JP5350181B2 - 結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼 - Google Patents
結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼 Download PDFInfo
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Description
本発明は、自動車などの輸送機器、建設機械、その他産業機械などにおいて、疲労特性等を改善するために浸炭（ガス浸炭、プラズマ浸炭、真空浸炭、高濃度浸炭など）や浸炭窒化などの表面硬化処理を施して表層部の硬度を高めることが必要な機械構造部品、特に歯車（軸付き歯車など）、シャフト、軸受、動力伝達用プーリ、等速ジョイントなどの素材として有用な結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼、および機械構造部品に関するものである。
自動車、建設機械、その他各種産業機械に用いられる機械部品のうち、例えば歯車のように耐磨耗性や高疲労強度が要求される部品は、ＪＩＳ規格で定められたＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭなどの肌焼鋼を鍛造・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、浸炭や浸炭窒化処理などの表面硬化処理を施し、仕上げ工程（切削や研磨など）を経て製造される。
近年、部品の製造コストを低減する取り組みとして、機械加工にかかるコストを低減するため切削加工から鍛造に変更するとともに、鍛造加工でも寸法精度が高く鍛造後の切削コストを抑えることのできる温間鍛造や冷間鍛造が適用される傾向がある。しかし、温間鍛造や冷間鍛造は、鍛造中に蓄積された加工歪によって、表面硬化処理時に結晶粒の粗大化が起こるという問題がある。また、表面硬化処理については浸炭時間を短縮して生産性を向上させるため、より高温での浸炭が望まれており、従来のガス浸炭に代わって真空浸炭が用いられるようになっている。真空浸炭は９５０℃を超える高温処理が可能であるため、浸炭時間を短縮できる上に部品表面に浸炭異常層が発生しにくいという利点がある反面、浸炭時に結晶粒の粗大化が起こりやすく機械的性質の低下や焼入れ歪が大きくなるという問題を有している。
このような背景下、温間鍛造や冷間鍛造のような鍛造加工をした後に、高温の表面硬化処理（真空浸炭処理など）を行っても結晶粒の粗大化が生じ難い鋼材が強く望まれている。
従来、浸炭時の結晶粒の粗大化を防止する技術として、例えば特許文献１〜６には、主にＡｌ、Ｎｂ、Ｔｉなどの元素を添加し、これらの析出物を微細に分散させる技術が提案されている。特許文献１〜２はいずれもＢ（ボロン）を必須成分として、特許文献１ではＮｂの析出物、ＮｂとＡｌの複合析出物を分散させ、特許文献２ではＴｉ炭化物、Ｔｉ複合炭化物、Ｔｉ窒化物を分散させることにより結晶粒を微細化できる旨を開示している。特許文献３ではピンニング効果を発揮する元素としてＭｏやＴｉを用い、Ｍｏ系炭化物、Ｔｉ系炭化物、Ｔｉ−Ｍｏ系炭化物を析出させている。特許文献４ではＴｉとＮｂを同時に含む炭化物や炭窒化物、特許文献５〜６では（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）を析出させて結晶粒の粗大化を防止できる旨が開示されている。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は温間鍛造や冷間鍛造等の加工後、従来よりも高温の１０５０℃以上で表面硬化処理を行っても結晶粒の粗大化が防止できる肌焼鋼を提供することにある。
従来はピンニング効果を有する析出物として、上述した特許文献１〜６に示されるようなＡｌ、Ｎｂ、Ｔｉ系の析出物が用いられていた。しかし、本発明者が検討を重ねたところ、従来提案されてきた析出物は１０５０℃以上もの高温で表面硬化処理を行うと、析出物自体が溶けてなくなったり、また大きい析出物が小さい析出物を取り込んで粗大化してしまう、いわゆるオストワルド成長をする結果、十分な結晶粒粗大化防止効果が発揮できないことが判明した。
しかし近年では精度の高いニアネット成形が望まれているため冷間強加工と高温での表面硬化処理のニーズが強く、より高度な結晶粒粗大化防止特性が要求されている。そこで本発明者が検討を重ねた結果、微細なＴｉ、Ｎｂ、およびＭｏを含有する炭化物、窒化物、および炭窒化物であって、前記析出物中のＴｉ、Ｎｂ、およびＭｏの含有量を適切に制御したもの（以下では、「Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物」と呼ぶ。）を析出させれば、温間鍛造や冷間鍛造の後に高温で表面硬化処理を行っても析出物自体が溶けたり、オストワルド成長をしたりすることがなく、結晶粒粗大化防止効果が十分に発揮できることを見出した。またＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物を形成させるためには、鋼中のＴｉ、Ｎｂ、およびＭｏの含有量を適切に制御するとともに、鋳造段階の冷却速度を遅くしてＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物を析出させ、その後の加熱（分塊圧延前の加熱、熱間圧延前の加熱など）では温度を上げず、加熱時間を短くすることが有効であることも明らかとなった。
特許文献１、４〜６において、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＭｏのいずれも添加したものは、Ｔｉ量が少量であり、最大でも０．０４９％であり、特に特許文献４では鋳造時の冷却速度が速く、鋳片の再加熱温度も高い。特許文献２では、Ｔｉを０．１ｗｔ％超と多く用いており加工性（温間鍛造性、冷間鍛造性、切削性など）が劣化する上、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＭｏのいずれも添加したものではＮｂ量が少量となっている。特許文献３においてＴｉ、Ｎｂ、およびＭｏを添加したものは、Ｎｂ量が少量であり、また熱間加工前の加熱温度を１１００℃以上に高めて炭化物を十分に固溶させ、その後の冷却過程で微細析出物を析出させている。
