JP5031931B2 - 焼入れ用鋼材及び動力伝達部品 - Google Patents
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Description
本発明は、被削性と焼入れ安定性に優れた焼入れ用鋼材、及びそれを用いた動力伝達部品に関する。
本願は、２０１０年５月３１日に、日本に出願された特願２０１０−１２４５３６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１０年５月３１日に、日本に出願された特願２０１０−１２４５３６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、鋼の高強度化が進んでいるが、反面、加工性が低下するという問題が生じている。このため、強度を保持しつつ、被削性を改善した鋼が強く求められている。従来から、鋼の被削性を向上させるために、Ｓ、Ｐｂ、Ｂｉ等の被削性向上元素を添加する。Ｐｂ及びＢｉは、被削性を向上し、鍛造への影響も、比較的少ないが、衝撃特性等の強度特性を低減する。
また、Ｓは、ＭｎＳのような、切削環境下で軟質の介在物を形成して被削性を高めるが、ＭｎＳは、Ｐｂ等の粒子に比べて大きいので、応力集中源となり易い。特に、ＭｎＳが、鍛造又は圧延で延伸すると、例えば、衝撃特性などに異方性が生じ、特定方向の機械特性が極端に弱くなる。鋼構造物を設計する場合、機械特性の異方性を考慮する必要が生じる。従って、鋼にＳを添加する場合、機械特性の異方性を低減する技術が必要になる。
このように、被削性の向上に有効な元素を添加しても、衝撃特性が低下するので、強度と被削性の両立は困難である。更に、近年、環境保護の観点から、Ｐｂの使用を避ける傾向にある。このため、鋼の被削性と強度を両立させるためには、更なる技術革新が必要となる。
これまで、強度を低下させずに、被削性を改善する技術が幾つか提案されている。特許文献１には、Ｃ：０．０５〜１．２％（質量％、以下同じ）、Ｓｉ：０．０３〜２％、Ｍｎ：０．２〜１．８％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．１〜３％、Ａｌ：０．０６〜０．５％、Ｎ：０．００４〜０．０２５％及びＯ：０．００３％以下（０％を含まない）を夫々含有するとともに、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％及び／又はＭｇ：０．０００１〜０．００５％を含有し、鋼中の固溶Ｎ：０．００２％以上で、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式（Ａ）の関係を満足する機械構造用鋼が提案されている。
（０．１×［Ｃｒ］＋［Ａｌ］）／［Ｏ］≧１５０ ・・・式（Ａ）
ただし、［Ｃｒ］、［Ａｌ］、及び、［Ｏ］は、それぞれ、Ｃｒ、Ａｌ、及び、Ｏの含有量（質量％）を示す。
ただし、［Ｃｒ］、［Ａｌ］、及び、［Ｏ］は、それぞれ、Ｃｒ、Ａｌ、及び、Ｏの含有量（質量％）を示す。
特許文献２には、Ｃ：０．０１〜０．７％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｓ：０．０１〜０．１６％、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、を含有するとともに、［Ｍｇ］／［Ｓ］≧７．７×１０−３を満たす鋼からなり、鋼中に観察される硫化物系介在物のうち、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比の平均値が５．２以下で、長径が５０μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比の平均値が１０．８以下であり、かつ、長径が２０μｍ以上の硫化物系介在物の個数をａ、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物の個数をｂとするとき、ａ／ｂ≦０．２５を満足する機械構造用鋼が提案されている。
特許文献３には、Ｃ：０．１２〜０．２２％、Ｓｉ：０．４０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２５〜０．４５％、Ｎｉ：０．５０〜１．５０％、Ｃｒ：１．３０〜２．３０％、Ｂ：０．００１０〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０２〜０．０６％、Ｎｂ：０．０２〜０．１２％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％を含有し、残部実質的にＦｅからなり、一端焼入試験において５０％マルテンサイトに相当する硬さとなる位置の焼入端からの距離が２０ｍｍ以上、かつ、成分パラメータＨ（Ｈ＝１０６Ｃ（％）＋１０．８Ｓｉ（％）＋１９．９Ｍｎ（％）＋１６．７Ｎｉ（％）＋８．５５Ｃｒ（％）＋４５．５Ｍｏ（％）＋２８）が９５以下である浸炭用鋼が提案されている。
「焼入性＝求め方と活用＝」（著者：大和久重雄、発行所：日刊工業新聞、発行日：昭和５４年９月２５日）
特許文献１〜３提案の技術には、下記の問題点があり、強度を低下させずに、被削性を改善するという要求に対して充分に応えることはできなかった。
特許文献１提案の鋼は、切削工具寿命が改善されている反面、窒化物生成元素のＡｌを０．０６〜０．５％と比較的多量に含有するため、ＮがＡｌによりＡｌＮとして固定される。この結果、０．００５％以下添加されるＢが固溶状態となり、Ｂ量に応じて焼入れ性を向上させる。しかしながら、固溶Ｂによる焼入れ性向上効果は少量のＢ量であっても著しいため、焼入れ性のばらつきを抑えること（すなわち、焼入れ安定性を得ること）は困難であった。
特許文献２提案の鋼においては、切削工具寿命が何ら配慮されておらず、切削工具寿命が短くなることを回避するための特性が十分に得られていない。
特許文献３提案の鋼においては、高い焼入性と低い素材硬度の両立が可能であるので、浸炭後の強度を低下させずに、被削性を改善できると考えられる。しかし、上記鋼は、Ｂを０．００１０〜０．００３０％含有していて、ガス浸炭時、表層から侵入するＮにより、本来、焼入れ性を高めるはずの固溶ＢがＢＮとなって、浸炭表層部の焼入れ性が向上せず、不完全焼入れ組織が増加して強度が低下するという問題を回避できない。
即ち、特許文献３提案の鋼においては、狙い通りの焼入れ性を達成できず、焼入れ性が、表層から侵入するＮの量に依存して変動し、安定した焼入れ性を確保することができない。
結局、従来技術では、今日求められている、強度、即ち、安定した焼入れ性（焼入れ安定性）を保持しつつ被削性を改善するという課題に対し、充分に応えることができていなかった。
そこで、本発明は、上記実情に鑑み、安定した焼入れ性を保持しつつ、被削性に優れた焼入れ用鋼材を提供することを課題とする。
本発明は、上述の課題を解決するために以下の方策を採用する。
（１）本発明の第１の態様は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．５％、Ｐ：０．００５〜０．２０％、Ｓ：０．００１〜０．３５％、Ａｌ：０．０６超〜０．３％、及び全Ｎ：０．００６〜０．０３％を含有し、残部が０．０００４％以下のＢを有する不可避的不純物とＦｅからなり、ＪＩＳ Ｇ ０５６１で規定されるジョミニー式一端焼入法で測定される焼入れ端からの距離が５ｍｍの位置における硬さＲと、焼入れ端からの距離が４．７６３ｍｍの位置における計算硬さＨとが、Ｈ×０．９４８≦Ｒ≦Ｈ×１．０５を満たす焼入れ用鋼材である。
