５０℃まで８〜４０℃／ｈの冷却速度で冷却し、その後空冷することとする。

本発明の実施例について、表および図面を適宜参照しつつ説明する。表１には、本発明の範囲内の供試材の化学成分を示す。なお、網掛け部は本発明の成分の範囲外である。供試材Ｎｏ．１〜１０は本発明の範囲内の成分組成であり（以下、「発明鋼成分」ともいう。）、供試材Ｎｏ．１１〜２０は範囲外の成分組成で比較鋼となる供試材である（以下、「比較鋼成分」ともいう。）。

また、表２に各供試材を圧延した際の仕上げ圧延温度（焼ならし温度）とフェライト粒度番号の関係性を示す。なお、網掛け部は粒度番号が８番未満のものである。

表３、表４に短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積率、限界据込み率、結晶粒粗大化温度を示す。なお、網掛け部は本発明の範囲外である。
また、表３、表４に示す仕上げ圧延温度は表３、表４の下記に記載するように、それぞれ（ａ）が９２５℃、（ｂ）が９５０℃、（ｃ）が１０００℃、（ｄ）が１０５０℃である。
なお、表３、表４における供試材のＮｏ．と温度条件の組合せについての表記法を説明する。供試材と温度条件がいずれであるかを直感的に理解しやすくするため、これらの要素を記号的に組合せて表記している。たとえば供試材Ｎｏ．４（発明鋼成分）を仕上げ圧延温度を（ｃ）１０００℃で処理した場合であれば、「供試材４（ｃ）」といった形で表記している。

さて、表３は、化学成分としては本発明の範囲内（発明鋼成分）である場合でも、仕上圧延温度が相違することで、熱処理後に得られる鋼の特性が異なっていることを示している。
すなわち、表３の供試材４（ｃ）、供試材５（ｃ）、供試材６（ｃ）、供試材６（ｄ）、供試材７（ｃ）、供試材７（ｄ）は、発明鋼成分でありながら、短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積率が９０％を下回っており、本発明の機械構造用鋼の範囲から外れるものであるから、比較例となっている。
表４は、供試材の化学成分が本発明の範囲外（比較鋼成分）であり、これらも比較例である。

表１〜表４の試験では、まず、表１の供試材Ｎｏ．１〜１０（発明鋼成分）および供試材Ｎｏ．１１〜２０（比較鋼成分）の化学成分の素材を真空溶解炉にて溶製し、１００ｋｇの鋼塊を得た。そして、溶製した鋼塊を１２５０℃で１０．８ｋｓ加熱後に直径６５ｍｍの棒鋼に鍛伸し、空冷した。
次いで、圧延を想定して、これに相当する（ａ）９２５℃、（ｂ）９５０℃、（ｃ）１０００℃、（ｄ）１０５０℃の条件で３．６ｋｓ加熱後に空冷する焼ならし処理を実施した。この焼ならし材を鏡面研磨し、５％ナイタールで腐食した後、フェライト粒度を測定した。

表２に本発明の化学成分の範囲内の供試材Ｎｏ．１〜１０（発明鋼成分）と化学成分の範囲外の供試材Ｎｏ．１１〜２０（比較鋼成分）の各供試材における、仕上げ圧延温度（焼ならし温度）およびフェライト粒度番号の関係性を示す。
フェライト粒の粒度番号は、仕上げ圧延温度１０００℃以上で７．５番以下となるのに対し、９５０℃以下で８番以上となった。

焼ならし後の供試材に対し、図１に示す熱処理条件で球状化焼なましを実施した。その後、これらの試験片に対し、鏡面研磨、ピクラール腐食を行った後、それらのミクロ組織を観察して、短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積を測定して求め、組織全体における面積率を算出した。
図２に、球状化焼なまし後の組織を示す光学顕微鏡写真画像を示す。（ａ）は本発明の実施例であり、（ｂ）は比較例である。本発明の実施例（ａ）では組織中の炭化物分布が均一となっている。他方、比較例の（ｂ）では、炭化物分布が不均一となっている。図３に、本発明の実施例の球状化焼きなまし後の組織をさらに高倍率で示した光学顕微鏡写真画像を示す。本発明における粒内に析出している炭化物の分布の様子が確認できる。