上記課題を達成した本発明の結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼は、Ｃ：０．１〜０．３％（質量％の意味。以下、同じ。）、Ｓｉ：２．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．３０〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．５％、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５５〜０．０９％、Ｔｉ：０．０５５〜０．０９％、Ｎ：０．００８％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有し、残部は鉄および不可避不純物であり、円相当径１００ｎｍ以下の、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＭｏを含有する炭化物、窒化物、および炭窒化物が平均組成で下記（１）式を満たすとともに、円相当径１００ｎｍ以下の前記炭化物、窒化物、および炭窒化物の個数が１×１０8個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする。
０．０５≦［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）≦１．０ ・・・（１）
（但し、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］は夫々、前記炭化物、窒化物、および炭窒化物中のＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量（質量％）を示す。）
０．０５≦［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）≦１．０ ・・・（１）
（但し、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］は夫々、前記炭化物、窒化物、および炭窒化物中のＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量（質量％）を示す。）
本発明の肌焼鋼は、必要に応じて（ａ）Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｚｒ：０．２０％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．２０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｐｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、およびＣａ：０．０１０％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、を含有していても良い。
本発明は、上記した肌焼鋼から得られる機械構造部品も包含する。
本発明によれば、組成を適切に制御した微細なＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物を析出させているため、温間鍛造や冷間鍛造の後に１０５０℃以上もの高温で表面硬化処理を行った場合でも析出物自体の溶解やオストワルド成長を抑制することができ、表面硬化処理時の結晶粒粗大化を防止することができる。
本発明では、微細なＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物を析出させているところに特徴を有している。以下では、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物の組成、大きさ、および個数について説明する。
本発明におけるＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物は、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＭｏを含有する炭化物、窒化物、および炭窒化物であり、該析出物中のＴｉ、Ｎｂ、およびＭｏの含有量が下記（１）式を満たすものである。より詳細には、後記する実施例で述べるように、析出物の組成を分析した際に、ＣおよびＮの少なくともいずれか一方と、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＭｏのいずれもが検出され、析出物中のＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏの含有量が下記（１）式を満たすものを言う。
０．０５≦［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）≦１．０ ・・・（１）
（但し、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］は夫々、前記炭化物、窒化物、および炭窒化物中のＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量（質量％）を示す。）
０．０５≦［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）≦１．０ ・・・（１）
（但し、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］は夫々、前記炭化物、窒化物、および炭窒化物中のＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量（質量％）を示す。）
本発明におけるＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物は、従来提案されてきたＴｉ−Ｎｂ系析出物に比べて、高温下における析出物のオストワルド成長が起こりにくいため、高温での表面硬化処理時にも結晶粒粗大化防止効果が有効に発揮される。これはＭｏの鋼中での拡散速度が、ＴｉおよびＮｂに比べて遅いことが原因であると考えられる。鋼中の拡散速度は、Ｔｉが１０-5ｍ2／ｓのオーダー、Ｎｂが１０-4ｍ2／ｓのオーダーであるのに対し、Ｍｏは１０-6ｍ2／ｓのオーダーであり、Ｍｏの拡散速度が遅いためにＭｏによるドラッグ効果を引き起こす。ドラッグ効果とは、ＴｉやＮｂが拡散しようとする場合にＭｏも平衡状態を取り戻そうと拡散するが、ＴｉやＮｂがＭｏを引きずって拡散するに際して拡散速度の遅いＭｏがＴｉやＮｂの動きの抵抗となることを言う。このようなＭｏによるドラッグ効果により、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物のオストワルド成長を抑制することができるものと考えられる。