（２）上記（１）に記載の焼入れ用鋼材では、前記化学成分が質量％で、さらに、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜５．０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０３〜１．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｓｂ：０．０００５〜０．０１５０％、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、及びＰｂ：０．００５〜０．５％のうち少なくとも１種を含有してもよい。
（３）上記（１）に記載の焼入れ用鋼材では、前記化学成分が質量％で、さらにＴｉ：０．００１〜０．０５％を含有し、全Ｎ量（％）を［全Ｎ］、Ｔｉ量（％）を［Ｔｉ］としたとき、［全Ｎ］及び［Ｔｉ］が、０．００６＋［Ｔｉ］×（１４／４８）≦［全Ｎ］≦０．０３を満たしてもよい。
（４）上記（３）に記載の焼入れ用鋼材では、前記化学成分が質量％で、さらに、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜５．０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０３〜１．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｓｂ：０．０００５〜０．０１５０％、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、及びＰｂ：０．００５〜０．５％のうち少なくとも１種を含有してもよい。
（５）本発明の第２の態様は、上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の焼入れ用鋼材を機械加工及び焼入れすることにより得られる動力伝達部品である。
（２）上記（１）に記載の焼入れ用鋼材では、前記化学成分が質量％で、さらに、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜５．０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０３〜１．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｓｂ：０．０００５〜０．０１５０％、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、及びＰｂ：０．００５〜０．５％のうち少なくとも１種を含有してもよい。
（３）上記（１）に記載の焼入れ用鋼材では、前記化学成分が質量％で、さらにＴｉ：０．００１〜０．０５％を含有し、全Ｎ量（％）を［全Ｎ］、Ｔｉ量（％）を［Ｔｉ］としたとき、［全Ｎ］及び［Ｔｉ］が、０．００６＋［Ｔｉ］×（１４／４８）≦［全Ｎ］≦０．０３を満たしてもよい。
（４）上記（３）に記載の焼入れ用鋼材では、前記化学成分が質量％で、さらに、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜５．０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０３〜１．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｓｂ：０．０００５〜０．０１５０％、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、及びＰｂ：０．００５〜０．５％のうち少なくとも１種を含有してもよい。
（５）本発明の第２の態様は、上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の焼入れ用鋼材を機械加工及び焼入れすることにより得られる動力伝達部品である。
本発明によれば、被削性の改善効果により工具寿命が延びて、生産コストが低減し、かつ、安定した焼入れ性が発現して、熱処理歪みのばらつきが抑制される。
本発明者らは、上記課題を解決するため、焼入れ用鋼材の化学成分及び熱履歴を、広範囲かつ系統的に変化させた場合における焼入れ用鋼材の焼入れ性と被削性の関係を鋭意調査した。その結果、次の知見（Ａ）〜（Ｃ）を得るに至った。以下、特に説明が無い限り、含有量を示す「％」は、「質量％」を意味する。
（Ａ）Ａｌが０．０６％を超えると、Ａｌは、鋼中に固溶Ａｌとして存在し、焼入れ用鋼材の被削性を改善する。特に、酸素との親和力の大きさがＡｌ以下の金属元素で形成される酸化物、つまり、標準生成自由エネルギーの絶対値がＡｌ２Ｏ３の値以下の酸化物を含む被膜により被覆された工具を用いて焼入れ用鋼材を切削すると、工具と焼入れ用鋼材との接触面で、化学反応が起こり易くなる。その結果、工具表層に、工具保護膜として機能するＡｌ２Ｏ３被膜が容易に生成し、工具寿命が大幅に伸びる。
（Ｂ）Ａｌが０．０６％を超えると、Ｎが窒化物（ＡｌＮ）として固定される。この結果、Ｂが固溶状態になり、固溶Ｂが焼入れ性を不安定にする。
（Ｃ）Ａｌが０．０６％を超える場合、不可避的不純物量のＢが焼入れ性に影響を及ぼすのを回避するためには、次の条件（ａ）〜（ｃ）を満たす必要がある。
（ａ）不可避的不純物中のＢが０．０００４質量％以下に制限される。
（ｂ）全Ｎ量（質量％）を［全Ｎ］、Ｔｉ量（質量％）を［Ｔｉ］としたとき、［全Ｎ］及び［Ｔｉ］が下記式（１）を満たす。
０．００６＋［Ｔｉ］×（１４／４８）≦［全Ｎ］≦０．０３ ・・・式（１）
０．００６＋［Ｔｉ］×（１４／４８）≦［全Ｎ］≦０．０３ ・・・式（１）
（ｃ）焼入れ熱処理前に鋼片を１２６０℃（ただし、Ｔｉ量の増加によっては、１２００℃又は１１５０℃）以上の高温に加熱し、少なくとも２０分以上保持する。
以下、上記知見に基づき成された本発明を実施するための形態について説明する。
まず、本発明の一実施形態に係る焼入れ用鋼材の化学成分について説明する。
Ｃ：０．１５〜０．６０％
Ｃは、鋼の強度に大きく影響する元素である。Ｃが０．１５％未満では、十分な強度が得られず、他の合金元素を多量に投入せざるを得なくなる。一方、Ｃが０．６０％を超えると、硬さが上昇し、被削性が著しく低下する。十分な強度と所要の被削性を得るため、Ｃは、０．１５〜０．６０％とする。Ｃの下限値は、好ましくは０．３０％である。Ｃの上限値は、好ましくは０．５０％である。
Ｃは、鋼の強度に大きく影響する元素である。Ｃが０．１５％未満では、十分な強度が得られず、他の合金元素を多量に投入せざるを得なくなる。一方、Ｃが０．６０％を超えると、硬さが上昇し、被削性が著しく低下する。十分な強度と所要の被削性を得るため、Ｃは、０．１５〜０．６０％とする。Ｃの下限値は、好ましくは０．３０％である。Ｃの上限値は、好ましくは０．５０％である。
Ｓｉ：０．０１〜１．５％
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、また、フェライトの強化及び焼戻し軟化抵抗を高めるのに有効な元素である。Ｓｉが０．０１％未満では、添加効果が不十分であり、１．５％を超えると、鋼が脆化するとともに、被削性が大幅に低下し、さらに、浸炭性が阻害される。それ故、Ｓｉは、０．０１〜１．５％とする。Ｓｉの下限値は、好ましくは０．０３％である。Ｓｉの上限値は、好ましくは１．２％である。
