JP2023142664A - 芯部硬さに優れた窒化用鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】 冷間鍛造性に優れながら、窒化後の芯部硬さの低減を抑制できる鋼材の提供。【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｎ：０．２～１．０％、Ｃｒ：１．５０～２．８０％、Ｍｏ：０．０３～０．３０％、Ａｌ：０．００５～０．３００％、Ｎ：０．００４～０．０３０、Ｖ：０．０８～０．３０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下であって、その鋼組織がフェライト及び炭化物からなる組織であって、組織中における炭化物の面積率が８～２０％であり、アスペクト比が３．０以上の炭化物が炭化物中に占める割合が面積率で５０％以上である、窒化用鋼。【選択図】 図１
Description
本発明は、例えば自動車、建設機械、工作機械等に用いるギア等の部品の素材に好適な、すなわち冷間鍛造後にガス窒化やガス軟窒化などの表面硬化処理を施してＮを鋼の表面層へと侵入させることで表面硬化させて使用される部品の素材に好適な、機械構造用に適した窒化用鋼に関する。
冷間鍛造用の窒化用鋼として、これまでにも、たとえば、質量％で、Ｃ：０．０１～０．１５％、Ｓｉ＜０．１０％、Ｍｎ：０．１０～０．５０％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ≦０．０５０％、Ｃｒ：０．８０～２．０％、Ｖ：０．０３％以上０．１０％未満、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ≦０．００８０％及びＯ≦０．００３０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、〔３９９×Ｃ＋２６×Ｓｉ＋１２３×Ｍｎ＋３０×Ｃｒ＋３２×Ｍｏ＋１９×Ｖ≦１６０〕、〔２０≦（６６９．３×ｌｏｇeＣ－１９５９．６×ｌｏｇeＮ－６９８３．３）×（０．０６７×Ｍｏ＋０．１４７×Ｖ）≦８０〕及び〔１４０×Ｃｒ＋１２５×Ａｌ＋２３５×Ｖ≧１６０〕である化学組成を有する冷鍛窒化用鋼が提案されている（特許文献１参照。）。
この提案は、Ｓｉの含有量が多すぎると硬くなるので冷間鍛造性が低下するとして、Ｓｉの含有量を低減することで、冷間鍛造性を確保している。
この提案は、Ｓｉの含有量が多すぎると硬くなるので冷間鍛造性が低下するとして、Ｓｉの含有量を低減することで、冷間鍛造性を確保している。
また、窒化鋼からなる部品として、質量％でＣ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．３０％未満、Ｍｎ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０～１．５０％、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．５０～１．５０％を含有し、かつＴｉ－４×Ｃ－３．４Ｎ≧０．２０を満足し、残部がＦｅ及び不純物元素からなり、焼入処理した後の窒化処理後における組織が焼もどしマルテンサイト組織からなり、かつ表面硬さがＨｖ６５０以上、内部硬さがＨｖ１５０以上であることを特徴とする短時間の窒化処理で高い表面硬さと深い硬化深さの得られる窒化鋼部品が提案されている（特許文献２参照）。
もっとも、この提案では、窒化処理後に深い硬化深さを得るためにＴｉを大量に必要としている。また、Ｃｒは表面硬さを向上させるものの、含有により窒素の拡散速度が低下するから、硬化深さを得ることが難しくなるとして、Ｃｒの量を低減している。
もっとも、この提案では、窒化処理後に深い硬化深さを得るためにＴｉを大量に必要としている。また、Ｃｒは表面硬さを向上させるものの、含有により窒素の拡散速度が低下するから、硬化深さを得ることが難しくなるとして、Ｃｒの量を低減している。
上述の特許文献１、２の提案では、窒化処理の際に表面硬さの向上に資する合金成分の添加量を低減することによって、冷鍛加工性を高めている。もっとも、このような鋼で芯部硬さを発現させようとするには、さらに冷鍛条件や時効硬化を適切に制御する必要が生じるであろうことが推察されるところであるから、冷間鍛造性を確保すると、他方で窒化後の芯部硬さの低減を抑制することは容易ではないこととなる。
また、特許文献２では、析出処理が高温であるなど、製造条件を適切に制御するためには生産コストの増大が懸念される。
そこで、上記で述べたような機械構造用鋼を窒化する際の背景を踏まえ、本発明が解決しようとする課題は、冷間鍛造性に優れながら、窒化後の芯部硬さの低減を抑制できる鋼材を提供することである。
もっとも、窒化処理の場合にはオーステナイト域からの焼入れ処理を行わないため、マルテンサイト変態による強化を活用することができない。このため、窒化部品に所望の芯部硬さを確保させるためには多量の合金元素を含有させる必要があるが、他方で冷間鍛造性が悪化することとなる。
また、多量の合金成分を含んだ材料を冷間鍛造するためには、長時間の熱処理が必要となり、製造性が阻害されることとなる。冷鍛性を確保するために、Ｃ等の硬さに寄与する合金成分の含有量を下げた場合には、窒化時に形成される窒化物の量が不足してしまい、表面硬さや硬化層の深さが不足する恐れもある。さらに、冷間鍛造後の窒化処理において再結晶が起こりうることから、冷間鍛造によって得られた加工硬化も失われやすい。