上記（１）式中の［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）の値が、０．０５未満であると、上記したＭｏのドラッグ効果が十分でないため、高温下でのＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物のオストワルド成長を防止することができない。一方、［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）の値が１．０を超えると、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物の融点が低いものとなり、高温下でのＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物の素地への溶け込みが起こりやすくなる。［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）の好ましい下限は０．１０であり、より好ましい下限は０．１５であり、また好ましい上限は０．９０である。
本発明では析出物のサイズについて円相当径１００ｎｍ以下を対象とした。円相当径とは、各析出物について同一の面積となる真円の直径を意味する。円相当径１００ｎｍ（以下、単に「１００ｎｍ」と示す。）を超える析出物は結晶粒粗大化防止効果が十分でないためである。本発明で対象とするＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物のサイズの下限は特に限定されないが、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）の解像度およびＴＥＭ写真の倍率の観点から、およそ５ｎｍである。
本発明では円相当径１００ｎｍ以下のＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物の個数が１×１０8個／ｍｍ2以上である。上記析出物の個数が１×１０8個／ｍｍ2未満であると、結晶粒粗大化防止効果が十分に発揮されない。上記析出物の個数は、好ましく５×１０8個／ｍｍ2以上であり、より好ましくは２×１０9個／ｍｍ2以上である。上記析出物の個数の上限は特に限定されないが、通常１×１０10個／ｍｍ2程度である。
以下では、本発明に係る肌焼鋼の化学成分組成について述べる。
Ｃ：０．１〜０．３％
Ｃは機械構造部品の芯部硬さを確保するのに必要な元素であるため、Ｃ量を０．１％以上と定めた。Ｃ量は好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると鋼材の硬さが必要以上に高くなり、被削性や冷間鍛造性が低下するため、Ｃ量は０．３％以下と定めた。Ｃ量は好ましくは０．２５％以下であり、より好ましくは０．２２％以下である。
Ｃは機械構造部品の芯部硬さを確保するのに必要な元素であるため、Ｃ量を０．１％以上と定めた。Ｃ量は好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると鋼材の硬さが必要以上に高くなり、被削性や冷間鍛造性が低下するため、Ｃ量は０．３％以下と定めた。Ｃ量は好ましくは０．２５％以下であり、より好ましくは０．２２％以下である。
Ｓｉ：２．５％以下（０％を含まない）
Ｓｉは表面硬化層の軟化抵抗性の向上に大きく寄与する元素である。このような作用を有効に発揮するため、Ｓｉ量は０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると機械加工時の被削性や冷間鍛造性が著しく劣化するため、Ｓｉ量は２．５％以下と定めた。Ｓｉ量は好ましくは２％以下であり、より好ましくは１．５％以下である。
Ｓｉは表面硬化層の軟化抵抗性の向上に大きく寄与する元素である。このような作用を有効に発揮するため、Ｓｉ量は０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると機械加工時の被削性や冷間鍛造性が著しく劣化するため、Ｓｉ量は２．５％以下と定めた。Ｓｉ量は好ましくは２％以下であり、より好ましくは１．５％以下である。
Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは溶製時の脱酸剤として作用し、酸化物系介在物を低減して鋼部品の内部品質を高めるとともに、焼入れ性を向上させて鋼部品の芯部硬さや硬化層深さを高め、部品の強度を確保するために有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎを０．１％以上と定めた。Ｍｎ量は好ましくは０．３％以上であり、より好ましくは０．５％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になるとＰが粒界へ偏析するのを助長して粒界強度を下げ、その結果として低サイクル疲労強度を低下させるため、Ｍｎ量は２．０％以下と定めた。Ｍｎ量は好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
Ｍｎは溶製時の脱酸剤として作用し、酸化物系介在物を低減して鋼部品の内部品質を高めるとともに、焼入れ性を向上させて鋼部品の芯部硬さや硬化層深さを高め、部品の強度を確保するために有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎを０．１％以上と定めた。Ｍｎ量は好ましくは０．３％以上であり、より好ましくは０．５％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になるとＰが粒界へ偏析するのを助長して粒界強度を下げ、その結果として低サイクル疲労強度を低下させるため、Ｍｎ量は２．０％以下と定めた。Ｍｎ量は好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは熱間加工時の割れを助長する元素であるため、Ｐ量は０．０３％以下と定めた。Ｐ量は好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下である。Ｐ量は少なければ少ない程好ましいが、鋼材の製造コストの増加を招くため０％とすることは難しく、０．００１％程度の残存は許容される。
Ｐは熱間加工時の割れを助長する元素であるため、Ｐ量は０．０３％以下と定めた。Ｐ量は好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下である。Ｐ量は少なければ少ない程好ましいが、鋼材の製造コストの増加を招くため０％とすることは難しく、０．００１％程度の残存は許容される。
Ｓ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｓは鋼中介在物であるＭｎＳを形成することによって、衝撃強度の異方性を誘発する。そこでＳ量は０．１％以下と定めた。Ｓ量は好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。Ｓ量は少なければ少ない程好ましいが、鋼材の製造コストの増加を招くため０％とすることは難しく、０．００１％程度の残存は許容される。
