JP5135562B2 - 浸炭用鋼、浸炭鋼部品、及び、その製造方法 - Google Patents
浸炭用鋼、浸炭鋼部品、及び、その製造方法Info
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- C23C8/30—Carbo-nitriding
- C23C8/32—Carbo-nitriding of ferrous surfaces
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Description
本願は、2011年02月10日に、日本に出願された特願2011−027279号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.078×Al<0.235・・・(式1)
7.5<(0.7×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.16×Cr+1)<44・・・(式2)
0.0003<Al×(N−Ti×(14/48))<0.0011・・・(式3)
(2)上記(1)に記載の浸炭用鋼であって、前記化学成分が、更に、質量%で、Nb:0.002%〜0.100%、V:0.002%〜0.20%、Mo:0.005%〜0.50%、Ni:0.005%〜1.00%、Cu:0.005%〜0.50%、Ca:0.0002%〜0.0030%、Mg:0.0002%〜0.0030%、Te:0.0002%〜0.0030%、Zr:0.0002%〜0.0050%、Rare Earth Metal:0.0002%〜0.0050%、Sb:0.002%〜0.050%のうちの少なくとも1つを含有し、前記硬さ指標が前記式1に代わって下記の式4に、前記焼入れ性指標が前記式2に代わって下記の式5に、定義されてもよい。
0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235・・・(式4)
7.5<(0.7×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.16×Cr+1)×(3×Mo+1)×(0.3633×Ni+1)<44・・・(式5)
(3)上記(1)又は(2)に記載の浸炭用鋼であって、金属組織が、面積%で、フェライトとパーライトとを、合計で、85%以上100%以下含んでもよい。
(4)上記(3)に記載の浸炭用鋼であって、前記金属組織が、面積%で、前記フェライトと球状化セメンタイトとを、合計で、85%以上100%以下含んでもよい。
(5)上記(1)又は(2)に記載の浸炭用鋼であって、形状が、長手方向と直交する切断面が円形となる棒状又は線状であり、周面から前記切断面の中心までの距離を単位mmでrとすると、周面からr×0.01までの領域である表層部の金属組織が、面積%で、フェライトとパーライトとを、合計で、10%以下に制限し、残部がマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、及び、セメンタイトのうちの少なくとも1つを含んでもよい。
(6)上記(5)に記載の浸炭用鋼であって、前記表層部の前記金属組織に含まれるセメンタイトのうち、90%以上100%以下が、アスペクト比3以下のセメンタイトであってもよい。
(7)上記(1)〜(3)のいずれか一項に記載の浸炭用鋼の製造方法であって:鋳片を得る鋳造工程と;前記鋳片を、熱間塑性加工して熱間加工鋼材を得る熱間加工工程と;前記熱間加工工程後に、前記熱間加工鋼材の表面温度が800℃〜500℃となる温度範囲を0℃/秒超1℃/秒以下の冷却速度で徐冷する徐冷工程と;を有してもよい。
(8)上記(1)〜(4)及び(7)のいずれか一項に記載の浸炭用鋼の製造方法であって、前記徐冷工程後の前記熱間加工鋼材に、更に、球状化熱処理を施す球状化熱処理工程を有してもよい。
(9)上記(1)、(2)、及び(5)のいずれか一項に記載の浸炭用鋼の製造方法であって:鋳片を得る鋳造工程と;前記鋳片を、最終仕上圧延の出口側で表面温度が700℃〜1000℃となる条件に制御して熱間圧延を行って熱間制御圧延鋼材を得る熱間制御圧延工程と;前記熱間制御圧延工程後に、前記熱間制御圧延鋼材の表面温度が0℃超500℃以下となるように急冷する急冷工程と;前記急冷工程後の前記熱間制御圧延鋼材を少なくとも1回以上復熱させる復熱工程と;を有してもよい。
(10)上記(1)、(2)、(5)、(6)、及び(9)のいずれか一項に記載の浸炭用鋼の製造方法であって、前記復熱工程後の前記熱間制御圧延鋼材に、更に、球状化熱処理を施す球状化熱処理工程を有してもよい。
