JP5643622B2 - 肌焼鋼、およびこれを用いた機械構造部品 - Google Patents

肌焼鋼、およびこれを用いた機械構造部品 Download PDF

Info

Publication number
JP5643622B2
JP5643622B2 JP2010267150A JP2010267150A JP5643622B2 JP 5643622 B2 JP5643622 B2 JP 5643622B2 JP 2010267150 A JP2010267150 A JP 2010267150A JP 2010267150 A JP2010267150 A JP 2010267150A JP 5643622 B2 JP5643622 B2 JP 5643622B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
based precipitates
hardness
steel
crystal grains
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
JP2010267150A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2012117102A (ja
Inventor
成朗 岡本
成朗 岡本
睦久 永濱
睦久 永濱
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Priority to JP2010267150A priority Critical patent/JP5643622B2/ja
Publication of JP2012117102A publication Critical patent/JP2012117102A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5643622B2 publication Critical patent/JP5643622B2/ja
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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、浸炭処理して使用される機械構造部品、およびこの素材となる肌焼鋼に関するものであり、特に、衝撃疲労特性に優れた機械構造部品を提供する技術に関するものである。
輸送機器、建設機械、その他産業機械などにおいて、高強度が要求される機械構造部品の素材には、SCr、SCM、SNCMなどのJIS規格で定められた機械構造用合金鋼鋼材(肌焼鋼)が使用される。この肌焼鋼には、鍛造や切削などの機械加工により所望の部品形状に成形された後、浸炭や浸炭窒化などの表面硬化処理を施され、その後研磨などの工程を経て機械構造部品が製造される。
近年、上記機械構造部品製造時のリードタイムを短縮することが望まれており、上記表面硬化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われている。しかし上記表面硬化処理を高温化すると機械構造部品の結晶粒が粗大化し、機械的特性が劣化するという問題が生じている。そこで結晶粒の粗大化を防止する技術が特許文献1、2に提案されており、本出願人も同様の技術を特許文献3〜8に提案している。これらの文献には、AlN、Nb(CN)、TiCなどの析出物を鋼中に微細に分散させることによってピンニング効果を発揮させ、結晶粒の粗大化を防止する技術が開示されている。
特開平11−335777号公報 特開2004−183064号公報 特開2006−161142号公報 特開2006−307270号公報 特開2006−307271号公報 特開2007−162128号公報 特開2007−217761号公報 特開2007−321211号公報 特開2005−36257号公報
ところで、上記機械構造部品には、その用途によって衝撃強度(即ち、強い衝撃に耐えられる特性)のみならず、衝撃疲労強度(即ち、衝撃が繰返し加わる場合に、それに耐えられる特性)が要求される。そこで衝撃強度と衝撃疲労強度の両方を改善した浸炭歯車が、特許文献9に開示されている。この文献には、衝撃強度を高くするには、組織を微細化すべきであるが、衝撃疲労強度を高くするには、組織を粗大化する方が有益であると記載されている。この機構としては、結晶粒度を適度に粗大化させることによって、衝撃疲労亀裂が発生した後の亀裂伝播速度を遅延させることができるため、衝撃疲労強度が向上すると記載されている。そして、この文献では、浸炭の条件を最適化することによって、歯底組織におけるJISオーステナイト結晶粒度番号を4〜6番に制御している。しかし本発明者が上記特許文献9に開示されている浸炭歯車の衝撃疲労特性について調べたところ、更なる改善の余地が残されていることが判明した。
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、衝撃疲労特性に優れた機械構造部品、およびこの素材となる肌焼鋼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肌焼鋼は、質量%で、C:0.10〜0.30%、Si:1.0%以下(0%を含まない)、Mn:2.0%以下(0%を含まない)、P:0.03%以下(0%を含まない)、S:0.03%以下(0%を含まない)、Cr:2.0%以下(0%を含まない)、Al:0.06%以下(0%を含まない)、Nb:0.02〜0.10%、N:0.005〜0.025%を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼である。そしてこの鋼は、面積10μm2以上のNb系析出物(以下、粗大Nb系析出物ということがある)を2.0〜10.0個/mm2、面積2μm2以上10μm2未満のNb系析出物(以下、微細Nb系析出物ということがある)を0.1〜0.7個/mm2含有しているところに特徴を有している。
