JP4464862B2 - 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼 - Google Patents
耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼 Download PDFInfo
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Description
本発明は自動車などの輸送機器や、建設機械その他の産業機械などにおいて、肌焼き処理して使用される機械部品用の素材となる肌焼用鋼に関し、特に、軸受やＣＶＴ用プーリー、シャフト類、歯車、軸付き歯車などの素材として肌焼き処理して使用する際に、比較的高い温度で肌焼き処理を行なった場合でも結晶粒が粗大化しない様な特性（以下、耐結晶粒粗大化特性ということがある）に優れると共に、軟化焼鈍なしでも優れた冷間加工性を示す肌焼用鋼と、その有用な製法に関するものである。
自動車、建設機械、その他の各種産業機械用として用いられる機械部品において、特に高強度が要求される部品には、従来から浸炭、窒化および浸炭窒化などの表面硬化熱処理（肌焼き処理）が行なわれている。これらの用途には、通常、ＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭなどのＪＩＳ規格で定められた肌焼用鋼を使用し、鍛造・切削などの機械加工により所望の部品形状に成形した後、浸炭、浸炭窒化などの表面硬化熱処理を施し、その後、研磨などの仕上工程を経て製造される。
近年、上記の様な機械部品についても製造原価の低減、リードタイムの短縮などが望まれており、肌焼き処理を高温化することによって熱処理時間を短縮することが行なわれている。しかし、肌焼き処理温度を高めると、素材のオーステナイト（γ）結晶粒が粗大化し、機械的特性が劣化したり熱処理歪量が増大するといった問題が生じてくる。
そこで、肌焼用鋼の耐結晶粒粗大化特性を改善したものとして、Ｔｉを添加した肌焼きボロン鋼が提案されている（特許文献１，２，３）。これらは、鋼中に０．１〜０．２質量％程度のＴｉを添加することによって遊離窒素（ｆｒｅｅ−Ｎ）を固定し、且つＴｉ炭化物やＴｉを含む複合炭化物、Ｔｉ窒化物などを微細に析出させることで、肌焼き処理のための加熱時のγ結晶粒の粗大化を抑制するものである。
また、鋼中にＮｂやＡｌを積極的に添加し、Ｎｂ系の析出物やＡｌ，Ｎｂ系の複合析出物［Ｎｂ（ＣＮ），ＡｌＮ］を所定量析出させ、これらの析出物に結晶粒の成長を阻止する効果（ピンニング効果）を発揮させる肌焼用鋼も提案されている（特許文献４）。
一方、肌焼用鋼は、部品形状に成形する際に冷間加工されるので、冷間加工性も重要な要求特性となる。そして、Ｔｉが添加された肌焼用鋼においても、冷間加工性を改善した鋼材が開発されている（特許文献５〜８など）。これらの発明では、主として鋼成分中の冷間加工性に影響を及ぼす成分の種類と量を適正に調整することで、冷間加工性を改善している。また上記特許文献５，７は、更なる冷間加工性改善策として、熱間圧延後の冷却速度を適正に制御する方法を開示しており、上記特許文献６には、冷間加工性を更に改善するため、熱延材の金属組織を制御する方法も開示されている。
しかしこれら従来の肌焼用鋼は、形状が複雑であったり強加工を受けたりする部品に適用した場合、軟化焼鈍なしでの冷間加工性が必ずしも十分とは言えず、更なる改善が望まれる。
特開平１０−８１９３８号公報
特開平１０−１３０７２０号公報
特開２００１−３０３１７４号公報
特開平９−７８１８４号公報
特開平６−２９９２４１号公報
特開平１０−１３０７７７号公報
特開平１１−４３７３７号公報
特開２００３−８９８１８号公報
これまでに提案されている技術は、ＡｌＮ，Ｎｂ（ＣＮ），Ｔｉ（ＣＮ）等をできるだけ多く微細分散させることによって結晶粒の成長を抑制するものであり、それにより、肌焼き温度（すなわち、浸炭・窒化温度）を１０００℃程度にまで高めた場合でも、結晶粒のサイズをある程度小さく抑えることが可能になっている。
しかし肌焼き温度の高温化は、肌焼き処理時間の短縮のみならず、浸炭硬化深さをより深くする上でも重要となる。例えば、従来の歯車では０．５〜１ｍｍ程度の浸炭硬化深さで要求特性を満たすが、ＣＶＴ（無断変速機）に用いられる金属ベルト巻き掛け用のプーリーなどでは、２ｍｍ程度の浸炭硬化深さが求められており、こうした要求に対処するには浸炭温度を更に高める必要がある。
しかし、前述した如くこれまでの結晶粒粗大化防止技術では、１０００℃を超える高温域で浸炭窒化処理を行うと、結晶核となる前掲の析出物が固溶して結晶粒粗大化防止作用を失い、γ結晶粒の異常成長を引き起こす。
更に加えてそれら従来の技術では、結晶粒粗大化防止のために生成させる析出物の析出強化作用によって鋼材が硬質化し、冷間加工性を劣化させるという問題もある。
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、前掲の従来技術に開示された肌焼用鋼の特性を更に改善し、特に、冷間加工性を一段と高めて軟化焼鈍の省略を可能にすると共に、肌焼き処理のための加熱による結晶粒の粗大化を効果的に抑制し、物理的特性や寸法精度の良好な肌焼部品を与える肌焼用鋼を提供し、更にはその様な特性を備えた肌焼用鋼を確実に得ることのできる製法を提供することにある。