(11)本発明の一実施態様に係る浸炭鋼部品は、鋼部と、前記鋼部の外面に生成した厚さ0.4mm超2mm未満の浸炭層とを備える浸炭鋼部品であって:前記浸炭層において、表面から深さ50μmの位置でのビッカース硬さがHV650以上HV1000以下であり、前記表面から深さ0.4mmの位置でのビッカース硬さがHV550以上HV900以下であり、かつ、前記表面から深さ0.4mmの位置での金属組織が、面積%で、マルテンサイトを90%以上100%以下含み;前記表面から深さ2mmの位置の前記鋼部について、上記(1)又は(2)に記載の前記化学成分からなり、かつ、ビッカース硬さがHV250以上HV500以下である。
(12)上記(11)に記載の浸炭用鋼の製造方法であって:前記浸炭用鋼に、冷間塑性加工を施して形状を付与する冷間加工工程と;前記冷間加工工程後の前記浸炭用鋼に、浸炭処理、又は浸炭窒化処理を施す浸炭工程と;前記浸炭工程後に、焼入れ処理、又は焼入れ・焼戻し処理を施す仕上熱処理工程と;を有してもよい。
(13)上記(11)又は(12)に記載の浸炭用鋼の製造方法であって、前記冷間加工工程後で前記浸炭工程前に、更に、切削加工を施して形状を付与する切削工程を有してもよい。
C(炭素)は、浸炭層と鋼部とを備える浸炭鋼部品における鋼部の硬さを確保するために添加する。上記したように、従来の浸炭用鋼のC含有量は、0.2%程度である。本実施形態に係る浸炭用鋼、及び、浸炭鋼部品における鋼部では、C含有量を、この量よりも少ない0.13%に制限している。この理由は、C含有量が0.13%超では、浸炭用鋼の金属組織のセメンタイト分率とパーライト分率とが増加し、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが顕著に増加するとともに限界加工率も低下するためである。しかしながら、C含有量が0.07%未満では、焼入れ性を高める後述の合金元素を多量に添加して、できる限り硬さの増加を図ったとしても、浸炭鋼部品の鋼部の硬さを従来の浸炭用鋼のレベルにすることが不可能である。従って、C含有量を0.07%〜0.13%の範囲に制御する必要がある。好適範囲は0.08%〜0.12%である。更に望ましい範囲は、0.08%〜0.11%である。
Si(シリコン)は、浸炭鋼部品のような低温焼戻しマルテンサイト鋼の焼戻し軟化抵抗を顕著に増加させることで、歯面疲労強度を向上させる元素である。この効果を得るためには、Si含有量が0.0001%以上である必要がある。しかし、Si含有量が0.50%を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。従って、Si含有量を0.0001%〜0.50%の範囲に制御する必要がある。この範囲内で、浸炭鋼部品の歯面疲労強度を重視する場合にはSiを積極的に添加し、浸炭用鋼の変形抵抗の低減や限界加工性の向上を重視する場合にはSiを積極的に低減する。前者の場合の好適範囲は0.10%〜0.50%であり、後者の場合の好適範囲は0.0001%〜0.20%である。
Mn(マンガン)は、鋼の焼入性を高める元素である。この効果によって浸炭熱処理後のマルテンサイト分率を高めるためには、Mn含有量が0.0001%以上である必要がある。しかし、Mn含有量が0.80%を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。従って、Mn含有量を0.0001%〜0.80%の範囲に制御する必要がある。好適範囲は0.25%〜0.60%である。
S(硫黄)は、Mnと結合してMnSを形成し、被削性を向上させる元素である。この効果を得るためには、S含有量が0.0001%以上である必要がある。しかし、S含有量が0.100%を超えると、鍛造時にMnSが起点となって割れを生じ、限界圧縮率を低下することがある。従って、S含有量を0.0001%〜0.100%の範囲に制御する必要がある。好適範囲は0.003%〜0.020%である。
Cr(クロミウム)は、鋼の焼入性を高める元素である。この効果によって浸炭熱処理後のマルテンサイト分率を高めるためには、Cr含有量が1.30%超である必要がある。しかし、Cr含有量が5.00%を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。従って、Cr含有量を1.30%超〜5.00%の範囲に制御する必要がある。また、Crは、同様の効果を有するMn、Mo、Ni等の他の元素と比べて、浸炭用鋼の硬さを上昇させる程度が少なく、かつ焼入れ性を向上させる効果が比較的大きい。よって、本実施形態に係る浸炭用鋼、及び、浸炭鋼部品における鋼部では、従来の浸炭用鋼よりも、Crを多量に添加する。好適範囲は1.35%〜2.50%である。更に望ましい範囲は、1.50%超〜2.20%である。