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、また、フェライトの強化及び焼戻し軟化抵抗を高めるのに有効な元素である。Ｓｉが０．０１％未満では、添加効果が不十分であり、１．５％を超えると、鋼が脆化するとともに、被削性が大幅に低下し、さらに、浸炭性が阻害される。それ故、Ｓｉは、０．０１〜１．５％とする。Ｓｉの下限値は、好ましくは０．０３％である。Ｓｉの上限値は、好ましくは１．２％である。
Ｍｎ：０．０５〜２．５％、
Ｍｎは、鋼中のＳを、ＭｎＳとして固定し、分散させるとともに、マトリックスに固溶して、焼入れ性の向上や、焼入れ後の強度確保に寄与する元素である。Ｍｎが０．０５％未満では、鋼中のＳが、Ｆｅと結合してＦｅＳを形成して、鋼が脆化する。一方、Ｍｎが２．５％を超えると、素地の硬さが上昇して冷間加工性が低下するとともに、強度や焼入れ性に及ぼす影響も飽和する。よって、Ｍｎは、０．０５〜２．５％とする。Ｍｎの下限値は、好ましくは０．１０％である。Ｍｎの上限値は、好ましくは２．２％である。
Ｍｎは、鋼中のＳを、ＭｎＳとして固定し、分散させるとともに、マトリックスに固溶して、焼入れ性の向上や、焼入れ後の強度確保に寄与する元素である。Ｍｎが０．０５％未満では、鋼中のＳが、Ｆｅと結合してＦｅＳを形成して、鋼が脆化する。一方、Ｍｎが２．５％を超えると、素地の硬さが上昇して冷間加工性が低下するとともに、強度や焼入れ性に及ぼす影響も飽和する。よって、Ｍｎは、０．０５〜２．５％とする。Ｍｎの下限値は、好ましくは０．１０％である。Ｍｎの上限値は、好ましくは２．２％である。
Ｐ：０．００５〜０．２０％
Ｐは、被削性を良好にする元素であるが、０．００５％未満では、添加効果が得られない。一方、Ｐが０．２０％を超えると、素地の硬さが上昇し、冷間加工性だけでなく、熱間加工性及び鋳造特性も低下する。よって、Ｐは、０．００５〜０．２０％とする。Ｐの下限値は、好ましくは０．０１０％である。Ｐの上限値は、好ましくは０．１５％である。
Ｐは、被削性を良好にする元素であるが、０．００５％未満では、添加効果が得られない。一方、Ｐが０．２０％を超えると、素地の硬さが上昇し、冷間加工性だけでなく、熱間加工性及び鋳造特性も低下する。よって、Ｐは、０．００５〜０．２０％とする。Ｐの下限値は、好ましくは０．０１０％である。Ｐの上限値は、好ましくは０．１５％である。
Ｓ：０．００１〜０．３５％
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、被削性の向上に寄与する元素であるが、０．００１％未満では、添加効果が十分に得られない。一方、Ｓが０．３５％を超えると、添加効果は飽和し、むしろ、粒界偏析を起こして粒界脆化を引き起こす。それ故、Ｓは、０．００１〜０．３５％とする。Ｓの下限値は、好ましくは０．０１％である。Ｓの上限値は、好ましくは０．１％である。
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、被削性の向上に寄与する元素であるが、０．００１％未満では、添加効果が十分に得られない。一方、Ｓが０．３５％を超えると、添加効果は飽和し、むしろ、粒界偏析を起こして粒界脆化を引き起こす。それ故、Ｓは、０．００１〜０．３５％とする。Ｓの下限値は、好ましくは０．０１％である。Ｓの上限値は、好ましくは０．１％である。
Ａｌ：０．０６超〜０．３％
Ａｌは、鋼の脱酸を目的として添加するが、Ｎが０．００８％以下の状態で、Ａｌが０．０６％超存在すると、鋼中に固溶Ａｌが形成され、この固溶Ａｌが、被削性の向上に寄与する。一方、Ａｌが０．３％を超えると、Ａｌ２Ｏ３介在物の粒径が大きくなり、高サイクル域での疲労強度が劣化する。よって、Ａｌは、０．０６超〜０．３％とする。Ａｌの下限値は、好ましくは０．０８％である。Ａｌの上限値は、好ましくは０．１５％である。
Ａｌは、鋼の脱酸を目的として添加するが、Ｎが０．００８％以下の状態で、Ａｌが０．０６％超存在すると、鋼中に固溶Ａｌが形成され、この固溶Ａｌが、被削性の向上に寄与する。一方、Ａｌが０．３％を超えると、Ａｌ２Ｏ３介在物の粒径が大きくなり、高サイクル域での疲労強度が劣化する。よって、Ａｌは、０．０６超〜０．３％とする。Ａｌの下限値は、好ましくは０．０８％である。Ａｌの上限値は、好ましくは０．１５％である。
全Ｎ（Ｔｉ＝０％）：０．００６〜０．０３％
全Ｎ（Ｔｉ＞０％）：０．００６＋［Ｔｉ］×（１４／４８）〜０．０３％
Ｎは、鋼中で、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、及び／又は、Ｖと結合して、窒化物又は炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制する。また、Ｎは、不純物として含まれるＢと結合してＢＮを形成することにより、オーステナイト粒界に偏析するＢ量（焼入れ性がばらつく要因となる）を低減する。
全Ｎ（Ｔｉ＞０％）：０．００６＋［Ｔｉ］×（１４／４８）〜０．０３％
Ｎは、鋼中で、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、及び／又は、Ｖと結合して、窒化物又は炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制する。また、Ｎは、不純物として含まれるＢと結合してＢＮを形成することにより、オーステナイト粒界に偏析するＢ量（焼入れ性がばらつく要因となる）を低減する。
Ｔｉを添加していない場合、全Ｎが０．００６％未満であると、添加効果が充分に発現しない。また、後述するＴｉを添加した場合、全Ｎが、“０．００６＋［Ｔｉ］×（１４／４８）”未満（［Ｔｉ］：Ｔｉの質量％）であると、同様に、添加効果が充分に発現しない。
一方、全Ｎが０．０３％を超えると、添加効果が飽和する他、熱間圧延又は熱間鍛造の加熱時に未固溶の炭窒化物が残存して、結晶粒の粗大化抑制に有効な微細炭窒化物の増量が難しくなる。
それ故、全Ｎは、Ｔｉを添加していない場合は、０．００６０〜０．０３％とし、Ｔｉを添加した場合は、“０．００６＋［Ｔｉ］×（１４／４８）”〜０．０３％とする。全Ｎの下限値は、好ましくは０．００８０％である。全Ｎの上限値は、好ましくは０．０１０％である。
なお、Ｔｉを添加した場合、全Ｎ％（［全Ｎ］）を、０．００６＋［Ｔｉ］×（１４／４８）以上と規定する。
本実施形態に係る焼入れ用鋼材では、焼入れ時に鋼中のＢをＢＮ又は析出物（ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＭｎＳなど）の周りに偏析させることで、焼入れ性の向上に寄与するオーステナイト粒界への偏析Ｂ量を低減し、これによりＢによる焼入れ性の向上を抑制する。ここで、［全Ｎ］が多いほど、ＢＮが析出し易くなるので、［全Ｎ］は、所要量以上必要である。しかしながら、鋼中にＴｉが存在する場合は、ＴｉＮが高温域まで安定して存在するので、［全Ｎ］は、０．０６％に対し、ＴｉＮ中のＮ量を差し引いたＮ量：「［Ｔｉ］×原子量比（１４／４８）」を加えた量が必要となる。このため、Ｔｉを添加した場合、全Ｎ％（［全Ｎ］）の下限値を、０．００６＋［Ｔｉ］×（１４／４８）と規定する。
