JP5664803B2 - 熱処理歪みの小さい肌焼鋼材 - Google Patents
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Description
本発明は、浸炭、浸炭窒化又は浸炭浸窒(以下「浸炭・窒化」ということがある。)焼入れ処理により表層部を硬質にする肌焼鋼材に関する。この肌焼鋼材は、特に高レベルの耐摩耗性や耐疲労特性を必要とする自動車などの歯車、シャフト、等速ジョイント等の機械部品の素材として有用である。 本願は、2012年1月26日に、日本に出願された特願2012−014474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、CO2排出量の低減や省エネルギーの推進の観点から、自動車や自動二輪車等を含む輸送機械の車体を軽量化し、燃費の向上を図ることが求められている。車体軽量化対策の一環として、歯車やシャフト等の機械部品の小型化、軽量化が進められているが、それに伴い、上記機械部品に対し、耐摩耗性や疲労強度の向上が求められる。
歯車等の機械部品の耐摩耗性や耐疲労性を改善する手段としては、従来から、浸炭・窒化焼入れ処理に代表される表面硬化処理が汎用されている。しかしながら、表面硬化処理を施した機械部品の寸法精度を高め、作動時の円滑性や静粛性を高めるという技術的要請に応える意味において、表面硬化処理で生じる歪み(以下「熱処理歪み」ということがある。)を極力小さくすることが重要な課題である。
熱処理歪みの低減対策としては、例えば、特許文献1及び2には、浸炭・窒化熱処理後における内部組織がオーステナイト+フェライト層となるように組織調整し、この組織状態から焼入れして歪みの小さな高強度歯車を製造する方法が開示されている。
しかし、この方法においては、用いる鋼材のSi量が少ないため軟化抵抗が低い。このため、製造した歯車を高速回転で用いると、表面の温度が上昇して軟化し、耐ピッチング性が低下するという難点がある。
特許文献3には、同様の方法で熱処理歪みを低減した肌焼鋼が開示されている。しかし、この肌焼鋼は、C量が多いため、被削性、冷間加工性、靭性などが劣るという問題を抱えている。
特許文献4には、浸炭処理後の理想臨界直径を規定し、浸炭焼入れ後における浸炭・窒化が施されていない内部の金属組織を、フェライト:10〜70%の低歪み型浸炭焼入れ組織とした歯車用鋼が開示さている。しかし、この歯車用鋼は、Si量が多いため浸炭性が劣るとともに、被削性や冷間加工性が悪いという問題を抱えている。
特許文献5には、鋼材の成分組成を適正に調整し、最適の浸炭処理条件を採用して熱処理歪みを低減する方法が開示されている。また、特許文献6には、鋼中のCやMn量によって臨界冷却速度を制御し、熱処理後の低歪化を図る方法が開示されている。
特許文献7及び8には、表面硬化処理した後の焼入れ処理において、成分組成に応じて焼入れ開始温度を設定して焼き入れることで、表面硬化処理後の芯部、即ち、非浸炭層の組織を初析フェライトの面積率で20〜80%に調整する方法が開示されている。
特許文献9には、歪量低減対策として、浸炭冷却・再加熱焼入れ処理を施し、熱処理歪みの低減と曲げ疲労強度の向上を図る方法が開示されている。しかし、この方法では、再加熱焼入れに伴う生産性の低下や、熱処理コストの上昇が避けられない。
特許文献10には、未凝固領域を特定の条件で圧下し、凝固末期位置で電磁攪拌をかけずホワイトバンドを生成させず、D/4部での偏析度C/Coを0.99〜1.01とし、実質的にホワイトバンドを有しない窒化用鋼が開示されている。
特許文献11には、鋳片の径方向断面内におけるCとMnのミクロ偏析度の最大値と最小値の差が0.03%以内で、隣接する含有量の差が0.02%以内の肌焼鋼が開示されている。また、特許文献12には、Cの中心偏析度が1.1〜1.0の鋳片から製造した低歪肌焼鋼が開示されている。
しかし、上記いずれの方法及び鋼を適用しても、最近の需要者の厳しい要求を満足する低歪化が達成されていないのが実情である。
本発明は、上記実情に鑑み、肌焼鋼材の浸炭・窒化焼入れ処理において、該焼入れ処理で生じる熱処理歪を極力小さくすることを課題とし、この課題を解決して、耐摩耗性と疲労強度に優れ、かつ、寸法精度の高い肌焼鋼製品を提供することを目的とする。
本発明の要旨は以下の通りである。
(1)本発明の第一の態様は、横断面が、等軸晶領域と、この等軸晶領域の周囲に配される柱状晶領域とを含むマクロ組織を有する肌焼鋼材であって、前記肌焼鋼材は、質量%で、C:0.05〜0.45%、Si:0.01〜1.0%、Mn:0超〜2.0%、Al:0.001〜0.06%、N:0.002〜0.03%、S:0超〜0.1%、P:0超〜0.05%、及び残部:Fe及び不可避的不純物を含む成分組成を有し、前記等軸晶領域では、下記(a)式及び下記(b)式を満足し、且つ、前記柱状晶領域では、下記(c)式を満足する肌焼鋼材である。
Re=(Ae/Ao)×100≦32.0% (a)式
(Cmin,1/Co)≧0.95 (b)式
(Cmin,2/Co)≧0.93 (c)式
ここで、Re:前記等軸晶領域の面積率(%)
Ae:前記等軸晶領域の面積(%)
Ao:前記横断面の面積(%)
Co:前記横断面における平均C濃度(質量%)、又は、取鍋又は連鋳タンディッシュ内の溶鋼のC濃度(質量%)
Cmin,1:前記等軸晶領域内部の最小C濃度(質量%)
Cmin,2:前記柱状晶領域内部の最小C濃度(質量%)