B(ホウ素)は、オーステナイト中に固溶する場合、微量でも鋼の焼入性を大きく高める元素である。この効果によって浸炭熱処理後のマルテンサイト分率を高めることができる。また、Bは上記効果を得るために多量に添加する必要がないので、フェライトの硬さをほとんど上昇させない。つまり、鍛造前の浸炭用鋼の硬さをほとんど上昇させないという特徴があるため、本実施形態に係る浸炭用鋼、及び、浸炭鋼部品における鋼部ではBを積極的に利用する。B含有量が0.0005%未満では、上記の焼入れ性向上効果が得られない。一方、B含有量が0.0100%を超えると、上記効果が飽和する。従って、B含有量を0.0005%〜0.0100%の範囲に制御する必要がある。好適範囲は0.0010%〜0.0025%である。なお、鋼中に一定量以上のNが存在している場合、BがNと結合してBNを形成し、固溶B量が減少する。その結果、焼入性を高める効果が得られない場合がある。よって、Bを添加する場合には、Nを固定するAlを同時に適量添加することが必要である。
Al(アルミニウム)は、鋼中のNをAlNとして固定する効果を有する元素である。Alを添加することで、BNの形成が防止され、焼入れ性に寄与する固溶Bが確保される。また、形成されたAlNは、浸炭時の結晶粒の粗大化を防止するピン止め効果を有する。Al含有量が0.070%未満では、B添加による焼入れ性向上効果が得られない。一方、Al含有量が0.200%を超えると、AlNの析出量が多くなりすぎ、浸炭用鋼や浸炭鋼部品の塑性加工性を低下させる。また、Al含有量が0.200%を超えると、AlN析出物が微細分散せずに、個々のサイズが大きくなる。そのため、浸炭中の結晶粒粗大化を防止する効果が得られなくなる。従って、Al含有量を0.070%〜0.200%の範囲に制御する必要がある。好適範囲は0.075%〜0.15%である。
N(窒素)は、大気中から取り込まれ、鋼に不可避的に含有される元素である。N含有量が0.0030%未満では、AlNの析出量が減少し、浸炭時の結晶粒粗大化を防止する効果が得られない。一方、N含有量が0.0100%を超えると、Alを添加したとしても、鋼中のNをAlNとして固定することができなくなり、焼入れ性に寄与する固溶Bを確保することができなくなる。また、粗大なTiNが形成されて、塑性加工時に破壊の起点となる。従って、N含有量を0.0030%〜0.0100%の範囲に制御する必要がある。好適範囲は0.0040%〜0.0090である。
Ti(チタニウム)は、鋼中のNをTiNとして固定する効果を有する元素である。Tiが含有される場合、鋼中のNは、ほぼ全てがTiNとして固定される。しかし、Tiは高価な元素であるため、Tiを添加する場合、製造コストが高くなる。但し、電炉で製造される鋼のように、鋼中のN含有量を制御することが難しい場合、あえて適量のTiを添加することで、固溶N量を制御するために利用することができる。この場合も過剰にTiを添加すると、製造コストが高くなる。従って、上述の観点から、Ti含有量を0.020%以下に制限する必要がある。好適範囲は0.015%以下である。
P(リン)は不可避的に含有される不純物であり、オーステナイト粒界に偏析して旧オーステナイト粒界を脆化させ、粒界割れの原因となる元素である。P含有量が0.050%超では、この影響が顕著となる。従って、P含有量を0.050%以下に制限する必要がある。好ましくは、0.020%以下である。P含有量は少ないほど望ましいので、上記制限範囲に0%が含まれる。しかし、P含有量を0%にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に0.003%未満とするにも、製鋼コストが高くなる。よって、P含有量の制限範囲は、0.003%〜0.050%であることが好ましい。さらに好ましくは、P含有量の制限範囲を0.003%〜0.015%とする。なお、通常の操業条件では、不可避的に、Pが0.025%程度含有される。
O(酸素)は不可避的に含有される不純物であり、酸化物系介在物を形成する元素である。O含有量が0.0030%超では、疲労破壊の起点となる大きな介在物が増加し、疲労特性の低下の原因となる。従って、O含有量を0.0030%以下に制限する必要がある。好ましくは、0.0015%以下である。O含有量は少ないほど望ましいので、上記制限範囲に0%が含まれる。しかし、O含有量を0%にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に0.0007%未満とするにも、製鋼コストが高くなる。よって、O含有量の制限範囲は、0.0007%〜0.0030%であることが好ましい。さらに好ましくは、O含有量の制限範囲を0.0007%〜0.0015%とする。なお、通常の操業条件では、不可避的に、Oが0.0020%程度含有される。
