JP5679440B2 - 冷間鍛造性に優れ、高周波焼入れ後におけるねじり強度に優れた高周波焼入れ用鋼、およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、高周波焼入れして鋼部品を製造するための鋼に関し、特に部品形状に成形するときの冷間鍛造性が良好で、しかも成形後に高周波焼入れして得られる鋼部品のねじり強度を高められる高周波焼入れ用鋼、およびその製造方法に関するものである。
自動車や各種機械類に用いられる鋼部品（具体的には、各種歯車伝達装置に利用される歯車等の機械構造部品）には、強度、特にねじり強度の向上が要望されている。ねじり強度とは、ねじり荷重に対する材料の耐性を表す指標であり、ねじり荷重を受ける材料の極限強度を意味している。
上記鋼部品は、通常、熱間加工（例えば、熱間圧延や熱間鍛造など）した鋼に、切削加工等を施して最終形状（部品形状）に仕上げて製造される。上記鋼部品の強度を高めるため、その後、焼入れ焼戻し（調質）や浸炭焼入れ等の熱処理が行われている。しかし、近年では、地球環境への負荷を低減すると共に、作業環境を改善するために、焼入れ焼戻し（調質）や浸炭焼入れ等の熱処理に代えて高周波焼入れ処理が行われている。高周波焼入れ処理は、鋼の表層付近のみを急速加熱・冷却する方法であり、短時間で鋼部品の表層部の硬度や疲労特性を高めることができる。高周波焼入れ処理によって鋼部品の強度を、焼入れ焼戻し（調質）浸炭焼入れ等の熱処理を施したときと同程度の強度とするためには、表面硬度を確保しておく必要がある。表面硬度を確保するためには、マルテンサイト変態によって強度が充分向上するように、鋼中のＣ量を高める必要があった。
また、近年では、地球環境への負荷を低減するために、切削加工に代えて冷間鍛造による成形が行なわれている。しかし上述したように、高周波焼入れ処理により強度（内部硬度）を確保するために鋼中のＣ量を高めると、冷間鍛造性が著しく低下する。
高周波焼入れ処理が施される機械構造用鋼の冷間鍛造性を改善する技術が、特許文献１、２に開示されている。これらのうち特許文献１には、Ｍｎ量を０．６５％以下、Ｃｒ量を０．３０％未満、Ｔｉ量を０．００５％未満に制限し、且つＢおよびＡｌを適正量添加することによって、球状化焼なまし後の冷間鍛造性および高周波焼入れ性を改善する技術が開示されている。
特許文献２では、球状化焼鈍後に冷間鍛造などの冷間加工によって塑性加工し、次いで高周波焼入れして製造される機械構造用部品の母材となる鋼の化学成分について検討している。この文献では、鋼中のＭｎ量を０．１０〜０．６０％、Ｃｒ量を０．１５％以下に調整すると共に、Ｎｂ、Ａｌ、およびＢ量を適切に調整することによって冷間加工時における変形抵抗を低くしている。また、この文献には、冷間加工時の変形抵抗を下げるため、球状化焼鈍を施すことが記載されている。
上記特許文献１、２では、高周波焼入れして得られる鋼部品のねじり強度については考慮されておらず、本発明者らが検討したところ、これらの文献に開示されている鋼部品のねじり強度は低いことが分かった。
本発明はこのような事情に着目してなされたものであって、その目的は、鋼部品に成形するときの冷間鍛造性が良好で、しかも高周波焼入れ後における鋼部品のねじり強度を高くできる高周波焼入れ用鋼、およびその製造方法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高周波焼入れ用鋼とは、Ｃ：０．４〜０．６５％（質量％の意味。化学成分について以下同じ）、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．６５％超、２％以下、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００２〜０．１％、Ｃｒ：０．３０〜３．０％、Ａｌ：０．０６〜０．５０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．０２％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からなる鋼であり、該鋼は球状化組織を有する点に要旨を有している。
前記鋼は、更に他の元素として、
（ａ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種の元素、
（ｃ）Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．００１％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．００１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種の元素、
等を含有してもよい。
（ａ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種の元素、