Ｂ：０％超〜０．０００４％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析して、鋼の焼入れ性を不安定に向上させる。本実施形態に係る焼入れ用鋼材では、不可避的不純物として混入するＢを、０．０００４％以下に制限する。Ｂは意図的に添加しなくても鉄原料から不可避的に鋼中に混入する元素であるため、下限としては０％超と規定する。ただし、Ｂ量を０．０００１％以下に安定して制御するためにはコスト面から負荷が大きいため、下限値を０．０００１％としてもよい。
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析して、鋼の焼入れ性を不安定に向上させる。本実施形態に係る焼入れ用鋼材では、不可避的不純物として混入するＢを、０．０００４％以下に制限する。Ｂは意図的に添加しなくても鉄原料から不可避的に鋼中に混入する元素であるため、下限としては０％超と規定する。ただし、Ｂ量を０．０００１％以下に安定して制御するためにはコスト面から負荷が大きいため、下限値を０．０００１％としてもよい。
Ａｌが通常の脱酸剤レベルの量の場合には、Ｂが不可避的不純物として含有されていても、Ｂが焼入れ性に及ぼす影響は無視できるほど小さい。しかしながら、鋼中にＡｌが０．０６％を超えて存在すると、Ｎが窒化物として固定され、不可避的不純物のＢが固溶状態になり、焼入れ時にオーステナイト粒界に固溶Ｂが偏析する。その結果、焼入れ安定性が大きく損なわれる。
本実施形態に係る焼入れ用鋼材では、焼入れ時に鋼中のＢが、ＢＮ又は析出物（ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＭｎＳなど）の周りに偏析する。これにより、焼入れ性向上に寄与するオーステナイト粒界への偏析Ｂ量が低減して、焼入れ性に対するＢの影響を回避する。しかし、Ｂが０．０００４％を超えると、オーステナイト粒界への偏析Ｂ量を十分に低減することができない。従って、Ｂの上限を０．０００４％とする。
さらに、オーステナイト粒界に偏析するＢ量を低減するためのＢＮ析出／Ｂ偏析サイトを増加するために、Ｔｉを添加してもよい。
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％
Ｔｉは、ＭｎＳの核となってＭｎＳを微細化するＴｉＮを形成する。ＴｉＮは、固溶Ｂと固溶Ｎを吸収して複合窒化物を形成する。これにより、焼入れ性のばらつき要因となるオーステナイト粒界に偏析するＢ量（すなわち、焼き入れ性を高めるＢ量）を低減する。Ｔｉが０．００１％未満では、添加効果が発現せず、一方、０．０５％を超えると、Ｔｉ系硫化物が生成し、被削性を改善するＭｎＳ量が減少して、鋼の被削性が劣化する。よって、Ｔｉは、０．００１〜０．０５％とする。
Ｔｉは、ＭｎＳの核となってＭｎＳを微細化するＴｉＮを形成する。ＴｉＮは、固溶Ｂと固溶Ｎを吸収して複合窒化物を形成する。これにより、焼入れ性のばらつき要因となるオーステナイト粒界に偏析するＢ量（すなわち、焼き入れ性を高めるＢ量）を低減する。Ｔｉが０．００１％未満では、添加効果が発現せず、一方、０．０５％を超えると、Ｔｉ系硫化物が生成し、被削性を改善するＭｎＳ量が減少して、鋼の被削性が劣化する。よって、Ｔｉは、０．００１〜０．０５％とする。
本実施形態に係る焼入れ用鋼材は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂのうち少なくとも１種を選択元素として含有してもよい。これらの元素は選択的に鋼材中に含有させればよいため、それぞれの元素の下限値は０％である。しかしながら、各元素の添加による効果を好適に得るために、以下のように下限値を設定してもよい。
本実施形態に係る焼入れ用鋼材は、焼入れ性や強度の向上のため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上を含有してもよい。
Ｃｒ：０．１〜３．０％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させるとともに、焼戻し軟化抵抗を付与する元素であり、高強度化が必要な鋼に添加される。Ｃｒが０．２％未満では、添加効果が得られず、一方、３．０％を超えると、Ｃｒ炭化物が生成して鋼が脆化する。よって、Ｃｒは、０．１〜３．０％とする。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させるとともに、焼戻し軟化抵抗を付与する元素であり、高強度化が必要な鋼に添加される。Ｃｒが０．２％未満では、添加効果が得られず、一方、３．０％を超えると、Ｃｒ炭化物が生成して鋼が脆化する。よって、Ｃｒは、０．１〜３．０％とする。
Ｍｏ：０．０１〜１．５％
Ｍｏは、焼戻し軟化抵抗を付与するとともに、焼入れ性を向上させる元素であり、高強度化が必要な鋼に添加される。Ｍｏが０．０１％未満では、添加効果が得られず、一方、１．５％を超えると、添加効果は飽和する。よって、Ｍｏは、０．０１〜１．５％とする。
Ｍｏは、焼戻し軟化抵抗を付与するとともに、焼入れ性を向上させる元素であり、高強度化が必要な鋼に添加される。Ｍｏが０．０１％未満では、添加効果が得られず、一方、１．５％を超えると、添加効果は飽和する。よって、Ｍｏは、０．０１〜１．５％とする。
Ｃｕ：０．１〜２．０％
Ｃｕは、フェライトを強化するとともに、焼入れ性の向上及び耐食性の向上に有効な元素である。Ｃｕが０．１％未満では、添加効果が得られず、一方、２．０％を超えると、機械的性質の向上効果が飽和する。よって、Ｃｕは、０．１〜２．０％とする。なお、Ｃｕは、熱間延性を低下させ、圧延時の疵の原因となり易いので、Ｎｉと同時に添加することが好ましい。
Ｃｕは、フェライトを強化するとともに、焼入れ性の向上及び耐食性の向上に有効な元素である。Ｃｕが０．１％未満では、添加効果が得られず、一方、２．０％を超えると、機械的性質の向上効果が飽和する。よって、Ｃｕは、０．１〜２．０％とする。なお、Ｃｕは、熱間延性を低下させ、圧延時の疵の原因となり易いので、Ｎｉと同時に添加することが好ましい。
Ｎｉ：０．１〜５．０％
Ｎｉは、フェライトを強化し、延性を向上させるとともに、焼入れ性の向上及び耐食性の向上に有効な元素である。Ｎｉが０．１％未満では、添加効果が得られず、一方、５．０％を超えると、機械的性質の向上効果が飽和するとともに、被削性が低下する。よって、Ｎｉは、０．１〜５．０％とする。
Ｎｉは、フェライトを強化し、延性を向上させるとともに、焼入れ性の向上及び耐食性の向上に有効な元素である。Ｎｉが０．１％未満では、添加効果が得られず、一方、５．０％を超えると、機械的性質の向上効果が飽和するとともに、被削性が低下する。よって、Ｎｉは、０．１〜５．０％とする。
さらに、本実施形態に係る焼入れ用鋼材は、脱酸を調整して硫化物の形態を制御するため、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種以上を含有してもよい。
Ｃａ：０．０００２〜０．００５％
Ｃａは、脱酸元素であり、酸化物を生成する。本実施形態に係る焼入れ用鋼材のように、Ａｌを、全Ａｌ（Ｔ−Ａｌ）として、０．０６％を超えて含有する鋼では、カルシウム−アルミネート（ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３）が生成するが、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３は、Ａｌ２Ｏ３に比べて低融点の酸化物であるので、高速切削時に工具保護膜となり、被削性を向上させる。Ｃａが０．０００２％未満では、被削性向上効果が得られず、一方、Ｃａが０．００５％を超えると、鋼中にＣａＳが生成し、かえって、被削性が低下する。よって、Ｃａは、０．０００２〜０．００５％とする。