上記肌焼鋼は、更に、他の元素として、
(a)Mo:2%以下(0%を含まない)、
(b)Cu:0.5%以下(0%を含まない)および/またはNi:0.5%以下(0%を含まない)
等を含有することが好ましい。
本発明には、上記肌焼鋼を冷間加工した後、浸炭処理した機械構造部品も包含され、この機械構造部品は、表面から深さ50μm位置における旧オーステナイト粒の結晶粒度が0〜4番で、且つ旧オーステナイト粒内における硬さが720HV以上である。
本発明では、肌焼鋼に粗大Nb系析出物と微細Nb系析出物を適切な密度でバランス良く分散させている。この肌焼鋼を冷間加工した後、浸炭処理することによって、機械構造部品の表面近傍(表層部)に高硬度の粗大な結晶粒を生成させることができるため、機械構造部品の衝撃疲労特性を向上させることができる。
図1は、試験片に形成した切り欠き形状を示す模式図である。 図2は、試験片の形状を示す模式図である。 図3は、浸炭処理条件を示す模式図である。 図4は、衝撃疲労特性を測定するときの様子を示した模式図である。
上記特許文献9に開示されているように、浸炭歯車の衝撃強度と衝撃疲労強度を改善するには、結晶粒を粗大化させることが有効である。しかし同文献に指摘されているように、結晶粒を粗大化し過ぎると、結晶粒界で亀裂が進展し、破壊寿命が短くなる。
そこで本発明者は、上記特許文献9に開示されているよりも結晶粒を粗大化したうえで、上記特許文献9で指摘されている問題点を改善し、機械構造部品(特に、歯車)の衝撃疲労特性を改善するために鋭意検討を重ねてきた。その結果、機械構造部品の表層部における結晶粒の硬度を高めれば、結晶粒を粗大化しても機械構造部品の衝撃疲労特性を改善できること、こうした機械構造部品を製造するには、粗大Nb系析出物と微細Nb系析出物を適切なバランスで分散させた肌焼鋼を用意し、この肌焼鋼を冷間加工した後、浸炭処理すればよいことを見出し、本発明を完成した。
即ち、衝撃疲労亀裂は、結晶粒内よりも結晶粒界を伝播し易いが、機械構造部品の表層部における結晶粒を粗大化して結晶粒界の量を低減することによって、衝撃疲労亀裂の伝播を抑制できる。そのため、衝撃疲労特性が向上する。そこで本発明では、機械構造部品の表層部における結晶粒を粗大化させるために、機械構造部品の素材として、面積10μm2以上のNb系析出物を2.0〜10.0個/mm2の範囲で含有した肌焼鋼を用いる。粗大Nb系析出物の密度をこの範囲に制御することによって、Nb系析出物によるピンニング効果により、結晶粒の粒度を0〜4番の範囲に制御できる。
ところが、機械構造部品の結晶粒を粗大化して結晶粒界を減少させたとしても衝撃疲労特性を充分に改善できなかった。この理由ついて調べたところ、結晶粒が大きくなると、結晶粒内に初期の衝撃疲労亀裂が発生し易くなり、この亀裂が結晶粒内を伝播し、結晶粒界へと進展して衝撃疲労特性が低下することが判明した。
そこで本発明では、初期亀裂の発生を抑制するために、粗大化させた結晶粒の硬度を高めることを目指して更に検討した。その結果、Nb系析出物のなかでも、特に面積2μm2以上10μm2未満のNb系析出物を、浸炭処理時にマトリックスに固溶する範囲で分散させた肌焼鋼を用いれば、結晶粒の焼入性を高めることができ、結晶粒の硬度を高めることを見出した。
以上の通り、本発明の機械構造部品は、その表層部における結晶粒を粗大化し、且つその結晶粒の硬度を高めているところに特徴があり、この機械構造部品は、粗大Nb系析出物と微細Nb系析出物を、夫々適切な密度で分散させた肌焼鋼を用いることによって得ることができる。
以下、本発明で用いる肌焼鋼およびこの肌焼鋼を用いて得られる機械構造部品について説明する。
本発明の肌焼鋼は、面積10μm2以上のNb系析出物を2.0〜10.0個/mm2、面積2μm2以上10μm2未満のNb系析出物を0.1〜0.7個/mm2含有している。
面積10μm2以上のNb系析出物(粗大Nb系析出物)は、浸炭処理後においてもその一部は固溶せずに残り、残ったNb系析出物のピンニング効果によりオーステナイト粒の結晶粒度を適切な範囲(具体的には、結晶粒度が0〜4番)に調整できる。また、面積10μm2以上のNb系析出物は、浸炭処理時にオーステナイト温度域に加熱されることによって、周辺のNb系析出物を吸収してオストワルド成長する。そのため、微細なNb系析出物を低減できるため、微細なNb系析出物によるピンニング効果が発揮されるのを防止できるため、結晶粒を粗大化できる。従って粗大Nb系析出物は2.0個/mm2以上とする。好ましくは3.0個/mm2以上であり、より好ましくは4.0個/mm2以上である。
しかし粗大Nb系析出物を過剰に含有すると、浸炭処理後に固溶せずに残留しているNb系析出物量が増大するため、ピンニング効果によりオーステナイト粒が微細化し、結晶粒界を低減できない。そのため衝撃疲労特性を改善できない。従って粗大Nb系析出物は10.0個/mm2以下とする。好ましくは9.0個/mm2以下であり、より好ましくは8.0個/mm2以下である。
なお、上記オストワルド成長は、析出物の大きさに律速するため、本発明ではオストワルド成長するか否かの基準として面積10μm2を閾値としている。
一方、面積2μm2以上10μm2未満のNb系析出物(微細Nb系析出物)は、浸炭処理時にマトリックスに固溶し、結晶粒の焼入性を高め、オーステナイト粒内の硬度を高めるのに作用する。従って微細Nb系析出物は0.1個/mm2以上とする。好ましくは0.2個/mm2以上であり、より好ましくは0.3個/mm2以上である。