(2)上記(1)に記載の肌焼鋼材において、前記等軸晶領域では、下記(d)式及び下記(e)式の少なくとも一方を満足してもよい。
(L/F)≧0.6 (d)式
(L/S)≧0.6 (e)式
ここで、L:前記等軸晶領域の外周部のうち前記横断面の中心部に最も近接する位置から、前記横断面の中心部までの距離(mm)
F:前記等軸晶領域の外周部のうち前記横断面の中心部に最も近接する位置と前記横断面の中心部に対して対称方向の前記等軸晶領域の外周部の位置から、前記横断面の中心部までの距離(mm)
S:前記等軸晶領域の外周部のうち前記横断面の中心部に最も近接する位置と前記横断面の中心部とを結ぶ直線に直交する直線のなかの前記横断面の中心部を通る直線が前記等軸晶領域の外周部と交差する位置と、前記横断面の中心部との距離で、大きい方の距離(mm)
(3)上記(2)に記載の肌焼鋼材において、前記等軸晶領域では、前記(d)式及び前記(e)式を満足してもよい。
(4)上記(1)〜(3)のいずれか一項に記載の肌焼鋼材において、前記鋼材の成分組成が、質量%で、さらに、Mo:0超〜1.5%、V:0超〜1.5%、Nb:0超〜1.5%、Cu:0超〜1.0%、Ni:0超〜2.5%、Cr:0超〜2.0%、及び、Sn:0超〜1.0%の少なくとも1種を含有してもよい。
(5)上記(1)〜(4)のいずれか一項に記載の肌焼鋼材において、前記鋼材の成分組成が、質量%で、さらに、Ca:0超〜0.01%、Zr:0超〜0.08%、Pb:0超〜0.4%、Bi:0超〜0.3%、Te:0超〜0.3%、Rem:0超〜0.1%、及び、Sb:0超〜0.1%の少なくとも1種を含有してもよい。
(6)上記(1)〜(5)のいずれか一項に記載の肌焼鋼材において、前記鋼材の成分組成が、質量%で、さらに、Ti:0超〜0.30%、及び、B:0超〜0.005%の少なくとも1種を含有してもよい。
(7)上記(1)〜(6)のいずれか一項に記載の肌焼鋼材において、前記鋼材の成分組成が、質量%で、さらに、W:0超〜2.0%を含有してもよい。
(8)本発明の第二の態様は、上記(1)〜(7)のいずれか一項に記載の肌焼鋼材を加工及び熱処理して得られる機械部品である。
Re=(Ae/Ao)×100≦32.0% (a)式
(Cmin,1/Co)≧0.95 (b)式
(Cmin,2/Co)≧0.93 (c)式
ここで、Re:前記等軸晶領域の面積率(%)
Ae:前記等軸晶領域の面積(%)
Ao:前記横断面の面積(%)
Co:前記横断面における平均C濃度(質量%)、又は、取鍋又は連鋳タンディッシュ内の溶鋼のC濃度(質量%)
Cmin,1:前記等軸晶領域内部の最小C濃度(質量%)
Cmin,2:前記柱状晶領域内部の最小C濃度(質量%)
(2)上記(1)に記載の肌焼鋼材において、前記等軸晶領域では、下記(d)式及び下記(e)式の少なくとも一方を満足してもよい。
(L/F)≧0.6 (d)式
(L/S)≧0.6 (e)式
ここで、L:前記等軸晶領域の外周部のうち前記横断面の中心部に最も近接する位置から、前記横断面の中心部までの距離(mm)
F:前記等軸晶領域の外周部のうち前記横断面の中心部に最も近接する位置と前記横断面の中心部に対して対称方向の前記等軸晶領域の外周部の位置から、前記横断面の中心部までの距離(mm)
S:前記等軸晶領域の外周部のうち前記横断面の中心部に最も近接する位置と前記横断面の中心部とを結ぶ直線に直交する直線のなかの前記横断面の中心部を通る直線が前記等軸晶領域の外周部と交差する位置と、前記横断面の中心部との距離で、大きい方の距離(mm)
(3)上記(2)に記載の肌焼鋼材において、前記等軸晶領域では、前記(d)式及び前記(e)式を満足してもよい。
(4)上記(1)〜(3)のいずれか一項に記載の肌焼鋼材において、前記鋼材の成分組成が、質量%で、さらに、Mo:0超〜1.5%、V:0超〜1.5%、Nb:0超〜1.5%、Cu:0超〜1.0%、Ni:0超〜2.5%、Cr:0超〜2.0%、及び、Sn:0超〜1.0%の少なくとも1種を含有してもよい。
(5)上記(1)〜(4)のいずれか一項に記載の肌焼鋼材において、前記鋼材の成分組成が、質量%で、さらに、Ca:0超〜0.01%、Zr:0超〜0.08%、Pb:0超〜0.4%、Bi:0超〜0.3%、Te:0超〜0.3%、Rem:0超〜0.1%、及び、Sb:0超〜0.1%の少なくとも1種を含有してもよい。
(6)上記(1)〜(5)のいずれか一項に記載の肌焼鋼材において、前記鋼材の成分組成が、質量%で、さらに、Ti:0超〜0.30%、及び、B:0超〜0.005%の少なくとも1種を含有してもよい。
(7)上記(1)〜(6)のいずれか一項に記載の肌焼鋼材において、前記鋼材の成分組成が、質量%で、さらに、W:0超〜2.0%を含有してもよい。
(8)本発明の第二の態様は、上記(1)〜(7)のいずれか一項に記載の肌焼鋼材を加工及び熱処理して得られる機械部品である。
本発明によれば、浸炭・窒化焼入れ処理で生じる熱処理歪みが小さく、寸法精度が高く、かつ、疲労特性が優れた肌焼鋼材製品を提供することができる。さらに、このような肌焼鋼材を加工及び熱処理することにより、騒音や振動が少なく、疲労寿命が長い機械部品を提供することができる。
本明細書においては、歯車への適用を主体にして本発明を説明するが、本発明の肌焼鋼材は歯車への適用に限定されるものではなく、上記焼入れ処理により表層部を硬質化する機械部品、特に、浸炭・窒化焼入れ処理後の歪量の低減が厳しく要求される機械部品に適用可能である。
前述したように、本発明者らは、本発明の課題を解決し、本発明の目的を達成するため、まず、熱処理歪みに影響する要因を鋭意調査した。その結果、鋼材横断面のマクロ組織(凝固組織)における、