表３、表４には、熱処理後の各鋼について、短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の組織全体に対する面積率を示している。
表３で示すように、発明鋼成分の供試材を用いた場合、仕上げ圧延温度１０００℃以上でフェライト粒度番号８未満となった場合には、球状化焼なまし後の短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積率が組織全体中の９０％を下回りとなり、本発明の範囲外となった。

発明鋼成分の供試材Ｎｏ．１〜１０では、仕上げ圧延温度が９００℃もしくは９５０℃のものは、表２に示すようにフェライト粒度番号が８以上であって、表３に示すように球状化焼なまし後の短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積率が組織全体中の９０％以上となった。これらは本発明の範囲内の実施例であるところ、限界据込み率が高く、結晶粒粗大化温度も高いことから、冷間加工性および耐結晶粒粗大化特性に優れた機械構造用鋼といえる。

表４の供試材は比較鋼成分であり、本発明の化学成分に比してＣｒの含有量が少ないことが影響し、短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積率が少なく、いずれも組織全体中の９０％を下回った。

（限界据込み率について）
上記の球状化焼なましを実施した供試材の中周部より、切削加工により直径１４ｍｍで長さ２１ｍｍの円柱型試験片を作製した。試験片の長さ方向は母材の鍛伸方向と同一とした。得られた試験片について万能試験機を用いて据込み試験を行い、試験片表面に割れが発生しない最大の据込み率である限界据込み率を測定した。評価指標の限界据込み率は、測定数４回の平均値とした。

表３に発明鋼成分における実施例と比較例についての、表４に比較鋼成分の比較例についての限界据込み率の結果を示す。
表３の実施例は、発明鋼成分であってかつ短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積率が組織全体中の９０％以上であるところ、限界据込み率は７６％以上となり、ほぼ試験機の測定限界に達してしまった。
他方、表３および表４の比較例では、粒子径５０ｎｍ以上の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積率が組織全体中の９０％を下回っており、限界据込み率も７４％以下となった。

（結晶粒粗大化について）
次いで、冷間加工後の直接浸炭による結晶粒度粗大化を確認するため、以下の評価を行った。前述の円柱型試験片について試験片に高さ比で７０％の冷間据込み加工を施した。据込み後の試験片を半割りとし、９００℃〜１０００℃で１０．８ｋｓ保持後、水冷する擬似浸炭処理を実施した。
熱処理後の各試験片断面を飽和ピクリン酸溶液で腐食し、結晶粒径を光学顕微鏡観察し、結晶粒粗大化温度を検出した。なお、ここで粗大粒とは、結晶粒度番号３番以上のものをいう。

表３に発明鋼成分の実施例及び比較例について、表４に比較鋼成分の比較例についての、結晶粒粗大化温度を示す。表３に示す実施例の鋼では、粒子径５０ｎｍ以上の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積率が９０％以上であるため、結晶粒粗大化温度が９８０℃以上と高くなった。すなわち、浸炭処理によって、結晶粒粗大化が生じにくい特性であることを意味している。
他方、表３、表４における比較例の鋼では、短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積率が９０％未満であって、結晶粒粗大化温度が９５０℃以下となったことから、実施例に比して結晶粒が粗大化しやすいことが確認された。

以上のように、表３に示した本発明の発明鋼成分の実施例の鋼は、炭化物分布が均一となった組織であって、冷間加工割れが抑制されており、浸炭処理による結晶粒粗大化が生じにくい特性も得られている。このように、本発明によると、冷間加工性および耐結晶粒粗大化特性に優れた機械構造用鋼が得られる。

Claims

質量％でＣ：０．１５〜０．２６％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．８０〜２．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．０３０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積率が組織全体中の９０％以上であることを特徴とする冷間加工性および耐結晶粒粗大化特性に優れた機械構造用鋼。
請求項１に記載の化学成分に加え、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、短径５０ｎｍ以上かつアスペクト比３以下の炭化物が粒内析出しているフェライト粒の面積率が組織全体中の９０％以上であることを特徴とする冷間加工性および耐結晶粒粗大化特性に優れた機械構造用鋼。