しかしマトリックスに固溶するNb系析出物の量には限界があるため、微細Nb系析出物を過剰に含有すると、浸炭処理後においても固溶せずにNb系析出物が残留する。残留した微細Nb系析出物が過剰になると、ピンニング効果によりオーステナイト粒が微細化し、結晶粒界を減少させることができず、衝撃疲労特性を改善できない。従って微細Nb系析出物は0.7個/mm2以下とする。好ましくは0.6個/mm2以下であり、より好ましくは0.5個/mm2以下である。
本発明において上記Nb系析出物とは、Nbを5質量%以上含有する析出物であり、例えば、Nb(CN)、NbC、NbNなどが挙げられる。
本発明の肌焼鋼は、上述したように、粗大Nb系析出物と微細Nb系析出物を所定の密度でバランス良く含有しているところに特徴があるが、鋼の成分組成についても適切に調整する必要がある。以下、肌焼鋼の成分組成について説明する。
[C:0.10〜0.30%]
Cは、部品として必要な芯部硬さを確保するために必要な元素であり、C量が0.10%未満では硬さ不足により部品としての静的強度が不足する。従ってC量は0.10%以上、好ましくは0.13%以上、より好ましくは0.15%以上である。しかし過剰にCを含有すると、浸炭処理により表層部における結晶粒が微細化し、結晶粒の硬度を高めることができず、衝撃疲労特性を改善できない。また、C量が多過ぎると硬さが過度に高くなるため、靱性が低下し、衝撃疲労特性が劣化する。従ってC量は0.3%以下に抑える必要がある。好ましくは0.28%以下、より好ましくは0.25%以下である。
[Si:1.0%以下(0%を含まない)]
Siは、硬さの低下を抑えて機械構造部品の衝撃疲労特性を改善するのに作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Si量は0.01%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.1%以上、更に好ましくは0.2%以上である。しかし過剰にSiを含有すると、浸炭処理により表層部における結晶粒が微細化し、結晶粒の硬度を高めることができず、衝撃疲労特性を改善できない。また、過剰なSi添加は、被削性や鍛造性に悪影響を及ぼす。従って、Si量は1.0%以下、好ましくは0.9%以下、より好ましくは0.8%以下である。
[Mn:2.0%以下(0%を含まない)]
Mnは、浸炭処理時の焼入性を高め、表層部における結晶粒の硬度を高め、衝撃疲労特性を改善するのに作用する元素である。また、Mnは、脱酸材としても作用し、鋼中の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元素である。更に、Mnは赤熱脆性を防止するのにも作用する。こうした作用を有効に発揮させるには、Mnは0.20%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.3%以上、更に好ましくは0.4%以上である。しかし過剰にMnを含有すると、浸炭処理により表層部における結晶粒が微細化し、結晶粒の硬度を高めることができず、衝撃疲労特性を改善できない。また、Mnの過剰添加は、鍛造性を悪化させたり、縞状の偏析が生成して材質のばらつきが大きくなる。従ってMn量は2.0%以下、好ましくは1.8%以下、より好ましくは1.5%以下である。
[P:0.03%以下(0%を含まない)]
Pは、鋼中に不可避不純物として含まれる元素であり、結晶粒界に偏析して機械構造部品の衝撃疲労特性を劣化させる。従ってPは0.03%以下、好ましくは0.025%以下、より好ましくは0.020%以下とする。
[S:0.03%以下(0%を含まない)]
Sは、Mnと結合してMnSを形成し、冷間加工後に切削加工するときの被削性を改善する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Sは0.005%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.008%以上、更に好ましくは0.010%以上である。しかしSを過剰に含有してMnSの生成量が多くなると、機械構造部品の衝撃疲労特性が劣化する。従ってS量は0.03%以下、好ましくは0.025%以下、より好ましくは0.020%以下である。
[Cr:2.0%以下(0%を含まない)]
Crは、浸炭を促進し、鋼の表面に硬化層を形成するために必要な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Crは0.2%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.5%以上、更に好ましくは0.8%以上である。しかし過剰にCrを含有すると、浸炭処理により表層部における結晶粒が微細化し、結晶粒の硬度を高めることができず、衝撃疲労特性を改善できない。また、Cr量が多すぎると、過剰浸炭を引き起こし、機械構造部品の強度を低下させる。従ってCr量は2.0%以下、好ましくは1.8%以下、より好ましくは1.6%以下である。
[Al:0.06%以下(0%を含まない)]
Alは、脱酸材として作用する元素であり、こうした作用を有効に発揮させるには、0.01%以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.020%以上、更に好ましくは0.030%以上である。しかし過剰に含有すると鋼の変形抵抗が増大し、冷間加工性が劣化する。従ってAl量は0.06%以下、好ましくは0.050%以下、より好ましくは0.040%以下とする。
[Nb:0.02〜0.10%]