上記課題を解決することのできた本発明に係る耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れ、軟化焼鈍の省略を可能にした肌焼用鋼は、質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０３〜１．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ｓ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｎｂ：０．０２５〜０．２０％
Ｔｉ：０．０２５〜０．１２％、
Ｎ：０．０２０％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．１３％以下（０％を含む）、
を満たし、残部は実質的にＦｅよりなる鋼からなり、横断面内に下記（１）式を満足する炭化物および／または炭窒化物が２．０×１０7個／ｍｍ2以上存在すると共に、横断面内におけるビッカース硬さの平均値が１８０以下で、且つビッカース硬さの標準偏差の最大値が５以下であるところに要旨が存在する。
（Ｔｉ）／（Ｎｂ）≧０．０５……（１）
［但し、（Ｔｉ）および（Ｎｂ）は、炭化物および／または炭窒化物中におけるＴｉおよびＮｂの各含有量（質量％）を表す。］
Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０３〜１．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ｓ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｎｂ：０．０２５〜０．２０％
Ｔｉ：０．０２５〜０．１２％、
Ｎ：０．０２０％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．１３％以下（０％を含む）、
を満たし、残部は実質的にＦｅよりなる鋼からなり、横断面内に下記（１）式を満足する炭化物および／または炭窒化物が２．０×１０7個／ｍｍ2以上存在すると共に、横断面内におけるビッカース硬さの平均値が１８０以下で、且つビッカース硬さの標準偏差の最大値が５以下であるところに要旨が存在する。
（Ｔｉ）／（Ｎｂ）≧０．０５……（１）
［但し、（Ｔｉ）および（Ｎｂ）は、炭化物および／または炭窒化物中におけるＴｉおよびＮｂの各含有量（質量％）を表す。］
本発明に係る上記肌焼用鋼において、鋼が、更に下記（２）式の関係を満たすもの、
［Ｔｉ］−４７．９［Ｎ］／１４≧０．００５０（質量％）……（２）
｛但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、鋼中のＴｉおよびＮｂの各含有量（質量％）を表す。｝
或いは更に、横断面内における金属組織の８０％以上が「フェライト＋パーライト」であるものは、一段と優れた加工性を有するものとなるので好ましい。
［Ｔｉ］−４７．９［Ｎ］／１４≧０．００５０（質量％）……（２）
｛但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、鋼中のＴｉおよびＮｂの各含有量（質量％）を表す。｝
或いは更に、横断面内における金属組織の８０％以上が「フェライト＋パーライト」であるものは、一段と優れた加工性を有するものとなるので好ましい。
更に本発明に係る上記肌焼用鋼には、求められる特性に応じて下記ａ）〜ｄ）に示す群から選ばれる１種以上の元素を含有させることができる。
ａ）Ｃｕ：３．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：２．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種の元素、
ｂ）Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、
ｃ）Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）
、Ｈｆ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｔａ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、
ｄ）ＲＥＭ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｔｅ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｓｅ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｓｎ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素。
ｂ）Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、
ｃ）Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）
、Ｈｆ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｔａ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、
ｄ）ＲＥＭ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｔｅ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｓｅ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｓｎ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素。