Ｓは鋼中介在物であるＭｎＳを形成することによって、衝撃強度の異方性を誘発する。そこでＳ量は０．１％以下と定めた。Ｓ量は好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。Ｓ量は少なければ少ない程好ましいが、鋼材の製造コストの増加を招くため０％とすることは難しく、０．００１％程度の残存は許容される。
Ｃｒ：０．３０〜２．０％
Ｃｒは鋼材の焼入れ性を高め、安定した硬化層深さや芯部硬さを十分に確保する作用を有し、歯車などの構造用部材としての静的強度および疲労強度を確保する上で重要な元素である。このような作用を有効に発揮するため、Ｃｒ量は０．３０％以上と定めた。Ｃｒ量は好ましくは０．６０％以上であり、より好ましくは０．８０％以上である。一方、Ｃｒ量が過剰になると旧オーステナイト粒界に偏析して炭化物を形成するため、低サイクル疲労強度が低下する。そこでＣｒ量を２．０％以下と定めた。Ｃｒ量は好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．３％以下である。
Ｃｒは鋼材の焼入れ性を高め、安定した硬化層深さや芯部硬さを十分に確保する作用を有し、歯車などの構造用部材としての静的強度および疲労強度を確保する上で重要な元素である。このような作用を有効に発揮するため、Ｃｒ量は０．３０％以上と定めた。Ｃｒ量は好ましくは０．６０％以上であり、より好ましくは０．８０％以上である。一方、Ｃｒ量が過剰になると旧オーステナイト粒界に偏析して炭化物を形成するため、低サイクル疲労強度が低下する。そこでＣｒ量を２．０％以下と定めた。Ｃｒ量は好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．３％以下である。
Ｍｏ：０．０５〜１．５％
Ｍｏは本発明において最も重要な元素の一つであり、Ｔｉ、Ｎｂとともに炭化物、窒化物、炭窒化物を形成してピンニング粒子として作用するとともに、鋼材の焼入れ性を確保して不完全焼入れ組織の生成を抑制する作用を有する。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｏ量は０．０５％以上と定めた。Ｍｏ量は好ましくは０．１％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｍｏ量が過剰になると鋼部品の芯部硬さが必要以上に高くなり、機械加工時における被削性や冷間鍛造性が劣化するため、Ｍｏ量は１．５％以下と定めた。Ｍｏ量は好ましくは１％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。
Ｍｏは本発明において最も重要な元素の一つであり、Ｔｉ、Ｎｂとともに炭化物、窒化物、炭窒化物を形成してピンニング粒子として作用するとともに、鋼材の焼入れ性を確保して不完全焼入れ組織の生成を抑制する作用を有する。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｏ量は０．０５％以上と定めた。Ｍｏ量は好ましくは０．１％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｍｏ量が過剰になると鋼部品の芯部硬さが必要以上に高くなり、機械加工時における被削性や冷間鍛造性が劣化するため、Ｍｏ量は１．５％以下と定めた。Ｍｏ量は好ましくは１％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）
Ａｌは溶製時に脱酸剤として有効に作用し、また微細な窒化物を形成して浸炭焼入れ時の結晶粒の粗大化を防止する作用を有する。このような作用を有効に発揮させるため、Ａｌ量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると酸化物などの非金属介在物が増大し靭性や切削性を劣化させる。そこでＡｌ量を０．１％以下と定めた。Ａｌ量は好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
Ａｌは溶製時に脱酸剤として有効に作用し、また微細な窒化物を形成して浸炭焼入れ時の結晶粒の粗大化を防止する作用を有する。このような作用を有効に発揮させるため、Ａｌ量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると酸化物などの非金属介在物が増大し靭性や切削性を劣化させる。そこでＡｌ量を０．１％以下と定めた。Ａｌ量は好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
Ｎｂ：０．０５５〜０．０９％
Ｎｂは、単独またはＴｉ、Ｍｏと共に炭化物、窒化物、および炭窒化物を形成することにより、高温での表面硬化処理時の結晶粒粗大化を防止する作用を有する。このような作用を有効に発揮させるため、Ｎｂ量を０．０５５％以上と定めた。Ｎｂ量は好ましくは０．０６０％以上、より好ましくは０．０６５％以上である。一方、Ｎｂ量が過剰になると、鋳造時に粗大なＮｂ炭窒化物が生成し、鋳造割れや圧延割れの原因となる。そこでＮｂ量は０．０９％以下と定めた。Ｎｂ量は好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０７５％以下である。
Ｎｂは、単独またはＴｉ、Ｍｏと共に炭化物、窒化物、および炭窒化物を形成することにより、高温での表面硬化処理時の結晶粒粗大化を防止する作用を有する。このような作用を有効に発揮させるため、Ｎｂ量を０．０５５％以上と定めた。Ｎｂ量は好ましくは０．０６０％以上、より好ましくは０．０６５％以上である。一方、Ｎｂ量が過剰になると、鋳造時に粗大なＮｂ炭窒化物が生成し、鋳造割れや圧延割れの原因となる。そこでＮｂ量は０．０９％以下と定めた。Ｎｂ量は好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０７５％以下である。
Ｔｉ：０．０５５〜０．０９％
Ｔｉは、単独またはＮｂ、Ｍｏと共に炭化物、窒化物、および炭窒化物を形成することにより、高温での表面硬化処理時の結晶粒粗大化を防止する作用を有する。このような作用を有効に発揮させるため、Ｔｉ量は０．０５５％以上と定めた。Ｔｉ量は好ましくは０．０６０％以上であり、より好ましくは０．０６５％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になると粗大なＴｉＮ介在物が生成して、転動疲労特性や切削性を低下させる。そこでＴｉ量は０．０９％以下と定めた。Ｔｉ量は好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０７５％以下である。