Ｃａは、脱酸元素であり、酸化物を生成する。本実施形態に係る焼入れ用鋼材のように、Ａｌを、全Ａｌ（Ｔ−Ａｌ）として、０．０６％を超えて含有する鋼では、カルシウム−アルミネート（ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３）が生成するが、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３は、Ａｌ２Ｏ３に比べて低融点の酸化物であるので、高速切削時に工具保護膜となり、被削性を向上させる。Ｃａが０．０００２％未満では、被削性向上効果が得られず、一方、Ｃａが０．００５％を超えると、鋼中にＣａＳが生成し、かえって、被削性が低下する。よって、Ｃａは、０．０００２〜０．００５％とする。
Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％
Ｚｒは、脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。酸化物は、ＺｒＯ２と考えられているが、ＺｒＯ２は、ＭｎＳの析出核となるので、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一に分散させる。また、Ｚｒは、ＭｎＳに固溶して複合硫化物を形成し、その変形能を低下させ、圧延又は熱間鍛造時に、ＭｎＳの延伸を抑制する。このように、Ｚｒは、鋼の異方性の低減に有効な元素である。
Ｚｒは、脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。酸化物は、ＺｒＯ２と考えられているが、ＺｒＯ２は、ＭｎＳの析出核となるので、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一に分散させる。また、Ｚｒは、ＭｎＳに固溶して複合硫化物を形成し、その変形能を低下させ、圧延又は熱間鍛造時に、ＭｎＳの延伸を抑制する。このように、Ｚｒは、鋼の異方性の低減に有効な元素である。
Ｚｒが０．０００３％未満では、顕著な添加効果が得られず、一方、０．００５％を超えると、歩留まりが極端に悪化するばかりでなく、ＺｒＯ２及びＺｒＳ等の硬質な化合物が大量に生成し、かえって、被削性、衝撃値、及び、疲労特性等の機械特性が低下する。よって、Ｚｒは、０．０００３〜０．００５％とする。
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
Ｍｇは、脱酸元素であり、鋼中で酸化物を形成する。酸化物は、ＭｎＳの核となり、ＭｎＳを微細分散させる。Ｍｇは、Ａｌ脱酸が前提の場合、被削性に有害なＡｌ２Ｏ３を、比較的軟質で微細に分散するＭｇＯ又はＡｌ２Ｏ３・ＭｇＯに改質する。また-、Ｍｇは、ＭｎＳと複合硫化物を形成して、ＭｎＳを球状化する。
Ｍｇは、脱酸元素であり、鋼中で酸化物を形成する。酸化物は、ＭｎＳの核となり、ＭｎＳを微細分散させる。Ｍｇは、Ａｌ脱酸が前提の場合、被削性に有害なＡｌ２Ｏ３を、比較的軟質で微細に分散するＭｇＯ又はＡｌ２Ｏ３・ＭｇＯに改質する。また-、Ｍｇは、ＭｎＳと複合硫化物を形成して、ＭｎＳを球状化する。
Ｍｇが０．０００３％未満では、添加効果が得られず、一方、０．００５％を超えると、単独のＭｇＳの生成を促進して、被削性を劣化させる。よって、Ｍｇは、０．０００３〜０．００５％とする。
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１５％
ＲＥＭ（希土類元素）は、脱酸元素であり、低融点酸化物を形成して、鋳造時のノズル詰りを抑制するだけでなく、ＭｎＳに固溶又は結合し、その変形能を低下させて、圧延及び熱間鍛造時に、ＭｎＳ形状の延伸を抑制する。このように、ＲＥＭは、機械特性の異方性の低減に有効な元素である。
ＲＥＭ（希土類元素）は、脱酸元素であり、低融点酸化物を形成して、鋳造時のノズル詰りを抑制するだけでなく、ＭｎＳに固溶又は結合し、その変形能を低下させて、圧延及び熱間鍛造時に、ＭｎＳ形状の延伸を抑制する。このように、ＲＥＭは、機械特性の異方性の低減に有効な元素である。
ＲＥＭが０．０００１％未満では、添加効果が充分に発現せず、一方、０．０１５％を超えると、ＲＥＭの硫化物が大量に生成し、被削性が悪化する。よって、ＲＥＭは、０．０００１〜０．０１５％とする。
さらに、本実施形態に係る焼入れ用鋼材は、炭窒化物の形成による高強度化や、炭窒化物の増量によるオーステナイト粒の整粒・細粒化のため、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｗの１種以上を含有してもよい。
Ｎｂ：０．０１〜０．１％
Ｎｂも、炭窒化物を形成し、二次析出硬化による鋼の強化、オーステナイト粒の成長の抑制及び強化に寄与する元素であり、高強度化が必要な鋼及び低歪を要求される鋼に、粗大粒防止のための整粒化元素として添加する。
Ｎｂも、炭窒化物を形成し、二次析出硬化による鋼の強化、オーステナイト粒の成長の抑制及び強化に寄与する元素であり、高強度化が必要な鋼及び低歪を要求される鋼に、粗大粒防止のための整粒化元素として添加する。
Ｎｂが０．０１％未満では、高強度化の効果が得られず、一方、０．１％を超えると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を形成し、かえって、機械的性質を損なう。よって、Ｎｂは、０．０１〜０．１％とする。
Ｖ：０．０３〜１．０％
Ｖも、炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化する元素であり、高強度化が必要な鋼に適宜添加する。Ｖが０．０３％未満では、高強度化の効果が得られず、一方、１．０％を超えると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を形成し、かえって、機械的性質を損なう。よって、Ｖは、０．０３％〜１．０％とする。
Ｖも、炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化する元素であり、高強度化が必要な鋼に適宜添加する。Ｖが０．０３％未満では、高強度化の効果が得られず、一方、１．０％を超えると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を形成し、かえって、機械的性質を損なう。よって、Ｖは、０．０３％〜１．０％とする。
Ｗ：０．０１〜１．０％
Ｗも、炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化する元素である。Ｗが０．０１％未満では、高強度化の効果が得られず、一方、１．０％を超えると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を形成し、かえって、機械的性質を損なう。よって、Ｗは、０．０１〜１．０％とする。