そこで、発明者は鋭意検討の結果、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒの成分バランスを最適化し、炭化物を適切に制御することで、加工性に優れながらも、窒化後の硬さに優れる鋼を開発するに至った。具体的には、冷間鍛造前の組織をフェライト中に炭化物が緻密に存在する組織とすることで、冷間鍛造性に適した硬さでありながら、その後の窒化処理による芯部の再結晶を抑制することができることを見出した。
すなわち、本願の課題を解決するための第１の手段は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｎ：０．２～１．０％、Ｃｒ：１．５０～２．８０％、Ｍｏ：０．０３～０．３０％、Ａｌ：０．００５～０．３００％、Ｎ：０．００４～０．０３０、Ｖ：０．０８～０．３０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下であって、その鋼組織がフェライト及び炭化物からなる組織であって、フェライトに対する炭化物の面積率が８～２０％であり、アスペクト比が３．０以上の炭化物が炭化物中に占める割合が面積率で５０％以上である、窒化用鋼である。
その第２の手段は、第１の手段に記載の化学成分に加えて、選択的付加的成分として、質量％でＮｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０２０～０．２００、Ｂ：０．００３０％以下のうちいずれか１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
さらに不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下であって、その鋼組織がフェライト及び炭化物からなる組織であって、フェライトに対する炭化物の面積率が８～２０％であり、アスペクト比が３．０以上の炭化物が炭化物中に占める割合が面積率で５０％以上である、窒化用鋼である。
さらに不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下であって、その鋼組織がフェライト及び炭化物からなる組織であって、フェライトに対する炭化物の面積率が８～２０％であり、アスペクト比が３．０以上の炭化物が炭化物中に占める割合が面積率で５０％以上である、窒化用鋼である。
すなわち、第１、第２の手段に記載の窒化用鋼は、機械部品へと冷間鍛造される前かつ窒化処理前の鋼組織がフェライト＋炭化物からなり、アスペクト比の高い炭化物が緻密に多数分布しているものである。
そして、第１、第２の手段に記載の窒化用鋼は、さらに、この窒化用鋼が冷間鍛造されさらに表面層が窒化されたときには、窒化前である冷間鍛造後の硬さＸ0と窒化後の表面硬さをＸ1の関係式（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0の値が０．２５以下となること、を特徴とする窒化用鋼であってもよい。
すなわち、第３の手段は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｎ：０．２～１．０％、Ｃｒ：１．５０～２．８０％、Ｍｏ：０．０３～０．３０％、Ａｌ：０．００５～０．３００％、Ｎ：０．００４～０．０３０、Ｖ：０．０８～０．３０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下の、鋼組織がフェライト及び炭化物からなる組織であって、フェライトに対する炭化物の面積率が８～２０％であり、アスペクト比が３．０以上の炭化物が炭化物中に占める割合が面積率で５０％以上である窒化用鋼であって、この窒化用鋼が冷間鍛造されさらに表面層が窒化されたときには、窒化前である冷間鍛造後の硬さＸ0と窒化後の表面硬さをＸ1の関係式（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0の値が０．２５以下となること、を特徴とする窒化用鋼である。
また、第４の手段は、第１の手段に記載の化学成分に加えて、選択的付加的成分として、質量％でＮｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０２０～０．２００、Ｂ：０．００３０％以下のうちいずれか１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下であって、その鋼組織がフェライト及び炭化物からなる組織であって、フェライトに対する炭化物の面積率が８～２０％であり、アスペクト比が３．０以上の炭化物が炭化物中に占める割合が面積率で５０％以上である、窒化用鋼であって、この窒化用鋼が冷間鍛造されさらに表面層が窒化されたときには、窒化前である冷間鍛造後の硬さＸ0と窒化後の表面硬さをＸ1の関係式（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0の値が０．２５以下となること、を特徴とする窒化用鋼である。