Ｔｉは、単独またはＮｂ、Ｍｏと共に炭化物、窒化物、および炭窒化物を形成することにより、高温での表面硬化処理時の結晶粒粗大化を防止する作用を有する。このような作用を有効に発揮させるため、Ｔｉ量は０．０５５％以上と定めた。Ｔｉ量は好ましくは０．０６０％以上であり、より好ましくは０．０６５％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になると粗大なＴｉＮ介在物が生成して、転動疲労特性や切削性を低下させる。そこでＴｉ量は０．０９％以下と定めた。Ｔｉ量は好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０７５％以下である。
Ｎ：０．００８％以下（０％を含まない）
Ｎは他の元素（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏなど）と窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する元素であり、Ｎ量は好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｎ量が過剰になると熱間加工性および延性に悪影響を及ぼすためＮ量は０．００８％以下と定めた。Ｎ量は好ましくは０．００６％以下である。
Ｎは他の元素（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏなど）と窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する元素であり、Ｎ量は好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｎ量が過剰になると熱間加工性および延性に悪影響を及ぼすためＮ量は０．００８％以下と定めた。Ｎ量は好ましくは０．００６％以下である。
Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）
Ｏは硬質な酸化物を形成し、切削性を大幅に劣化させるため、０．００３％以下と定めた。Ｏ量は好ましくは０．００２％以下であり、より好ましくは０．００１％以下である。
Ｏは硬質な酸化物を形成し、切削性を大幅に劣化させるため、０．００３％以下と定めた。Ｏ量は好ましくは０．００２％以下であり、より好ましくは０．００１％以下である。
本発明に係る肌焼鋼の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物（Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｗ、Ｔａ、Ｃｏ、希土類元素など）が、各成分元素の作用効果や部品の特性を阻害しない範囲で鋼中に含まれることは当然に許容される。さらに本発明の肌焼鋼は、必要に応じて以下の任意元素を含有していても良い。
Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）
Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）
ＣｕおよびＮｉはいずれも耐候性を向上させるのに有効な元素であり、Ｎｉはさらにマトリックスに固溶して靭性を向上させる作用も有する。このような作用を有効に発揮するため、Ｃｕ量、Ｎｉ量はいずれも０．１％以上が好ましい。一方、Ｃｕ量が過剰になると熱間加工時（圧延など）の鋼表面に割れや疵が発生するため、Ｃｕ量は０．３％以下が好ましく、より好ましくは０．２５％以下である。また、Ｎｉ量が過剰になると圧延時にベイナイトやマルテンサイト組織が発生して靭延性が低下するため、Ｎｉ量は１．０％以下が好ましく、より好ましくは０．８％以下である。Ｃｕ、Ｎｉは単独で添加しても良いし、併用しても良い。
Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）
ＣｕおよびＮｉはいずれも耐候性を向上させるのに有効な元素であり、Ｎｉはさらにマトリックスに固溶して靭性を向上させる作用も有する。このような作用を有効に発揮するため、Ｃｕ量、Ｎｉ量はいずれも０．１％以上が好ましい。一方、Ｃｕ量が過剰になると熱間加工時（圧延など）の鋼表面に割れや疵が発生するため、Ｃｕ量は０．３％以下が好ましく、より好ましくは０．２５％以下である。また、Ｎｉ量が過剰になると圧延時にベイナイトやマルテンサイト組織が発生して靭延性が低下するため、Ｎｉ量は１．０％以下が好ましく、より好ましくは０．８％以下である。Ｃｕ、Ｎｉは単独で添加しても良いし、併用しても良い。
Ｚｒ：０．２０％以下（０％を含まない）
Ｖ：０．２０％以下（０％を含まない）
Ｚｒ、Ｖはいずれも炭素および窒素と活性な元素であり、微細な析出物を生成することによって結晶粒粗大化防止特性を向上できる。このような作用を有効に発揮させるため、Ｚｒ量、Ｖ量はいずれも０．０３％以上が好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｚｒ量、Ｖ量が過剰になると熱間加工（例えば、熱間圧延）時の鋼表面に割れや疵が発生するため、Ｚｒ量、Ｖ量はいずれも０．２０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下である。Ｚｒ、Ｖは単独で添加しても良いし、併用しても良い。
Ｖ：０．２０％以下（０％を含まない）
Ｚｒ、Ｖはいずれも炭素および窒素と活性な元素であり、微細な析出物を生成することによって結晶粒粗大化防止特性を向上できる。このような作用を有効に発揮させるため、Ｚｒ量、Ｖ量はいずれも０．０３％以上が好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｚｒ量、Ｖ量が過剰になると熱間加工（例えば、熱間圧延）時の鋼表面に割れや疵が発生するため、Ｚｒ量、Ｖ量はいずれも０．２０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下である。Ｚｒ、Ｖは単独で添加しても良いし、併用しても良い。
Ｐｂ：０．１０％以下（０％を含まない）
Ｂｉ：０．１０％以下（０％を含まない）
Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃａはいずれも鋼材の被削性を向上させる元素である。さらに、Ｃａについては鋼材中の硫化物の展伸を抑制して衝撃特性を向上させるとともに、粗大なＴｉ硫化物の生成を抑制して鍛造性を向上させる作用を有する。このような効果を有効に発揮させるため、Ｐｂ量、Ｂｉ量はいずれも０．０２％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。Ｃａ量は０．０００５％以上が好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。一方、Ｐｂ量、Ｂｉ量が過剰になると強度が低下し、Ｃａ量が過剰になると粗大なＣａ酸化物が生成することによって却って強度が低下する。Ｐｂ量、Ｂｉ量はいずれも０．１０％以下が好ましく、より好ましくは０．０９％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。Ｃａ量は０．０１０％以下が好ましく、０．００５％以下が好ましい。Ｐｂ、Ｂｉ、およびＣａは単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。