Nb(ニオブ)は、鋼中でN、Cと結合して、Nb(C,N)を形成する元素である。このNb(C、N)は、オーステナイト結晶粒界をピン止めすることによって、粒成長を抑制し、そして、組織の粗大化を防止する。Nb含有量が0.002%未満では、上記の効果が得られない。Nb含有量が0.100%を超えると、上記の効果が飽和する。従って、Nb含有量を0.002%〜0.100%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.010%〜0.050%である。
V(バナジウム)は、鋼中でN、Cと結合して、V(C,N)を形成する元素である。このV(C、N)は、オーステナイト結晶粒界をピン止めすることによって、粒成長を抑制し、そして、組織の粗大化を防止する。V含有量が0.002%未満では、上記の効果が得られない。V含有量が0.20%を超えると、上記の効果が飽和する。従って、V含有量を0.002%〜0.20%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.05%〜0.10%である。
Mo(モリブデン)は、鋼の焼入性を高める元素である。この効果によって浸炭熱処理後のマルテンサイト分率を高めるためには、Mo含有量が0.005%以上であることが好ましい。また、Moは、ガス浸炭の雰囲気で、酸化物を形成せず、窒化物を形成しにくい元素である。Moを添加することで、浸炭層表面の酸化物層や窒化物層、あるいは、それらに起因する浸炭異常層が形成されにくくなる。しかしながら、Moの添加コストが高価であるのに加え、Mo含有量が0.50%を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。従って、Mo含有量を0.005%〜0.50%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.05%〜0.20%である。
Ni(ニッケル)は、鋼の焼入性を高める元素である。この効果によって浸炭熱処理後のマルテンサイト分率を高めるためには、Ni含有量が0.005%以上であることが好ましい。また、Niは、ガス浸炭の雰囲気ガス雰囲気で、酸化物や窒化物を形成しない元素である。Niを添加することで、浸炭層表面の酸化物層や窒化物層、あるいは、それらに起因する浸炭異常層が形成されにくくなる。しかしながら、Niの添加コストが高価であるのに加え、Ni含有量が1.00%を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。従って、Ni含有量を0.005%〜1.00%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.05%〜0.50%である。
Cu(銅)は、鋼の焼入性を高める元素である。この効果によって浸炭熱処理後のマルテンサイト分率を高めるためには、Cu含有量が0.005%以上であることが好ましい。また、Cuは、ガス浸炭の雰囲気ガス雰囲気で、酸化物や窒化物を形成しない元素である。Cuを添加することで、浸炭層表面の酸化物層や窒化物層、あるいは、それらに起因する浸炭異常層が形成されにくくなる。しかしながら、Cu含有量が0.50%を超えると、1000℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。また、Cu含有量が0.50%を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。従って、Cu含有量を0.005%〜0.50%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.05%〜0.30%である。なお、Cuを添加する場合、上記した高温域の延性を改善するために、Ni含有量を、質量%で、Cu含有量の1/2以上とすることが望ましい。
Ca(カルシウム)は、被削性改善ために添加するSに起因して生成するMnSの形状を、伸長させずに球状にするという形態制御の効果を有する元素である。Ca添加により、MnS形状の異方性が改善され、機械的性質が損なわれなくなる。また、Caは、切削時の切削工具表面に保護被膜を形成して、被削性を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ca含有量が0.0002%以上であることが好ましい。Ca含有量が0.0030%を超えると、粗大な酸化物や硫化物が形成されて、浸炭鋼部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。従って、Ca含有量を0.0002%〜0.0030%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.0008%〜0.0020%である。
Mg(マグネシウム)は、上記したMnSの形態を制御し、切削時に切削工具表面へ保護被膜を形成して被削性を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Mg含有量が0.0002%以上であることが好ましい。Mg含有量が0.0030%を超えると、粗大な酸化物が形成されて、浸炭鋼部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。従って、Mg含有量を0.0002%〜0.0030%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.0008%〜0.0020%である。
Te(テルル)は、上記したMnSの形態を制御する元素である。この効果を得るためには、Te含有量が0.0002%以上であることが好ましい。Te含有量が0.0030%を超えると、鋼の熱間における脆化が著しくなる。従って、Te含有量を0.0002%〜0.0030%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.0008%〜0.0020%である。
Zr(ジルコニウム)は、MnSの形態を制御する元素である。この効果を得るためには、Zr含有量が0.0002%以上であることが好ましい。Zr含有量が0.0050%を超えると、粗大な酸化物が形成されて、浸炭鋼部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。従って、Zr含有量を0.0002%〜0.0050%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.0008%〜0.0030%である。
REM(Rare Earth Metal)は、MnSの形態を制御する元素である。この効果を得るためには、REM含有量が0.0002%以上であることが好ましい。REM含有量が0.0050%を超えると、粗大な酸化物が形成されて、浸炭鋼部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。従って、REM含有量を0.0002%〜0.0050%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.0008%〜0.0030%である。
なお、REMとは原子番号が57のランタンから71のルテシウムまでの15元素に、原子番号が21のスカンジウムと原子番号が39のイットリウムとを加えた合計17元素の総称である。通常は、これらの元素の混合物であるミッシュメタルの形で供給され、鋼中に添加される。
Sb(アンチモン)は、浸炭用鋼の製造工程(熱間圧延、熱間鍛造、焼鈍等)における脱炭や浸炭現象を防止する元素である。これらの効果を得るためには、Sb含有量が0.002%以上であることが好ましい。Sb含有量が0.050%を超えると、浸炭処理時に浸炭性を損なう場合がある。従って、Sb含有量を0.002%〜0.050%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.005%〜0.030%である。
上記化学成分中の各元素の質量%で示した含有量が、硬さ指標である下記の式Aを満足する必要がある。なお、選択成分であるMo、Ni、Cuが含まれる場合には、この式Aに代わって、硬さ指標が、下記の式Bに再定義される。
0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.078×Al<0.235・・・(式A)
0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235・・・(式B)
上記化学成分中の各元素の質量%で示した含有量が、焼入れ性指標である下記の式Cを満足する必要がある。なお、選択成分であるMo、Niが含まれる場合には、この式Cに代わって、焼入れ性指標が、下記の式Dに再定義される。
7.5<(0.7×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.16×Cr+1)<44・・・(式C)
7.5<(0.7×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.16×Cr+1)×(3×Mo+1)×(0.3633×Ni+1)<44・・・(式D)
Al、N、及び、Tiの質量%で示した含有量が、AlN析出量指標である下記の式Eを満足する必要がある。
0.0003<Al×(N−Ti×(14/48))<0.0011・・・(式E)
鋼に含まれるNは、まずTiと結びついてTiNを形成する。つまり、上記の式E中の「(N−Ti×(14/48))」は、Nが鋼中においてTiN以外の形態になっている状態、すなわち、AlNとなる可能性のあるN量を表している。上記の式E中の「14」はNの原子量、「48」はTiの原子量を表す。
鋳造工程として、表1に示す化学組成を有する転炉溶製鋼を、連続鋳造により鋳造して鋳片を得た。この鋳片に、均熱拡散処理、分塊圧延を施して、162mm角の鋼材とした。この鋼材を用いて、熱間加工工程として、熱間圧延を施し、長手方向と直交する切断面が円形で、その切断面の直径が35mmとなる棒状の熱間加工鋼材を得た。この熱間加工鋼材に、徐冷工程として、圧延ライン後に設置した保温カバー又は熱源付き保温カバーを用いて、表2に示す冷却速度で徐冷を行って、浸炭用鋼を得た。その後、球状化熱処理工程(SA工程:Spherodizing Annealing)として、球状化熱処理を行った。
比較例No.19は、硬さ指標が本発明の範囲を満たしていないため、浸炭用鋼の硬さ及び限界圧縮率が不十分となった例である。
比較例No.20及びNo.21は、焼入れ性指標が本発明の範囲を満たしていないため、浸炭鋼部品の鋼部の硬さが不十分となった例である。
比較例No.22は、化学成分のB含有量が本発明の範囲を満たしていないため、浸炭鋼部品の鋼部の硬さが不十分となった例である。
比較例No.23は、化学成分のC含有量と、硬さ指標とが、本発明の範囲を満たしていないため、浸炭用鋼の硬さ及び限界圧縮率が不十分となった例である。
比較例No.24は、化学成分のC含有量が本発明の範囲を満たしていないため、浸炭鋼部品の鋼部の硬さが不十分となった例である。
比較例No.25は、化学成分のAl含有量、及び、N含有量と、AlN析出量指標とが、本発明の範囲を満たしていないため、浸炭用鋼の限界圧縮率と、浸炭鋼部品の鋼部の硬さとが不十分となった例である。浸炭用鋼の限界圧縮率が不十分になったのは、N含有量が多いため、粗大なTiNが生成し、これが冷間加工時の破壊の起点となったためである。浸炭鋼部品の鋼部の硬さが不十分になったのは、AlN析出量指標の値が小さいため、B添加による焼入れ性向上効果を得ることができなかったことと、浸炭時にAlNによるオーステナイト結晶粒のピン止め効果が不十分で粗大粒が発生したことに起因する。
比較例No.26は、化学成分のAl含有量が本発明の範囲を超えているため、浸炭用鋼の硬さ及び限界圧縮率が不十分となった例である。
比較例No.27は、化学成分のN含有量と、AlN析出量指標とが本発明の範囲を満たしていないため、浸炭鋼部品の鋼部の硬さが不十分となった例である。これは、B添加による焼入れ性向上効果を得ることができなかったことと、浸炭時にAlNによるオーステナイト結晶粒のピン止め効果が不十分で粗大粒が発生したことに起因する。
比較例No.28は、AlN析出量指標が本発明の範囲を超えているため、浸炭鋼部品の鋼部の硬さが不十分となった例である。
鋳造工程として、表1に示す鋼No.Bの化学組成を有する転炉溶製鋼を、連続鋳造により鋳造して鋳片を得た。この鋳片に、均熱拡散処理、分塊圧延を施して、162mm角の鋼材とした。この鋼材を用いて、熱間制御圧延工程として、表3に示す仕上温度で熱間制御圧延を施し、長手方向と直交する切断面が円形で、その切断面の直径が35mmとなる棒状の熱間制御圧延鋼材を得た。この熱間制御圧延鋼材に、急冷工程として、圧延ライン後に設置した水冷装置を用いて、表3に示す温度になるまで表層部の急冷を行った。そして、復熱工程として、急冷効果が及んでいない中心部の熱による復熱よって、上記表層部の温度を再度上昇させて、浸炭用鋼を得た。その後、球状化熱処理工程(SA工程)として、球状化熱処理を行った。
Claims (13)
- 化学成分が、質量%で、
C:0.07%〜0.13%、
Si:0.0001%〜0.50%、
Mn:0.0001%〜0.80%、
S:0.0001%〜0.100%、
Cr:1.30%超〜5.00%、
B:0.0005%〜0.0100%、
Al:0.070%〜0.200%、
N:0.0030%〜0.0100%
を含有し、
Ti:0.020%以下、
P:0.050%以下、
O:0.0030%以下
に制限し、
残部がFe及び不可避的不純物からなり、
前記化学成分中の各元素の質量%で示した含有量が、
硬さ指標として下記の式1、
焼入れ性指標として下記の式2、及び、
AlN析出量指標として下記の式3、
を同時に満足する
ことを特徴とする浸炭用鋼。
0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.078×Al<0.235・・・(式1)
7.5<(0.7×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.16×Cr+1)<44・・・(式2)
0.0003<Al×(N−Ti×(14/48))<0.0011・・・(式3) - 前記化学成分が、更に、質量%で
Nb:0.002%〜0.100%、
V:0.002%〜0.20%、