また本発明の製法は、上記特性を備えた肌焼用鋼を工業的に安定して製造することのできる方法として位置付けられるもので、上記成分組成の要件を満たす鋼を溶製したのち鋳造して得た鋳片を、１２５０℃以上の温度で均熱し、そのまま直接、もしくは圧延してからＡｒ1変態点以下の温度まで冷却した後、１０５０〜１２００℃に再加熱し、そのまま直接、もしくは圧延してからＡｒ1変態点以下の温度まで冷却する処理を１回以上行ない、次いで８５０〜１０００℃に再加熱してから圧延し、最終圧延温度を７００〜８５０℃とするところに特徴を有している。
本発明によれば、鋼の化学成分を特定すると共に、特に、横断面内に存在する炭化物および／または炭窒化物中のＴｉとＮｂの含有比率を特定すると共に、それらの個数を特定し、更には、ビッカース硬さの平均値を特定すると共に、該ビッカース硬さの標準偏差を可及的に抑え、より好ましくは、鋼中のＴｉとＮの含有比率を特定範囲に制御し、更には、横断面の金属組織をフェライト＋パーライト主体の組織にすることによって、軟化焼鈍をせずとも複雑形状への加工や強加工に耐える優れた冷間加工性を有すると共に、表面硬化処理のための肌焼き処理による耐結晶粒粗大化特性に優れ、機械的特性と寸法精度に優れた肌焼部品を与える肌焼用鋼を提供できる。
本発明者らは前述した様な従来技術の下で、耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性を更に改善すべく、それらの性能に影響を及ぼす鋼の成分組成や析出物の存在形態、物理的特性、結晶構造などを主体にして研究を重ねてきた。その結果、上記の様に、鋼の成分組成を特定すると共に、横断面内に観察される析出物の成分やサイズと個数を特定し、更には横断面のビッカース硬さの平均値や同ビッカース硬さの標準偏差を少なくし、或いは更に金属組織を適正化してやれば、安定して優れた耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性を兼ね備えた肌焼用鋼が得られることを知り、上記本発明を完成した。
以下、本発明において鋼の化学成分を定めた理由を明らかにし、引き続いて、鋼断面内の析出物の成分やサイズ、個数、更にはビッカース硬さやその標準偏差、金属組織などを定めた理由を明確にしていく。
まず、鋼の化学成分を定めた理由を説明する。
Ｃ：０．１０〜０．３５％；
Ｃは機械部品として必要な芯部硬さを確保する上で重要な元素であり、０．１０％未満では硬さ不足により機械部品としての静的強度が不足気味となる。しかしＣ量が多過ぎると、硬くなり過ぎて芯部の靭性が低下すると共に冷間加工性も悪くなるので、０．３５％以下に抑える必要がある。より好ましいＣ含量は０．１５％以上、０．３０％以下、更に好ましくは０．１７％以上、０．２５％以下である。
Ｃは機械部品として必要な芯部硬さを確保する上で重要な元素であり、０．１０％未満では硬さ不足により機械部品としての静的強度が不足気味となる。しかしＣ量が多過ぎると、硬くなり過ぎて芯部の靭性が低下すると共に冷間加工性も悪くなるので、０．３５％以下に抑える必要がある。より好ましいＣ含量は０．１５％以上、０．３０％以下、更に好ましくは０．１７％以上、０．２５％以下である。
Ｓｉ：０．０３〜１．０％；
Ｓｉは脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減して内部品質を高める作用を有すると共に、焼戻し処理時の硬さ低下を抑えて肌焼き部品の表層硬さを確保するのに有効な元素であり、０．０３％以上の添加を必要とする。しかし、Ｓｉ量が多過ぎると、素材が硬くなり過ぎて冷間加工性が低下するばかりでなく、浸炭熱処理時に粒界酸化層の形成が助長されて機械的特性を劣化させるので、これらの障害を抑えるため１．０％を上限と定めた。より好ましいＳｉ含量は、０．０５％以上、０．８％以下である。
Ｓｉは脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減して内部品質を高める作用を有すると共に、焼戻し処理時の硬さ低下を抑えて肌焼き部品の表層硬さを確保するのに有効な元素であり、０．０３％以上の添加を必要とする。しかし、Ｓｉ量が多過ぎると、素材が硬くなり過ぎて冷間加工性が低下するばかりでなく、浸炭熱処理時に粒界酸化層の形成が助長されて機械的特性を劣化させるので、これらの障害を抑えるため１．０％を上限と定めた。より好ましいＳｉ含量は、０．０５％以上、０．８％以下である。
Ｍｎ：０．２〜２．０％；
Ｍｎは脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減して鋼材の内部品質を高める作用を有すると共に、浸炭焼入れ時の焼入性を著しく高める作用を有しており、こうした作用を有効に発揮させるには０．２％以上含有させる必要がある。しかし多過ぎると、冷間加工時の変形抵抗が増大して加工性が低下するばかりか、浸炭時の粒界酸化層の形成を助長して機械的特性にも悪影響を及ぼす様になるので、上限を２．０％とする。Ｍｎのより好ましい含有量は０．４％以上、１．５％以下である。
Ｍｎは脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減して鋼材の内部品質を高める作用を有すると共に、浸炭焼入れ時の焼入性を著しく高める作用を有しており、こうした作用を有効に発揮させるには０．２％以上含有させる必要がある。しかし多過ぎると、冷間加工時の変形抵抗が増大して加工性が低下するばかりか、浸炭時の粒界酸化層の形成を助長して機械的特性にも悪影響を及ぼす様になるので、上限を２．０％とする。Ｍｎのより好ましい含有量は０．４％以上、１．５％以下である。