また、その他の手段は、第１、第２の手段に記載の窒化用鋼が冷間鍛造されさらに表面層が窒化された状態の機械構造用部品であって、窒化前である冷間鍛造後の硬さＸ0と窒化後の表面硬さをＸ1の関係式（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0の値が０．２５以下となる機械構造用部品である。
すなわち、その他の手段の第１は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｎ：０．２～１．０％、Ｃｒ：１．５０～２．８０％、Ｍｏ：０．０３～０．３０％、Ａｌ：０．００５～０．３００％、Ｎ：０．００４～０．０３０、Ｖ：０．０８～０．３０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下の、鋼組織がフェライト及び炭化物からなる組織であって、組織中における炭化物の面積率が８～２０％であり、アスペクト比が３．０以上の炭化物が炭化物中に占める割合が面積率で５０％以上である窒化用鋼が、冷間鍛造されさらに表面層が窒化された状態の機械構造用部品であって、窒化前である冷間鍛造後の硬さＸ0と窒化後の表面硬さをＸ1の関係式（（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0の値が０．２５以下となる機械構造用部品である。
また、その他の手段の第２は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｎ：０．２～１．０％、Ｃｒ：１．５０～２．８０％、Ｍｏ：０．０３～０．３０％、Ａｌ：０．００５～０．３００％、Ｎ：０．００４～０．０３０、Ｖ：０．０８～０．３０％、さらに選択的付加的成分として、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０２０～０．２００、Ｂ：０．００３０％以下のうちいずれか１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下の、鋼組織がフェライト及び炭化物からなる組織であって、組織中における炭化物の面積率が８～２０％であり、アスペクト比が３．０以上の炭化物が炭化物中に占める割合が面積率で５０％以上である窒化用鋼が、冷間鍛造されさらに表面層が窒化された状態の機械構造用部品であって、窒化前である冷間鍛造後の硬さＸ0と窒化後の表面硬さをＸ1の関係式（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0の値が０．２５以下となる機械構造用部品である。
上述の本発明の手段では、冷間鍛造性に適した硬さでありながら、その後の窒化処理による芯部の再結晶を抑制することができるので窒化によって芯部硬さが低減しにくい。すなわち、本発明の手段では、冷間鍛造前の組織をフェライト中に炭化物が緻密に存在する組織とすることによって、マルテンサイト変態による強化を用いずとも、合金元素の添加により冷間鍛造性の悪化されることもなく、冷鍛加工性に優れながらも、窒化後の機械構造用部品が所望するような芯部硬さを確保でき、さらに窒化による芯部硬さの低減を抑制できる窒化用鋼を提供することができる。そして、冷間鍛造のために過度に長時間の熱処理工程が必要となることもないので、製造性が悪化することもない。また、窒化処理による表面層には、十分な硬化深さと表面硬さも得られる。
本願の発明を実施するための形態の記載に先立って、本願の発明鋼の化学成分を規定した理由および窒化用鋼の組織、炭化物の割合、アスペクト比３．０以上の炭化物を規定した理由について説明する。なお、化学成分における％は、質量％である。
Ｃ：０．２０～０．４５％
Ｃは素材硬さを上昇させる成分である。Ｃが０．２０％未満であると、窒化後の芯部硬さが低下し、強度不足を招くこととなる。Ｃが０．４５％を上回ると、素材硬さが上昇しすぎて、加工性（被削性、冷間加工性）が低下してしまう。また、Ｃが過多になると、窒素の拡散が阻害されるので、硬化層深さが低減してしまう。そこで、Ｃは、０．２０～０．４５％とする。
Ｃは素材硬さを上昇させる成分である。Ｃが０．２０％未満であると、窒化後の芯部硬さが低下し、強度不足を招くこととなる。Ｃが０．４５％を上回ると、素材硬さが上昇しすぎて、加工性（被削性、冷間加工性）が低下してしまう。また、Ｃが過多になると、窒素の拡散が阻害されるので、硬化層深さが低減してしまう。そこで、Ｃは、０．２０～０．４５％とする。
Ｓｉ：０．１～０．４％
Ｓｉは、製造時の脱酸に必要な成分である。Ｓｉが過少であると、製造時の脱酸不足を招きやすく、介在物品位が低下する。この観点から、Ｓｉは０．１％以上とする。他方、Ｓｉが過多であると、素材硬さが上昇し、加工性が低下する。この観点から、Ｓｉは０．４％以上とする。
Ｓｉは、製造時の脱酸に必要な成分である。Ｓｉが過少であると、製造時の脱酸不足を招きやすく、介在物品位が低下する。この観点から、Ｓｉは０．１％以上とする。他方、Ｓｉが過多であると、素材硬さが上昇し、加工性が低下する。この観点から、Ｓｉは０．４％以上とする。
Ｍｎ：０．２～１．０％
Ｍｎは素材硬さを上昇させる成分である。Ｍｎが過少であると、芯部硬さが不足する。この観点から、Ｍｎは０．２％以上とする。Ｍｎは過多であると、加工性が低下する。この観点から、Ｍｎは１．０％以下とする。
Ｍｎは素材硬さを上昇させる成分である。Ｍｎが過少であると、芯部硬さが不足する。この観点から、Ｍｎは０．２％以上とする。Ｍｎは過多であると、加工性が低下する。この観点から、Ｍｎは１．０％以下とする。