(a)C濃度の低下、
(b)溶質濃度が不均一になり易い等軸晶領域の面積及び面積率、及び、
(c)等軸晶領域及び等軸晶領域周辺の柱状晶領域でのC濃度の低下、
等が熱処理歪みに大きく影響することを見いだした。
(a)C濃度の低下、
(b)溶質濃度が不均一になり易い等軸晶領域の面積及び面積率、及び、
(c)等軸晶領域及び等軸晶領域周辺の柱状晶領域でのC濃度の低下、
等が熱処理歪みに大きく影響することを見いだした。
さらに、鋭意調査を続けた結果、鋼材横断面のマクロ組織(凝固組織)において、
(x)等軸晶領域を縮小したうえで、等軸晶領域のC濃度の低下を抑制する、
(y)等軸晶領域周辺の柱状晶領域のC濃度の低下を抑制する、又は、
(z)鋼材横断面内での等軸晶領域の分布をより軸対称に近づける
ことにより、又は、(x)、(y)、(z)を二つ以上組み合わせると、最近の需要者の厳しい要求を満足する水準まで、熱処理歪みを低減できることを見いだした。
(x)等軸晶領域を縮小したうえで、等軸晶領域のC濃度の低下を抑制する、
(y)等軸晶領域周辺の柱状晶領域のC濃度の低下を抑制する、又は、
(z)鋼材横断面内での等軸晶領域の分布をより軸対称に近づける
ことにより、又は、(x)、(y)、(z)を二つ以上組み合わせると、最近の需要者の厳しい要求を満足する水準まで、熱処理歪みを低減できることを見いだした。
鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域では、外周部から該横断面の中心部に向かい、C等の溶質の濃度が低下する傾向がある。このため、等軸晶領域が上記横断面内で軸対称から外れると、
(A)浸炭・窒化焼入れ処理で生じるマルテンサイト変態に伴う膨張量の不均一、
(B)マルテンサイト変態が生じる時間のずれ、及び、
(C)マルテンサイト変態後の機械的特性の周方向における不均一
が原因で、熱処理歪みが大きくなる。
(A)浸炭・窒化焼入れ処理で生じるマルテンサイト変態に伴う膨張量の不均一、
(B)マルテンサイト変態が生じる時間のずれ、及び、
(C)マルテンサイト変態後の機械的特性の周方向における不均一
が原因で、熱処理歪みが大きくなる。
一方、鋼材横断面内のマクロ組織において、等軸晶領域の分布を軸対称に近づけると、鋼材横断面内での、上記(A)、(B)、(C)が是正されるので、熱処理歪みが低減する。
また、鋼材横断面内のマクロ組織において、等軸晶領域を縮小したり、等軸晶領域内部のC濃度の低下を防止したり、等軸晶領域周辺の柱状晶領域でC濃度の低下を抑制すると、等軸晶領域や等軸晶領域周辺の柱状晶領域において、浸炭・窒化焼入れ処理による変態で生じる膨張量や、マルテンサイト変態が生じる時間のずれ、及び、マルテンサイト変態後の機械的特性の周方向における不均一が減少し熱処理歪みが低減する。
具体的には、鋼材横断面内のマクロ組織において、横断面の面積(Ao)に対する等軸晶領域の面積(Ae)の面積率(Re=Ae/Ao)を32.0%以下にし、かつ、鋼材横断面内の平均C濃度(Co)(質量%)、又は、取鍋又は連鋳タンディッシュ内の溶鋼のC濃度(Co)(質量%)に対する鋼材横断面内の等軸晶領域内部における最小C濃度(Cmin,1)(質量%)の比(Cmin,1/Co)を0.95以上にすると、熱処理歪みを、効果的に低減することができる。
さらに、鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域の偏り(図1、参照)を、下記L、F、及び、Sで定義する指標(L/F)及び(L/S)で定量的に把握し、(L/F)及び/又は(L/S)を0.6以上に維持すると、熱処理歪みをより低減することができる。
L:鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置から、横断面中心部までの距離(mm)
F:鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置と横断面中心部に対して対称方向の等軸晶領域外周部の位置から、横断面中心部までの距離(mm)
S:鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置と横断面内中心部とを結ぶ直線に直交する直線のなかで横断面中心部を通る直線が等軸晶領域外周部と交差する位置と横断面中心部との距離で、大きい方の距離(mm)
F:鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置と横断面中心部に対して対称方向の等軸晶領域外周部の位置から、横断面中心部までの距離(mm)
S:鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置と横断面内中心部とを結ぶ直線に直交する直線のなかで横断面中心部を通る直線が等軸晶領域外周部と交差する位置と横断面中心部との距離で、大きい方の距離(mm)
さらに、鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域周辺の柱状晶領域内部の最小C濃度(質量%)をCmin,2とし、鋼材横断面内の平均C濃度(Co)(質量%)、又は、取鍋又は連鋳タンディッシュ内の溶鋼のC濃度(Co)(質量%)に対するCmin,2(質量%)の比(Cmin,2/Co)を0.93以上に維持すると、熱処理歪みをより一層低減することができる。
以上の通り、