Nbは、鋼中に所望密度のNb系析出物を生成させて、機械構造部品の衝撃疲労特性を改善するのに必要な元素である。しかしNb量が0.02%未満では、所望のNb系析出物を析出させることができず、また焼入れ性が悪くなるため、結晶粒の硬度を高めることができない。従って衝撃疲労特性が劣化する。従ってNb量は0.02%以上、好ましくは0.025%以上、より好ましくは0.030%以上含有する。しかし過剰に含有すると鋼中に微細Nb系析出物が多く生成するため、浸炭処理時にマトリックスに固溶しなかったNb系析出物によるピンニング効果が発揮され、機械構造部品の表層部における結晶粒が微細化する。その結果、結晶粒の硬度を高めることができず、衝撃疲労特性を改善できない。従ってNb量は0.10%以下、好ましくは0.090%以下、より好ましくは0.080%以下とする。
[N:0.005〜0.025%]
Nは、機械構造部品の表層部における結晶粒度を適切に調整するために作用するAlNやNb系析出物(NbCN)を形成するために必要な元素である。従ってNは0.005%以上、好ましくは0.008%以上、より好ましくは0.010%以上である。しかし過剰にN量を含有すると、鋼中に窒化物(例えば、AlN)や炭窒化物(例えば、NbCN)が多量に形成され、冷間加工性を劣化させる。従ってNは0.025%以下、好ましくは0.023%以下、より好ましくは0.020%以下とする。
本発明の肌焼鋼に含まれる合金元素は上記の通りであり、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば、原料、資材、製造設備などの状況によって持ち込まれる元素が挙げられる。
本発明の肌焼鋼は、上記合金元素に加えて、必要に応じて、更に他の元素として、(a)Mo、(b)Cuおよび/またはNi、等を含有させることも有効であり、含有させる元素に応じて肌焼鋼の特性がさらに改善される。
[(a)Mo:2%以下(0%を含まない)]
Moは、浸炭処理における焼入性を向上し、結晶粒の硬度を高め、機械構造部品の衝撃疲労特性を改善するのに作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Moは0.2%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.30%以上、更に好ましくは0.40%以上である。しかし過剰にMoを含有させると、冷間加工時の変形抵抗が増大し、冷間加工性を劣化させる。従ってMoは2%以下であることが好ましく、より好ましくは1%以下、更に好ましくは0.9%以下である。
[(b)Cu:0.5%以下(0%を含まない)および/またはNi:0.5%以下(0%を含まない)]
CuとNiは、上記Moと同様に、浸炭処理における焼入性を高め、機械構造部品の衝撃疲労特性を改善するのに作用する元素である。また、CuとNiは、Feよりも酸化され難い元素であるため、機械構造部品の耐食性を改善するのにも作用する。こうした作用を有効に発揮させるには、Cuは0.03%以上含有することが好ましく、より好ましくは0.04%以上、更に好ましくは0.05%以上である。Niは0.03%以上含有することが好ましく、より好ましくは0.05%以上、更に好ましくは0.08%以上である。しかし、Cuを過剰に含有すると、熱間圧延性が低下し、割れなどの問題が発生し易くなる。従ってCuは0.5%以下であることが好ましく、より好ましくは0.3%以下、更に好ましくは0.1%以下である。また、Niを過剰に含有すると、コスト高となるため、Niは0.5%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.3%以下、更に好ましくは0.2%以下である。CuとNiは、何れか一方を含有してもよいし、両方を含有してもよい。
次に、上記肌焼鋼の製造方法について説明する。本発明の肌焼鋼は、上記範囲に成分調整した鋳片を、温度1100〜1280℃に加熱して分塊圧延することによって、鋳造時に生成したNb系析出物を部分的に固溶させることができ、Nb系析出物の析出状態を本発明で規定する範囲に制御できる。そして分塊圧延して得られた鋼片を、比較的低い温度(具体的には、Ac3点の温度〜900℃)に再加熱してから熱間圧延することによって分塊圧延時に適切に制御したNb系析出物の析出状態を維持した肌焼鋼を製造できる。
上記加熱温度が1100℃を下回ると鋳造時に生成したNb系析出物の一部を充分に固溶させることができないため、棒鋼圧延時の加熱により粗大Nb系析出物の生成核となり得る微細Nb系析出物が過剰に残留しやすくなる。従って加熱温度は1100℃以上とすることが好ましく、より好ましくは1150℃以上、更に好ましくは1200℃以上である。しかし加熱温度が1280℃を超えると鋳造時に析出したNb系析出物が必要以上にマトリックスに固溶してしまうため、所望のNb系析出物を確保できにくくなる。従って加熱温度は1280℃以下とすることが好ましく、より好ましくは1270℃以下、更に好ましくは1260℃以下である。
上記鋳片を1100〜1280℃に加熱した後は、速やかに分塊圧延することが推奨される。鋳片を1100〜1280℃の温度域で長時間保持すると、Nb系析出物がマトリックスに固溶し、Nb系析出物の密度を適切な範囲に制御できにくくなるからである。上記加熱温度に加熱した後、分塊圧延するまでの時間は、例えば、5分以内(0分を含む)とすることが推奨される。
分塊圧延して得られた鋼片は、Ac3点の温度〜900℃に再加熱して熱間圧延(例えば、棒鋼圧延)することが好ましい。熱間圧延温度が900℃を超えると、Nb系析出物がマトリックスに固溶し、所望の析出状態に制御できにくくなる。従って熱間圧延温度は900℃以下とすることが好ましい。しかし熱間圧延温度が低過ぎると圧延が困難になるため、下限値はAc3点とすることが好ましい。
上記Ac3点は、鋼中成分に基づいて下記式(1)によって算出できる。なお、[ ]は、各元素の含有量(質量%)を意味している。