Ｗも、炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化する元素である。Ｗが０．０１％未満では、高強度化の効果が得られず、一方、１．０％を超えると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を形成し、かえって、機械的性質を損なう。よって、Ｗは、０．０１〜１．０％とする。
さらに、本実施形態に係る焼入れ用鋼材は、被削性向上のため、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｔｅ、Ｂｉ、及び、Ｐｂの１種以上を含有してもよい。
Ｓｂ：０．０００５〜０．０１５０％
Ｓｂは、フェライトを適度に脆化して、被削性を向上させる。その効果は、特に、固溶Ａｌ量が多い場合に顕著であるが、Ｓｂが０．０００５％未満では、添加効果が発現しない。一方、Ｓｂが０．０１５０％を超えると、Ｓｂのマクロ偏析が過多となり、衝撃値が大きく低下する。よって、Ｓｂは、０．０００５〜０．０１５０％とする。
Ｓｂは、フェライトを適度に脆化して、被削性を向上させる。その効果は、特に、固溶Ａｌ量が多い場合に顕著であるが、Ｓｂが０．０００５％未満では、添加効果が発現しない。一方、Ｓｂが０．０１５０％を超えると、Ｓｂのマクロ偏析が過多となり、衝撃値が大きく低下する。よって、Ｓｂは、０．０００５〜０．０１５０％とする。
Ｓｎ：０．００５〜２．０％
Ｓｎは、フェライトを適度に脆化させて、工具寿命を延ばすとともに、表面粗さを向上させる。Ｓｎが０．００５％未満では、添加効果が発現せず、一方、２．０％を超えると、添加効果は飽和する。よって、Ｓｎは、０．００５〜２．０％とする。
Ｓｎは、フェライトを適度に脆化させて、工具寿命を延ばすとともに、表面粗さを向上させる。Ｓｎが０．００５％未満では、添加効果が発現せず、一方、２．０％を超えると、添加効果は飽和する。よって、Ｓｎは、０．００５〜２．０％とする。
Ｚｎ：０．０００５〜０．５％
Ｚｎは、フェライトを脆化させて、工具寿命を延ばすとともに、表面粗さを向上させる。Ｚｎが０．０００５％未満では、添加効果が発現せず、一方、０．５％を超えると、添加効果は飽和する。よって、Ｚｎは、０．０００５〜０．５％とする。
Ｚｎは、フェライトを脆化させて、工具寿命を延ばすとともに、表面粗さを向上させる。Ｚｎが０．０００５％未満では、添加効果が発現せず、一方、０．５％を超えると、添加効果は飽和する。よって、Ｚｎは、０．０００５〜０．５％とする。
Ｔｅ：０．０００３〜０．２％
Ｔｅは、被削性向上元素である。また、Ｔｅは、ＭｎＴｅを形成したり、ＭｎＳと共存してＭｎＳの変形能を低下させ、ＭｎＳ形状の延伸を抑制する。このように、Ｔｅは、機械特性の異方性の低減に有効な元素である。Ｔｅが０．０００３％未満では、添加効果が発現せず、一方、０．２％を超えると、添加効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して、疵の原因になり易い。よって、Ｔｅは、０．０００３〜０．２％とする。
Ｔｅは、被削性向上元素である。また、Ｔｅは、ＭｎＴｅを形成したり、ＭｎＳと共存してＭｎＳの変形能を低下させ、ＭｎＳ形状の延伸を抑制する。このように、Ｔｅは、機械特性の異方性の低減に有効な元素である。Ｔｅが０．０００３％未満では、添加効果が発現せず、一方、０．２％を超えると、添加効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して、疵の原因になり易い。よって、Ｔｅは、０．０００３〜０．２％とする。
Ｂｉ：０．００５〜０．５％
Ｂｉは、被削性向上元素である。Ｂｉが０．００５％未満では、被削性向上効果が得られず、一方、０．５％を超えると、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となり易い。よって、Ｂｉは、０．００５％〜０．５％とする。
Ｂｉは、被削性向上元素である。Ｂｉが０．００５％未満では、被削性向上効果が得られず、一方、０．５％を超えると、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となり易い。よって、Ｂｉは、０．００５％〜０．５％とする。
Ｐｂ：０．００５〜０．５％
Ｐｂは、被削性向上元素である。Ｐｂが０．００５％未満では、被削性向上効果が得られず、一方、０．５％を超えると、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となり易い。よって、Ｐｂは、０．００５〜０．５％とする。
Ｐｂは、被削性向上元素である。Ｐｂが０．００５％未満では、被削性向上効果が得られず、一方、０．５％を超えると、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となり易い。よって、Ｐｂは、０．００５〜０．５％とする。
本実施形態に係る焼入れ用鋼材の成分組成は、残部が、上述のように０．０００４％以下のＢを含む不可避的不純物と、Ｆｅとを含有する。
不可避的不純物は、本発明による効果を阻害しない程度の量であれば上述の成分以外の成分を含んでもよいが、出来る限り０％に近いことが好ましい。
不可避的不純物は、本発明による効果を阻害しない程度の量であれば上述の成分以外の成分を含んでもよいが、出来る限り０％に近いことが好ましい。
以下、本実施形態に係る焼入れ用鋼材の焼入れ安定性の指標として用いられるジョミニー硬さについて説明する。
本実施形態に係る焼入れ用鋼材では、ＪＩＳ Ｇ ０５６１で規定されるジョミニー式一端焼入法で測定された、焼入れ端からの距離が５ｍｍの位置における硬さＨＲＣである“Ｒ”と、焼入れ端からの距離が３／１６ｉｎｃｈ、すなわち４．７６３ｍｍの計算硬さＨＲＣである“Ｈ”とが、下記式（２）を満たすことを特徴とする。
Ｈ×０．９４８≦Ｒ≦Ｈ×１．０５ ・・・式（２）
上記の「焼入れ端からの距離が３／１６ｉｎｃｈの計算硬さＨＲＣ」は、非特許文献１の「５．ジョミニーカーブを計算で求める方法」の「５．３ Ｃ％とＤＩを知って求める方法（ＤＩ法）」のＰ６７〜６８に記載された手順によって、水冷端からの距離を３／１６ｉｎｃｈとして、算出することができる（但し、ＤＩ値は、ＡＳＴＭの「Ａ−２５５」に準じて算出したものを使用する。）。
上記の「焼入れ端からの距離が３／１６ｉｎｃｈの計算硬さＨＲＣ」は、非特許文献１の「５．ジョミニーカーブを計算で求める方法」の「５．３ Ｃ％とＤＩを知って求める方法（ＤＩ法）」のＰ６７〜６８に記載された手順によって、水冷端からの距離を３／１６ｉｎｃｈとして、算出することができる（但し、ＤＩ値は、ＡＳＴＭの「Ａ−２５５」に準じて算出したものを使用する。）。
ここで、「焼入れ端からの距離が３／１６ｉｎｃｈの計算硬さＨＲＣ」で定義する“Ｈ”の求め方を説明する。
（手順１）まず、鋼のＣ％から、表１（上記非特許文献１の６７頁の表５．８）により、「５０％マルテンサイト硬さ」を求める。
（手順２）次に、ＡＳＴＭ（米国材料試験協会）の「Ａ−２５５」に準じた、下記式（３）により、Ｄｉ値を算出する。
Ｄｉ（ｉｎｃｈ）＝Ｆ（Ｃ）×Ｆ（Ｍｎ）×Ｆ（Ｓｉ）×Ｆ（Ｎｉ）×Ｆ（Ｃｒ）×Ｆ（Ｍｏ）×Ｆ（Ｃｕ）×Ｆ（Ｖ）・・・式（３）
ここで、
Ｆ（Ｓｉ）＝１．００＋０．７×［Ｓｉ］
Ｆ（Ｎｉ）＝１．００＋０．３６３×［Ｎｉ］
Ｆ（Ｃｒ）＝１．００＋２．１６×［Ｃｒ］
Ｆ（Ｍｏ）＝１．００＋３．００×［Ｍｏ］
Ｆ（Ｃｕ）＝１．００＋０．３６５×［Ｃｕ］
Ｆ（Ｖ）＝１．００＋１．７３×［Ｖ］