(a)下記(1)式及び(2)式を満たし、且つ、
(b)下記(3)式を満たす
ことにより、熱処理歪みを安定的に低減することができる。
さらに、
(c)下記(4)式、(5)式の一つ又は二つを満たす
ことにより、様々な形状の機械部品において、熱処理歪みを、より一層安定的に低減することができる。
(a)下記(1)式及び(2)式を満たし、且つ、
(b)下記(3)式を満たす
ことにより、熱処理歪みを安定的に低減することができる。
さらに、
(c)下記(4)式、(5)式の一つ又は二つを満たす
ことにより、様々な形状の機械部品において、熱処理歪みを、より一層安定的に低減することができる。
Re=(Ae/Ao)×100≦32.0% (1)式
(Cmin,1/Co)≧0.95 (2)式
(Cmin,2/Co)≧0.93 (3)式
(L/F)≧0.6 (4)式
(L/S)≧0.6 (5)式
(Cmin,1/Co)≧0.95 (2)式
(Cmin,2/Co)≧0.93 (3)式
(L/F)≧0.6 (4)式
(L/S)≧0.6 (5)式
鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域のL、F、Sの測定、等軸晶領域内部における最小C濃度の測定、及び、柱状晶帯領域における最小C濃度の測定は、鋳片、鋼片、圧延材、及び、圧延材を加工した機械部品のいずれの鋼材で行ってもよい。
鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域や柱状晶領域は、塩酸系やピクリン酸系の腐食液、オーバーホッファー腐食液で腐食して現出させてもよく、サルファープリント法やエッチプリント法で現出させてもよい。また、EPMA等の各種電子顕微鏡を用いて、凝固組織における元素マッッピング(面分析)で把握してもよい。
等軸晶領域のCmin,1や、柱状晶領域のCmin,2の評価は、マクロ組織を確認した上で、ドリル加工や段削り法等で各領域から切り粉を採取して化学分析をしたり、カウントバック法で各領域のC濃度の分布を測定したり、又は、EPMA等による元素マッッピングや線分析法等でC濃度の分布を測定して行う。
Coは、鋼材横断面内の平均C炭素濃度を上記手法で測定してもよく、また、取鍋や連鋳タンディシュで採取した溶鋼サンプルを化学分析したり、カウントバック法で分析して求めてもよい。
本発明によれば、浸炭・窒化焼入れ処理に供する肌焼鋼材の横断面における等軸晶領域の面積率を制限し、さらに、等軸晶領域内や等軸晶領域周辺の柱状晶領域内で負偏析の生成を抑制し、さらに、横断面における等軸晶領域の分布や形状の偏りを是正することで、肌焼鋼材の焼入れ性、機械的特性の横断面における周方向の不均一を抑制することができる。このため、浸炭・窒化焼入れ処理で生じる熱処理歪みが小さく、寸法精度が高く、かつ、疲労特性が優れた肌焼鋼材製品を提供することができる。
次に、本発明の肌焼鋼材の成分組成を限定する理由について説明する。なお、%は質量%を意味する。
C:0.05〜0.45%
Cは、機械部品としての内部強度を確保するうえで必須の元素である。0.05%未満では、十分な内部強度が得られないので、下限を0.05%とする。0.45%を超えると、靭性が劣化するほか、被削性や冷間鍛造性も低下して加工性が劣化するので、0.45%を上限とする。
C量の好ましい下限は0.10%であり、より好ましい下限は0.20%である。
C量の好ましい上限は0.30%であり、より好ましい上限は0.25%である。
Cは、機械部品としての内部強度を確保するうえで必須の元素である。0.05%未満では、十分な内部強度が得られないので、下限を0.05%とする。0.45%を超えると、靭性が劣化するほか、被削性や冷間鍛造性も低下して加工性が劣化するので、0.45%を上限とする。
C量の好ましい下限は0.10%であり、より好ましい下限は0.20%である。
C量の好ましい上限は0.30%であり、より好ましい上限は0.25%である。
Si:0.01〜1.0%
Siは、溶製時に脱酸材として作用する他、変態点を上げて内部強度を高める作用を発現する。また、Siは、通常の焼入れ温度(800〜1050℃)でも内部組織を2相化して熱処理歪を抑える作用を発現する。
Siは、溶製時に脱酸材として作用する他、変態点を上げて内部強度を高める作用を発現する。また、Siは、通常の焼入れ温度(800〜1050℃)でも内部組織を2相化して熱処理歪を抑える作用を発現する。
添加効果を得るため0.01%以上のSiを添加するが、Si含有量が1.0%を超えると、粒界酸化が進み、曲げ疲労強度が劣化する他、冷間鍛造性や被削性も劣化するので、1.0%を上限とする。表面硬化手段として、ガス浸炭・窒化法を採用する場合、Siが1.0%を超えると、浸炭・窒化が阻害されるので、この点からも1.0%を上限とする。
Si量の好ましい下限は、0.15%であり、より好ましい下限は0.30%である。
Si量の好ましい上限は、0.7%であり、より好ましい上限は0.6%である。
Si量の好ましい下限は、0.15%であり、より好ましい下限は0.30%である。
Si量の好ましい上限は、0.7%であり、より好ましい上限は0.6%である。
Mn:0超〜2.0%
Mnは、脱酸剤として作用し、また、強度及び焼入れ性の向上に寄与する元素であるが、2.0%を超えると、冷間加工性が悪化する他、結晶粒界への偏析量が増大して曲げ疲労特性が悪化するので、上限を2.0%とする。好ましくは、1.5%以下である。下限は0%超であるが、添加効果を確実に得る点で、0.3%以上が好ましい。
Mnは、脱酸剤として作用し、また、強度及び焼入れ性の向上に寄与する元素であるが、2.0%を超えると、冷間加工性が悪化する他、結晶粒界への偏析量が増大して曲げ疲労特性が悪化するので、上限を2.0%とする。好ましくは、1.5%以下である。下限は0%超であるが、添加効果を確実に得る点で、0.3%以上が好ましい。
Al:0.001〜0.06%
Alは、脱酸剤として作用し、また、鋼中のNと結合してAlNを形成し、結晶粒の粗大化を防止する作用をなす元素である。脱酸効果を得るため、0.001%以上を添加する。0.06%を超えると、添加効果が飽和するとともに、酸素と結合して、衝撃特性に悪影響を及ぼす非金属系介在物を形成するので、0.06%を上限とする。
Al量の好ましい下限は0.005%であり、より好ましい下限は0.01%である。
Al量の好ましい上限は0.04%であり、より好ましい上限は0.03%である。
Alは、脱酸剤として作用し、また、鋼中のNと結合してAlNを形成し、結晶粒の粗大化を防止する作用をなす元素である。脱酸効果を得るため、0.001%以上を添加する。0.06%を超えると、添加効果が飽和するとともに、酸素と結合して、衝撃特性に悪影響を及ぼす非金属系介在物を形成するので、0.06%を上限とする。
Al量の好ましい下限は0.005%であり、より好ましい下限は0.01%である。
Al量の好ましい上限は0.04%であり、より好ましい上限は0.03%である。
N:0.002〜0.03%
Nは、鋼中でAl、V、Ti、Nb等と結合して、結晶粒の粗大化を抑制する窒化物を形成する元素である。添加効果を得るため、0.002%以上を添加する。好ましくは0.007%以上である。0.03%を超えると、添加効果が飽和するとともに、生成した窒化物が介在物となって物性に悪影響を及ぼすので、上限を0.03%とする。好ましくは0.01%以下である。
Nは、鋼中でAl、V、Ti、Nb等と結合して、結晶粒の粗大化を抑制する窒化物を形成する元素である。添加効果を得るため、0.002%以上を添加する。好ましくは0.007%以上である。0.03%を超えると、添加効果が飽和するとともに、生成した窒化物が介在物となって物性に悪影響を及ぼすので、上限を0.03%とする。好ましくは0.01%以下である。
P:0超〜0.05%
Pは、結晶粒界に偏析して靭性を低下させる元素であるので、上限を0.05%とする。好ましくは0.03%以下である。Pは少ないほど好ましく、下限は0%超であるが、通常、0.001%程度は不可避的に存在する。
Pは、結晶粒界に偏析して靭性を低下させる元素であるので、上限を0.05%とする。好ましくは0.03%以下である。Pは少ないほど好ましく、下限は0%超であるが、通常、0.001%程度は不可避的に存在する。
S:0超〜0.1%
Sは、熱処理時の表層脱炭を抑制し、また、被削性を改善する元素であるが、0.1%を超えると、熱間での加工性や疲労特性が低下するので、上限を0.1%とする。歯車の場合、縦目の衝撃特性だけでなく、横目の衝撃特性も重要である。異方性を低減して横目の衝撃特性を高めるために、Sは0.03%以下が好ましい。より好ましくは0.01%以下である。
Sは、熱処理時の表層脱炭を抑制し、また、被削性を改善する元素であるが、0.1%を超えると、熱間での加工性や疲労特性が低下するので、上限を0.1%とする。歯車の場合、縦目の衝撃特性だけでなく、横目の衝撃特性も重要である。異方性を低減して横目の衝撃特性を高めるために、Sは0.03%以下が好ましい。より好ましくは0.01%以下である。
本発明の肌焼鋼材の残部はFe及び不可避的不純物であるが、
Mo:0超〜1.5%、
V:0超〜1.5%、
Nb:0超〜1.5%、
Cu:0超〜1.0%、
Ni:0超〜2.5%、
Cr:0超〜2.0%、及び、
Sn:0超〜1.0%
の少なくとも一種を選択元素として更に添加して特性の向上を図ることができる。
Mo:0超〜1.5%、
V:0超〜1.5%、
Nb:0超〜1.5%、
Cu:0超〜1.0%、
Ni:0超〜2.5%、
Cr:0超〜2.0%、及び、
Sn:0超〜1.0%
の少なくとも一種を選択元素として更に添加して特性の向上を図ることができる。
Mo、V、Nbは、いずれも変態点を高めて、通常の焼入れ温度(800〜1050℃)でも内部組織の二相化を可能にし、熱処理歪みを抑制する作用をなす元素である。Moは、粒界強度の向上、不完全焼入れ組織の低減、及び、焼入性の向上にも寄与する元素であるが、1.5%を超えると、添加効果が飽和するので、上限を1.5%とする。好ましくは1.0%以下である。
VとNbは、CやNと結合して炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、靭性の向上にも寄与する元素であるが、Vが1.5%を超えると被削性が劣化するので、Vは1.5%を上限とし、Nbが1.5%を超えると加工性が劣化するので、Nbも1.5%を上限とする。
好ましい下限は、Mo、V、Nbのいずれも、0.005%である。
好ましい上限は、Mo、V、Nbのいずれも、1.0%である。
好ましい下限は、Mo、V、Nbのいずれも、0.005%である。
好ましい上限は、Mo、V、Nbのいずれも、1.0%である。
Cu、Ni、Cr、及び、Snは、内部組織の2相化に寄与する元素である。CuとSnは、耐食性の向上にも寄与する元素である。Cu及びSnが1.0%を超えると、添加効果が飽和するとともに熱間加工性が劣化するので、いずれも、上限を1.0%とする。好ましくは、いずれも、0.6%以下である。