Ac3点(℃)=910−203√[C]+44[Si]−30[Mn]−11[Cr]−31.5[Mo]−20[Cu]−15[Ni] ・・・(1)
得られた肌焼鋼は、常法に従って冷間加工(例えば、冷間鍛造)して所定の部品形状とした後、常法に従って浸炭処理することによって機械構造部品を製造できる。浸炭処理条件は特に限定されず、例えば、一般的な浸炭雰囲気下で、約850〜950℃で、約2〜6時間保持して行えばよい。
こうして得られた機械構造部品は、表層部における旧オーステナイト粒の結晶粒度が0〜4番で、且つ旧オーステナイト粒内における硬さが720HV以上になっている。旧オーステナイト粒を粗大化して結晶粒界を低減することによって、機械構造部品の表面から発生する粒界割れを抑制でき、また旧オーステナイト粒内における硬さを720HV以上とすることによって粒内割れの発生を防止できるため、機械構造部品の衝撃疲労特性を改善できる。
上記旧オーステナイト粒が微細化し、上記結晶粒度が4番を超えて大きくなると、結晶粒界が増加するため、粒界割れの発生を低減できず、旧オーステナイト粒内の硬さを高めても機械構造部品の衝撃疲労特性を改善できない。上記結晶粒度は、好ましくは3.8以下、より好ましくは3.5以下である。結晶粒度は数値が小さいほど好ましい。
また、旧オーステナイト粒内の硬さが720HVを下回ると、粒内割れが発生しやすくなるため、旧オーステナイト粒の結晶粒度を4番以下に制御しても機械構造部品の衝撃疲労特性を改善できない。旧オーステナイト粒内の硬さは、好ましくは750HV以上であり、より好ましくは780HV以上である。旧オーステナイト粒内の硬さの上限は特に限定されないが、硬くなり過ぎると靱性が低下するため、例えば、850HV以下であることが好ましい。より好ましくは840HV以下、更に好ましくは830HV以下である。
なお、本発明において旧オーステナイト粒の結晶粒度および旧オーステナイト粒内の硬さは、表面から深さ50μm位置において測定する。機械構造部品の最表面で測定すると、測定結果にバラツキが生じ易いからである。
本発明で得られる機械構造部品の具体的な形態としては、例えば、歯車、シャフト類、無段変速機(CVT)プーリ、等速ジョイント(CVJ)、軸受などが挙げられる。特に、歯車のなかでも、ディファレンシャルユニットに用いられる傘歯車として好適に用いることができる。
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。
溶製炉で鋼を溶製し、下記表1または表2に示す化学成分を含有する鋼片(残部は、鉄および不可避不純物)を製造した。下記表1および表2には、上記式(1)に基づいて算出したAc3点の温度を示す。
次に、得られた鋼片を下記表3または表4に示す分塊圧延温度に加熱した後、分塊圧延を行い、次いで室温まで冷却した。なお、分塊圧延温度に加熱した後は、5分以内に分塊圧延を行なった。
次に、下記表3または表4に示す棒鋼圧延温度に加熱し、棒鋼圧延を行ない、直径30mmの棒鋼を製造した。得られた棒鋼について、Nb系析出物の密度を次の手順で測定した。
《Nb系析出物の密度》
得られた棒鋼の横断面(棒鋼の軸心と垂直な面)のD/4位置(Dは棒鋼の直径)において、縦断面(棒鋼の軸心と平行な面)を研磨し、任意の10mm×10mmの範囲について電子線マイクロプローブX線分析計(Electron Probe X−ray Micro Analyzer;EPMA)で、面積が2μm2以上の析出物についてその成分組成を測定した。面積が2μm2未満の析出物は検出限界に近く、正確な測定ができないため面積が2μm2未満の析出物は測定対象から外している。EPMAによる測定条件は以下の通りである。
《測定条件》
EPMA分析装置 :JXA−8100型電子マイクロプローブアナライザー(日本電気株式会社製)
分析装置(EDS):SystemSix(サーモフィシャーサイエンティフィック社製)
加速電圧 :15kV
操作電流 :4nA
観察倍率 :200倍
面積2μm2以上の析出物のうち、Nb含有量が5質量%以上のものをNb系析出物とし、面積2μm2以上10μm2未満の個数、および面積10μm2以上の個数を測定し、観察視野1mm2あたりの密度に換算した。結果を表3または表4に示す。
次に、得られた棒鋼の横断面から17mm×17mmの角材を切り出し、冷間鍛造により図1に示す切り欠き形状を形成した。次いで、図2に示す形状(幅13mm、長さ100mm×厚み13mm)に整え、切り欠き形状を形成した面に対して垂直な面にCuメッキを施した後、浸炭処理を施した。浸炭処理は、図3に示すように、950℃に加熱し、この温度で、カーボンポテンシャル(CP)0.8%の条件で、70分間保持し、次いで850℃に冷却し、この温度で、カーボンポテンシャル(CP)0.8%の条件で、60分間保持し、90℃の油浴を用いて焼入れし、室温に冷却した。
浸炭処理を施した試験片について、(1)結晶粒度、(2)硬さ、(3)衝撃疲労特性を調べた。
[(1)結晶粒度]
試験片に形成した切り欠きの筋方向に垂直な面を切り出し、ナイタール液(エタノールと3%硝酸との混合液)でエッチングした後、光学顕微鏡で、観察倍率100倍で観察を行い、JIS G0551に従って旧オーステナイト粒の粒度番号を測定した。粒度番号の測定は、切り欠き形状の底からの深さが50μm位置(以下、表3、表4では表層と表記する)で行った。
また、参考として、切り欠き形状の底からの深さが2mm位置(以下、表3、表4では内部と表記する)における旧オーステナイト粒の結晶粒度を測定した。
測定結果を下記表3および表4に示す。
[(2)硬さ]