Ｓ：０．１％以下；
Ｓは、Ｍｎと反応してＭｎＳを形成し被削性を高める作用を有しているが、ＴｉＳなどの介在物源となって衝撃特性や冷間加工性に悪影響を及ぼすので、なるべく少なく抑えるのがよく、多くとも０．１％以下、好ましくは０．０５％以下に抑えるのがよい。
Ｓは、Ｍｎと反応してＭｎＳを形成し被削性を高める作用を有しているが、ＴｉＳなどの介在物源となって衝撃特性や冷間加工性に悪影響を及ぼすので、なるべく少なく抑えるのがよく、多くとも０．１％以下、好ましくは０．０５％以下に抑えるのがよい。
Ｔｉ：０．０２５〜０．１２％；
Ｔｉは、微細な（Ｎｂ，Ｔｉ）（ＣＮ）となってγ結晶粒の成長を抑制し、またＴｉがＮｂ（ＣＮ）中に固溶することで、浸炭時の炭窒化物の粒成長を抑えてγ結晶粒の成長を抑える効果も有しており、これらの作用を有効に発揮させるには０．０２５％以上含有させねばならない。しかしＴｉ量が多過ぎると、Ｎｂ−Ｔｉ含有析出物が粗大化して冷間加工性や疲労特性に悪影響を及ぼす様になるので、０．１２％を上限とする。より好ましいＴｉ含量は０．０３０％以上、０．１０％以下である。
Ｔｉは、微細な（Ｎｂ，Ｔｉ）（ＣＮ）となってγ結晶粒の成長を抑制し、またＴｉがＮｂ（ＣＮ）中に固溶することで、浸炭時の炭窒化物の粒成長を抑えてγ結晶粒の成長を抑える効果も有しており、これらの作用を有効に発揮させるには０．０２５％以上含有させねばならない。しかしＴｉ量が多過ぎると、Ｎｂ−Ｔｉ含有析出物が粗大化して冷間加工性や疲労特性に悪影響を及ぼす様になるので、０．１２％を上限とする。より好ましいＴｉ含量は０．０３０％以上、０．１０％以下である。
Ｎｂ：０．０２５〜０．２０％；
Ｎｂは微細な（Ｎｂ，Ｔｉ）（ＣＮ）を形成し、γ結晶粒の成長を抑える作用を有しており、Ｔｉと共に本発明において最も重要な元素の一つである。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｂを０．０２５％以上含有させねばならない。しかしＮｂ含有量が０．２０％を超えると、その効果が飽和するばかりか、粗大な炭化物が生成して冷間加工性や疲労特性を却って劣化させるので、０．２０％を上限と定めた。Ｎｂの好ましい下限は０．０４０％、より好ましくは０．０５０％以上で、好ましい上限は０．１５％、更に好ましくは０．１２％以下である。
Ｎｂは微細な（Ｎｂ，Ｔｉ）（ＣＮ）を形成し、γ結晶粒の成長を抑える作用を有しており、Ｔｉと共に本発明において最も重要な元素の一つである。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｂを０．０２５％以上含有させねばならない。しかしＮｂ含有量が０．２０％を超えると、その効果が飽和するばかりか、粗大な炭化物が生成して冷間加工性や疲労特性を却って劣化させるので、０．２０％を上限と定めた。Ｎｂの好ましい下限は０．０４０％、より好ましくは０．０５０％以上で、好ましい上限は０．１５％、更に好ましくは０．１２％以下である。
Ｎ：０．０２０％以下；
Ｎは、Ａｌ，Ｔｉと結合して窒化物や炭窒化物を形成し、浸炭加熱時におけるオーステナイト（γ）粒成長を抑制する作用を発揮する反面、衝撃特性や疲労特性に顕著な悪影響を及ぼすので、多くとも０．０２０％以下、好ましくは０．０１０％以下に抑えるべきである。
Ｎは、Ａｌ，Ｔｉと結合して窒化物や炭窒化物を形成し、浸炭加熱時におけるオーステナイト（γ）粒成長を抑制する作用を発揮する反面、衝撃特性や疲労特性に顕著な悪影響を及ぼすので、多くとも０．０２０％以下、好ましくは０．０１０％以下に抑えるべきである。
Ａｌ：０．１３％以下；
Ａｌは鋼材の脱酸に有効な元素であり、またγ結晶粒の調整にも有効に作用する。しかしＡｌ含量が多過ぎると、硬質で粗大な非金属介在物（Ａｌ2Ｏ3）が生成して衝撃特性や冷間加工性を劣化させるので、０．１３％以下に抑えるべきである。Ａｌのより好ましい含有量は０．１０％以下である。
Ａｌは鋼材の脱酸に有効な元素であり、またγ結晶粒の調整にも有効に作用する。しかしＡｌ含量が多過ぎると、硬質で粗大な非金属介在物（Ａｌ2Ｏ3）が生成して衝撃特性や冷間加工性を劣化させるので、０．１３％以下に抑えるべきである。Ａｌのより好ましい含有量は０．１０％以下である。
本発明で用いる鋼の必須構成元素は以上の通りであり、残部は実質的にＦｅである。「実質的に」とは不可避的に混入してくる元素、例えばＰ（リン）やＯ（酸素）などの不可避不純物量の混入を許容するという意味であり、それらが含まれることによる障害を極力抑えるには、Ｐは０．０３以下、Ｏは０．００３％以下に抑えるのがよい。
ちなみに、Ｐは結晶粒界に偏析して部品の衝撃特性や冷間加工性を低下させるので、できるだけ少なく抑えるのがよく、多くとも０．０３％以下、より好ましくは０．０１％以下に抑えるのがよい。またＯ（酸素）は鋼材の強度特性に悪影響を及ぼすので、０．００３％以下、より好ましくは０．００１％以下に抑えるのがよい。
また本発明で用いる鋼材には、上記元素に加えて、所望に応じて更なる付加的特性を与えるため、下記の様な選択元素を含有させることも有効であり、それらの元素を添加したものも本発明の技術的範囲に含まれる。
Ｃｕ：３．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：２．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種；