Ｂｉ：０．１０％以下（０％を含まない）
Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃａはいずれも鋼材の被削性を向上させる元素である。さらに、Ｃａについては鋼材中の硫化物の展伸を抑制して衝撃特性を向上させるとともに、粗大なＴｉ硫化物の生成を抑制して鍛造性を向上させる作用を有する。このような効果を有効に発揮させるため、Ｐｂ量、Ｂｉ量はいずれも０．０２％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。Ｃａ量は０．０００５％以上が好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。一方、Ｐｂ量、Ｂｉ量が過剰になると強度が低下し、Ｃａ量が過剰になると粗大なＣａ酸化物が生成することによって却って強度が低下する。Ｐｂ量、Ｂｉ量はいずれも０．１０％以下が好ましく、より好ましくは０．０９％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。Ｃａ量は０．０１０％以下が好ましく、０．００５％以下が好ましい。Ｐｂ、Ｂｉ、およびＣａは単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。
本発明の範囲にＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物の量を制御するためには、溶製−鋳造−分塊圧延−熱間圧延という一連の製造工程において、特に鋳造時の冷却速度、およびその後の加熱条件を制御することが好ましい。より詳細には、鋳造時の１０００〜７００℃（鋳片の表面中央温度）の間の冷却速度を遅くし、その後の加熱過程（例えば分塊圧延前の加熱、熱間圧延前の加熱）では加熱温度を低くし、保持時間を短くすることが有効である。各工程の好ましい条件は以下の通りである。
鋳造時の１０００〜７００℃（鋳片の表面中央温度）の間の冷却速度：１５℃／分以下
１０００〜７００℃の間の冷却速度を制御するのは、該温度範囲でＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物が析出するためである。該冷却速度が１５℃／分を超えると、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物中の［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）の値が０．０５未満となり、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物による結晶粒粗大化防止特性を有効に発揮することができない。該冷却速度は好ましくは１３℃／分以下、より好ましくは１０℃／分以下である。冷却速度の下限は特に限定されないが、実操業上５℃／分程度である。
１０００〜７００℃の間の冷却速度を制御するのは、該温度範囲でＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物が析出するためである。該冷却速度が１５℃／分を超えると、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物中の［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）の値が０．０５未満となり、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物による結晶粒粗大化防止特性を有効に発揮することができない。該冷却速度は好ましくは１３℃／分以下、より好ましくは１０℃／分以下である。冷却速度の下限は特に限定されないが、実操業上５℃／分程度である。
分塊圧延前の加熱温度１２００℃以下、保持時間：１時間以下
分塊圧延前の加熱温度が１２００℃を超え、また加熱時間が１時間を超えると、鋳造時の冷却の際に生成させた微細なＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物が溶解したり、オストワルド成長したりする結果、微細なＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物の個数が不足することとなり、表面硬化処理時の結晶粒粗大化防止効果を有効に発揮することができない。分塊圧延前の加熱温度の下限は、分塊圧延の際の変形能の観点から１１００℃程度である。
分塊圧延前の加熱温度が１２００℃を超え、また加熱時間が１時間を超えると、鋳造時の冷却の際に生成させた微細なＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物が溶解したり、オストワルド成長したりする結果、微細なＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物の個数が不足することとなり、表面硬化処理時の結晶粒粗大化防止効果を有効に発揮することができない。分塊圧延前の加熱温度の下限は、分塊圧延の際の変形能の観点から１１００℃程度である。
熱間圧延前の加熱温度：１０００℃以下
熱間圧延前の加熱温度が１０００℃を超えると、鋳造時の冷却の際に生成させたＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物がオストワルド成長し、粗大な析出物によって圧延時の鋼材割れや鍛造時の割れの原因となるとともに、微細なＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物の個数が不足する結果、表面硬化処理時の結晶粒粗大化防止効果を有効に発揮することができない。また熱間圧延前の加熱温度の下限は、圧延性、および圧延材の表面品質の観点から、８５０℃程度とすることが好ましい。
熱間圧延前の加熱温度が１０００℃を超えると、鋳造時の冷却の際に生成させたＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物がオストワルド成長し、粗大な析出物によって圧延時の鋼材割れや鍛造時の割れの原因となるとともに、微細なＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物の個数が不足する結果、表面硬化処理時の結晶粒粗大化防止効果を有効に発揮することができない。また熱間圧延前の加熱温度の下限は、圧延性、および圧延材の表面品質の観点から、８５０℃程度とすることが好ましい。