なお、Cuの単独添加や、CuとSnの複合添加は、熱間加工性に顕著な悪影響を及ぼすので、Cuの単独添加や、CuとSnの複合添加の場合は、NiをCuと同量程度以上添加するのが好ましい。
Niは、焼入れ硬化後の組織を微細化して靭性を高め、加工性の向上に寄与し、かつ、安定した内部硬さの確保に寄与する元素である。2.5%を超えると、添加効果が飽和するので、上限を2.5%とする。好ましくは2.0%以下である。
Crは、焼入れ性を高めて内部硬さを高める作用をなす元素であるが、2.0%を超えると、粒界に炭化物が析出して粒界強度が低下し、靭性が低下するので、上限を2.0%とする。好ましくは1.5%以下である。
本発明の肌焼鋼材は、特性向上のため、さらに、
Ca:0超〜0.01%、
Zr:0超〜0.08%、
Pb:0超〜0.4%、
Bi:0超〜0.3%、
Te:0超〜0.3%、
Rem(Ce、La、Nb等の希土類元素):0%超〜0.1%、及び、
Sb:0超〜0.1%
の少なくとも1種を選択元素として含有してもよい。
Ca:0超〜0.01%、
Zr:0超〜0.08%、
Pb:0超〜0.4%、
Bi:0超〜0.3%、
Te:0超〜0.3%、
Rem(Ce、La、Nb等の希土類元素):0%超〜0.1%、及び、
Sb:0超〜0.1%
の少なくとも1種を選択元素として含有してもよい。
Caは、硬質酸化物を軟質化して被削性を高める元素であるが、0.01%を超えると添加効果が飽和するので、上限を0.01%とする。好ましくは0.007%以下である。Zrは、MnSを球状化して異方性を改善し、被削性を高める元素であるが、0.08%を超えると添加効果が飽和するので、上限を0.08%とする。好ましくは0.05%以下である。
Pb、Bi、Te、Rem(Ce、La、Nb等の希土類元素)、及び、Sbは、被削性の向上に寄与し、また、硫化物の延伸を抑制して硫化物による靱性等の機械的特性の劣化や異方性の増大を抑制する元素である。多過ぎると、ピッチング寿命や疲労強度に顕著な悪影響を及ぼすので、Pbは0.40%以下、BiとTeは各々0.3%以下、Rem及びSbは各々0.1%以下とする。好ましくは、Pbは0.30%以下、BiとTeは各々0.2%以下、Rem及びSbは各々0.06%以下である。
本発明の肌焼鋼材は、特性向上のため、さらに、
Ti:0%超〜0.3%、及び、
B:0%超〜0.005%以下
の少なくとも1種を含有してもよい。
Ti:0%超〜0.3%、及び、
B:0%超〜0.005%以下
の少なくとも1種を含有してもよい。
Tiは、Nと結合して窒化物を形成して結晶粒を微細化し、靭性の向上に寄与する元素であるが、多過ぎるとピッチング寿命や切削性に悪影響を及ぼすので、上限を0.1%とする。
Tiの好ましい下限は0.005%であり、より好ましい下限は0.010%である。
Tiの好ましい上限は0.05%であり、より好ましい上限は0.02%である。
Bは、焼入れ性の向上に寄与する元素であるが、添加効果は0.005%で飽和するので、上限を0.005%とする。好ましくは0.002%以下である。
Tiの好ましい下限は0.005%であり、より好ましい下限は0.010%である。
Tiの好ましい上限は0.05%であり、より好ましい上限は0.02%である。
Bは、焼入れ性の向上に寄与する元素であるが、添加効果は0.005%で飽和するので、上限を0.005%とする。好ましくは0.002%以下である。
W:0%超〜2.0%
本発明の肌焼鋼材は、特性向上のため、さらに、W:0%超〜2.0%を含有してもよい。
適度なWの添加は、焼入れ性の向上、及び、フェライトの強化を通しての強度の向上に有効である。しかし、添加効果は2.0%で飽和するので、上限を2.0%とする。好ましくは、1.5%以下である。
本発明の肌焼鋼材は、特性向上のため、さらに、W:0%超〜2.0%を含有してもよい。
適度なWの添加は、焼入れ性の向上、及び、フェライトの強化を通しての強度の向上に有効である。しかし、添加効果は2.0%で飽和するので、上限を2.0%とする。好ましくは、1.5%以下である。
本発明の肌焼鋼材は、上記成分組成の鋼材であって、鋼材断面内の等軸晶領域の面積率や等軸晶領域の負偏析度、等軸晶領域の形状や偏り、及び、柱状晶領域の負偏析度が、前記(1)式、(2)式、及び(3)式を満足し、さらに、適宜、前記(4)式及び/又は(5)式を満足する鋼材であるので、機械部品に成形した鋼材に、浸炭・窒化焼入れ処理を施すと、結果寸法精度が高く、かつ、表面硬度が高く、耐摩耗性に優れた機械部品を得ることができる。
本発明で採用する浸炭・窒化焼入れ処理は、特定の処理に限定されず、公知のガス浸炭(又は浸炭窒化)、固体浸炭(又は浸炭窒化)、塩浴浸炭(又は浸炭窒化)、プラズマ浸炭(又は浸炭窒化)、真空浸炭(又は浸炭窒化)などを採用することができる。なお、特に高レベルの靭性を有する肌焼鋼材製品を得たい場合は、浸炭・窒化焼入れ処理の後で、100〜200℃程度で焼戻し処理を行なうことが望ましい。
浸炭・窒化焼入れ処理の後、又は、その後に焼戻し処理を行なった後で、肌焼鋼材製品にショットピーニング処理を施し、表面に圧縮残留応力を与えると、疲労強度が一段と向上する。ショットピーニング処理条件は、例えば、硬さがHRC45以上で、かつ、粒径が0.04〜1.5mmのショット粒を使用し、アークハイト(ショットピーニングによる表面の変形高さを表わす値)は0.2〜1.2mmAが好ましい。
ショット粒の硬さがHRC45未満、又は、アークハイトが0.2mmA未満では、肌焼鋼材製品の表面に、十分な圧縮残留応力を与えることができず、また、アークハイトが1.2mmAを超えると、オーバーピーニングになって疲労特性に悪影響を及ぼす。ショット粒の硬さの上限は特に規定しないが、実用上はHRC65程度までである。ショット粒の粒径にも格別の制限はないが、好ましくは0.04〜1.5mm、より好ましくは0.3〜1.0mmである。
ショットピーニング処理は、通常、1回で十分であるが、必要によっては2回以上繰り返して行なってもよい。
次に、実施例を挙げて本発明の構成及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、本発明の趣旨に適合し得る範囲で、変更を加えて実施することも可能であり、それは、本発明の技術的範囲に含まれる。
(実施例)
表1〜4、7〜10に示す成分組成を有する鋼材を、通常の連続鋳造プロセスで、厚み220mm×幅220mmの正方形断面の鋳型、又は、厚み350mm×幅560mmの矩形断面の鋳型を用いて鋳造した。表1〜4に発明例を示し、表7〜10に比較例を示す。表中には成分組成とともに、Re(%)、(Cmin,1/Co)、(Cmin,2/Co)、及び、(L/F)と(L/S)を示す。また、表中、trはその成分元素の含有量が無視出来る程度に極微量であることを示す。
表1〜4、7〜10に示す成分組成を有する鋼材を、通常の連続鋳造プロセスで、厚み220mm×幅220mmの正方形断面の鋳型、又は、厚み350mm×幅560mmの矩形断面の鋳型を用いて鋳造した。表1〜4に発明例を示し、表7〜10に比較例を示す。表中には成分組成とともに、Re(%)、(Cmin,1/Co)、(Cmin,2/Co)、及び、(L/F)と(L/S)を示す。また、表中、trはその成分元素の含有量が無視出来る程度に極微量であることを示す。
発明例の鋼材、及び、比較例の鋼材のRe、(Cmin,1/Co)、(Cmin,2/Co)、及び、(L/F)と(L/S)は、以下の方法で調整した。
(a)タンディッシュ内の溶鋼をスーパーヒートする、(b)鋳型内の電磁攪拌強度を変化させる、(c)鋳造速度を変化させる等、また、一部の鋳片については凝固末期の軽圧下を適用して等軸晶領域内での負偏析を抑制し、鋼材断面内の等軸晶領域の面積と面積率、等軸晶領域の横断面内での形状と偏り、さらには、等軸晶領域内部のC濃度や、等軸晶領域周辺の柱状晶領域のC濃度分布を変化させた。
タンディッシュでの溶鋼のスーパーヒートの温度が低いほど、等軸晶領域の面積率は増大し、また、鋳型内の電磁攪拌強度が高いほど、等軸晶領域の面積率は増大する。また、偏平な矩形断面の鋳型を用いて鋳造した場合、正方形断面の鋳型を用いた場合に比べ、等軸晶領域の横断面内の形状が偏平になり易い。
連続鋳造プロセスで鋳造速度を高めると、等軸晶が鋳片の下面側へ沈降し易くなって、鋳片横断面内の等軸晶領域は下面側へ偏る。鋳型内の電磁攪拌を強めると、表層側の柱状晶域でC濃度は低下し、凝固末期で軽圧下を施すと、中心偏析や、周辺部に形成される負偏析の生成が抑制でき、等軸晶領域内部でのC濃度の低下を抑制することができる。
種々の鋳造条件で鋳造して得た鋳片を、分塊圧延で、162mm角の鋼片に成形し、その後、熱間圧延で、25mmφと48mmφの棒鋼に成形した。25mmφの棒鋼は、900℃で1時間保持後、空冷をする焼きならし処理の後、200mmの長さに切断し、次いで、表層を切削して、22mmφ×長さ200mmの棒状試験片に加工した。
48mmφの棒鋼も、900℃で1時間保持後、空冷をする焼きならし処理の後、15mmの長さに切断し、次いで、表層を切削して外径45mmφに加工し、その後、その中心部をくり抜き、内径26mmφ×外径45mmφ×高さ15mmのリング状試験片に加工した。
これらの試験片を用いて、図2に示す条件で、何れの水準についても5個ずつ浸炭焼入れ試験を実施し、試験片の振れ周り量や真円度を測定して熱処理歪みを評価し、5個の平均値を算出した。
浸炭焼入れでは、試験片1本又は1個ずつ処理をした。なお、油焼入れする際には、棒状試験片については、油面に対し垂直に浸漬し、また、リング状試験片については、試験片の上下面が油面に対し平行に浸漬し、浸炭・焼入れの方法や条件の変動が熱処理歪みに影響しないように配慮した。
浸炭焼入れ試験の前後で、22mmφ×長さ200mmの棒状試験片については、試験片両端の断面中心部を支点にして円周方向に回転させ、長手方向中央部での振れ周り量に相当する曲がり量を測定して平均値を算出し、リング状試験片については、試験片の高さ方向の3箇所で、内周及び外周に沿って真円度を測定して平均値を算出した。平均値は、n=5本、又は、n=5個で算出した。
棒状試験片の最大曲がり量の平均値と、リング状試験片の真円度の最大値の平均値を、表5、6、11、12に示す。
また、浸炭焼入れ後の試験片から組織観察用の試料を採取し、ピクリン酸系の腐食液で腐食してマクロ組織を現出させて、Ae、L、F、及び、Sを測定し、Re、L/F、及び、L/Sを算出した。上記試料を用いて、EPMAで元素マッピングを行ない、等軸晶領域におけるCmin,1と柱状晶領域におけるCmin,2を求め、また、タンディッシュ内の溶鋼のC濃度Coを求めて、(Cmin,1/Co)及び(Cmin,2/Co)を算出した。算出結果を表5、6、11、12に示す。
表1〜6に示す実施例(Ex.1〜100)では、棒状試験片を浸炭焼入れした後に測定した最大曲がり量(n=5本の平均値)は15μm以下に低減されており、また、リング状試験片を浸炭焼入れした後に測定した真円度の最大値(n=5本の平均値)も10μm以下に低減されている。
