JP2021109989A - 優れた結晶粒度特性を有する機械構造用鋼 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】 浸炭時の結晶粒粗大化を抑制することが可能な鋼を提供する。【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．２７〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜０．９％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｐ（不可避不純物として）：０．０３０％以下、Ｓ（不可避不純物として）：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．５０〜２．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００４０〜０．０３００％を有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼であり、この鋼は焼なましされた状態であって、ラメラーパーライトの面積率が３％以下であり、結晶粒度番号が８以上である耐結晶粒粗大化特性に優れた結晶粒度特性を有する機械構造用鋼である。【選択図】 なし
Description
本発明は、熱間鍛造後に、浸炭や浸炭窒化、浸窒などの表面硬化処理を施して使用される部品、例えば自動車、建設機械、工作機械などのギアやＣＶＪやシャフトなどの素材として好適な、機械構造用鋼に関する。
出願人は、鋼成分の適正化と、浸炭前のフェライト、パーライト、ベイナイト組織の粒径サイズを規定することで、熱間加工や冷間加工であれ、浸炭前の焼きならしの有無を問わず、従来の浸炭用鋼に比べて優れた耐結晶粒度特性を有する機械構造用鋼の発明を提案している（特許文献１参照。）。
また、粗大粒防止のために、Ｔｉ系の炭硫化物の活用により、あるいはＴｉおよびＳ含有量の適正化により、ＭｎＳの生成量等を制御することで、疲労特性に優れる肌焼鋼の発明が提案されている（特許文献２参照。）。
さらに、粗大粒防止のために、ＴｉやＮｂの炭窒化物の活用により、あるいはＴｉおよびＮｂ含有量の適正化により、ならびにそれらの炭窒化物のサイズや数密度等の規定により、浸炭処理時の異常粒の発生が抑制可能な肌焼鋼の発明が提案されている（特許文献３、特許文献４参照。）。
これまでに、上述のような技術の発明が提案されているが、これらの提案の発明は、浸炭前の組織がフェライトやパーライト、ベイナイトなどであることが前提であって、析出物によるピンニング効果を利用して結晶粒の粗大化を防止する技術である。
しかしながら、これらの技術では、近年の高温化する浸炭条件においては不十分であって、部分的に結晶粒が粗大化する場合がある。
また、中炭素鋼では、結晶粒の粗大化の抑制を目的として、フェライト・パーライト組織に調整するために焼ならしを実施しているものもあるが、それでも結晶粒は粗大化してしまう場合がある。
そこで、従前の機械構造用鋼では、浸炭する際に結晶粒が粗大化することがあることを踏まえ、本願の発明が解決しようとする課題は、浸炭時の結晶粒粗大化を抑制することが可能な鋼を提供することである。
ところで、浸炭時の結晶粒粗大化を抑制するためには、熱間鍛造後に焼ならしを適用することによって浸炭前の組織をフェライトおよびオーステナイトの２相組織とすることがある。もっとも、この熱間鍛造後の焼ならし組織は、フェライトおよびオーステナイトの２相域で保持する工程に起因して、徐冷後の球状炭化物の分布が不均一となりやすい。このような球状炭化物の分布の不均一は、その後の浸炭工程における結晶粒の粗大化の一因となることから、この徐冷後の球状炭化物の分布を均一とすることが望ましい。
そこで、本願の発明では、まず、鋼の供試材の成分を調整することにより、熱間鍛造後のフェライト中にナノオーダーの微細析出物（すなわち、Ａｌ窒化物、Ｎｂ炭窒化物、Ｆｅ炭化物、Ｃｒ炭化物などのナノオーダーの微細析出物）を分散させた。すると、熱間鍛造後はフェライト、パーライトまたはベイナイトの混相組織となるが、熱間鍛造後の冷却過程（すなわちＡ1点温度以下の時期）において、前述の微細析出物を核として、フェライト粒内に球状炭化物が析出する。そのような球状炭化物の分散状態で、さらに、焼なましを適用することにより、パーライトやベイナイトを構成する炭化物の球状化を促進させると、その結果、フェライト粒内に球状炭化物が均一分散した組織となり、浸炭時の結晶粒粗大化特性が抑制されることを見出した。
そこで、本願発明の課題を解決するための手段は、第１の手段では、質量％で、Ｃ：０．２７〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜０．９％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｐ（不可避不純物として）：０．０３０％以下、Ｓ（不可避不純物として）：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．５０〜２．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００４０〜０．０３００％を有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼であり、該鋼は焼なましされた状態であって、ラメラーパーライトの面積率が３％以下であることを特徴とする優れた結晶粒度特性を有する機械構造用鋼である。
第２の手段では、第１の手段の化学成分に加えて、質量％で、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０２０〜０．２００％、Ｂ：０．００３０％以下を有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼であり、該鋼は焼なましされた状態であって、ラメラーパーライトの面積率が３％以下であることを特徴とする優れた結晶粒度特性を有する機械構造用鋼である。
本発明の手段によると、フェライト粒内に球状炭化物が分散した状態で焼なましを適用しているので、球状炭化物が均一に分散した組織となり、ラメラーパーライトの面積率が３％以下というラメラーパーライトの少ない組織となり、焼なまし後のロックウエル硬さが９０ＨＲＢ以下でかつ結晶粒度番号が８以上である耐結晶粒粗大化特性に優れた機械構造用鋼となる。そこで、本願の発明鋼を浸炭した際には結晶粒粗大化特性が抑制された機械構造用鋼が得られる。
本発明を実施するための形態の説明に先立って、本願の手段における鋼の化学成分の限定理由および該鋼の焼なまし後のラメラーパーライトの面積率の限定理由について述べる。なお、以下の化学成分における％は質量％である。
Ｃ：０．２７〜０．４５％
Ｃは、浸炭後の鋼部品の芯部硬さを維持して強度を付与するために必要な元素である。しかし、Ｃが０．２７％より少ないと、浸炭後の鋼部品の芯部硬さが低下するので、強度不足を招く。一方、Ｃが０．４５％より多いと、素材硬さが上昇して、被削性や冷間加工性が低下する。そこで、Ｃは０．２７〜０．４５％とする。
Ｃは、浸炭後の鋼部品の芯部硬さを維持して強度を付与するために必要な元素である。しかし、Ｃが０．２７％より少ないと、浸炭後の鋼部品の芯部硬さが低下するので、強度不足を招く。一方、Ｃが０．４５％より多いと、素材硬さが上昇して、被削性や冷間加工性が低下する。そこで、Ｃは０．２７〜０．４５％とする。
Ｓｉ：０．１〜０．９％
Ｓｉは、鋼の製鋼時の脱酸に有効な元素であり、また、鋼に必要な硬度を付与する。しかし、Ｓｉが０．１％より少ないと、製鋼時の脱酸不足を招き易く、介在物品位が低下する。一方、Ｓｉが０．９％より多いと、素材硬さが上昇して加工性が低下し、さらに浸炭阻害を発生する。そこで、Ｓｉは０．１〜０．９％とする。
Ｓｉは、鋼の製鋼時の脱酸に有効な元素であり、また、鋼に必要な硬度を付与する。しかし、Ｓｉが０．１％より少ないと、製鋼時の脱酸不足を招き易く、介在物品位が低下する。一方、Ｓｉが０．９％より多いと、素材硬さが上昇して加工性が低下し、さらに浸炭阻害を発生する。そこで、Ｓｉは０．１〜０．９％とする。
Ｍｎ：０．１〜０．６％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であるが、０．１％より少ないと焼入れ性が不足する。一方、０．６％より多いと、加工性が低下する。そこで、Ｍｎ０．１〜０．６％とする。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であるが、０．１％より少ないと焼入れ性が不足する。一方、０．６％より多いと、加工性が低下する。そこで、Ｍｎ０．１〜０．６％とする。
Ｐ（不可避不純物として）：０．０３０％以下
Ｐは、不可避不純物として含有される。しかし、Ｐが０．０３０％より多く含有されると、粒界に偏析して靭性を低下させる。そこで、Ｐは不可避不純物として０．０３０％以下とする。
Ｐは、不可避不純物として含有される。しかし、Ｐが０．０３０％より多く含有されると、粒界に偏析して靭性を低下させる。そこで、Ｐは不可避不純物として０．０３０％以下とする。
Ｓ（不可避不純物として）：０．０３０％以下
Ｓは、不可避不純物として含有される。しかし、Ｓが０．０３０％より多く含有されると、粗大なＭｎＳを多量に形成するので、靭性が低下し、疲労強度も低下する。そこで、Ｓ不可避不純物として０．０３０％以下とする。
Ｓは、不可避不純物として含有される。しかし、Ｓが０．０３０％より多く含有されると、粗大なＭｎＳを多量に形成するので、靭性が低下し、疲労強度も低下する。そこで、Ｓ不可避不純物として０．０３０％以下とする。
Ｃｒ：１．５０〜２．５０％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性や靭性および焼戻し軟化抵抗特性の向上に有効な元素である。しかし、Ｃｒが１．５０％より少ないとＡ1 点の上昇不足によって、ラメラーパーライト率が大となり、結晶粒が粗大化する。また焼入れ性が不足する。一方、Ｃｒが２．５０％より多いと素材硬さが上昇し、加工性が低下する。また、浸炭阻害の発生リスクが高くなる。そこで、Ｃｒは１．５０〜２．５０％とする。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性や靭性および焼戻し軟化抵抗特性の向上に有効な元素である。しかし、Ｃｒが１．５０％より少ないとＡ1 点の上昇不足によって、ラメラーパーライト率が大となり、結晶粒が粗大化する。また焼入れ性が不足する。一方、Ｃｒが２．５０％より多いと素材硬さが上昇し、加工性が低下する。また、浸炭阻害の発生リスクが高くなる。そこで、Ｃｒは１．５０〜２．５０％とする。
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素であり、鋼中のＮと反応してＡｌＮを形成する作用がある。しかし、Ａｌが０．００５％より少ないと、製造時の脱酸不足を招き易く、その結果、介在物品位が低下する。また、微細な窒化物が不足し、結晶粒が粗大化しやすいものとなるので、靭性および疲労特性が低下する。一方、Ａｌが０．０５０％より多いと、粗大な窒化物（ＡｌＮ）の形成により疲労特性および加工性が低下する。そこで、Ａｌは０．００５〜０．０５０％とする。
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素であり、鋼中のＮと反応してＡｌＮを形成する作用がある。しかし、Ａｌが０．００５％より少ないと、製造時の脱酸不足を招き易く、その結果、介在物品位が低下する。また、微細な窒化物が不足し、結晶粒が粗大化しやすいものとなるので、靭性および疲労特性が低下する。一方、Ａｌが０．０５０％より多いと、粗大な窒化物（ＡｌＮ）の形成により疲労特性および加工性が低下する。そこで、Ａｌは０．００５〜０．０５０％とする。
Ｎ：０．００４０〜０．０３００％
Ｎは、鋼中のＡｌと反応してＡｌＮを形成する元素である。しかし、Ｎが０．００４０％より少ないと、微細な炭窒化物が不足する結果、結晶粒が粗大化し、また靭性および疲労特性が低下する。一方、Ｎが０．０３００％より多いと、粗大な炭窒化物の形成により、疲労特性および加工性が低下し、またピン止め効果のある窒化物の減少により結晶粒が粗大化する。そこで、Ｎは０．００４０〜０．０３００％とする。
Ｎは、鋼中のＡｌと反応してＡｌＮを形成する元素である。しかし、Ｎが０．００４０％より少ないと、微細な炭窒化物が不足する結果、結晶粒が粗大化し、また靭性および疲労特性が低下する。一方、Ｎが０．０３００％より多いと、粗大な炭窒化物の形成により、疲労特性および加工性が低下し、またピン止め効果のある窒化物の減少により結晶粒が粗大化する。そこで、Ｎは０．００４０〜０．０３００％とする。
以下、任意的成分について説明する。
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成する元素であることから、耐結晶粒度粗大化特性の向上に有効な成分である。もっとも、Ｎｂが０．１０％より多く含有されると、粗大な炭窒化物が増加し、ピン止め効果のある炭窒化物の減少により結晶粒が増加する。そこで、Ｎｂは０．１０％以下とする。
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成する元素であることから、耐結晶粒度粗大化特性の向上に有効な成分である。もっとも、Ｎｂが０．１０％より多く含有されると、粗大な炭窒化物が増加し、ピン止め効果のある炭窒化物の減少により結晶粒が増加する。そこで、Ｎｂは０．１０％以下とする。
Ｔｉ：０．０２０〜０．２００％
Ｔｉは、微細な窒化物を形成する元素であることから、任意に添加しうる成分である。しかし、Ｔｉが０．０２０％より少ないと、微細な炭化物量の形成は不足するので、結晶粒が粗大化し易すいので、Ｎが固定されないので、ＢＮを形成し、焼入れ性が低下する。一方、Ｔｉが０．２００％より多いと、粗大な炭化物が増加する結果、ピン止め効果のある炭窒化物の減少により、結晶粒が粗大化する。そこで、Ｔｉは０．０２０〜０．２００％とする。
Ｔｉは、微細な窒化物を形成する元素であることから、任意に添加しうる成分である。しかし、Ｔｉが０．０２０％より少ないと、微細な炭化物量の形成は不足するので、結晶粒が粗大化し易すいので、Ｎが固定されないので、ＢＮを形成し、焼入れ性が低下する。一方、Ｔｉが０．２００％より多いと、粗大な炭化物が増加する結果、ピン止め効果のある炭窒化物の減少により、結晶粒が粗大化する。そこで、Ｔｉは０．０２０〜０．２００％とする。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、焼入れ性に寄与する元素であることから、任意に添加しうる成分である。しかし、０．００３０％より多く含有されると、素材硬さの上昇によって加工性の低下をもたらす。そこで、Ｂは０．００３０％以下とする。
Ｂは、焼入れ性に寄与する元素であることから、任意に添加しうる成分である。しかし、０．００３０％より多く含有されると、素材硬さの上昇によって加工性の低下をもたらす。そこで、Ｂは０．００３０％以下とする。
ラメラーパーライトの面積率：３％以下
本発明の成分の鋼について焼なましを実施した後の、ラメラーパーライトの面積率は、３％以下であれば、部分的な結晶粒粗大化が発生することなく整粒を得ることができる。そこで、ラメラーパーライトの面積率は３％以下とする。
本発明の成分の鋼について焼なましを実施した後の、ラメラーパーライトの面積率は、３％以下であれば、部分的な結晶粒粗大化が発生することなく整粒を得ることができる。そこで、ラメラーパーライトの面積率は３％以下とする。
次いで、本発明を実施するための形態について記載する。まず、表１に示す各化学成分を、その化学成分の残部である不可避的不純物とからなる、発明鋼の鋼種Ａ〜Ｐの１６種および比較鋼の鋼種Ｑ〜Ｚ、ＡＡ、ＡＢ、ＡＣ、ＡＤの１４種の全３０種の、それぞれの鋼の１００ｋｇを真空溶解炉で供試材に溶製した。
その後、これらの各鋼の供試材を熱間鍛造により径４０ｍｍの棒鋼に作製し、その後、焼なましとして７００〜８５０℃の温度で１〜３時間保持した後、空冷を実施した。なお、焼なましはカンタル炉を用いて、次の手順で実施した。
カンタル炉での焼なまし手順は、まず球状化焼きなましの保持温度に設定したカンタル炉内に、上記の供試材を投入し、供試材の昇温時間を３０分確保し、その後、１〜３時間の任意の時間保持し、空冷もしくは水冷する。今回の実施例ではいずれも空冷した。なお、オーステナイト化温度での保持時間の選定については炉に装入する供試材の量や寸法を考慮するものとする。
次いで、焼なましされた状態の鋼の特性については、ラメラーパーライト面積率、焼きなまし後の硬さについて以下の確認をし、また疑似浸炭後の結晶粒度についても確認し、それらの結果を表２に示した。
（ラメラーパーライト面積率について）
まず、供試材の熱間鍛造における鍛伸方向から１０ｍｍ角程度の断面を切り出し、鏡面研磨した後、５％ナイタール（５％の硝酸エタノール溶液）で腐食を行った。パーライト面積率は光学顕微鏡によって８００μｍ四方の組織写真を撮影し、画像解析により８００μｍ四方の全面積からベイナイト部の面積を除いて、残りのパーライト部の面積をもとにパーライト面積率を算出した。
その結果、ラメラーパーライト面積率が３％以下であれば、部分的な結晶粒粗大化が発生することなく整粒を得ることができる。そこで、ラメラーパーライト面積率が３％以下であれば、表２のラメラーパーライト面積率の欄に良好として○と表示し、ラメラーパーライト面積率が３％を超える場合は表２のラメラーパーライト面積率の欄に劣るものとして×と表示した。
まず、供試材の熱間鍛造における鍛伸方向から１０ｍｍ角程度の断面を切り出し、鏡面研磨した後、５％ナイタール（５％の硝酸エタノール溶液）で腐食を行った。パーライト面積率は光学顕微鏡によって８００μｍ四方の組織写真を撮影し、画像解析により８００μｍ四方の全面積からベイナイト部の面積を除いて、残りのパーライト部の面積をもとにパーライト面積率を算出した。
その結果、ラメラーパーライト面積率が３％以下であれば、部分的な結晶粒粗大化が発生することなく整粒を得ることができる。そこで、ラメラーパーライト面積率が３％以下であれば、表２のラメラーパーライト面積率の欄に良好として○と表示し、ラメラーパーライト面積率が３％を超える場合は表２のラメラーパーライト面積率の欄に劣るものとして×と表示した。
（焼なまし後の硬さについて）
上記の焼なまし後の供試材を、圧延方向に対して垂直に切断し、切断面を平面研削後、Ｄ／４位置（ただし、Ｄは直径）でロックウエル硬さ試験を実施した。浸炭前にスプラインや油孔の形成等の荒加工を済ませてしまう場合がある。このとき、ロックウェル硬さが９０ＨＲＢを超える場合、例えば油孔の穿孔が難しくなってしまうことや、工具寿命の低下に繋がってしまう恐れがある。ロックウエル硬さが９０ＨＲＢ以下であれば、表２の焼なまし後の硬さの欄に良好として○と表示し、ロックウエル硬さが９０ＨＲＢを超える場合は、表２の焼なまし後の硬さの欄に×と表示した。
上記の焼なまし後の供試材を、圧延方向に対して垂直に切断し、切断面を平面研削後、Ｄ／４位置（ただし、Ｄは直径）でロックウエル硬さ試験を実施した。浸炭前にスプラインや油孔の形成等の荒加工を済ませてしまう場合がある。このとき、ロックウェル硬さが９０ＨＲＢを超える場合、例えば油孔の穿孔が難しくなってしまうことや、工具寿命の低下に繋がってしまう恐れがある。ロックウエル硬さが９０ＨＲＢ以下であれば、表２の焼なまし後の硬さの欄に良好として○と表示し、ロックウエル硬さが９０ＨＲＢを超える場合は、表２の焼なまし後の硬さの欄に×と表示した。
次に、焼なましをした後に、これに疑似浸炭を行って、これらの鋼が浸炭された場合に結晶粒粗大化特性が抑制されているか否かを、疑似浸炭後の結晶粒度を用いて確認した。
（結晶粒度の測定について）
鋼の結晶粒度番号をＪＩＳ Ｇ０５５１の切断法に則って測定して評価した。なお、結晶粒度の測定位置は浸炭層内であり、今回は、表面から１ｍｍ程度内部の位置における結晶粒度を調査した。結晶粒度番号が８以上であれば、表２の結晶粒度番号の欄に良好として○と表示し、結晶粒度番号が８未満であれば、表２の結晶粒度番号の欄に劣るものとして×と表示した。
鋼の結晶粒度番号をＪＩＳ Ｇ０５５１の切断法に則って測定して評価した。なお、結晶粒度の測定位置は浸炭層内であり、今回は、表面から１ｍｍ程度内部の位置における結晶粒度を調査した。結晶粒度番号が８以上であれば、表２の結晶粒度番号の欄に良好として○と表示し、結晶粒度番号が８未満であれば、表２の結晶粒度番号の欄に劣るものとして×と表示した。
発明鋼成分である鋼種Ａ〜Ｐの発明鋼は、焼なまし後のラメラーパーライト率が１．３〜２．７％と、３％以下であり、焼なまし後に、部分的な粗大粒の発生を避けることができている。また、焼なまし後の硬さも８１〜８８ＨＲＢと９０ＨＲＢ以下の鋼が得られている。さらにこの発明鋼をさらに浸炭した場合には、結晶粒が粗大化しにくいことが確認されたことから、本発明の鋼は、熱間鍛造後に、浸炭や浸炭窒化、浸窒などの表面硬化処理を施して使用される部品に好適である。
他方、比較鋼成分の鋼種Ｑ〜ＡＤについてみると、鋼種Ｑ，Ｒ，Ｕはラメラーパーライト率が３％を上回っており、部分的に粗大化しやすいものとなった。
また、鋼種Ｑ，Ｒ，Ｕ，Ｗ，Ｙ〜ＡＤは、結晶粒度番号が８未満であり、浸炭時には結晶粒が粗大化しやすいものであった。
また、鋼種Ｑ，Ｒ，Ｓ，Ｖ，Ｘ，ＡＤは硬さが９０ＨＲＢを上回るものとなった。
また、鋼種Ｑ，Ｒ，Ｕ，Ｗ，Ｙ〜ＡＤは、結晶粒度番号が８未満であり、浸炭時には結晶粒が粗大化しやすいものであった。
また、鋼種Ｑ，Ｒ，Ｓ，Ｖ，Ｘ，ＡＤは硬さが９０ＨＲＢを上回るものとなった。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．２７〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜０．９％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｐ（不可避不純物として）：０．０３０％以下、Ｓ（不可避不純物として）：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．５０〜２．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００４０〜０．０３００％を有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼であり、該鋼は焼なましされた状態であって、ラメラーパーライトの面積率が３％以下であることを特徴とする、優れた結晶粒度特性を有する機械構造用鋼。
- 請求項１の化学成分に加えて、質量％で、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０２０〜０．２００％、Ｂ：０．００３０％以下を有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼であり、該鋼は焼なましされた状態であって、ラメラーパーライトの面積率が３％以下であることを特徴とする結晶粒度特性を有する機械構造用鋼。
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-
2020
- 2020-01-08 JP JP2020001185A patent/JP2021109989A/ja active Pending
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