である。
ここで、
Ｆ（Ｓｉ）＝１．００＋０．７×［Ｓｉ］
Ｆ（Ｎｉ）＝１．００＋０．３６３×［Ｎｉ］
Ｆ（Ｃｒ）＝１．００＋２．１６×［Ｃｒ］
Ｆ（Ｍｏ）＝１．００＋３．００×［Ｍｏ］
Ｆ（Ｃｕ）＝１．００＋０．３６５×［Ｃｕ］
Ｆ（Ｖ）＝１．００＋１．７３×［Ｖ］
である。
Ｆ（Ｃ）とＦ（Ｍｎ）は、Ｃ量（質量％）又はＭｎ量（質量％）に応じて、下記のように求める。
［Ｃ］≦０．３９質量％の場合
Ｆ（Ｃ）＝０．５４×［Ｃ］
０．３９質量％＜［Ｃ］≦０．５５質量％の場合
Ｆ（Ｃ）＝０．１７１＋０．００１×［Ｃ］＋０．２６５×［Ｃ］２
０．５５質量％＜［Ｃ］≦０．６５質量％の場合
Ｆ（Ｃ）＝０．１１５＋０．２６８×［Ｃ］−０．０３８×［Ｃ］２
０．６５質量％＜［Ｃ］≦０．７５質量％の場合
Ｆ（Ｃ）＝０．１４３＋０．２×［Ｃ］
０．７５質量％＜［Ｃ］の場合
Ｆ（Ｃ）＝０．０６２＋０．４０９×［Ｃ］−０．１３５×［Ｃ］２
［Ｍｎ］≦１．２０質量％の場合
Ｆ（Ｍｎ）＝３．３３３３×［Ｍｎ］＋１．００
１．２０質量％＜［Ｍｎ］の場合
Ｆ（Ｍｎ）＝５．１０×［Ｍｎ］−１．１２
なお、上記式中、［元素］は、鋼中の元素の量（質量％）を示している。
Ｆ（Ｃ）＝０．５４×［Ｃ］
０．３９質量％＜［Ｃ］≦０．５５質量％の場合
Ｆ（Ｃ）＝０．１７１＋０．００１×［Ｃ］＋０．２６５×［Ｃ］２
０．５５質量％＜［Ｃ］≦０．６５質量％の場合
Ｆ（Ｃ）＝０．１１５＋０．２６８×［Ｃ］−０．０３８×［Ｃ］２
０．６５質量％＜［Ｃ］≦０．７５質量％の場合
Ｆ（Ｃ）＝０．１４３＋０．２×［Ｃ］
０．７５質量％＜［Ｃ］の場合
Ｆ（Ｃ）＝０．０６２＋０．４０９×［Ｃ］−０．１３５×［Ｃ］２
［Ｍｎ］≦１．２０質量％の場合
Ｆ（Ｍｎ）＝３．３３３３×［Ｍｎ］＋１．００
１．２０質量％＜［Ｍｎ］の場合
Ｆ（Ｍｎ）＝５．１０×［Ｍｎ］−１．１２
なお、上記式中、［元素］は、鋼中の元素の量（質量％）を示している。
算出したＤｉ値から、表２（上記非特許文献１の６５〜６６頁の表５．７）により、水冷端からの距離が３／１６ｉｎｃｈの位置の「５０％硬マルテンサイト硬さに加算すべき硬さ数」を求める。
なお、表２のＤｉ値は、最小単位が０．２ｉｎｃｈであるので、その間の加算すべき硬さ数は、直線で内挿して求める。例えば、Ｄｉ＝１．９０ｉｎｃｈの水冷端から３／１６ｉｎｃｈの位置の加算すべき硬さ数は、〔７．０＋（９．５−７．０）×０．１／０．２＝８．２５〕により求めることができる。
（手順３）上記（手順２）で求めた「５０％マルテンサイト硬さ」に、上記（２）で求めた、水冷端からの距離が３／１６ｉｎｃｈの位置の「５０％硬マルテンサイト硬さに加算すべき硬さ数」を加えて、「焼入れ端からの距離が３／１６ｉｎｃｈの計算硬さＨＲＣ」で定義する“Ｈ”を求める。
通常の方法で、０．０６％を超えるＡｌが添加された鋼を製造すると、Ｎが窒化物として固定され、不可避的不純物量のＢが固溶状態になる。この場合、焼入れ時にオーステナイト粒界に固溶Ｂが偏析し、焼入れ性が影響を受ける。
本実施形態に係る焼入れ用鋼材では、上述のようにＢの焼入れ性に対する影響を回避しているため、ジョミニー式一端焼入法によって測定した焼入れ端から５ｍｍの位置における硬さを、Ａｌ量を高めなかった場合における硬さ範囲（上記式（２）で示す範囲）に収めることを可能としている。
本実施形態に係る焼入れ用鋼材は、上述の成分を有する鋼片に対して第１の熱処理を行うことにより製造される。また、第１の熱処理後に、第２の熱処理（焼準）を行ってもよい。
第１の熱処理では、焼入れ熱処理前に、焼入れ用鋼材を１２６０℃以上の高温に加熱し、少なくとも２０分以上保持する。ただし、Ｔｉ添加量が増えると、上記加熱温度を低下させることが可能であり、Ｔｉ量が０．１９％以上の場合、１２００℃以上の高温に、少なくとも２０分以上保持すればよく、Ｔｉ量が０．２５％以上の場合、１１５０℃以上の高温に、少なくとも２０分以上保持すればよい。
保持時間が２０分未満の場合には、適切な加熱温度であっても、ＭｎＳの微細化が充分に行われず、その結果、オーステナイト粒界に偏析可能な固溶Ｂが多く残存し、十分な焼入れ安定性を得られない。
保持時間が２０分未満の場合には、適切な加熱温度であっても、ＭｎＳの微細化が充分に行われず、その結果、オーステナイト粒界に偏析可能な固溶Ｂが多く残存し、十分な焼入れ安定性を得られない。
この第１の熱処理は、分塊圧延又は熱間鍛造のための鋼塊又は連続鋳造片の加熱時に施してもよい。さらには、この第１の熱処理は、鋼材圧延のための加熱時や、鋼材圧延後の任意の時点で施してもよい。すなわち、第１の熱処理は焼入れ熱処理前であれば任意の時点で行うことができ、その対象は鋼の金属組織に制限されない。
第２の熱処理（焼準）については、部品に必要な特性に応じて行えばよく、加熱温度や保持時間などは特に制限されるものではない。
０．０６％を超えるＡｌ量を添加すると、通常では、Ｎが窒化物として固定され、不可避的不純物量のＢが固溶状態になり、焼入れ性に影響するが、本実施形態に係る焼入れ用鋼材によれば、次の（ｘ）〜（ｚ）の条件を満たすため、焼入れ性を安定化できる。
（ｘ）不可避的不純物中のＢが０．０００４質量％以下に制限されている。
（ｙ）全Ｎ量（質量％）を［全Ｎ］、Ｔｉ量（質量％）を［Ｔｉ］としたとき、［全Ｎ］及び［Ｔｉ］が、下記式（４）を満たす。
０．００６＋［Ｔｉ］×（１４／４８）≦［全Ｎ］≦０．０３ ・・・式（４）
０．００６＋［Ｔｉ］×（１４／４８）≦［全Ｎ］≦０．０３ ・・・式（４）
（ｚ）焼入れ熱処理前に１２６０℃以上の高温に加熱され、少なくとも２０分以上保持される。ただし、Ｔｉが添加される場合、上記加熱温度を低下させることが可能であり、Ｔｉ量が０．１９％以上の場合、１２００℃以上の高温に、少なくとも２０分以上保持すればよく、Ｔｉ量が０．２５％以上の場合、１１５０℃以上の高温に、少なくとも２０分以上保持すればよい。
条件（ｘ）により、全Ｂ量が制限され、その結果、固溶Ｂ量が減少する。また、条件（ｙ）により、ＢＮ析出が促進され、その結果、固溶Ｂ量が減少する。さらに、条件（ｚ）により、ＭｎＳの一部が固溶し、その後析出することにより、ＭｎＳが微細化して、ＭｎＳの表面積が増加し、また、Ｔｉ添加量の増加により、ＴｉＮが増加し、その結果、ＭｎＳ、ＴｉＮ上に析出するＢＮ、又は、ＭｎＳ、ＴｉＮとＦｅ−マトリックスとの異相界面に偏析するＢ量が増加し、その結果、本来、オーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性に影響するはずの固溶Ｂの偏析量が抑制されて、焼入れ性が安定化する。
上述の焼入れ用鋼材は、機械加工及び焼入れを行うことにより、歯車、シャフト、ＣＶＴ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｌｙ Ｖａｒｉａｂｌｅ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ）などの動力伝達部品として用いることができる。
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した条件例であり、本発明は、この条件例のみに限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