試験片に形成した切り欠きの筋方向に垂直な面を切り出し、切り欠き形状の底からの深さが50μm位置(以下、表3、表4では表層と表記する)において旧オーステナイト粒内の硬さを測定した。旧オーステナイト粒内の硬さ測定には、マイクロビッカース硬度測定器を用い、荷重10gで測定した。測定は5箇所で行い、平均値を算出した。なお、下記表4に示したNo.41〜48、51については、表層における旧オーステナイトの結晶粒が小さ過ぎる(粒度番号が大き過ぎる)ため、粒内の硬さを測定できなかった。
また、参考として、上記深さ50μm入った位置(表層)において、試験片全体の硬さも測定した。また、参考として、切り欠き形状の底からの深さが2mm位置(内部)において、試験片全体の硬さを測定した。
試験片全体の硬さ測定には、ビッカース硬度測定器を用い、荷重300gで測定した。測定は3箇所で行い、平均値を算出した。
結果を下記表3および表4に示す。
[(3)衝撃疲労特性]
試験片の衝撃疲労特性は、切り欠きを形成した面を図4に示すように地面に向けて配置し、これを直径13mmの丸棒で4点保持した。試験片の上方には、丸棒を介して幅13mm×長さ100mm×厚み15mmの鋼板を配置し、この鋼板に上下方向の繰返し荷重を与えたときに、試験片に初期亀裂が発生したときの回数、および試験片が破断したときの回数を測定した。測定は室温で行った。
鋼板に付与する繰返し荷重は、最大値(Pmax)を18000Nとし、荷重の最大値(Pmax)に対する最小値(Pmin)の比(応力比=Pmin/Pmax)は0.1となるように制御した。繰り返し荷重は、周波数が5Hzとなるように付与した。
試験片に初期亀裂が発生したときの回数は、アコースティックエミッション測定によって行なった。アコースティックエミッション測定とは、試験片に取り付けたセンサーによって、初期亀裂が発生したときに発生するアコースティックエミッション(弾性波)を測定する方法である。本実験では、図4に示した試験片の両端にセンサーを取り付け、繰返し荷重の付与を開始してから最初に55db以上のアコースティックエミッションが測定されたときにおける試験片に繰返し荷重を与えた回数を、初期亀裂が発生したときの回数と判断した。測定結果を下記表3または表4に示す。
また、試験片に初期亀裂が発生した後、試験片が破断するまで上記鋼板に繰返し荷重を付与し、試験片が破断するときの回数を測定した。測定結果を下記表3または表4に示す。
下記表3および表4から次のように考察できる。No.1〜40は、いずれも本発明で規定する要件を満足している例であり、面積10μm2以上のNb系析出物と、面積2μm2以上10μm2未満のNb系析出物の密度が適切に制御されているため、初期亀裂が発生するまでの回数が多く、また破断するまでの回数が多くなり、衝撃疲労特性が良好になっていることが分かる。
一方、No.41〜51は、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例である。
No.41は、本発明で推奨する製造条件のうち、棒鋼圧延温度が高過ぎるため、浸炭処理前の鋼に含まれる微細Nb系析出物と粗大Nb系析出物の密度を所定の範囲に制御できていない。その結果、浸炭処理後に結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができないため、衝撃疲労特性が悪くなっている。
No.42は、本発明で推奨する製造条件のうち、分塊圧延温度が高過ぎるため、浸炭処理前の鋼に含まれる微細Nb系析出物と粗大Nb系析出物の密度を所定の範囲に制御できていない。その結果、浸炭処理後に結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができないため、衝撃疲労特性が悪くなっている。
No.43は、Nbを過剰に含有しているため、浸炭処理前の鋼に含まれる微細Nb系析出物の密度を所定の範囲に制御できていない。その結果、浸炭処理後に結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができないため、衝撃疲労特性が悪くなっている。
No.44は、Nb含有量が少な過ぎるため、浸炭処理前の鋼に、粗大Nb系析出物を所定量生成させることができていない。また、Nb量の不足により焼入れ性が悪くなり、結晶粒の硬度を充分に高めることができていない。従って衝撃疲労特性が悪くなっている。
No.45は、本発明で推奨する製造条件のうち、分塊圧延温度と棒鋼圧延温度が高過ぎるため、浸炭処理前の鋼に含まれる微細Nb系析出物と粗大Nb系析出物の密度を所定の範囲に制御できていない。その結果、浸炭処理によって結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができないため、衝撃疲労特性が悪くなっている。
No.46は、Cを過剰に含有しているため、浸炭処理によって結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができない。従って、衝撃疲労特性が悪くなっている。
No.47は、Siを過剰に含有しているため、浸炭処理によって結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができない。従って、衝撃疲労特性が悪くなっている。
No.48は、Mnを過剰に含有しているため、浸炭処理によって結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができない。従って、衝撃疲労特性が悪くなっている。
No.49は、Pを過剰に含有しているため、Pが結晶粒界に偏析する結果、衝撃疲労特性が劣化している。
No.50は、Sを過剰に含有しているため、鋼中にMnSが多量に形成される結果、衝撃疲労特性が劣化している。
No.51は、Crを過剰に含有しているため、浸炭処理によって結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができない。従って、衝撃疲労特性が悪くなっている。