以下、実施例を挙げて本発明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勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
表１に示す化学成分の鋼を通常の溶製法に従って溶製し、鋳造時の１０００〜７００℃（鋳片の表面中央温度）の間を表２に示す冷却速度で冷却した後、鋳片を表２に示す分塊圧延加熱相当温度に再加熱して１時間保持し、φ３０ｍｍの棒鋼に鍛伸した。次に、熱間圧延前の加熱を模擬するため、９００℃の温度で焼きならしし、７６０℃で球状化焼鈍した後、前記棒鋼からφ１２ｍｍ×１８ｍｍの円柱圧縮試験片を削り出した。
（１）結晶粒度の測定
前記円柱圧縮試験片を室温で高さ方向に圧縮し（圧縮率：６０％、高さ：７．２ｍｍ）、その後以下に示す浸炭条件で真空浸炭処理を行い、結晶粒度を測定した。結晶粒度の測定は、真空浸炭処理をした試験片断面の、相当歪１．２となる箇所の浸炭層を検鏡位置としてエッチングを行った後、光学顕微鏡で観察し（倍率：２００倍）、ＪＩＳ Ｇ０５５１に従って旧オーステナイト粒の粒度番号を求めた。結晶粒度番号は７番以上を合格とした。
前記円柱圧縮試験片を室温で高さ方向に圧縮し（圧縮率：６０％、高さ：７．２ｍｍ）、その後以下に示す浸炭条件で真空浸炭処理を行い、結晶粒度を測定した。結晶粒度の測定は、真空浸炭処理をした試験片断面の、相当歪１．２となる箇所の浸炭層を検鏡位置としてエッチングを行った後、光学顕微鏡で観察し（倍率：２００倍）、ＪＩＳ Ｇ０５５１に従って旧オーステナイト粒の粒度番号を求めた。結晶粒度番号は７番以上を合格とした。
浸炭条件
浸炭期 温度：１０５０℃
時間：１０分
ガス：アセチレン
拡散期 温度：１０５０℃
時間：１０分
ガス：アセチレン
浸炭期 温度：１０５０℃
時間：１０分
ガス：アセチレン
拡散期 温度：１０５０℃
時間：１０分
ガス：アセチレン
（２）Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ析出物の測定
Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ析出物の測定について、図１〜２を参照しつつ説明する。図１は上記した９００℃での焼きならし材の透過型電子顕微鏡写真であり、図２は前記透過型電子顕微鏡写真において観察された１００ｎｍ以下の析出物についてＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置）分析を行ったグラフである。上記の９００℃焼きならし材の軸心に垂直な断面のＤ／４位置（Ｄは直径）から、透過型電子顕微鏡用の試料を作製し、観察倍率１０万倍で観察した（図１）。１００ｎｍ以下の析出物について任意の５個を選択して、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置）で特性Ｘ線強度を測定し（図２）、前記５個それぞれについて、特性Ｘ線の強度比を、含有する合金元素で質量％に半定量化して析出物中のＣ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＭｏの含有量を算出した。その結果、表２の実験Ｎｏ．１７を除いていずれの実験例においても、選択した５個の析出物全てからＣまたはＮの少なくともいずれかが検出された。さらに［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）を算出して前記５個の析出物の平均値を求めた。本発明における１００ｎｍ以下の析出物の平均組成は、経験的に１００ｎｍ以下の任意の５個の析出物の平均組成で代表させることができる。従って、［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）の値についても、前記５個の析出物の平均値を、本発明における円相当径１００ｎｍ以下のＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物の［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）の値の平均値とした。
Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ析出物の測定について、図１〜２を参照しつつ説明する。図１は上記した９００℃での焼きならし材の透過型電子顕微鏡写真であり、図２は前記透過型電子顕微鏡写真において観察された１００ｎｍ以下の析出物についてＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置）分析を行ったグラフである。上記の９００℃焼きならし材の軸心に垂直な断面のＤ／４位置（Ｄは直径）から、透過型電子顕微鏡用の試料を作製し、観察倍率１０万倍で観察した（図１）。１００ｎｍ以下の析出物について任意の５個を選択して、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置）で特性Ｘ線強度を測定し（図２）、前記５個それぞれについて、特性Ｘ線の強度比を、含有する合金元素で質量％に半定量化して析出物中のＣ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＭｏの含有量を算出した。その結果、表２の実験Ｎｏ．１７を除いていずれの実験例においても、選択した５個の析出物全てからＣまたはＮの少なくともいずれかが検出された。さらに［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）を算出して前記５個の析出物の平均値を求めた。本発明における１００ｎｍ以下の析出物の平均組成は、経験的に１００ｎｍ以下の任意の５個の析出物の平均組成で代表させることができる。従って、［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）の値についても、前記５個の析出物の平均値を、本発明における円相当径１００ｎｍ以下のＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物の［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）の値の平均値とした。
次に円相当径１００ｎｍ以下の析出物の個数は、測定視野０．８１μｍ2を観察倍率１０万倍で３視野観察して測定し、３視野の平均を１００ｎｍ以下の析出物の個数とした。ここで、上述したように本発明における１００ｎｍ以下の析出物の平均組成は、１００ｎｍ以下の任意の５個の析出物の組成で代表できることから、ここで測定される１００ｎｍ以下の析出物の個数は、上記した任意の５個から算出される平均組成を有する析出物の個数であるとみなせる。