Mo:0.005%〜0.50%、
Ni:0.005%〜1.00%、
Cu:0.005%〜0.50%、
Ca:0.0002%〜0.0030%、
Mg:0.0002%〜0.0030%、
Te:0.0002%〜0.0030%、
Zr:0.0002%〜0.0050%、
Rare Earth Metal:0.0002%〜0.0050%、
Sb:0.002%〜0.050%
のうちの少なくとも1つを含有し、
前記硬さ指標が前記式1に代わって下記の式4に、前記焼入れ性指標が前記式2に代わって下記の式5に、定義される
ことを特徴とする請求項1に記載の浸炭用鋼。
0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235・・・(式4)
7.5<(0.7×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.16×Cr+1)×(3×Mo+1)×(0.3633×Ni+1)<44・・・(式5) - 請求項1又は2に記載の浸炭用鋼であって、
金属組織が、面積%で、フェライトとパーライトとを、合計で、85%以上100%以下含む
ことを特徴とする浸炭用鋼。 - 請求項3に記載の浸炭用鋼であって、
前記金属組織が、面積%で、前記フェライトと球状化セメンタイトとを、合計で、85%以上100%以下含む
ことを特徴とする浸炭用鋼。 - 請求項1又は2に記載の浸炭用鋼であって、
形状が、長手方向と直交する切断面が円形となる棒状又は線状であり、
周面から前記切断面の中心までの距離を単位mmでrとすると、周面からr×0.01までの領域である表層部の金属組織が、面積%で、フェライトとパーライトとを、合計で、10%以下に制限し、
残部がマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、及び、セメンタイトのうちの少なくとも1つを含む
ことを特徴とする浸炭用鋼。 - 請求項5に記載の浸炭用鋼であって、
前記表層部の前記金属組織に含まれるセメンタイトのうち、90%以上100%以下が、アスペクト比3以下のセメンタイトである
ことを特徴とする浸炭用鋼。 - 請求項1又は2に記載の浸炭用鋼の製造方法であって:
鋳片を得る鋳造工程と;
前記鋳片を、熱間塑性加工して熱間加工鋼材を得る熱間加工工程と;
前記熱間加工工程後に、前記熱間加工鋼材の表面温度が800℃〜500℃となる温度範囲を0℃/秒超1℃/秒以下の冷却速度で徐冷する徐冷工程と;を有する
ことを特徴とする浸炭用鋼の製造方法。 - 前記徐冷工程後の前記熱間加工鋼材に、更に、球状化熱処理を施す球状化熱処理工程を有する
ことを特徴とする請求項7に記載の浸炭用鋼の製造方法。 - 請求項1又は2に記載の浸炭用鋼の製造方法であって:
鋳片を得る鋳造工程と;
前記鋳片を、最終仕上圧延の出口側で表面温度が700℃〜1000℃となる条件に制御して熱間圧延を行って熱間制御圧延鋼材を得る熱間制御圧延工程と;
前記熱間制御圧延工程後に、前記熱間制御圧延鋼材の表面温度が0℃超500℃以下となるように急冷する急冷工程と;
前記急冷工程後の前記熱間制御圧延鋼材を少なくとも1回以上復熱させる復熱工程と;を有する
ことを特徴とする浸炭用鋼の製造方法。 - 前記復熱工程後の前記熱間制御圧延鋼材に、更に、球状化熱処理を施す球状化熱処理工程を有する
ことを特徴とする請求項9に記載の浸炭用鋼の製造方法。 - 鋼部と、前記鋼部の外面に生成した厚さ0.4mm超2mm未満の浸炭層とを備える浸炭鋼部品であって:
前記浸炭層において、
表面から深さ50μmの位置でのビッカース硬さがHV650以上HV1000以下であり、前記表面から深さ0.4mmの位置でのビッカース硬さがHV550以上HV900以下であり、かつ、前記表面から深さ0.4mmの位置での金属組織が、面積%で、マルテンサイトを90%以上100%以下含み;
前記表面から深さ2mmの位置の前記鋼部について、
請求項1又は2に記載の前記化学成分からなり、かつ、ビッカース硬さがHV250以上HV500以下である
ことを特徴とする浸炭鋼部品。 - 請求項11に記載の浸炭鋼部品の製造方法であって:
前記浸炭用鋼に、冷間塑性加工を施して形状を付与する冷間加工工程と;
前記冷間加工工程後の前記浸炭用鋼に、浸炭処理、又は浸炭窒化処理を施す浸炭工程と;
前記浸炭工程後に、焼入れ処理、又は焼入れ・焼戻し処理を施す仕上熱処理工程と;を有する
ことを特徴とする浸炭鋼部品の製造方法。 - 請求項12に記載の浸炭鋼部品の製造方法であって、
前記冷間加工工程後で前記浸炭工程前に、更に、切削加工を施して形状を付与する切削工程を有する
ことを特徴とする浸炭鋼部品の製造方法。
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