Claims (3)

  1. 質量%で、
    C :0.10〜0.30%、
    Si:1.0%以下(0%を含まない)、
    Mn:2.0%以下(0%を含まない)、
    P :0.03%以下(0%を含まない)、
    S :0.03%以下(0%を含まない)、
    Cr:2.0%以下(0%を含まない)、
    Al:0.06%以下(0%を含まない)、
    Nb:0.030〜0.10%、
    N :0.005〜0.025%を含有し、
    残部が鉄および不可避不純物からなり、
    面積10μm2以上のNb系析出物を2.0〜10.0個/mm2
    面積2μm2以上10μm2未満のNb系析出物を0.1〜0.7個/mm2含有することを特徴とする肌焼鋼。
  2. 更に、他の元素として、
    Cu:0.5%以下(0%を含まない)および/または
    Ni:0.5%以下(0%を含まない)を含むものである請求項1に記載の肌焼鋼。
  3. 請求項1または2に記載の肌焼鋼を冷間加工した後、浸炭処理した機械構造部品であり、表面から深さ50μm位置における旧オーステナイト粒の結晶粒度が0〜4番で、且つ旧オーステナイト粒内における硬さが720HV以上であることを特徴とする機械構造部品。
JP2010267150A 2010-11-30 2010-11-30 肌焼鋼、およびこれを用いた機械構造部品 Expired - Fee Related JP5643622B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010267150A JP5643622B2 (ja) 2010-11-30 2010-11-30 肌焼鋼、およびこれを用いた機械構造部品