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは、何れも焼入れ性の向上に寄与するという点では同効元素であり、且つこれらのうちＣｕは耐食性の向上にも寄与する。またＮｉ，Ｍｏは鋼材の靭性向上にも寄与し、Ｃｒは浸炭硬化性を高める作用も有している。しかし、それら各元素の効果は各々上記上限値付近で飽和するので、それ以上の添加は不経済であるばかりでなく、過剰量のＣｒは靭性に悪影響を及ぼし、Ｍｏは靭性と冷間加工性に悪影響を及ぼすので、上限値を超える添加は避けるべきである。
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは、何れも焼入れ性の向上に寄与するという点では同効元素であり、且つこれらのうちＣｕは耐食性の向上にも寄与する。またＮｉ，Ｍｏは鋼材の靭性向上にも寄与し、Ｃｒは浸炭硬化性を高める作用も有している。しかし、それら各元素の効果は各々上記上限値付近で飽和するので、それ以上の添加は不経済であるばかりでなく、過剰量のＣｒは靭性に悪影響を及ぼし、Ｍｏは靭性と冷間加工性に悪影響を及ぼすので、上限値を超える添加は避けるべきである。
また、これらの元素のうち特にＣｕは、単独で添加すると鋼材の熱間加工性を劣化させる傾向があるが、Ｃｕと共に適量のＮｉを併用すると、こうしたＣｕ添加による弊害を回避できるので好ましい。
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％；
Ｂは微量で鋼材の焼入性を大幅に高める作用を有しており、しかも結晶粒界を強化して衝撃特性を高める作用も有している。こうした作用は０．０００５％以上添加することで有効に発揮される。しかし、それらの効果は約０．０１０％で飽和し、またＢ量が多過ぎると、Ｂ窒化物が生成し易くなって冷間加工性に悪影響を及ぼすので、０．０１０％以下に抑えるべきである。より好ましいＢ含量は０．０００７％以上、０．００５０％以下である。
Ｂは微量で鋼材の焼入性を大幅に高める作用を有しており、しかも結晶粒界を強化して衝撃特性を高める作用も有している。こうした作用は０．０００５％以上添加することで有効に発揮される。しかし、それらの効果は約０．０１０％で飽和し、またＢ量が多過ぎると、Ｂ窒化物が生成し易くなって冷間加工性に悪影響を及ぼすので、０．０１０％以下に抑えるべきである。より好ましいＢ含量は０．０００７％以上、０．００５０％以下である。
Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｈ
ｆ：０．４％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種；
Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆは、何れも炭化物や窒化物からなる析出物を形成してγ結晶粒の粗大化を抑える作用を有しているが、多過ぎると上記析出物量が多くなり過ぎて成形加工性に悪影響を及ぼす様になるので、夫々上限値以下に抑えるべきである。
ｆ：０．４％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種；
Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆは、何れも炭化物や窒化物からなる析出物を形成してγ結晶粒の粗大化を抑える作用を有しているが、多過ぎると上記析出物量が多くなり過ぎて成形加工性に悪影響を及ぼす様になるので、夫々上限値以下に抑えるべきである。
ＲＥＭ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｔｅ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｓｅ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｓｎ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種；
これらの元素は、何れも鋼材の被削性向上に有効に作用するが、多過ぎると靭性を著しく劣化させるので、添加するにしても夫々上限値以下に抑えるべきである。
これらの元素は、何れも鋼材の被削性向上に有効に作用するが、多過ぎると靭性を著しく劣化させるので、添加するにしても夫々上限値以下に抑えるべきである。
本発明では、上述した鋼成分の制限に加えて、圧延材の横断面内に前記（１）式、すなわち「（Ｔｉ）／（Ｎｂ）≧０．０５」を満足する炭化物および／または炭窒化物の個数が２．０×１０7個／ｍｍ2以上存在すると共に、横断面内におけるビッカース硬さの平均値が１８０以下で、且つ同ビッカース硬さの標準偏差の最大値が５以下であることを必須の要件とする。
即ち本発明者らが、上記成分組成の要件を満たす圧延鋼材について、その冷間加工性と熱処理時の耐結晶粒粗大化特性に及ぼす影響について様々の角度から研究を進めたところ、上記特性がそれらの物性を確保する上で極めて重要な要素になることをつきとめた。
「（Ｔｉ）／（Ｎｂ）≧０．０５を満足する炭化物および／または炭窒化物の個数が２．０×１０7個／ｍｍ2以上」；
炭化物および／または炭窒化物中のＮｂに対するＴｉの割合が多くなるほど、析出物のγ結晶粒に対する成長抑制効果が向上し、（Ｔｉ）／（Ｎｂ）の値が０．０５以上であるものはその効果が有効に発揮されるが、０．０５未満ではその効果が殆んど発揮されなくなる。また、炭化物や炭窒化物はできるだけ多数存在させた方がγ結晶粒は微細になり、その数が２．０×１０7個／ｍｍ2未満では結晶粒成長抑制効果が大幅に減退する。こうしたことから本発明では、炭化物および／または炭窒化物の個数の下限を２．０×１０7個／ｍｍ2と定めた。より好ましくは１．０×１０8個／ｍｍ2以上、更に好ましくは５．０×１０8個／ｍｍ2以上である。