一方、表7〜12に示す比較例(Comp.Ex.1〜79)では、棒状試験片を浸炭焼入れした後に測定した最大曲がり量が20μm以上であり、また、リング状試験片を浸炭焼入れした後に測定した真円度の最大値は15μm以上であり、いずれも発明例の値より5μm以上大きい値である。
前述したように、本発明によれば、浸炭・窒化焼入れ処理で生じる熱処理歪みが小さく、寸法精度が高く、かつ、疲労特性が優れた肌焼鋼材製品を提供することができる。よって、本発明は、機械部品製造産業において利用可能性が大きいものである。
L 鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置から、横断面中心部までの距離(mm)
F 鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置と横断面中心部に対して対称方向の等軸晶領域外周部の位置から、横断面中心部までの距離(mm)
S 鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置と横断面内中心部とを結ぶ直線に直交する直線のなかの横断面中心部を通る直線が等軸晶領域外周部と交差する位置と横断面中心部との距離で、大きい方の距離(mm)
F 鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置と横断面中心部に対して対称方向の等軸晶領域外周部の位置から、横断面中心部までの距離(mm)
S 鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置と横断面内中心部とを結ぶ直線に直交する直線のなかの横断面中心部を通る直線が等軸晶領域外周部と交差する位置と横断面中心部との距離で、大きい方の距離(mm)
Claims (8)
- 横断面が、等軸晶領域と、この等軸晶領域の周囲に配される柱状晶領域とを含むマクロ組織を有する肌焼鋼材であって、
前記肌焼鋼材は、質量%で、
C:0.05〜0.45%、
Si:0.01〜1.0%、
Mn:0超〜2.0%、
Al:0.001〜0.06%、
N:0.002〜0.03%、
S:0超〜0.1%、
P:0超〜0.05%、及び
残部:Fe及び不可避的不純物
を含む成分組成を有し、
前記等軸晶領域では、下記(1)式及び下記(2)式を満足し、且つ、
前記柱状晶領域では、下記(3)式を満足する
ことを特徴とする肌焼鋼材。
Re=(Ae/Ao)×100≦32.0% (1)式
(Cmin,1/Co)≧0.95 (2)式
(Cmin,2/Co)≧0.93 (3)式
ここで、Re:前記等軸晶領域の面積率(%)
Ae:前記等軸晶領域の面積(%)
Ao:前記横断面の面積(%)
Co:前記横断面における平均C濃度(質量%)、又は、取鍋又は連鋳タンディッシュ内の溶鋼のC濃度(質量%)
Cmin,1:前記等軸晶領域内部の最小C濃度(質量%)
Cmin,2:前記柱状晶領域内部の最小C濃度(質量%) - 前記等軸晶領域では、下記(4)式及び下記(5)式の少なくとも一方を満足することを特徴とする請求項1に記載の肌焼鋼材。
(L/F)≧0.6 (4)式
(L/S)≧0.6 (5)式
ここで、L:前記等軸晶領域の外周部のうち前記横断面の中心部に最も近接する位置から、前記横断面の中心部までの距離(mm)
F:前記等軸晶領域の外周部のうち前記横断面の中心部に最も近接する位置と前記横断面の中心部に対して対称方向の前記等軸晶領域の外周部の位置から、前記横断面の中心部までの距離(mm)
S:前記等軸晶領域の外周部のうち前記横断面の中心部に最も近接する位置と前記横断面の中心部とを結ぶ直線に直交する直線のなかの前記横断面の中心部を通る直線が前記等軸晶領域の外周部と交差する位置と、前記横断面の中心部との距離で、大きい方の距離(mm) - 前記等軸晶領域では、前記(4)式及び前記(5)式を満足することを特徴とする請求項2に記載の肌焼鋼材。
- 前記鋼材の成分組成が、質量%で、さらに、
Mo:0超〜1.5%、
V:0超〜1.5%、
Nb:0超〜1.5%、
Cu:0超〜1.0%、
Ni:0超〜2.5%、
Cr:0超〜2.0%、及び、
Sn:0超〜1.0%
の少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれか一項に記載の肌焼鋼材。 - 前記鋼材の成分組成が、質量%で、さらに、
Ca:0超〜0.01%、
Zr:0超〜0.08%、
Pb:0超〜0.4%、
Bi:0超〜0.3%、
Te:0超〜0.3%、
Rem:0超〜0.1%、及び、
Sb:0超〜0.1%
の少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1〜4のいずれか一項に記載の肌焼鋼材。 - 前記鋼材の成分組成が、質量%で、さらに、
Ti:0超〜0.30%、及び、
B:0超〜0.005%
の少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1〜5のいずれか一項に記載の肌焼鋼材。 - 前記鋼材の成分組成が、質量%で、さらに、
W:0超〜2.0%
を含有することを特徴とする請求項1〜6のいずれか一項に記載の肌焼鋼材。 - 請求項1〜7のいずれか一項に記載の肌焼鋼材を加工及び熱処理して得られることを特徴とする機械部品。
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