Ｃｒ：１．５０～２．８０％
Ｃｒは表面硬さおよび素材硬さを上昇させる成分である。Ｃｒが過少であると、窒化後の硬さが不足し、また、芯部硬さも不足する。これらの観点から、Ｃｒは１．５０％以上とする。他方、Ｃｒが過多であると、素材硬さの上昇により、かえって加工性が低下する。また、窒素の拡散が阻害されることから、硬化層深さが低減することとなる。これらの観点から、Ｃｒは２．８０％以下とする。
Ｃｒは表面硬さおよび素材硬さを上昇させる成分である。Ｃｒが過少であると、窒化後の硬さが不足し、また、芯部硬さも不足する。これらの観点から、Ｃｒは１．５０％以上とする。他方、Ｃｒが過多であると、素材硬さの上昇により、かえって加工性が低下する。また、窒素の拡散が阻害されることから、硬化層深さが低減することとなる。これらの観点から、Ｃｒは２．８０％以下とする。
Ｍｏ：０．０３～０．３０％
Ｍｏは素材硬さを上昇させる成分である。Ｍｏが過少だと、窒化後の芯部硬さが低下し、強度不足を招くこととなる。そこでＭｏは０．０３％以上とする。他方、Ｍｏが過多だと素材硬さの上昇によって加工性（被削性、冷間加工性）が低下してしまう。そこで、Ｍｏは０．３０％以下とする。
Ｍｏは素材硬さを上昇させる成分である。Ｍｏが過少だと、窒化後の芯部硬さが低下し、強度不足を招くこととなる。そこでＭｏは０．０３％以上とする。他方、Ｍｏが過多だと素材硬さの上昇によって加工性（被削性、冷間加工性）が低下してしまう。そこで、Ｍｏは０．３０％以下とする。
Ａｌ：０．００５～０．３００％
Ａｌは、鋼の製造時の脱酸に有用な成分であり、窒化後の表面硬さや硬化層深さにも寄与する成分である。Ａｌが過少であると、製造時に脱酸不足を招きやすく、脱酸不足であえば介在物品位が低下することとなり、また窒化後の表面硬さ、硬化層深さが不足することとなる。これらの観点からＡｌは０．００５％以上とする。他方、Ａｌが過多であると、粗大な窒化物（ＡｌＮ）の形成によって、疲労特性や加工性が低下する。そこで、Ａｌは０．３００％以下とする。
Ａｌは、鋼の製造時の脱酸に有用な成分であり、窒化後の表面硬さや硬化層深さにも寄与する成分である。Ａｌが過少であると、製造時に脱酸不足を招きやすく、脱酸不足であえば介在物品位が低下することとなり、また窒化後の表面硬さ、硬化層深さが不足することとなる。これらの観点からＡｌは０．００５％以上とする。他方、Ａｌが過多であると、粗大な窒化物（ＡｌＮ）の形成によって、疲労特性や加工性が低下する。そこで、Ａｌは０．３００％以下とする。
Ｎ：０．００４～０．０３０％
Ｎは、炭窒化物の形成によりピン止め効果を果たす成分で、適切な量であれば靭性や疲労特性が向上する。Ｎが過少であると微細な炭窒化物が不足するので、結晶粒が粗大化し、靱性や疲労特性が低下する。この観点からＮは０．００４％以上とする。他方、Ｎが過多であると、粗大な炭窒化物が形成され、疲労特性や加工性が低下する。ピン止め効果のある窒化物の減少によって結晶粒が粗大化してしまうからである。これらの観点から、Ｎは０．０３０％以下とする。
Ｎは、炭窒化物の形成によりピン止め効果を果たす成分で、適切な量であれば靭性や疲労特性が向上する。Ｎが過少であると微細な炭窒化物が不足するので、結晶粒が粗大化し、靱性や疲労特性が低下する。この観点からＮは０．００４％以上とする。他方、Ｎが過多であると、粗大な炭窒化物が形成され、疲労特性や加工性が低下する。ピン止め効果のある窒化物の減少によって結晶粒が粗大化してしまうからである。これらの観点から、Ｎは０．０３０％以下とする。
Ｖ：０．０８～０．３０％
Ｖは、硬化層深さの確保に寄与する成分である。Ｖが過少であると、硬化層深さが不足する。そこで、Ｖは０．０８％以上とする。他方、Ｖが過剰であると、加工性が悪化し、またコストが増加してしまう。そこで、Ｖは０．３０％以下とする。
Ｖは、硬化層深さの確保に寄与する成分である。Ｖが過少であると、硬化層深さが不足する。そこで、Ｖは０．０８％以上とする。他方、Ｖが過剰であると、加工性が悪化し、またコストが増加してしまう。そこで、Ｖは０．３０％以下とする。
本発明で規定される化学成分の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物のうち、ＰとＳについては、以下のとおり上限を規定している。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは不可避的不純物である。Ｐは、粒界偏析を助長することから、靱性を低下させる。そこで、不可避的不純物のＰは、０．０３０％以下とする。
Ｐは不可避的不純物である。Ｐは、粒界偏析を助長することから、靱性を低下させる。そこで、不可避的不純物のＰは、０．０３０％以下とする。
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは不可避的不純物である。Ｓが０．０３０％を超えると、粗大なＭｎＳが多量に形成されることとなり、靱性や疲労強度が低下することとなる。そこで、不可避的不純物のＳは、０．０３０％以下とする。
Ｓは不可避的不純物である。Ｓが０．０３０％を超えると、粗大なＭｎＳが多量に形成されることとなり、靱性や疲労強度が低下することとなる。そこで、不可避的不純物のＳは、０．０３０％以下とする。
また、本発明においては、さらに、以下のＮｂ、Ｔｉ、Ｂのいずれか１種または２種以上を選択的に付加してもよい。
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、結晶粒の粗大化を阻止するピン止め効果をもたらす炭窒化物の生成に有用な成分である。Ｎｂが過多となると、粗大な炭窒化物が増加し、ピン止め効果のある炭窒化物が減少することから、結晶粒が粗大化しやすくなる。そこで、Ｎｂを添加する場合は、０．１０％以下とする。
Ｎｂは、結晶粒の粗大化を阻止するピン止め効果をもたらす炭窒化物の生成に有用な成分である。Ｎｂが過多となると、粗大な炭窒化物が増加し、ピン止め効果のある炭窒化物が減少することから、結晶粒が粗大化しやすくなる。そこで、Ｎｂを添加する場合は、０．１０％以下とする。
Ｔｉ：０．０２０～０．２００％
Ｔｉは結晶粒の粗大化を阻止するピン止め効果をもたらす炭窒化物の生成に有用な成分である。Ｔｉは過少であると微細な窒化物量が不足するので、結晶粒が粗大化し易い。また、Ｎが固定されず、ＢＮを形成し、焼入れ性が低下する。これらの観点から、Ｔｉを添加する場合は、０．０２０％以上とする。他方、Ｔｉが過多であると、粗大な炭窒化物が増加し、ピン止め効果のある炭窒化物が減少することから、結晶粒が粗大化しやすくなる。この観点からＴｉを添加する場合は、０．２００％以下とする。
Ｔｉは結晶粒の粗大化を阻止するピン止め効果をもたらす炭窒化物の生成に有用な成分である。Ｔｉは過少であると微細な窒化物量が不足するので、結晶粒が粗大化し易い。また、Ｎが固定されず、ＢＮを形成し、焼入れ性が低下する。これらの観点から、Ｔｉを添加する場合は、０．０２０％以上とする。他方、Ｔｉが過多であると、粗大な炭窒化物が増加し、ピン止め効果のある炭窒化物が減少することから、結晶粒が粗大化しやすくなる。この観点からＴｉを添加する場合は、０．２００％以下とする。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは素材硬さを上昇させる成分である。Ｂが過多であると素材硬さの上昇によって加工性が低下する。そこで、Ｂを添加する場合は、０．００３０％以下とする。
Ｂは素材硬さを上昇させる成分である。Ｂが過多であると素材硬さの上昇によって加工性が低下する。そこで、Ｂを添加する場合は、０．００３０％以下とする。
窒化用鋼の組織：フェライト及び炭化物からなる組織
本発明の窒化用鋼は、冷間鍛造前もしくは窒化前の鋼の組織がフェライト及び炭化物からなるものである。なお、窒化処理の場合には、オーステナイト域からの焼入れ処理を行わないため、マルテンサイト変態による強化は用いられないが、本発明ではたとえば７３０～７６０℃で焼きならしされることで、フェライトと炭化物のラメラー組織に由来する組織中に緻密に炭化物が分布するものとなるので、転移の移動が抑制される。そこで、窒化処理した際には再結晶が遅延されることとなるため、芯部硬さを維持することができる。
本発明の窒化用鋼は、冷間鍛造前もしくは窒化前の鋼の組織がフェライト及び炭化物からなるものである。なお、窒化処理の場合には、オーステナイト域からの焼入れ処理を行わないため、マルテンサイト変態による強化は用いられないが、本発明ではたとえば７３０～７６０℃で焼きならしされることで、フェライトと炭化物のラメラー組織に由来する組織中に緻密に炭化物が分布するものとなるので、転移の移動が抑制される。そこで、窒化処理した際には再結晶が遅延されることとなるため、芯部硬さを維持することができる。
組織中における炭化物の面積率：８～２０％
炭化物中に占めるアスペクト比３．０以上の炭化物の割合：面積率で５０％以上
顕微鏡で撮像した画像中における炭化物とフェライトの面積率を対比する。具体的には、たとえばｘ１００００の走査型電子顕微鏡を用いて撮像された２次電子像の、撮像された領域中における炭化物と、フェライトの面積を、それぞれ画像解析ソフトで割り出すことで、全組織（フェライト＋炭化物）中における炭化物の面積率を求めることとする。
本発明では、組織中における炭化物の面積率が８～２０％が高く、アスペクト比が高い炭化物が多いことから、Ａ3点以下で焼ならしされたことによって、ラメラー組織に由来する、アスペクト比が高い針状の炭化物が多く緻密に分布しているものとなるので、窒化処理された際にも、芯部硬さが維持されることとなる。
炭化物中に占めるアスペクト比３．０以上の炭化物の割合：面積率で５０％以上
顕微鏡で撮像した画像中における炭化物とフェライトの面積率を対比する。具体的には、たとえばｘ１００００の走査型電子顕微鏡を用いて撮像された２次電子像の、撮像された領域中における炭化物と、フェライトの面積を、それぞれ画像解析ソフトで割り出すことで、全組織（フェライト＋炭化物）中における炭化物の面積率を求めることとする。
本発明では、組織中における炭化物の面積率が８～２０％が高く、アスペクト比が高い炭化物が多いことから、Ａ3点以下で焼ならしされたことによって、ラメラー組織に由来する、アスペクト比が高い針状の炭化物が多く緻密に分布しているものとなるので、窒化処理された際にも、芯部硬さが維持されることとなる。
窒化前の硬さＸ0と、窒化後の硬さＸ1について、
（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0≦０．２５であること
この指標は、窒化処理後の芯部硬さの維持具合を示す指標である。窒化処理の前後での硬さの変化が小さく、窒化処理後も芯部硬さが維持されるものは、窒化前の窒化用鋼の硬さと、窒化後の芯部硬さを対比したとき、変化量が小さいので、（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0の値が小さくなる。そこで、（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0≦０．２５とすることで、窒化処理によって芯部硬さが維持されているかを判別可能としている。
（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0≦０．２５であること
この指標は、窒化処理後の芯部硬さの維持具合を示す指標である。窒化処理の前後での硬さの変化が小さく、窒化処理後も芯部硬さが維持されるものは、窒化前の窒化用鋼の硬さと、窒化後の芯部硬さを対比したとき、変化量が小さいので、（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0の値が小さくなる。そこで、（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0≦０．２５とすることで、窒化処理によって芯部硬さが維持されているかを判別可能としている。
次に、発明を実施するための形態について本発明鋼を例に説明する。
表１に示す本発明鋼Ｎｏ．１～１７および比較鋼Ｎｏ．１８～２３の各化学成分と、残部Ｆｅおよび不可避不純物との合計で１００％の化学成分となる各鋼のそれぞれを、１００ｋｇ真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）で溶製した。
次いで、熱間鍛造により径４０ｍｍの棒鋼を作製し、その後熱処理として表２に記載の７３０～７６０℃の温度で４～８時間保持後、空冷を実施した。熱処理はカンタル炉を用い、次の手順で実施した。すなわち、所定の保持温度に設定した炉内に、上記供試材を投入し、供試材の昇温時間を３０分確保し、その後、任意の時間保持し、空冷もしくは水冷を実施した。なお、保持時間の選定については炉に装入する鋼材の量や寸法を考慮するものとする。
さらに、熱処理後に、冷間鍛造により所定の試験片に加工した後、５２０℃で３０時間の窒化処理を実施した。
表１に示す本発明鋼Ｎｏ．１～１７および比較鋼Ｎｏ．１８～２３の各化学成分と、残部Ｆｅおよび不可避不純物との合計で１００％の化学成分となる各鋼のそれぞれを、１００ｋｇ真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）で溶製した。
次いで、熱間鍛造により径４０ｍｍの棒鋼を作製し、その後熱処理として表２に記載の７３０～７６０℃の温度で４～８時間保持後、空冷を実施した。熱処理はカンタル炉を用い、次の手順で実施した。すなわち、所定の保持温度に設定した炉内に、上記供試材を投入し、供試材の昇温時間を３０分確保し、その後、任意の時間保持し、空冷もしくは水冷を実施した。なお、保持時間の選定については炉に装入する鋼材の量や寸法を考慮するものとする。
さらに、熱処理後に、冷間鍛造により所定の試験片に加工した後、５２０℃で３０時間の窒化処理を実施した。
窒化用鋼の組織観察は、冷鍛加工前の窒化用鋼の組織について、供試材の中心を通り圧延方向と平行となるようにこれを切断し、切断面を研磨し、研磨された面をナイタール液にて腐食させた。その後、光学顕微鏡を用いて組織を観察し、フェライト及び炭化物を識別した。図１に、１００００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮像した２次電子像を示す。
具体的には、炭化物の面積率及びアスペクト比は、たとえば×１００００の視野で撮像した走査型電子顕微鏡画像の対象領域中における炭化物及びフェライトの各面積を画像解析ソフトを用いて算定し、算定結果に基づき面積率を求めた。
また、炭化物のアスペクト比は、走査型電子顕微鏡で撮像された画像に基づいて識別された炭化物について、その形状の縦横比からアスペクト比を割り出して求めた。そして、これらの識別された全炭化物中における「アスペクト比が３を超える炭化物」の割合を、画像解析ソフトを用いて算定した面積に基づいて面積率で求めた。
なお、発明鋼Ｎｏ．１～１７は、冷間鍛造前かつ窒化前の組織は、いずれもフェライトと炭化物からなり、組織中における炭化物の割合の面積率は、９～２０％であり、炭化物中におけるアスペクト比３以上の炭化物の割合は、５３～８０％であり、フェライトにアスペクト比が高い針状の多数の炭化物が緻密に混在して分布しているものであった。
また、冷鍛加工性の評価のため、表１の本発明鋼Ｎｏ．１～１７および比較鋼Ｎｏ．１８～２３の各鋼の軟化熱処理後冷間鍛造前の硬さについて、ロックウエル硬さ試験機により測定して硬さ（ＨＲＢ）を求め、９０ＨＲＢ未満のものを冷鍛加工性に優れるものとして評価した。表２に結果を示すとおり、発明鋼はいずれも８７ＨＲＢ以下であった。
次に、窒化用鋼の冷鍛後及び窒化処理後の表面硬さ、窒化処理後の窒化層の有効硬化層深さ、窒化処理後の芯部硬さなどについて、以下の方法で評価した。結果を表３に示す。
＜窒化特性の評価方法＞
（１）表面硬さ
表１の本発明鋼Ｎｏ．１～１７および比較鋼Ｎｏ．１８～２３の各鋼の表面からの硬さ分布を日本産業規格ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定し、表３において、表面硬さは、表面から０．０５ｍｍの深さ位置における硬さとした。
これにより、冷間鍛造後の硬さ、窒化後の表面硬さを測定した。また、窒化による硬さの変化量は、窒化前の冷間鍛造後の硬さをＸ0、窒化後の表面硬さをＸ1として、（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0により変化量が０．２５以下か否かを評価した。
（１）表面硬さ
表１の本発明鋼Ｎｏ．１～１７および比較鋼Ｎｏ．１８～２３の各鋼の表面からの硬さ分布を日本産業規格ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定し、表３において、表面硬さは、表面から０．０５ｍｍの深さ位置における硬さとした。
これにより、冷間鍛造後の硬さ、窒化後の表面硬さを測定した。また、窒化による硬さの変化量は、窒化前の冷間鍛造後の硬さをＸ0、窒化後の表面硬さをＸ1として、（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0により変化量が０．２５以下か否かを評価した。
（２）硬化深さ
表１の発明鋼Ｎｏ．１～１７および比較鋼Ｎｏ．１８～２３の各鋼の表面からの硬さ分布を日本産業規格ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定し、有効硬化層の深さを表３に記載した。本発明における有効硬化層の深さとは、５５０Ｈｖの硬さを有する深さと規定した。
表１の発明鋼Ｎｏ．１～１７および比較鋼Ｎｏ．１８～２３の各鋼の表面からの硬さ分布を日本産業規格ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定し、有効硬化層の深さを表３に記載した。本発明における有効硬化層の深さとは、５５０Ｈｖの硬さを有する深さと規定した。
（３）窒化後の芯部硬さ
表１の発明鋼Ｎｏ．１～１７および比較鋼Ｎｏ．１８～２３の各鋼の窒化後の試験片を切断し、断面の芯部硬さをＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定した。
表１の発明鋼Ｎｏ．１～１７および比較鋼Ｎｏ．１８～２３の各鋼の窒化後の試験片を切断し、断面の芯部硬さをＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定した。
表１の発明鋼Ｎｏ．１～１７の鋼は、表２に示すように、いずれも軟化熱処理後の硬さが８７ＨＲＢ以下であり、冷鍛加工性が確保されているものとなっている。
また、炭化物の面積率は８～２０％の範囲内であってアスペクト比が３．０以上の炭化物の割合も面積率で５３～８０％以上であるから、そして、図１のＳＥＭ画像において、白っぽくあらわれている炭化物の分布の様子からも、フェライトに針状の多数の炭化物が緻密に混在して分布していることが確認された。
いずれの発明鋼も、表３に示すように、窒化後の表面硬さは、７２０～８０５Ｈｖであって十分な硬化層深さも認められた。また、窒化の前後での硬さの変化量（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0は０．２１以下で、窒化前に比して芯部硬さの低減が抑制された。
また、炭化物の面積率は８～２０％の範囲内であってアスペクト比が３．０以上の炭化物の割合も面積率で５３～８０％以上であるから、そして、図１のＳＥＭ画像において、白っぽくあらわれている炭化物の分布の様子からも、フェライトに針状の多数の炭化物が緻密に混在して分布していることが確認された。
いずれの発明鋼も、表３に示すように、窒化後の表面硬さは、７２０～８０５Ｈｖであって十分な硬化層深さも認められた。また、窒化の前後での硬さの変化量（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0は０．２１以下で、窒化前に比して芯部硬さの低減が抑制された。
本発明の窒化用鋼を冷間鍛造してギアなどの機械構造用部品に適用すると、冷鍛加工が適切に行え、さらに窒化処理をすると、十分な硬化層深さで十分な表面硬さの窒化層が得られ、また窒化後に芯部硬さも低減しにくいものとあるので、好適な機械構造用部品を得ることができることが確認された。
比較鋼Ｎｏ．１８は、ＣとＭｎが過多で、軟化熱処理後の硬さが劣っており、冷鍛加工性に劣るものとなった。
比較鋼Ｎｏ．１９は、Ｖが過少で、窒化による硬化層深さが不足している。
比較鋼Ｎｏ．２０は、Ｃｒが過少であり、窒化後の表面硬さが不足している。
比較鋼Ｎｏ．２１は、Ｃが過少であり、窒化後の芯部硬さが不足しており、窒化処理の影響を受けて芯部硬さが窒化前に比して大きく低下してしまった。
比較鋼Ｎｏ．２２は、焼ならし温度が低く炭化物の面積率が過多であったため、冷鍛加工性が悪いものとなっている。
比較鋼Ｎｏ．２３は、焼ならし温度が高く保持時間も長いことからアスペクト比が高い炭化物の割合が低くなり、窒化後の芯部硬さが不良となり、窒化処理の影響を受けて芯部硬さが大きく低下した。
比較鋼Ｎｏ．１９は、Ｖが過少で、窒化による硬化層深さが不足している。
比較鋼Ｎｏ．２０は、Ｃｒが過少であり、窒化後の表面硬さが不足している。
比較鋼Ｎｏ．２１は、Ｃが過少であり、窒化後の芯部硬さが不足しており、窒化処理の影響を受けて芯部硬さが窒化前に比して大きく低下してしまった。
比較鋼Ｎｏ．２２は、焼ならし温度が低く炭化物の面積率が過多であったため、冷鍛加工性が悪いものとなっている。
比較鋼Ｎｏ．２３は、焼ならし温度が高く保持時間も長いことからアスペクト比が高い炭化物の割合が低くなり、窒化後の芯部硬さが不良となり、窒化処理の影響を受けて芯部硬さが大きく低下した。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｎ：０．２～１．０％、Ｃｒ：１．５０～２．８０％、Ｍｏ：０．０３～０．３０％、Ａｌ：０．００５～０．３００％、Ｎ：０．００４～０．０３０、Ｖ：０．０８～０．３０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下であって、その鋼組織がフェライト及び炭化物からなる組織であって、組織中における炭化物の面積率が８～２０％であり、アスペクト比が３．０以上の炭化物が炭化物中に占める割合が面積率で５０％以上である、窒化用鋼。
- 請求項１に記載の化学成分に加えて、選択的付加的成分として、質量％でＮｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０２０～０．２００、Ｂ：０．００３０％以下のうちいずれか１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
さらに不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下であって、その鋼組織がフェライト及び炭化物からなる組織であって、組織中における炭化物の面積率が８～２０％であり、アスペクト比が３．０以上の炭化物が炭化物中に占める割合が面積率で５０％以上である、窒化用鋼。 - 質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｎ：０．２～１．０％、Ｃｒ：１．５０～２．８０％、Ｍｏ：０．０３～０．３０％、Ａｌ：０．００５～０．３００％、Ｎ：０．００４～０．０３０、Ｖ：０．０８～０．３０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下の、鋼組織がフェライト及び炭化物からなる組織であって、組織中における炭化物の面積率が８～２０％であり、アスペクト比が３．０以上の炭化物が炭化物中に占める割合が面積率で５０％以上である窒化用鋼であって、この窒化用鋼が冷間鍛造されさらに表面層が窒化されたときには、窒化前である冷間鍛造後の硬さＸ0と窒化後の表面硬さをＸ1の関係式（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0の値が０．２５以下となること、を特徴とする窒化用鋼。
- 請求項１に記載の化学成分に加えて、選択的付加的成分として、質量％でＮｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０２０～０．２００、Ｂ：０．００３０％以下のうちいずれか１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
さらに不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下であって、その鋼組織がフェライト及び炭化物からなる組織であって、組織中における炭化物の面積率が８～２０％であり、アスペクト比が３．０以上の炭化物が炭化物中に占める割合が面積率で５０％以上である、窒化用鋼であって、この窒化用鋼が冷間鍛造されさらに表面層が窒化されたときには、窒化前である冷間鍛造後の硬さＸ0と窒化後の表面硬さをＸ1の関係式（Ｘ0－Ｘ1）／Ｘ0の値が０．２５以下となること、を特徴とする窒化用鋼。
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|---|---|---|---|
| JP2022049675A JP2023142664A (ja) | 2022-03-25 | 2022-03-25 | 芯部硬さに優れた窒化用鋼 |
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2024171976A1 (ja) * | 2023-02-13 | 2024-08-22 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 冷鍛性と窒化性に優れる冷間鍛造窒化用鋼及びこれを用いた冷間鍛造窒化部品 |
-
2022
- 2022-03-25 JP JP2022049675A patent/JP2023142664A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2024171976A1 (ja) * | 2023-02-13 | 2024-08-22 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 冷鍛性と窒化性に優れる冷間鍛造窒化用鋼及びこれを用いた冷間鍛造窒化部品 |
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