炭化物および／または炭窒化物中のＮｂに対するＴｉの割合が多くなるほど、析出物のγ結晶粒に対する成長抑制効果が向上し、（Ｔｉ）／（Ｎｂ）の値が０．０５以上であるものはその効果が有効に発揮されるが、０．０５未満ではその効果が殆んど発揮されなくなる。また、炭化物や炭窒化物はできるだけ多数存在させた方がγ結晶粒は微細になり、その数が２．０×１０7個／ｍｍ2未満では結晶粒成長抑制効果が大幅に減退する。こうしたことから本発明では、炭化物および／または炭窒化物の個数の下限を２．０×１０7個／ｍｍ2と定めた。より好ましくは１．０×１０8個／ｍｍ2以上、更に好ましくは５．０×１０8個／ｍｍ2以上である。
本発明において更に好ましいのは、上記（Ｔｉ）／（Ｎｂ）値に加えて、鋼中のＴｉ含量とＮ含量が前記（２）式、即ち、「［Ｔｉ］−４７．９［Ｎ］／１４≧０．００５０（質量％）」の関係を満たすものである。
ちなみに、鋼の溶製段階でＴｉはＮと優先的に反応するので、Ｎｂ（ＣＮ）中にＴｉを固溶させて浸炭時の粒成長を抑制するには、ＴｉがＮと反応した後においても所定量のＴｉを残存させることが必要であり、そのためには、上記関係式を満足させることが好ましい。即ち、ＴｉがＮと反応した後においても、０．０５０％以上のＴｉを残存させるのがよく、より好ましくは０．０１０％以上、更に好ましくは０．０１５％以上とするのがよい。
「横断面内におけるビッカース硬さの平均値が１８０以下で、該ビッカース硬さの標準偏差の最大値が５以下」；
更に本発明者らが、圧延鋼材の冷間加工性と熱処理時の耐結晶粒粗大化特性に及ぼす物性の影響について様々の角度から研究を進めたところ、上記の様に、供試鋼材の横断面内におけるビッカース硬さの平均値と該硬さの標準偏差がそれらの特性に顕著な影響を及ぼし、該ビッカース硬さの平均値が１８０以下、より好ましくは１７０以下で、且つ硬さの標準偏差の最大値が５以下であるものは、軟化焼鈍を省略した場合でも安定して優れた冷間加工性を有すると共に、肌焼きのための熱処理時における耐結晶粒粗大化特性においても優れた性能を示すことが確認された。
更に本発明者らが、圧延鋼材の冷間加工性と熱処理時の耐結晶粒粗大化特性に及ぼす物性の影響について様々の角度から研究を進めたところ、上記の様に、供試鋼材の横断面内におけるビッカース硬さの平均値と該硬さの標準偏差がそれらの特性に顕著な影響を及ぼし、該ビッカース硬さの平均値が１８０以下、より好ましくは１７０以下で、且つ硬さの標準偏差の最大値が５以下であるものは、軟化焼鈍を省略した場合でも安定して優れた冷間加工性を有すると共に、肌焼きのための熱処理時における耐結晶粒粗大化特性においても優れた性能を示すことが確認された。
この様な傾向が得られる理論的な理由は、現在のところ未だ明確にされていないが、次の様なことが考えられる。即ち、ビッカース硬さの平均値が相対的に低いということは、相対的に軟質で変形し易いことを意味しており、この値を所定値以下に抑えることで冷間加工性の向上が図られる。具体的にはその値を１８０以下、より好ましくは１７０以下に抑えることで、軟化焼鈍なしでも優れた冷間加工性を得ることが可能となる。但し、たとえビッカース硬さの平均値が１８０以下であっても、該硬さの標準偏差が大きくなると、局部的に変形能の小さな領域が存在することとなってその領域が破壊の起点となり、鋼全体としての冷間加工性が低下してくるので、硬さバラツキに起因する加工性劣化を抑えて軟化焼鈍なしでも優れた冷間加工性を確保するには、硬さの標準偏差の最大値を５以下に抑えることが必要であり、より好ましくは該最大値を４以下に抑えるのがよい。
更に、こうしたビッカース硬さの平均値とその標準偏差の最大値に与える圧延鋼材の金属組織についても検討を進めた結果、断面金属組織中に占めるフェライトとパーライトのトータル面積率が高いものほど上記ビッカース硬さの平均値は相対的に低い値で安定すると共に、当該硬さの標準偏差の最大値は小さくなり、該トータル面積率が少なくとも８０％、好ましくは９０％以上、更に好ましくは９５％以上であるものは、加工後の軟化焼鈍を省略し得るほどに優れた冷間加工性を示すことが確認された。
ちなみに、フェライト＋パーライトのトータル面積率が大きいということは、それ以外の組織、例えばベイナイトやマルテンサイトなどが少ないことを意味しており、金属組織が全体的に均質であることから、ビッカース硬さが全体的に略均等で硬さバラツキが小さくなるものと思われる。
上記の様に本発明によれば、鋼の成分組成を特定すると共に、横断面内に「（Ｔｉ）／（Ｎｂ）≧０．０５」の関係を満たす炭化物および／または炭窒化物が２．０×１０7個／ｍｍ2以上存在すると共に、横断面内におけるビッカース硬さの平均値が１８０以下で、且つ該ビッカース硬さの標準偏差の最大値が５以下であり、好ましくは更に「［Ｔｉ］−４７．９［Ｎ］／１４≧０．００５０（質量％）」の関係を満たし、横断面の金属組織をフェライト＋パーライトの総和で８０％以上とすることによって、軟化焼鈍を省略した場合でも優れた冷間加工性を確保しつつ、肌焼き処理のための加熱による耐結晶粒粗大化特性に優れ、強度特性と寸法精度の良好な肌焼き部品を与える肌焼用鋼を提供できる。