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010267150A JP5643622B2 (ja) 2010-11-30 2010-11-30 肌焼鋼、およびこれを用いた機械構造部品

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2012117102A JP2012117102A (ja) 2012-06-21
JP5643622B2 true JP5643622B2 (ja) 2014-12-17

Family

ID=46500290

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2010267150A Expired - Fee Related JP5643622B2 (ja) 2010-11-30 2010-11-30 肌焼鋼、およびこれを用いた機械構造部品

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP5643622B2 (ja)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6192519B2 (ja) * 2013-12-05 2017-09-06 山陽特殊製鋼株式会社 粗大粒の発生を安定的に制御できる機械構造用鋼材の製造方法およびその方法からなる機械構造用鋼材
WO2015133273A1 (ja) * 2014-03-03 2015-09-11 新日鐵住金株式会社 肌焼鋼鋼線
JP2020041199A (ja) * 2018-09-12 2020-03-19 大同特殊鋼株式会社 耐高面圧部品およびその製造方法

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4688735B2 (ja) * 2006-06-01 2011-05-25 株式会社神戸製鋼所 高温浸炭時の結晶粒粗大化防止特性に優れた熱間圧延材
JP5503170B2 (ja) * 2009-03-23 2014-05-28 株式会社神戸製鋼所 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼

Also Published As

Publication number Publication date
JP2012117102A (ja) 2012-06-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4709944B2 (ja) 肌焼鋼、浸炭部品、及び肌焼鋼の製造方法
JP5862802B2 (ja) 浸炭用鋼
JP6205061B2 (ja) 浸炭窒化軸受用鋼
JP5458048B2 (ja) 肌焼鋼およびその製造方法、並びに肌焼鋼を用いた機械構造部品
JP6057014B2 (ja) 高周波焼入れ用鋼材
US9890446B2 (en) Steel for induction hardening roughly shaped material for induction hardening
WO2012046779A1 (ja) 肌焼鋼及びその製造方法
JP5385656B2 (ja) 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼
JP4941252B2 (ja) 動力伝達部品用肌焼鋼
JP6241136B2 (ja) 肌焼鋼鋼材
JP5886119B2 (ja) 肌焼鋼鋼材
JP2010222634A (ja) 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法
JP5643622B2 (ja) 肌焼鋼、およびこれを用いた機械構造部品
JP4502929B2 (ja) 転動疲労特性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼用鋼
JP6186289B2 (ja) 浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能な肌焼鋼及びこれを用いた機械構造部品
JP6172378B2 (ja) 肌焼鋼鋼線
JP2020002447A (ja) 浸炭部材
JP6085210B2 (ja) 転動疲労特性に優れた肌焼鋼、及びその製造方法
JP2017133052A (ja) 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼およびその製造方法
JP2016188422A (ja) 浸炭部品
JP6109730B2 (ja) 浸炭後の曲げ疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法並びに浸炭部品
JP2019031744A (ja) 浸炭部品
JP2012172228A (ja) 熱処理用鋼材
JPWO2017069064A1 (ja) 機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20120828

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20131219

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20140114

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20140312

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20141028

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20141031

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 5643622

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees