JP3725666B2 - 浸炭軸状部品の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、浸炭軸状部品とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
浸炭軸状部品（浸炭シャフト部品及び浸炭焼入れで製造されるねじ類も含む）は、通常、例えばＪＩＳ Ｇ ４０５２、ＪＩＳ Ｇ ４１０４、ＪＩＳ Ｇ ４１０５、ＪＩＳ Ｇ ４１０６などに規定されている中炭素の機械構造用合金鋼を使用し、焼鈍−引き抜き−切削・転造・冷間鍛造により所定の形状に成形加工された後、浸炭焼入れを行う工程で製造されている。このように浸炭軸状部品の製造工程は長いために、焼鈍工程や引き抜き工程の省略の要求が強い。さらに、もう一つの浸炭軸状部品の大きな課題としては、熱処理歪みの低減が挙げられる。これは、熱処理歪みでシャフトが曲がればシャフトとしての機能が損なわれるためである。そのため、熱処理歪みで曲がったシャフトは矯正工程での矯正が必要であり、生産性の大きな阻害要因となっている。熱処理歪みの最大の原因は、浸炭時に発生する粗大粒であり、粗大粒を生じない鋼材が強く求められている。また、焼鈍省略は粗大粒の発生を促進するために、粗大粒発生の問題は、焼鈍省略をより困難にしているのが実状である。
【０００３】
これに対して、特開昭５６−７５５５１号公報には、特定量のＡｌ、Ｎを含有する鋼を１２００℃以上に加熱後、熱間加工をすることにより、９８０℃で６時間の浸炭を行った場合でも、芯部のオーステナイト結晶粒度番号で６番以上の細粒に保持できる浸炭用鋼が示されている。しかしながら、該鋼の粗大粒抑制の能力は不安定であり、鋼材あるいは部品の製造工程によっては、浸炭時の粗大粒の発生を抑制でぎないのが現実である。
【０００４】
また、特開昭６１−２６１４２７号公報には、特定量のＡｌ、Ｎを含有する鋼を、ＡｌとＮ量に応じた温度に加熱し、仕上げ温度を９５０℃以下の条件で熱間圧延し、圧延後のＡｌＮの析出量を４０ｐｐｍ以下、フェライトの結晶粒度番号を１１〜９である浸炭用鋼の製造方法が示されている。しかしながら、該鋼もやはり、粗大粒抑制の能力は不安定であり、鋼材あるいは部品の製造工程によっては、浸炭時の粗大粒の発生を抑制できないのが現実である。
【０００５】
また、特開昭５８−４５３５４号公報には、特定量のＡｌ、Ｎｂ、Ｎを含有する肌焼き鋼が示されている。しかしながら、該鋼もやはり、粗大粒抑制の能力は不安定であり、粗大粒の発生を抑制できる場合もあれば、できない場合もある。また、該鋼はその実施例から明らかな通り、０．０２１％以上のＮを含有する。そのため、結晶粒粗大化特性はかえって劣化するとともに、鋼材の製造時に割れやキズが発生しやすく、また素材の状態で硬くて冷間加工性が良くない等の欠点を有している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上記のような開示された方法では、浸炭焼入れ工程において粗大粒の発生を安定的に抑制することができず、軸状部品の歪みや曲がりの発生を防止することはできない。さらに、上記の従来技術は引き抜き工程の省略および焼鈍工程の省略に対しても開示していない。本発明はこのような問題を解決して、引き抜き工程および焼鈍工程を省略し、熱処理歪みの小さい浸炭軸状部品を得る製造方法を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成するために結晶粒の粗大化の支配因子、および焼鈍工程省略、引き抜き工程省略と粗大粒発生の相関について鋭意調査し、次の点を明らかにした。
【０００８】
（１）同じ化学組成の鋼材でも、粗大粒の発生を抑制できる場合もあれば、できない場合もあり、化学組成を制限するのみでは、粗大粒を防止することはできない。化学組成以外の要因として最も重要なのは、浸炭加熱時の炭窒化物の析出状態である。また、熱間圧延後の鋼材のベイナイト組織の混入状況およびフェライト粒度も影響する。
【０００９】
（２）浸炭時に結晶粒の粗大化を防止するにはピン止め粒子として微細なＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）が有効である。結晶粒粗大化特性と浸炭加熱時のＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）のサイズ及び分散状態（析出粒子数）には極めて密接な関係があり、粗大粒を防止するためには、特定量以上の数量の微細な析出粒子を分散させる必要がある。また、鋼中にＴｉＮやＡｌ2 ０3 が存在すると、粗大なＮｂ（ＣＮ）、ＡｌＮの析出の核になり、Ｎｂ（ＣＮ）、ＡｌＮの微細析出が妨げられる。そのため、不純物としてのＴｉの含有量およびＯの含有量を極力制限する必要がある。
（３）上記のように炭窒化物の規制を満足したとしても、熱間圧延後の鋼材にベイナイト組織が混入すると、浸炭加熱時の粗大粒発生の原因になる。
【００１０】
（４）さらに、熱間圧延後の鋼材のフェライト粒が過度に微細であると、浸炭加熱時に粗大粒が発生しやすくなる。
【００１１】
（５）上記の対策を講じても、焼鈍を省略して引き抜きを行うと粗大粒が発生しやすくなる。加工率が１０％前後の軽加工歪みを付与した場合と５０％以上の大加工歪みを付与した場合において、その後の浸炭時に粗大粒は発生しやすいが、引き抜き工程では、通常、１０％前後の減面率の加工を受けるためである。したがって、引き抜き工程を前提とすると、焼鈍省略は困難である。
【００１２】
（６）これに対して、熱間圧延において精密圧延を実施し、熱間圧延ままで、寸法公差が±０．１ｍｍ以下の径精度を有する棒鋼または線材を製造すれば、引き抜き工程の省略が可能になり、したがって、焼鈍工程も一気に省略が可能になる。
【００１３】
本発明は以上の新規なる知見にもとづいてなされたものであり、本発明の要旨は以下の通りである。
【００１５】
請求項１〜３の発明は、
(１) 重量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３０〜１．８０％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、
Ａｌ：０．０３０〜０．０４０％、
Ｎｂ：０．０２１〜０．０４０％
Ｎ：０．００６０〜０．０１７６％、
Ｃｒ：０．４０〜１．８０％、
を含有し、さらに、
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％以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、熱間圧延に際し、加熱条件を１１５０℃以上の温度で保熱時間を１０分以上とし、熱間圧延後の冷却条件を８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度とすることにより、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量を０．００５０％以上とし、ＡｌＮの析出量を０．００５０％以下に制限し、
熱間圧延ままで、寸法公差が±０．１ｍｍ以下の径精度を有する棒鋼または線材を素材とし、
焼鈍工程および引き抜き工程を省略して、直接軸状部品に成形加工した後、浸炭焼入れを行い、浸炭焼入れ後の軸状部品のマトリックス中に直径０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）、ＡｌＮ、またはＮｂ（ＣＮ）とＡｌＮの複合析出物をその合計で８０個／１００μｍ2 以上分散させて、オーステナイト粒度が８番以上の組織とすることを特徴とする浸炭軸状部品の製造方法である。
(２) さらに、
熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限した棒鋼または線材を素材とすることを含む上記(１)の方法である。
(３) さらに、
熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号が８〜１１番である棒鋼または線材を素材とすることを含む上記(１)または(２)の方法である。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、成分の限定理由について説明する。
Ｃは鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素であるが、０．１０％未満では必要な引張強さを確保することができず、０．３５％を超えると硬くなって冷間加工性が劣化するとともに、浸炭後の芯部靭性が劣化するので、０．１０〜０．３５％の範囲内にする必要がある。
【００１７】
Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼に必要な強度、焼入れ性を与え、焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素であるが、０．０２％未満ではその効果は不十分である。一方、０．５０％を超えると、硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０２〜０．５０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０２〜０．３０％である。なお、冷間加工性を重視する場合は、０．０２〜０．１５％の範囲にするのが望ましい。
【００１８】
Ｍｎは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼に必要な強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．３０％未満では効果は不十分であり、１．８０％を超えるとその効果は飽和するのみならず、硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化するので、０．３０％〜１．８０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．５０〜１．２０％である。なお、冷間加工性を重視する場合は、０．５０〜０．７５％の範囲にするのが望ましい。
【００１９】
Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、これによる被削性の向上を目的として添加するが、０．００５％未満ではその効果は不十分である。一方、０．１５％を超えるとその効果は飽和し、むしろ粒界偏析を起こし粒界脆化を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０．００５〜０．１５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．００５〜０．０４０％である。
【００２０】
Ａｌは、浸炭加熱の際に、鋼中のＮと結び付いてＡｌＮを形成し、結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。０．０３０％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０４０％を超えると、ＡｌＮの析出物が粗大になり、結晶粒の粗大化抑制には寄与しなくなる。以上の理由から、その含有量を０．０３０〜０．０４０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０３０〜０．０３５％である。
【００２１】
Ｎｂは、浸炭加熱の際に、鋼中のＣ、Ｎと結び付いてＮｂ（ＣＮ）を形成し、結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。０．０２１％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０４０％を超えると、素材の硬さが硬くなって冷間加工性が劣化するとともに、Ｎｂ（ＣＮ）の析出物が粗大になり、結晶粒の粗大化抑制には寄与しなくなる。以上の理由から、その含有量を０．０２１〜０．０４０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０２１〜０．０３０％である。
【００２２】
ＮはＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）の析出による浸炭時の結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制を目的として添加するが、０．００６０％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０１７６％を超えると、その効果は飽和する。過剰なＮの添加は、素材の硬さを増大させ、冷間加工性を劣化させる。以上の理由から、その含有量を、０．００６０〜０．０１７６％の範囲内にする必要がある。好適範囲は、０．００９〜０．０１７６％である。
【００２３】
Ｃｒは鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．４０％未満ではその効果は不十分であり、１．８０％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０４０〜１．８０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．７０〜１．５０％である。
【００２４】
次に、本願発明では、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖの１種または２種以上を含有する。
Ｍｏも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．０２％未満ではその効果は不十分であり、１．００％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０２〜１．００％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０２〜０．４０％である。
【００２５】
Ｎｉも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．１０％未満ではその効果は不十分であり、３．５０％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．１０〜３．５０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．４０〜２．００％である。
【００２６】
Ｖも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．０３％未満ではその効果は不十分であり、０．５０％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０３〜０．５０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０７〜０．２０％である。
【００２７】
Ｐは冷間加工時の変形抵抗を高め、また靭性を劣化させる元素であるため、冷間加工性が劣化する。また、焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させることによって、疲労強度を劣化させるのでできるだけ低減することが望ましい。従ってその含有量を０．０２５％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０１５％以下である。
【００２８】
本発明のような高Ｎ鋼においては、Ｔｉは鋼中のＮと結び付いてＴｉＮを形成する。ＴｉＮの析出物は粗大であり、浸炭時の結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制に寄与しない。むしろ、ＴｉＮが存在すると、ＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）の析出サイトとなり、熱間圧延時にＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）が粗大に析出し、浸炭時に結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。そのため、Ｔｉ量はできるだけ低減することが望ましい。図１にＴｉ量と結晶粒粗大化温度との関係を示す。圧延ままの鋼材を各温度で１０時間保定して浸炭シミュレーションを行った結果である。温度を上げていった時、最大粒径の結晶粒度が８番未満となる温度を結晶粒粗大化温度とした。Ｔｉ含有量が０．０１０％を超えると粗大粒発生温度が９５０℃以下になり、実用的には粗大粒の発生が懸念される。以上の理由から、Ｔｉの含有量を０．０１０％以下に制限する必要がある。好適上限は０．００５％である。なお、粗大なＴｉＮの存在は、最終部品の面疲労特性の顕著な劣化を招くが、上記の範囲でＴｉ量を規制することにより、面疲労特性の劣化を抑制できる。
【００２９】
本発明のような高Ａｌ鋼においては、Ｏは鋼中でＡｌ2 ０3 のような酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物が鋼中に多量に存在すると、ＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）の析出サイトとなり、熱間圧延時にＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）が粗大に析出し、浸炭時に結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。そのため、Ｏ量はできるだけ低減することが望ましい。図２にＯ量と結晶粒粗大化温度との関係を示す。圧延ままの鋼材を各温度で１０時間保定して浸炭シミュレーションを行った結果である。温度を上げていった時、最大粒径の結晶粒度が８番未満となる温度を結晶粒粗大化温度とした。Ｏ含有量が０．００２５％を超えると粗大粒発生温度が９５０℃以下になり、実用的には粗大粒の発生が懸念される。以上の理由から、その含有量を０．００２５％以下に制限する必要がある。好適上限は０．００２０％である。
Ｐ、Ｔｉ、Ｏは、上記上限以下であればよく、全く含有していなくてもよい。
【００３０】
次に本願発明では、浸炭焼入れ後の鋼部品のマトリックス中に直径０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）、ＡｌＮ、またはＮｂ（ＣＮ）とＡｌＮの複合析出物をその合計で８０個／１００μｍ2 以上分散させて、オーステナイト粒度が８番以上の組織を得るのであるが、このように限定した理由を以下に述べる。
【００３１】
結晶粒の粗大化を抑制するには、浸炭時に結晶粒界をピン止めする粒子を多量、微細に分散させることが有効であり、粒子の直径が小さいほど、また量が多いほどピン止め粒子の数が増加するため好ましい。本願発明において結晶粒界のピン止め粒子として着眼したのは、Ｎｂ（ＣＮ）、ＡｌＮ、またはＮｂ（ＣＮ）とＡｌＮの複合析出物である。圧延ままの鋼材を９５０℃×１０時間の条件で浸炭シミュレーションを行った時の、浸炭焼入れ後のこれらの直径０．１μｍ以下の析出物の合計の個数とオーステナイト粒度番号の関係を図３に示す。素材の熱間圧延後のベイナイトの組織分率は０〜５％、フェライト結晶粒度は８．７番〜９．２番である。マトリックス中に直径０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）、ＡｌＮ、またはＮｂ（ＣＮ）とＡｌＮの複合析出物をその合計で８０個／１００μｍ2 以上分散させることにより、オーステナイト粒度が８番以上の微細組織を得ることができる。以上の理由から、直径０．１μｍ以下の炭窒化物の数を合計で８０個／１００μｍ2 以上とした。好適範囲は、２００個／１００μｍ2 以上である。
【００３２】
浸炭時の析出物の分散状態は、主として素材の析出物の状態によって決まる。上記のように浸炭時に析出物を微細分散するには、詳細は後述するが、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量を０．００５０％以上のように特定量以上とし、逆にＡｌＮの析出量を０．００５０％以下のように特定量以下に制限することが必要である。さらに、熱間圧延後の鋼のマトリックス中に直径０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）を特定量以上分散させておくことが有効である。さらに、本条件を満足するためには、後で詳述するが、素材を高温加熱で圧延し、仕上げ圧延後、徐冷することが必要である。
【００３３】
次に、本発明の請求項２では、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限するが、このように限定した理由を以下に述べる。
上記のようにＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）の規制を満足したとしても、熱間圧延後の鋼材にベイナイト組織が混入すると、浸炭加熱時の粗大粒発生の原因になる。図４にベイナイト分率と結晶粒粗大化温度との関係を示す。圧延ままの鋼材を各温度で１０時間保定して浸炭シミュレーションを行った結果である。温度を上げていった時、最大粒径の結晶粒度が８番未満となる温度を結晶粒粗大化温度とした。ベイナイトの組織分率が３０％を超えると粗大粒発生温度が９５０℃以下になり、より厳格な粗大粒の防止が求められるシャフト用鋼としては、実用上不適格である。また、ベイナイトの混入の抑制は冷間加工性改善の視点からも望ましい。以上の理由から、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限する必要がある。好適範囲は２０％以下である。ベイナイト組織分率は、上記上限以下であればよく、全く存在していなくてもよい。
【００３４】
次に、本願発明の請求項３では、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号が８〜１１番とするが、このように限定した理由を以下に述べる。
熱間圧延後の鋼材のフェライト粒が過度に微細であると、浸炭加熱時に粗大粒が発生しやすくなる。図５にフェライト結晶粒度と結晶粒粗大化温度との関係を示す。圧延ままの鋼材を各温度で１０時間保定して浸炭シミュレーションを行った結果である。温度を上げていった時、最大粒径の結晶粒度が８番未満となる温度を結晶粒粗大化温度とした。フェライト結晶粒度番号が１１番を超えると粗大粒発生温度が９５０℃以下になり、シャフト用鋼としては、実用上不適格である。また、熱間圧延後の鋼材のフェライト結晶粒度番号を８番未満の粗粒にした場合、パーライト分率が増加して熱間圧延材の硬さが増加し、冷間加工性が劣化する。以上の理由から、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号を８〜１１番の範囲内にする必要がある。なお、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号を８〜１１番の範囲内にするには、熱間圧延の仕上げ温度を９００℃以上とすることが望ましい。
【００３５】
次に、本願発明では、素材の熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量を０．００５０％以上とし、ＡｌＮの析出量を０．００５０％以下に制限するが、このように限定した理由を以下に述べる。浸炭時に結晶粒の粗大化を防止するにはピン止め粒子として微細なＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）が有効である。粗大なＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）は浸炭時の結晶粒の粗大化防止に全く役に立たないばかりでなく、むしろ粗大化防止に対して有害である。ここで、Ｎｂは、鋼中のＣ、Ｎと結合し、ＮｂＣ、ＮｂＮ及び両者が複合化したＮｂ（ＣＮ）を生成するが、本願発明で言うＮｂ（ＣＮ）はこれら３種類の析出物の総称として用いている。
【００３６】
まず、浸炭加熱時にＮｂ（ＣＮ）のピン止め効果を安定して発揮させるには、熱間圧延後の鋼材に、一定量以上のＮｂ（ＣＮ）をあらかじめ微細析出させておくことが必要である。これは、Ｎｂ（ＣＮ）をあらかじめ微細析出させておかないと、浸炭時の昇温過程で、オーステナイト化の初期に混粒が発生し、粗大粒の原因となるためである。また、浸炭加熱時にＡｌＮのピン止め効果を安定して発揮させるには、熱間圧延後の鋼材の状態で、ＡｌＮの析出量を逆に極力制限する必要がある。これは、熱間圧延後の鋼材の状態で析出するＡｌＮは粗大であり、ピン止め粒子として寄与しないばかりか、むしろ上記のＮｂ（ＣＮ）の粗大析出の核になり、Ｎｂ（ＣＮ）の微細析出が妨げられて、結晶粒の粗大化を促進する。図６に熱間圧延後のＡｌＮの析出量とＮｂ（ＣＮ）の析出量と結晶粒粗大化温度との関係を示す。圧延ままの鋼材を、９５０℃×１０時間の条件で浸炭シミュレーションを行った結果である。Ｎｂ（ＣＮ）の析出量が０．００５０％未満、およびＡｌＮの析出量が０．００５％を超えると、粗大粒が生成する。以上から、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量を０．００５０％以上に、また、ＡｌＮの析出量を０．００５％以下に制限する必要がある。好適範囲は、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量０．０１０％以上、ＡｌＮの析出量０．００３％以下である。なお、熱間圧延後の鋼材の状態で、ＡｌＮの析出量を本発明の範囲で極力制限すれば、浸炭時の昇温過程でＡｌＮを鋼中に微細分散させることが可能になり、浸炭時の粗大粒を防止することが可能になる。ＡｌＮの析出量は上記上限以下であればよく、全く存在していなくてもよい。
【００３７】
なお、ＡｌＮの析出量を０．００５％以下に制限する方法として、熱間圧延時の加熱条件を１１５０℃以上の温度で保熱時間１０分以上加熱の条件で加熱することが必要である。また、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量を０．００５０％以上にする方法として、熱間圧延後に、保温カバーまたは熱源付き保温カバーを用いて、Ｎｂ（ＣＮ）の析出温度域である８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷することが必要である。
【００３８】
次に本願発明では、熱間圧延ままで、寸法公差が±０．１ｍｍ以下の径精度を有する棒鋼または線材を素材とするが、これは、寸法公差が±０．１ｍｍを超えると、圧延ままでシャフト用の素材として用いるには精度が不足する。そのため、引き抜き工程を省略できず、さらにその結果、引き抜き工程が省略できないと、粗大粒防止の観点から焼鈍工程も省略できなくなる。以上の理由から、引き抜き工程・焼鈍工程省略のためには、熱間圧延において精密圧延を行い、熱間圧延ままで、寸法公差が±０．１ｍｍ以下の径精度に制限する必要がある。
【００３９】
【実施例】
以下に、本発明の効果を実施例により、さらに具体的に示す。
【００４０】
（実施例１）
表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて、熱間圧延により、直径２３ｍｍの棒鋼を製造した。熱間圧延の条件は、加熱温度１０００〜１２８０℃、圧延後の８００℃〜５００℃の冷却速度は０．２〜１．５℃／秒の範囲である。
【００４１】
熱間圧延後の棒鋼から、一部の圧延材についてＡｌＮの析出量、Ｎｂ（ＣＮ）の析出量を化学分析により求めた。また、圧延後の棒鋼のビッカース硬さを測定し、冷間加工性の指標とした。また、一部の圧延材について寸法公差を測定した。
【００４２】
【表１】
【００４３】
【表２】
【００４４】
上記の工程で製造した棒鋼について、直径２３ｍｍ×長さ２００ｍｍの試験片を作成し、９５０℃×１０時間の条件で浸炭焼入れを行った。なお、比較例２４については、圧延材を６５０℃で焼鈍し、直径２２ｍｍへ引き抜きを行った材料から、直径２２ｍｍ×長さ２００ｍｍの試験片を作成した。また、比較例２５については、圧延材を焼鈍しないで、そのまま直径２２ｍｍへ引き抜きを行った材料から、直径２２ｍｍ×長さ２００ｍｍの試験片を作成した。
【００４５】
浸炭焼入れによる曲がり量の測定は、直径２３ｍｍ（一部直径２２ｍｍ）×長さ２００ｍｍの棒の浸炭焼入れ後の中央部の振れ量を測定することによった。
【００４６】
次に、浸炭焼入れ材の析出物の分散状態を調べるため、棒鋼のマトリックス中に存在する析出物を抽出レプリカ法によって採取し、透過型電子顕微鏡で観察した。観察方法は３００００倍で２０視野程度観察し、１視野中の直径０．１μｍ以下のＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＡｌＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の数を数え、１００μｍ2 あたりの数に換算した。
【００４７】
また、旧オーステナイト粒界現出腐食を行い、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準じて旧オーステナイト粒度の測定を行った。粒度番号８番以下の粗粒が１つでも存在すれば粗大粒ありと判定した。
【００４８】
これらの調査結果をまとめて、表２に示す。本発明例の９５０℃浸炭時のγ粒度は８．３番以上であり、細整粒である。また、曲がり量は０．２６〜０．２９ｍｍと小さい。
【００４９】
一方、比較例１２はＡｌの含有量が本願規定の範囲を下回った場合であり、浸炭後の析出物の数も本願規定の範囲を下回っており、粗大粒が発生し、曲がり量は大きい。比較例１３、１４はＡｌの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、やはり、浸炭後の析出物の数は本願規定の範囲を下回っており、粗大粒が発生し、曲がり量は大きい。これは、粗大なＡｌＮが存在し、ＡｌＮとＮｂ（ＣＮ）の微細分散が妨げられたためである。比較例１５はＮｂの含有量が本願規定の範囲を下回った場合であり、同様に、浸炭後の析出物の数は本願規定の範囲を下回っており、粗大粒が発生し、曲がり量は大きい。比較例１６、１７はＮｂの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、やはり、浸炭後の析出物の数は本願規定の範囲を下回っており、粗大粒が発生し、曲がり量は大きい。比較例１８はＮの含有量が本願規定の範囲を下回った場合であり、窒化物の量が不足するため、浸炭後の析出物の数は本願規定の範囲を下回っており、粗大粒が発生する。比較例１９はＮの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、析出物が粗大になり、やはり粗大粒が発生している。比較例２０、２１は、Ｔｉの含有量、Ｏの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、いずれも粗大粒が発生している。また、比較例２２は、熱間圧延後に急速冷却する工程で素材を製造したため、圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量が本願規定の範囲を下回った方法で製造した場合であり、浸炭後の析出物の数は本願規定の範囲にあるものの、混粒の発生傾向が大なるため、粗大粒が発生する。比較例２３は素材製造時の熱間圧延の加熱温度が低すぎたため、圧延後のＡＩＮの析出量が本願規定の範囲を上回った方法で製造した場合であり、粗大粒が発生している。
【００５０】
次に、比較例２４は、圧延材を６５０℃で焼鈍後、引き抜き工程を経て浸炭焼入れを行った場合であり、従来工程に相当する製造方法で浸炭焼入れを行った場合であるが、粗大粒は発生していない。これに対して、比較例２５は、圧延材を焼鈍工程を省略し、引き抜き工程を経て浸炭焼入れを行った場合であり、粗大粒が発生する。以上から、本願発明において、引き抜き工程を省略するために、精密圧延材を適用したことの進歩性が明らかである。
【００５１】
（実施例２）
実施例１で製造した１６２ｍｍ角の圧延素材を用いて、熱間圧延により、直径２３ｍｍの棒鋼を製造した。熱間圧延の条件は、加熱温度１０００〜１２８０℃、仕上げ温度は８４０℃〜１０００℃、圧延後の８００℃〜５００℃の冷却速度は０．２〜１．５℃／秒の範囲である。
熱間圧延後の一部の棒鋼について組織観察を行い、ベイナイトの組織分率、フェライトの結晶粒度番号を求めた。
【００５２】
上記の工程で製造した棒鋼について、直径２３ｍｍ×長さ２００ｍｍの試験片を作成し、９５０℃×１０時間の条件で浸炭焼入れを行った。
その後、実施例１と同様の方法で、浸炭後の曲がり、析出物の数、γ粒度、粗大粒の有無を求めた。これらの調査結果をまとめて、表３に示す。本発明例の９５０℃浸炭時のγ粒度は９．７番以上であり、細整粒である。曲がり量も０．１９〜０．２５ｍｍと小さい。
【００５３】
一方、比較例８は、熱間圧延後の冷却速度が早かったため、圧延後のベイナイトの組織分率が本願規定の範囲を上回った場合であり粗大粒が発生している。また、比較例１９は素材製造時の熱間圧延の仕上げ圧延温度が低すぎたため、圧延後のフェライト結晶粒度番号が本願規定の範囲を上回った場合であり、粗大粒が発生している。
【００５４】
【表３】
【００５５】
【発明の効果】
本発明の浸炭軸状部品の製造方法を用いれば、引き抜き工程および焼鈍工程を省略して、圧延ままの鋼材を用いて、粗大粒を発生せず、曲がりない浸炭軸状部品の製造が可能になり、本発明による産業上の効果は極めて顕著なるものがある。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｔｉ量と結晶粒粗大化温度の関係について解析した一例を示す図である。
【図２】Ｏ量と結晶粒粗大化温度の関係について解析した一例を示す図である。
【図３】浸炭焼入れ後の微細析出物の個数とオーステナイト粒度番号の関係について解析した一例を示す図である。
【図４】熱間圧延後のベイナイト分率と結晶粒粗大化温度の関係について解析した一例を示す図である。
【図５】熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号と結晶粒粗大化温度の関係について解析した一例を示す図である。
【図６】熱間圧延後のＡｌＮの析出量とＮｂ（ＣＮ）の析出量と結晶粒粗大化温度の関係について解析した一例を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、浸炭軸状部品とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
浸炭軸状部品（浸炭シャフト部品及び浸炭焼入れで製造されるねじ類も含む）は、通常、例えばＪＩＳ Ｇ ４０５２、ＪＩＳ Ｇ ４１０４、ＪＩＳ Ｇ ４１０５、ＪＩＳ Ｇ ４１０６などに規定されている中炭素の機械構造用合金鋼を使用し、焼鈍−引き抜き−切削・転造・冷間鍛造により所定の形状に成形加工された後、浸炭焼入れを行う工程で製造されている。このように浸炭軸状部品の製造工程は長いために、焼鈍工程や引き抜き工程の省略の要求が強い。さらに、もう一つの浸炭軸状部品の大きな課題としては、熱処理歪みの低減が挙げられる。これは、熱処理歪みでシャフトが曲がればシャフトとしての機能が損なわれるためである。そのため、熱処理歪みで曲がったシャフトは矯正工程での矯正が必要であり、生産性の大きな阻害要因となっている。熱処理歪みの最大の原因は、浸炭時に発生する粗大粒であり、粗大粒を生じない鋼材が強く求められている。また、焼鈍省略は粗大粒の発生を促進するために、粗大粒発生の問題は、焼鈍省略をより困難にしているのが実状である。
【０００３】
これに対して、特開昭５６−７５５５１号公報には、特定量のＡｌ、Ｎを含有する鋼を１２００℃以上に加熱後、熱間加工をすることにより、９８０℃で６時間の浸炭を行った場合でも、芯部のオーステナイト結晶粒度番号で６番以上の細粒に保持できる浸炭用鋼が示されている。しかしながら、該鋼の粗大粒抑制の能力は不安定であり、鋼材あるいは部品の製造工程によっては、浸炭時の粗大粒の発生を抑制でぎないのが現実である。
【０００４】
また、特開昭６１−２６１４２７号公報には、特定量のＡｌ、Ｎを含有する鋼を、ＡｌとＮ量に応じた温度に加熱し、仕上げ温度を９５０℃以下の条件で熱間圧延し、圧延後のＡｌＮの析出量を４０ｐｐｍ以下、フェライトの結晶粒度番号を１１〜９である浸炭用鋼の製造方法が示されている。しかしながら、該鋼もやはり、粗大粒抑制の能力は不安定であり、鋼材あるいは部品の製造工程によっては、浸炭時の粗大粒の発生を抑制できないのが現実である。
【０００５】
また、特開昭５８−４５３５４号公報には、特定量のＡｌ、Ｎｂ、Ｎを含有する肌焼き鋼が示されている。しかしながら、該鋼もやはり、粗大粒抑制の能力は不安定であり、粗大粒の発生を抑制できる場合もあれば、できない場合もある。また、該鋼はその実施例から明らかな通り、０．０２１％以上のＮを含有する。そのため、結晶粒粗大化特性はかえって劣化するとともに、鋼材の製造時に割れやキズが発生しやすく、また素材の状態で硬くて冷間加工性が良くない等の欠点を有している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上記のような開示された方法では、浸炭焼入れ工程において粗大粒の発生を安定的に抑制することができず、軸状部品の歪みや曲がりの発生を防止することはできない。さらに、上記の従来技術は引き抜き工程の省略および焼鈍工程の省略に対しても開示していない。本発明はこのような問題を解決して、引き抜き工程および焼鈍工程を省略し、熱処理歪みの小さい浸炭軸状部品を得る製造方法を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成するために結晶粒の粗大化の支配因子、および焼鈍工程省略、引き抜き工程省略と粗大粒発生の相関について鋭意調査し、次の点を明らかにした。
【０００８】
（１）同じ化学組成の鋼材でも、粗大粒の発生を抑制できる場合もあれば、できない場合もあり、化学組成を制限するのみでは、粗大粒を防止することはできない。化学組成以外の要因として最も重要なのは、浸炭加熱時の炭窒化物の析出状態である。また、熱間圧延後の鋼材のベイナイト組織の混入状況およびフェライト粒度も影響する。
【０００９】
（２）浸炭時に結晶粒の粗大化を防止するにはピン止め粒子として微細なＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）が有効である。結晶粒粗大化特性と浸炭加熱時のＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）のサイズ及び分散状態（析出粒子数）には極めて密接な関係があり、粗大粒を防止するためには、特定量以上の数量の微細な析出粒子を分散させる必要がある。また、鋼中にＴｉＮやＡｌ2 ０3 が存在すると、粗大なＮｂ（ＣＮ）、ＡｌＮの析出の核になり、Ｎｂ（ＣＮ）、ＡｌＮの微細析出が妨げられる。そのため、不純物としてのＴｉの含有量およびＯの含有量を極力制限する必要がある。
（３）上記のように炭窒化物の規制を満足したとしても、熱間圧延後の鋼材にベイナイト組織が混入すると、浸炭加熱時の粗大粒発生の原因になる。
【００１０】
（４）さらに、熱間圧延後の鋼材のフェライト粒が過度に微細であると、浸炭加熱時に粗大粒が発生しやすくなる。
【００１１】
（５）上記の対策を講じても、焼鈍を省略して引き抜きを行うと粗大粒が発生しやすくなる。加工率が１０％前後の軽加工歪みを付与した場合と５０％以上の大加工歪みを付与した場合において、その後の浸炭時に粗大粒は発生しやすいが、引き抜き工程では、通常、１０％前後の減面率の加工を受けるためである。したがって、引き抜き工程を前提とすると、焼鈍省略は困難である。
【００１２】
（６）これに対して、熱間圧延において精密圧延を実施し、熱間圧延ままで、寸法公差が±０．１ｍｍ以下の径精度を有する棒鋼または線材を製造すれば、引き抜き工程の省略が可能になり、したがって、焼鈍工程も一気に省略が可能になる。
【００１３】
本発明は以上の新規なる知見にもとづいてなされたものであり、本発明の要旨は以下の通りである。
【００１５】
請求項１〜３の発明は、
(１) 重量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３０〜１．８０％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、
Ａｌ：０．０３０〜０．０４０％、
Ｎｂ：０．０２１〜０．０４０％
Ｎ：０．００６０〜０．０１７６％、
Ｃｒ：０．４０〜１．８０％、
を含有し、さらに、
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％以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、熱間圧延に際し、加熱条件を１１５０℃以上の温度で保熱時間を１０分以上とし、熱間圧延後の冷却条件を８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度とすることにより、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量を０．００５０％以上とし、ＡｌＮの析出量を０．００５０％以下に制限し、
熱間圧延ままで、寸法公差が±０．１ｍｍ以下の径精度を有する棒鋼または線材を素材とし、
焼鈍工程および引き抜き工程を省略して、直接軸状部品に成形加工した後、浸炭焼入れを行い、浸炭焼入れ後の軸状部品のマトリックス中に直径０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）、ＡｌＮ、またはＮｂ（ＣＮ）とＡｌＮの複合析出物をその合計で８０個／１００μｍ2 以上分散させて、オーステナイト粒度が８番以上の組織とすることを特徴とする浸炭軸状部品の製造方法である。
(２) さらに、
熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限した棒鋼または線材を素材とすることを含む上記(１)の方法である。
(３) さらに、
熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号が８〜１１番である棒鋼または線材を素材とすることを含む上記(１)または(２)の方法である。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、成分の限定理由について説明する。
Ｃは鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素であるが、０．１０％未満では必要な引張強さを確保することができず、０．３５％を超えると硬くなって冷間加工性が劣化するとともに、浸炭後の芯部靭性が劣化するので、０．１０〜０．３５％の範囲内にする必要がある。
【００１７】
Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼に必要な強度、焼入れ性を与え、焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素であるが、０．０２％未満ではその効果は不十分である。一方、０．５０％を超えると、硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０２〜０．５０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０２〜０．３０％である。なお、冷間加工性を重視する場合は、０．０２〜０．１５％の範囲にするのが望ましい。
【００１８】
Ｍｎは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼に必要な強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．３０％未満では効果は不十分であり、１．８０％を超えるとその効果は飽和するのみならず、硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化するので、０．３０％〜１．８０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．５０〜１．２０％である。なお、冷間加工性を重視する場合は、０．５０〜０．７５％の範囲にするのが望ましい。
【００１９】
Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、これによる被削性の向上を目的として添加するが、０．００５％未満ではその効果は不十分である。一方、０．１５％を超えるとその効果は飽和し、むしろ粒界偏析を起こし粒界脆化を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０．００５〜０．１５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．００５〜０．０４０％である。
【００２０】
Ａｌは、浸炭加熱の際に、鋼中のＮと結び付いてＡｌＮを形成し、結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。０．０３０％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０４０％を超えると、ＡｌＮの析出物が粗大になり、結晶粒の粗大化抑制には寄与しなくなる。以上の理由から、その含有量を０．０３０〜０．０４０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０３０〜０．０３５％である。
【００２１】
Ｎｂは、浸炭加熱の際に、鋼中のＣ、Ｎと結び付いてＮｂ（ＣＮ）を形成し、結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。０．０２１％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０４０％を超えると、素材の硬さが硬くなって冷間加工性が劣化するとともに、Ｎｂ（ＣＮ）の析出物が粗大になり、結晶粒の粗大化抑制には寄与しなくなる。以上の理由から、その含有量を０．０２１〜０．０４０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０２１〜０．０３０％である。
【００２２】
ＮはＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）の析出による浸炭時の結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制を目的として添加するが、０．００６０％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０１７６％を超えると、その効果は飽和する。過剰なＮの添加は、素材の硬さを増大させ、冷間加工性を劣化させる。以上の理由から、その含有量を、０．００６０〜０．０１７６％の範囲内にする必要がある。好適範囲は、０．００９〜０．０１７６％である。
【００２３】
Ｃｒは鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．４０％未満ではその効果は不十分であり、１．８０％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０４０〜１．８０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．７０〜１．５０％である。
【００２４】
次に、本願発明では、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖの１種または２種以上を含有する。
Ｍｏも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．０２％未満ではその効果は不十分であり、１．００％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０２〜１．００％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０２〜０．４０％である。
【００２５】
Ｎｉも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．１０％未満ではその効果は不十分であり、３．５０％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．１０〜３．５０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．４０〜２．００％である。
【００２６】
Ｖも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．０３％未満ではその効果は不十分であり、０．５０％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０３〜０．５０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０７〜０．２０％である。
【００２７】
Ｐは冷間加工時の変形抵抗を高め、また靭性を劣化させる元素であるため、冷間加工性が劣化する。また、焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させることによって、疲労強度を劣化させるのでできるだけ低減することが望ましい。従ってその含有量を０．０２５％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０１５％以下である。
【００２８】
本発明のような高Ｎ鋼においては、Ｔｉは鋼中のＮと結び付いてＴｉＮを形成する。ＴｉＮの析出物は粗大であり、浸炭時の結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制に寄与しない。むしろ、ＴｉＮが存在すると、ＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）の析出サイトとなり、熱間圧延時にＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）が粗大に析出し、浸炭時に結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。そのため、Ｔｉ量はできるだけ低減することが望ましい。図１にＴｉ量と結晶粒粗大化温度との関係を示す。圧延ままの鋼材を各温度で１０時間保定して浸炭シミュレーションを行った結果である。温度を上げていった時、最大粒径の結晶粒度が８番未満となる温度を結晶粒粗大化温度とした。Ｔｉ含有量が０．０１０％を超えると粗大粒発生温度が９５０℃以下になり、実用的には粗大粒の発生が懸念される。以上の理由から、Ｔｉの含有量を０．０１０％以下に制限する必要がある。好適上限は０．００５％である。なお、粗大なＴｉＮの存在は、最終部品の面疲労特性の顕著な劣化を招くが、上記の範囲でＴｉ量を規制することにより、面疲労特性の劣化を抑制できる。
【００２９】
本発明のような高Ａｌ鋼においては、Ｏは鋼中でＡｌ2 ０3 のような酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物が鋼中に多量に存在すると、ＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）の析出サイトとなり、熱間圧延時にＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）が粗大に析出し、浸炭時に結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。そのため、Ｏ量はできるだけ低減することが望ましい。図２にＯ量と結晶粒粗大化温度との関係を示す。圧延ままの鋼材を各温度で１０時間保定して浸炭シミュレーションを行った結果である。温度を上げていった時、最大粒径の結晶粒度が８番未満となる温度を結晶粒粗大化温度とした。Ｏ含有量が０．００２５％を超えると粗大粒発生温度が９５０℃以下になり、実用的には粗大粒の発生が懸念される。以上の理由から、その含有量を０．００２５％以下に制限する必要がある。好適上限は０．００２０％である。
Ｐ、Ｔｉ、Ｏは、上記上限以下であればよく、全く含有していなくてもよい。
【００３０】
次に本願発明では、浸炭焼入れ後の鋼部品のマトリックス中に直径０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）、ＡｌＮ、またはＮｂ（ＣＮ）とＡｌＮの複合析出物をその合計で８０個／１００μｍ2 以上分散させて、オーステナイト粒度が８番以上の組織を得るのであるが、このように限定した理由を以下に述べる。
【００３１】
結晶粒の粗大化を抑制するには、浸炭時に結晶粒界をピン止めする粒子を多量、微細に分散させることが有効であり、粒子の直径が小さいほど、また量が多いほどピン止め粒子の数が増加するため好ましい。本願発明において結晶粒界のピン止め粒子として着眼したのは、Ｎｂ（ＣＮ）、ＡｌＮ、またはＮｂ（ＣＮ）とＡｌＮの複合析出物である。圧延ままの鋼材を９５０℃×１０時間の条件で浸炭シミュレーションを行った時の、浸炭焼入れ後のこれらの直径０．１μｍ以下の析出物の合計の個数とオーステナイト粒度番号の関係を図３に示す。素材の熱間圧延後のベイナイトの組織分率は０〜５％、フェライト結晶粒度は８．７番〜９．２番である。マトリックス中に直径０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）、ＡｌＮ、またはＮｂ（ＣＮ）とＡｌＮの複合析出物をその合計で８０個／１００μｍ2 以上分散させることにより、オーステナイト粒度が８番以上の微細組織を得ることができる。以上の理由から、直径０．１μｍ以下の炭窒化物の数を合計で８０個／１００μｍ2 以上とした。好適範囲は、２００個／１００μｍ2 以上である。
【００３２】
浸炭時の析出物の分散状態は、主として素材の析出物の状態によって決まる。上記のように浸炭時に析出物を微細分散するには、詳細は後述するが、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量を０．００５０％以上のように特定量以上とし、逆にＡｌＮの析出量を０．００５０％以下のように特定量以下に制限することが必要である。さらに、熱間圧延後の鋼のマトリックス中に直径０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）を特定量以上分散させておくことが有効である。さらに、本条件を満足するためには、後で詳述するが、素材を高温加熱で圧延し、仕上げ圧延後、徐冷することが必要である。
【００３３】
次に、本発明の請求項２では、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限するが、このように限定した理由を以下に述べる。
上記のようにＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）の規制を満足したとしても、熱間圧延後の鋼材にベイナイト組織が混入すると、浸炭加熱時の粗大粒発生の原因になる。図４にベイナイト分率と結晶粒粗大化温度との関係を示す。圧延ままの鋼材を各温度で１０時間保定して浸炭シミュレーションを行った結果である。温度を上げていった時、最大粒径の結晶粒度が８番未満となる温度を結晶粒粗大化温度とした。ベイナイトの組織分率が３０％を超えると粗大粒発生温度が９５０℃以下になり、より厳格な粗大粒の防止が求められるシャフト用鋼としては、実用上不適格である。また、ベイナイトの混入の抑制は冷間加工性改善の視点からも望ましい。以上の理由から、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限する必要がある。好適範囲は２０％以下である。ベイナイト組織分率は、上記上限以下であればよく、全く存在していなくてもよい。
【００３４】
次に、本願発明の請求項３では、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号が８〜１１番とするが、このように限定した理由を以下に述べる。
熱間圧延後の鋼材のフェライト粒が過度に微細であると、浸炭加熱時に粗大粒が発生しやすくなる。図５にフェライト結晶粒度と結晶粒粗大化温度との関係を示す。圧延ままの鋼材を各温度で１０時間保定して浸炭シミュレーションを行った結果である。温度を上げていった時、最大粒径の結晶粒度が８番未満となる温度を結晶粒粗大化温度とした。フェライト結晶粒度番号が１１番を超えると粗大粒発生温度が９５０℃以下になり、シャフト用鋼としては、実用上不適格である。また、熱間圧延後の鋼材のフェライト結晶粒度番号を８番未満の粗粒にした場合、パーライト分率が増加して熱間圧延材の硬さが増加し、冷間加工性が劣化する。以上の理由から、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号を８〜１１番の範囲内にする必要がある。なお、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号を８〜１１番の範囲内にするには、熱間圧延の仕上げ温度を９００℃以上とすることが望ましい。
【００３５】
次に、本願発明では、素材の熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量を０．００５０％以上とし、ＡｌＮの析出量を０．００５０％以下に制限するが、このように限定した理由を以下に述べる。浸炭時に結晶粒の粗大化を防止するにはピン止め粒子として微細なＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）が有効である。粗大なＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）は浸炭時の結晶粒の粗大化防止に全く役に立たないばかりでなく、むしろ粗大化防止に対して有害である。ここで、Ｎｂは、鋼中のＣ、Ｎと結合し、ＮｂＣ、ＮｂＮ及び両者が複合化したＮｂ（ＣＮ）を生成するが、本願発明で言うＮｂ（ＣＮ）はこれら３種類の析出物の総称として用いている。
【００３６】
まず、浸炭加熱時にＮｂ（ＣＮ）のピン止め効果を安定して発揮させるには、熱間圧延後の鋼材に、一定量以上のＮｂ（ＣＮ）をあらかじめ微細析出させておくことが必要である。これは、Ｎｂ（ＣＮ）をあらかじめ微細析出させておかないと、浸炭時の昇温過程で、オーステナイト化の初期に混粒が発生し、粗大粒の原因となるためである。また、浸炭加熱時にＡｌＮのピン止め効果を安定して発揮させるには、熱間圧延後の鋼材の状態で、ＡｌＮの析出量を逆に極力制限する必要がある。これは、熱間圧延後の鋼材の状態で析出するＡｌＮは粗大であり、ピン止め粒子として寄与しないばかりか、むしろ上記のＮｂ（ＣＮ）の粗大析出の核になり、Ｎｂ（ＣＮ）の微細析出が妨げられて、結晶粒の粗大化を促進する。図６に熱間圧延後のＡｌＮの析出量とＮｂ（ＣＮ）の析出量と結晶粒粗大化温度との関係を示す。圧延ままの鋼材を、９５０℃×１０時間の条件で浸炭シミュレーションを行った結果である。Ｎｂ（ＣＮ）の析出量が０．００５０％未満、およびＡｌＮの析出量が０．００５％を超えると、粗大粒が生成する。以上から、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量を０．００５０％以上に、また、ＡｌＮの析出量を０．００５％以下に制限する必要がある。好適範囲は、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量０．０１０％以上、ＡｌＮの析出量０．００３％以下である。なお、熱間圧延後の鋼材の状態で、ＡｌＮの析出量を本発明の範囲で極力制限すれば、浸炭時の昇温過程でＡｌＮを鋼中に微細分散させることが可能になり、浸炭時の粗大粒を防止することが可能になる。ＡｌＮの析出量は上記上限以下であればよく、全く存在していなくてもよい。
【００３７】
なお、ＡｌＮの析出量を０．００５％以下に制限する方法として、熱間圧延時の加熱条件を１１５０℃以上の温度で保熱時間１０分以上加熱の条件で加熱することが必要である。また、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量を０．００５０％以上にする方法として、熱間圧延後に、保温カバーまたは熱源付き保温カバーを用いて、Ｎｂ（ＣＮ）の析出温度域である８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷することが必要である。
【００３８】
次に本願発明では、熱間圧延ままで、寸法公差が±０．１ｍｍ以下の径精度を有する棒鋼または線材を素材とするが、これは、寸法公差が±０．１ｍｍを超えると、圧延ままでシャフト用の素材として用いるには精度が不足する。そのため、引き抜き工程を省略できず、さらにその結果、引き抜き工程が省略できないと、粗大粒防止の観点から焼鈍工程も省略できなくなる。以上の理由から、引き抜き工程・焼鈍工程省略のためには、熱間圧延において精密圧延を行い、熱間圧延ままで、寸法公差が±０．１ｍｍ以下の径精度に制限する必要がある。
【００３９】
【実施例】
以下に、本発明の効果を実施例により、さらに具体的に示す。
【００４０】
（実施例１）
表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて、熱間圧延により、直径２３ｍｍの棒鋼を製造した。熱間圧延の条件は、加熱温度１０００〜１２８０℃、圧延後の８００℃〜５００℃の冷却速度は０．２〜１．５℃／秒の範囲である。
【００４１】
熱間圧延後の棒鋼から、一部の圧延材についてＡｌＮの析出量、Ｎｂ（ＣＮ）の析出量を化学分析により求めた。また、圧延後の棒鋼のビッカース硬さを測定し、冷間加工性の指標とした。また、一部の圧延材について寸法公差を測定した。
【００４２】
【表１】
【表２】
上記の工程で製造した棒鋼について、直径２３ｍｍ×長さ２００ｍｍの試験片を作成し、９５０℃×１０時間の条件で浸炭焼入れを行った。なお、比較例２４については、圧延材を６５０℃で焼鈍し、直径２２ｍｍへ引き抜きを行った材料から、直径２２ｍｍ×長さ２００ｍｍの試験片を作成した。また、比較例２５については、圧延材を焼鈍しないで、そのまま直径２２ｍｍへ引き抜きを行った材料から、直径２２ｍｍ×長さ２００ｍｍの試験片を作成した。
【００４５】
浸炭焼入れによる曲がり量の測定は、直径２３ｍｍ（一部直径２２ｍｍ）×長さ２００ｍｍの棒の浸炭焼入れ後の中央部の振れ量を測定することによった。
【００４６】
次に、浸炭焼入れ材の析出物の分散状態を調べるため、棒鋼のマトリックス中に存在する析出物を抽出レプリカ法によって採取し、透過型電子顕微鏡で観察した。観察方法は３００００倍で２０視野程度観察し、１視野中の直径０．１μｍ以下のＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＡｌＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の数を数え、１００μｍ2 あたりの数に換算した。
【００４７】
また、旧オーステナイト粒界現出腐食を行い、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準じて旧オーステナイト粒度の測定を行った。粒度番号８番以下の粗粒が１つでも存在すれば粗大粒ありと判定した。
【００４８】
これらの調査結果をまとめて、表２に示す。本発明例の９５０℃浸炭時のγ粒度は８．３番以上であり、細整粒である。また、曲がり量は０．２６〜０．２９ｍｍと小さい。
【００４９】
一方、比較例１２はＡｌの含有量が本願規定の範囲を下回った場合であり、浸炭後の析出物の数も本願規定の範囲を下回っており、粗大粒が発生し、曲がり量は大きい。比較例１３、１４はＡｌの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、やはり、浸炭後の析出物の数は本願規定の範囲を下回っており、粗大粒が発生し、曲がり量は大きい。これは、粗大なＡｌＮが存在し、ＡｌＮとＮｂ（ＣＮ）の微細分散が妨げられたためである。比較例１５はＮｂの含有量が本願規定の範囲を下回った場合であり、同様に、浸炭後の析出物の数は本願規定の範囲を下回っており、粗大粒が発生し、曲がり量は大きい。比較例１６、１７はＮｂの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、やはり、浸炭後の析出物の数は本願規定の範囲を下回っており、粗大粒が発生し、曲がり量は大きい。比較例１８はＮの含有量が本願規定の範囲を下回った場合であり、窒化物の量が不足するため、浸炭後の析出物の数は本願規定の範囲を下回っており、粗大粒が発生する。比較例１９はＮの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、析出物が粗大になり、やはり粗大粒が発生している。比較例２０、２１は、Ｔｉの含有量、Ｏの含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、いずれも粗大粒が発生している。また、比較例２２は、熱間圧延後に急速冷却する工程で素材を製造したため、圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量が本願規定の範囲を下回った方法で製造した場合であり、浸炭後の析出物の数は本願規定の範囲にあるものの、混粒の発生傾向が大なるため、粗大粒が発生する。比較例２３は素材製造時の熱間圧延の加熱温度が低すぎたため、圧延後のＡＩＮの析出量が本願規定の範囲を上回った方法で製造した場合であり、粗大粒が発生している。
【００５０】
次に、比較例２４は、圧延材を６５０℃で焼鈍後、引き抜き工程を経て浸炭焼入れを行った場合であり、従来工程に相当する製造方法で浸炭焼入れを行った場合であるが、粗大粒は発生していない。これに対して、比較例２５は、圧延材を焼鈍工程を省略し、引き抜き工程を経て浸炭焼入れを行った場合であり、粗大粒が発生する。以上から、本願発明において、引き抜き工程を省略するために、精密圧延材を適用したことの進歩性が明らかである。
【００５１】
（実施例２）
実施例１で製造した１６２ｍｍ角の圧延素材を用いて、熱間圧延により、直径２３ｍｍの棒鋼を製造した。熱間圧延の条件は、加熱温度１０００〜１２８０℃、仕上げ温度は８４０℃〜１０００℃、圧延後の８００℃〜５００℃の冷却速度は０．２〜１．５℃／秒の範囲である。
熱間圧延後の一部の棒鋼について組織観察を行い、ベイナイトの組織分率、フェライトの結晶粒度番号を求めた。
【００５２】
上記の工程で製造した棒鋼について、直径２３ｍｍ×長さ２００ｍｍの試験片を作成し、９５０℃×１０時間の条件で浸炭焼入れを行った。
その後、実施例１と同様の方法で、浸炭後の曲がり、析出物の数、γ粒度、粗大粒の有無を求めた。これらの調査結果をまとめて、表３に示す。本発明例の９５０℃浸炭時のγ粒度は９．７番以上であり、細整粒である。曲がり量も０．１９〜０．２５ｍｍと小さい。
【００５３】
一方、比較例８は、熱間圧延後の冷却速度が早かったため、圧延後のベイナイトの組織分率が本願規定の範囲を上回った場合であり粗大粒が発生している。また、比較例１９は素材製造時の熱間圧延の仕上げ圧延温度が低すぎたため、圧延後のフェライト結晶粒度番号が本願規定の範囲を上回った場合であり、粗大粒が発生している。
【００５４】
【表３】
【発明の効果】
本発明の浸炭軸状部品の製造方法を用いれば、引き抜き工程および焼鈍工程を省略して、圧延ままの鋼材を用いて、粗大粒を発生せず、曲がりない浸炭軸状部品の製造が可能になり、本発明による産業上の効果は極めて顕著なるものがある。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｔｉ量と結晶粒粗大化温度の関係について解析した一例を示す図である。
【図２】Ｏ量と結晶粒粗大化温度の関係について解析した一例を示す図である。
【図３】浸炭焼入れ後の微細析出物の個数とオーステナイト粒度番号の関係について解析した一例を示す図である。
【図４】熱間圧延後のベイナイト分率と結晶粒粗大化温度の関係について解析した一例を示す図である。
【図５】熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号と結晶粒粗大化温度の関係について解析した一例を示す図である。
【図６】熱間圧延後のＡｌＮの析出量とＮｂ（ＣＮ）の析出量と結晶粒粗大化温度の関係について解析した一例を示す図である。
Claims (3)
- 重量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３０〜１．８０％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、
Ａｌ：０．０３０〜０．０４０％、
Ｎｂ：０．０２１〜０．０４０％
Ｎ：０．００６０〜０．０１７６％、
Ｃｒ：０．４０〜１．８０％、
を含有し、さらに、
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％以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、熱間圧延に際し、加熱条件を１１５０℃以上の温度で保熱時間を１０分以上とし、熱間圧延後の冷却条件を８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度とすることにより、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量を０．００５０％以上とし、ＡｌＮの析出量を０．００５０％以下に制限し、
熱間圧延ままで、寸法公差が±０．１ｍｍ以下の径精度を有する棒鋼または線材を素材とし、
焼鈍工程および引き抜き工程を省略して、直接軸状部品に成形加工した後、浸炭焼入れを行い、浸炭焼入れ後の軸状部品のマトリックス中に直径０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）、ＡｌＮ、またはＮｂ（ＣＮ）とＡｌＮの複合析出物をその合計で８０個／１００μｍ2 以上分散させて、オーステナイト粒度が８番以上の組織とすることを特徴とする浸炭軸状部品の製造方法。 - 請求項１に加え、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限した棒鋼または線材を素材とすることを含むことを特徴とする浸炭軸状部品の製造方法。
- 請求項１または２に加え、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号が８〜１１番である棒鋼または線材を素材とすることを含むことを特徴とする浸炭軸状部品の製造方法。
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