次に、上記の様な特性を備えた肌焼用鋼を得るには、前述した化学成分の要件を満たす鋼材を１２５０℃以上の温度で均熱し、そのまま直接、若しくは圧延してからＡｒ1変態点以下の温度まで冷却した後、１０５０〜１２００℃に再加熱し、そのまま直接、若しくは圧延してからＡｒ1変態点以下の温度まで冷却する処理を１回以上行ない、次いで８５０〜１０００℃に再加熱してから圧延し、最終圧延温度を７００〜８５０℃に制御することが極めて有効である。
１２５０℃以上で均熱した後、Ａｒ1変態点以下まで冷却するのは、加熱時に粗大化したオーステナイトをフェライトに変態させ、その後の加熱でオーステナイトに逆変態させた時のオーステナイト粒を微細化すると共に、Ｎｂ−Ｔｉ含有析出物を析出させて次工程の再加熱でＮｂ−Ｔｉ含有析出物の大きさを適度に調整できる様にするためである。
上記１２５０℃以上の温度での均熱後は、一旦Ａｒ1変態点以下の温度にまで冷却するのは、加熱時に粗大化したオーステナイトをフェライトに変態させ、その後の圧延前の加熱によってオーステナイトに逆変態させ、オーステナイト粒を微細化すると共に、フェライト変態時にＮｂ−Ｔｉ含有析出物を析出させるためであり、その為には、均熱後Ａｒ1変態点以下の温度にまで冷却することが必須となる。
その後、再び１０５０〜１２００℃の温度域で再均熱するのは、オーステナイト中に適度な大きさのＮｂ−Ｔｉ含有析出物を析出させ、肌焼処理のための加熱時におけるオーステナイト粒の粗粒化を抑制すると共に、その後の圧延前の加熱時のＮｂやＴｉの固溶量を低減させて圧延後の冷却過程で析出するＮｂ−Ｔｉ含有析出物による析出強化を抑えることによって、圧延鋼材の平均硬さと硬さバラツキを低く抑えるためである。ちなみに、再均熱温度が１２００℃を超えると、Ｎｂ−Ｔｉ含有析出物の固溶量が増大し、また１０５０℃未満ではＮｂ−Ｔｉ含有析出物が適当な大きさに成長しないので、いずれの場合も再均熱の目的が果たせなくなる。
従って、この再均熱とＡｒ1変態点以下の温度まで冷却を１回以上行い、もしくはその間に圧延を行うと、圧延材断面の硬さバラツキが更に小さくなると共に、冷間加工性は一段と高められることになる。
その後、８５０〜１０００℃に再加熱してから圧延し、最終圧延温度が７００〜８５０℃の範囲内となる様に制御する。圧延前の再加熱温度を８５０℃以上に定めたのは、８５０℃未満では圧延中の変形抵抗が大き過ぎて圧延機にかかる負荷が過大となるからである。また再加熱温度を１０００℃以下に抑えるのは、圧延後のオーステナイト粒を微細化し、圧延材の金属組織を微細フェライト＋微細パーライト主体の組織とすることによって冷間加工性を高めるためである。圧延前のより好ましい再加熱温度は９５０℃以下である。
また、再加熱後に行われる圧延時の最終圧延温度が７００℃未満では、圧延工程中にフェライトの析出が起こって変形抵抗が更に高まり、圧延負荷が大きくなって実操業にそぐわなくなる。逆に最終圧延温度が８５０℃を超えると、圧延後のオーステナイト粒が粗大化し、冷間加工性に好適な微細フェライト＋微細パーライト組織が得られ難くなる。
その他の製造条件は特に限定されず、公知の条件範囲の中から適宜最適の条件を選択して適用すればよい。
尚、本発明の肌焼用鋼は、浸炭焼入れして用いることを想定したものであり、浸炭時における温度を比較的高温にした場合であっても結晶粒の粗大化が発生しないという効果を発揮するが、浸炭と同時に窒化を行う浸炭窒化法にも勿論適用できる。また本発明の肌焼用鋼は、上記のように再加熱した後、冷間鍛造または熱間鍛造してから浸炭処理されるが、限定された鍛造温度でのみ効果が発揮されるわけではなく、鍛造温度に関係なく、その効果を発揮する。また冷間鍛造または熱間鍛造に先立ち（即ち、再加熱の後）、組織の均一化を図るために焼きならし処理を施すことも可能である。
以下、実施例を挙げて本発明の構成および作用効果をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
実施例１
表１，２に示す化学組成の鋼材を小型溶製炉で溶製し、鋳造、均熱ののち熱間鍛造を行なって一辺が１５５ｍｍ角の鋼片を得た。この鋼片を使用し、表３，４に示す如く１３００℃または１２００℃で均熱してから室温まで空冷した。次いで、各熱延材の一部を１０００〜１２５０℃の範囲に再均熱してから冷却し、その後、同表に示す如く８７０℃から１１００℃の範囲の各温度に加熱し、同表に示す最終圧延温度で圧延することによって、直径３０ｍｍの棒鋼を得た。
表１，２に示す化学組成の鋼材を小型溶製炉で溶製し、鋳造、均熱ののち熱間鍛造を行なって一辺が１５５ｍｍ角の鋼片を得た。この鋼片を使用し、表３，４に示す如く１３００℃または１２００℃で均熱してから室温まで空冷した。次いで、各熱延材の一部を１０００〜１２５０℃の範囲に再均熱してから冷却し、その後、同表に示す如く８７０℃から１１００℃の範囲の各温度に加熱し、同表に示す最終圧延温度で圧延することによって、直径３０ｍｍの棒鋼を得た。
得られた各圧延棒鋼の横断面を観察できるサンプルを切り出し、鏡面状に研磨した後、腐食液「エタノール＋３％ナイタール」で処理した後、図１に示す如く、表面から深さ１ｍｍ位置、Ｄ／８位置（Ｄは棒鋼の直径を表す）、Ｄ／４位置、３Ｄ／８位置から任意に各４箇所を選んで合計１６箇所を光学顕微鏡により倍率４００倍で観察し、ポイントカウンティング法によってフェライト（α）＋パーライト（Ｐ）面積率を求めた。なお残部組織は全てベイナイトであった。また上記と同じ横断面位置のビッカース硬さを各３断面で測定し、その平均値を求めると共に、硬さの標準偏差の最大値を求めた。尚、ビッカース硬さの測定は荷重１０ｋｇで行なった。
各供試材の耐結晶粒粗大化特性は、各供試棒鋼について、圧下率７０％で冷間鍛造した後、１０２５℃で３時間加熱した後のオースイテナイト結晶粒度をＪＩＳ Ｇ ０５５１に定めるオーステナイト結晶粒度試験方法に則って測定し、結晶粒度番号で５番以下の粗大粒の面積率によって評価した。５％を超えるもの：不良（×）、５％以下のもの：良好（○）。
また冷間加工性は、各熱延材に「７７０℃×５時間加熱後、１５℃／ｓで冷却する」球状化焼鈍を施した後、直径２７．５ｍｍに引抜き加工した各供試材から、図２に示す如く長さ４１．３ｍｍのノッチ付き試験片を作製し、それぞれ５個の端面完全拘束試験を行い、圧下率３０％に圧下したときに割れが発生した試験片の数によって評価した。◎：割れなし、○：割れ１個、×：割れ２個以上。
微細炭窒化物の評価法は、９００℃焼きならし材の試料から、透過型電子顕微鏡観察用の抽出レプリカを作製し、観察倍率１０万倍で任意の炭化物／炭窒化物２０個について、（Ｔｉ）／（Ｎｂ）をＥＤＸ（エネルギー分散形Ｘ線分析装置）により分析し、０．０５以上となる割合を求め、その後、観察倍率１５万倍で、測定面積０．７５μｍ2の写真を２０視野観察し、個数をカウントし、先に求めた（Ｔｉ）／（Ｎｂ）≧０．０５となる割合を乗じることで、（Ｔｉ）／（Ｎｂ）≧０．０５となる炭化物／炭窒化物の個数を求めた。
結果を表３，４に一括して示す。
表１〜４より次の様に考えることができる。
Ｎｏ．１〜８、１５〜４１は、本発明の規定要件を全て満たす実施例であり、耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性のいずれも良好で、総合判定で良好の結果が得られている。
これらに対しＮｏ．９〜１４は、鋼組成は適切であるが、最初の均熱温度や再均熱温度、圧延加熱温度、あるいは最終圧延温度の何れかが規定要件を外れるため、（Ｔｉ）／（Ｎｂ）析出物の個数が不足するか、或いはビッカース硬さの平均値や同硬さの標準偏差が規定値を外れる比較例であり、耐結晶粒粗大化特性が悪いか加工性（冷鍛性）が不良である。
またＮｏ．４２〜５０は、製造条件は適切であるが鋼成分が規定要件を外れる比較例であり、（Ｔｉ）／（Ｎｂ）析出物の個数が不足するか、或いはビッカース硬さの平均値や同硬さの標準偏差が規定値を外れる比較例であり、耐結晶粒粗大化特性が悪いか加工性（冷鍛性）が不良であり、本発明の目的が達成できていない。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０３〜１．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ｓ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｎｂ：０．０２５〜０．２０％、
Ｔｉ：０．０２５〜０．１２％、
Ｎ：０．０２０％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．１３％以下（０％を含む）、
を満たし、残部Ｆｅおよび不可避不純物よりなる鋼からなり、横断面内に下記（１）式を満足する炭化物および／または炭窒化物が２．０×１０7個／ｍｍ2以上存在すると共に、横断面内におけるビッカース硬さの平均値が１８０以下で、且つビッカース硬さの標準偏差の最大値が５以下であることを特徴とする耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼。
（Ｔｉ）／（Ｎｂ）≧０．０５……（１）
但し、（Ｔｉ）および（Ｎｂ）は、炭化物および／または炭窒化物中におけるＴｉおよびＮｂの各含有量（質量％）を表す。 - 鋼が、更に下記（２）式の関係を満たすものである請求項１に記載の肌焼用鋼。
［Ｔｉ］−４７．９［Ｎ］／１４≧０．００５０（質量％）……（２）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、鋼中のＴｉおよびＮの各含有量（質量％）を表す。 - 横断面内における金属組織の８０％以上が、フェライト＋パーライトである請求項１または２に記載の肌焼用鋼。
- 鋼が、更に他の元素として、Ｃｕ：３．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：２．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の肌焼用鋼。
- 鋼が、更に他の元素として、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％を含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の肌焼用鋼。
- 鋼が、更に他の元素として、Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｔａ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含むものである請求項１〜５のいずれかに記載の肌焼用鋼。
- 鋼が、更に他の元素として、ＲＥＭ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｔｅ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｓｅ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｓｎ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含むものである請求項１〜６のいずれかに記載の肌焼用鋼。
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