結果を表２に示す。
表２における実験Ｎｏ．１〜１６は、鋼の化学成分および製造条件が適切に制御されているため、１００ｎｍ以下のＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物の［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）の値、および個数が本発明で規定する要件を満たすものとなり、高温浸炭後の結晶粒を微細なものとすることができた。
一方、実験Ｎｏ．１７〜２５は、鋼の化学成分および製造条件のいずれかが不適切であったため、高温浸炭後の結晶粒が粗大化した例である。
実験Ｎｏ．１７は、Ｔｉ、Ｎｂが含有されていない例であり、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物が生成されないため浸炭後の結晶粒が粗大となった。なお、実験Ｎｏ．１７ではＴｉおよびＮｂが含有されていないため、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物は存在しえないことから、析出物の個数はカウントしていない。
実験Ｎｏ．１８はＭｏ量が少なかった例であり、１００ｎｍ以下のＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物中の［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）の値が小さくなり、Ｍｏによるドラッグ効果が十分でなかったために、浸炭後の結晶粒が粗大となった。
実験Ｎｏ．１９はＮｂ量およびＴｉ量が少なかった例であり、１００ｎｍ以下のＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物の個数が不足したため、浸炭後の結晶粒が粗大となった。
実験Ｎｏ．２０はＴｉ量が少なかった例であり、［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）の値が大きくなり、浸炭時にＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物が溶け析出物個数が不足したため、浸炭後の結晶粒が粗大となった。
実験Ｎｏ．２１はＭｏ量が多かった例であり、１００ｎｍ以下のＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物中の［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）の値が大きくなり、浸炭時にＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物が素地へ溶け込んでしまったため、浸炭後の結晶粒が粗大となった。
実験Ｎｏ．２２は、鋳片の冷却速度が速かった例であり、１００ｎｍ以下のＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物中の［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）の値が小さくなり、浸炭後の結晶粒が粗大となった。
実験Ｎｏ．２３は、分解圧延加熱相当温度が高かった例であり、１００ｎｍ以下のＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物の個数が不足したため、浸炭後の結晶粒が粗大となった。
実験Ｎｏ．２４、２５はＮｂ量またはＴｉ量が多かった例であり、１００ｎｍ以下のＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系析出物中の［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）の値が小さくなり、浸炭後の結晶粒が粗大となった。
Claims (5)
- Ｃ ：０．１〜０．３％（質量％の意味。以下、同じ。）、
Ｓｉ：２．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．３０〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．５％、
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．０５５〜０．０９％、
Ｔｉ：０．０５５〜０．０９％、
Ｎ ：０．００８％以下（０％を含まない）、
Ｏ ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有し、残部は鉄および不可避不純物であり、
円相当径１００ｎｍ以下の、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＭｏを含有する炭化物、窒化物、および炭窒化物が平均組成で下記（１）式を満たすとともに、
円相当径１００ｎｍ以下の前記炭化物、窒化物、および炭窒化物の個数が１×１０8個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼。
０．０５≦［Ｍｏ］／（［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］）≦１．０ ・・・（１）
（但し、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］は夫々、前記炭化物、窒化物、および炭窒化物中のＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量（質量％）を示す。） - 更に、
Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の肌焼鋼。 - 更に、
Ｚｒ：０．２０％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．２０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１または２に記載の肌焼鋼。 - 更に、
Ｐｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、
Ｂｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、および
Ｃａ：０．０１０％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種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の肌焼鋼。 - 請求項１〜４のいずれかに記載の肌焼鋼から得られる機械構造部品。
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