表３、表４に示す化学成分の鋼塊を直径３５ｍｍに鍛伸し、次いで、表５に示す熱処理１（焼入れ熱処理前の加熱）及び熱処理２（焼準）を施し、その後、機械加工を施して、ドリル切削用試験片とジョミニー試験片を作製した。ただし、試験Ｎｏ．３１では、熱処理１を行わず、熱処理２として１２５０℃の加熱温度で０．５時間保持し、その後急冷（ＡＣ）を行う熱処理を行い、試験Ｎｏ．３２では、熱処理１を行わず、熱処理２として１２４０℃の加熱温度で１．５時間保持し、その後急冷（ＡＣ）を行う熱処理を行った。
試験Ｎｏ．１、２、４〜１２、１４〜１８、２０〜３０、３３〜３７では、熱処理２として、１２５０℃の加熱温度で０．５時間保持し、その後放冷を行う熱処理を行った。
ドリル切削用試験片は、直径３０ｍｍで、高さ２１ｍｍの円柱試験片を切出し、フライス仕上げを施して、ドリル切削用試験片とした。ジョミニー試験片は、ＪＩＳ Ｇ ０５６１で規定されるフランジ付き試験片を、ジョミニー試験片とした。
〔ジョミニー試験〕
ジョミニー試験は、ＪＩＳ Ｇ ０５６１に基づく方法で、一端焼入方法により表５の熱処理３に示す条件で実施し、ＪＩＳ規定に従って実施した研削後に、焼入れ端から５ｍｍ位置において、ロックウェルＣスケール硬さ測定を実施した。
ジョミニー試験は、ＪＩＳ Ｇ ０５６１に基づく方法で、一端焼入方法により表５の熱処理３に示す条件で実施し、ＪＩＳ規定に従って実施した研削後に、焼入れ端から５ｍｍ位置において、ロックウェルＣスケール硬さ測定を実施した。
〔被削性試験〕
被削性試験は、ドリル切削用試験片に、表６に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各焼入れ用鋼材の被削性を評価した。その際、評価指標として、ドリル穿孔試験では、累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００（ｍ／ｍｉｎ）を採用した。
被削性試験は、ドリル切削用試験片に、表６に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各焼入れ用鋼材の被削性を評価した。その際、評価指標として、ドリル穿孔試験では、累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００（ｍ／ｍｉｎ）を採用した。
焼入れ性の指標であるジョミニー試験の焼入れ端から５ｍｍ位置における硬さＲ、熱処理２の後の硬さ、被削性の指標である最大切削速度ＶＬ１０００（ｍ／ｍｉｎ）の調査結果を表７に示す。硬さＲは、Ｎ数を５として測定を行い、その最大値、最小値、及び標準偏差を求めた。
表７に示すように、発明例の試験Ｎｏ．１〜２７、及び３３〜３７においては、ジョミニー式一端焼入法によって測定された焼入れ端からの距離が５ｍｍの位置における硬さＲ［ＨＲＣ］が、Ｄｉ値とＣ％とＤｉ法に基づいて算出されるジョミニー曲線の３／１６ｉｎｃｈに相当する硬さＨ［ＨＲＣ］から算出されるＨ×０．９４８（下限値）とＨ×１．０５（上限値）の範囲を安定して満足し、焼入れ性が、Ａｌを高めなかった場合における焼入れ性相当となっていて、かつ、被削性（ＶＬ１０００）が５０ｍ／ｍｉｎ以上と優れている。
これに対し、比較例の試験Ｎｏ．２８においては、焼入れ端からの距離が５ｍｍの位置における硬さＲ［ＨＲＣ］が、Ｈから算出される上限値を超え、範囲外であり、焼入れ性が不安定である。これは、不可避的不純物中に含まれるＢ量が、０．０００４質量％を上回ったことで、焼入れ性が上昇したためである。
比較例の試験Ｎｏ．２９においては、被削性が悪い。これは、焼入れ用鋼材のＡｌ量が０．０６質量％超を下回ったことで、固溶Ａｌによる被削性改善効果が得られなかったためである。
比較例の試験Ｎｏ．３０においては、焼入れ端からの距離が５ｍｍの位置における硬さＲ［ＨＲＣ］が、Ｈから算出される上限値を超え、範囲外であり、焼入れ性が不安定である。これは、Ｎ量が、０．００６０質量％を下回ったことで、充分な量のＢＮが生成せず、オーステナイト粒界に偏析可能な固溶Ｂが多く残存して、焼入れ性が上昇したためである。
比較例の試験Ｎｏ．３１、３２においては、焼入れ端からの距離が５ｍｍの位置における硬さＲ［ＨＲＣ］が、Ｈから算出される上限値を超え、範囲外であり、焼入れ性が不安定である。これは、熱処理１に相当する条件の熱処理が行われていないために、ＭｎＳの微細化が充分に行われず、その結果、オーステナイト粒界に偏析可能な固溶Ｂが多く残存し、焼入れ性が上昇したためである。
前述したように、本発明によれば、被削性の改善効果により工具寿命が延びて、生産コストが低減し、かつ、安定した焼入れ性が発現して、熱処理歪みのばらつきが抑制される。よって、本発明は、鉄鋼産業において利用可能性が高いものである。
Claims (5)
- 化学成分が、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．５％、Ｐ：０．００５〜０．２０％、Ｓ：０．００１〜０．３５％、Ａｌ：０．０６超〜０．３％、及び全Ｎ：０．００６〜０．０３％を含有し、残部が０．０００４％以下のＢを有する不可避的不純物とＦｅからなり、
ＪＩＳ Ｇ ０５６１で規定されるジョミニー式一端焼入法で測定される焼入れ端からの距離が５ｍｍの位置における硬さＲと、焼入れ端からの距離が４．７６３ｍｍの位置における計算硬さＨとが、下記式（１）を満たすことを特徴とする焼入れ用鋼材。
Ｈ×０．９４８≦Ｒ≦Ｈ×１．０５ ・・・式（１） - 前記化学成分が質量％で、さらに、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜５．０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０３〜１．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｓｂ：０．０００５〜０．０１５０％、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、及びＰｂ：０．００５〜０．５％のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の焼入れ用鋼材。
- 前記化学成分が質量％で、さらにＴｉ：０．００１〜０．０５％を含有し、全Ｎ量（％）を［全Ｎ］、Ｔｉ量（％）を［Ｔｉ］としたとき、［全Ｎ］及び［Ｔｉ］が、下記式（２）を満たすことを特徴とする請求項１に記載の焼入れ用鋼材。
０．００６＋［Ｔｉ］×（１４／４８）≦［全Ｎ］≦０．０３ ・・・式（２） - 前記化学成分が質量％で、さらに、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜５．０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０３〜１．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｓｂ：０．０００５〜０．０１５０％、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、及びＰｂ：０．００５〜０．５％のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項３に記載の焼入れ用鋼材。
- 請求項１〜４のいずれか１項に記載の焼入れ用鋼材を機械加工及び焼入れすることにより得られる動力伝達部品。
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