（ｃ）Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．００１％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．００１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種の元素、
等を含有してもよい。
本発明に係る高周波焼入れ用鋼は、上記成分組成を満足する鋼を、７２０〜７６０℃の温度域に加熱し、この温度域で１２０〜３００分間保持した後、該保持温度から６００℃までの温度範囲を１２〜２０℃／時間の平均冷却速度で冷却することによって好適に製造できる。
本発明によれば、鋼の成分組成を適切に制御し、球状化組織を有する組織とすることによって、鋼を部品形状に成形するときの冷間鍛造性が良好で、しかも高周波焼入れ後における鋼部品のねじり強度を高められる高周波焼入れ用鋼を提供できる。即ち、本発明の高周波焼入れ用鋼を冷間鍛造し、高周波焼入れして得られる鋼部品は、ねじり強度が１６００ＭＰａ以上となる。また、本発明の高周波焼入れ用鋼を用いれば、冷間鍛造と高周波焼入れを組み合わせて鋼部品を製造できるため、地球環境への負荷を低減できる。
本発明者らは、高周波焼入れして得られる鋼部品のねじり強度を高めたうえで、該鋼部品形状に成形するときの冷間鍛造性を改善するために鋭意検討を重ねてきた。その結果、鋼の成分組成のうち、特に、Ｍｎ、Ａｌ、Ｂ、Ｃｒ、およびＮ量を適切な範囲に制御すると共に、鋼が球状化組織を有するものにすれば、部品形状に成形するときの冷間鍛造性と、高周波焼入れ後の鋼部品のねじり強度の両方を高められる高周波焼入れ用鋼を提供できることを見出し、本発明を完成した。
即ち、高周波焼入れ後の鋼部品のねじり強度を高めるには、鋼の焼入れ性を高める必要がある。鋼の焼入れ性を高めるには、０．６５％を超えるＭｎを添加すると共に、ＡｌとＢが鋼中に固溶するようにＡｌとＢの添加量を適切な範囲に制御することが有効である。
ところが鋼のねじり強度を高めるためにＭｎを多量に添加すると、冷間鍛造時に割れが発生し易く、また鋼の変形抵抗が大きくなって、鋼部品形状に成形するときの冷間鍛造性が劣化する。従って部品形状に成形するときの冷間鍛造性を劣化させることなく、高周波焼入れ後の鋼部品のねじり強度を高めることが必要である。
そこで本発明者らが鋼の冷間鍛造性を改善する方法について検討したところ、Ｃｒを積極的に添加（具体的には、Ｃｒ：０．３０〜３．０％）することによって球状化組織を有するものにすればよいことが明らかになった。Ｃｒは鋼に含まれる炭化物を球状化し、層状セメンタイトの生成を抑制するのに作用するため、冷間鍛造時に割れが発生し難くなる。またＣｒは、鋼の変形抵抗を低下させて冷間鍛造性を改善する作用を有している。更にＣｒは、高周波焼入れして得られる鋼部品のねじり強度を高めるのにも作用する。
また、鋼の変形抵抗を低下させて冷間鍛造性を改善するには、鋼中に固溶しているＮ量を低減することも有効である。固溶Ｎ量を低減するには、鋼中の固溶ＮをＡｌＮやＢＮとして固定すればよい。
以下、本発明に係る高周波焼入れ用鋼について具体的に説明する。
まず、本発明に係る高周波焼入れ用鋼は、フェライト組織中に球状化組織を有している。球状化焼鈍により（詳細は後述する。）、鋼中炭化物が球状化された球状炭化物を含む組織とすることによって、鋼の冷間鍛造性を改善できる。
球状化組織の程度として、パーライトを構成する層状セメンタイトの生成が出来るだけ抑制されていることが好ましい。層状セメンタイトは、周囲の組織よりも硬質になるため、冷間鍛造時の鋼の変形抵抗を増大させて冷間鍛造性を劣化させる原因となる。また、層状セメンタイトは、冷間鍛造時に他の組織よりも優先的に破断、分離の起点となりやすく、耐割れ性を劣化させる。本明細書では、層状セメンタイトのなかでも、アスペクト比が約３以上のセメンタイトが３つ以上隣接している層状セメンタイトを、出来るだけ残存させないようにすることにより冷間鍛造性が一層高められるところに着目している。このような層状セメンタイトの面積率は、金属組織全体に対して５％以下であることが好ましく、より好ましくは４．０％以下、更に好ましくは３．０％以下である。
ここで「アスペクト比」とは、セメンタイトの長径（最大長さ）と、長径に垂直な方向の短径（最大幅）を測定したとき、長径を短径で除した比（長径／短径）を意味する。
また、「隣接している」とは、隣り合うセメンタイト同士の最短距離と、隣り合うセメンタイト同士の各短径のうち短い方の短径とを比べたときに、隣り合うセメンタイト同士の最短距離が小さい状態を意味する。このことを図面を用いて説明する。図１は、セメンタイトの分布状態を模式的に示した図であり、図中、Ａ、Ｂ、Ｃは、夫々セメンタイト、ａ、ｂ、ｃは、夫々セメンタイトＡ、Ｂ、Ｃの短径、Ｌ１はセメンタイトＡとＢの最短距離、Ｌ２はセメンタイトＢとＣの最短距離を示している。
まず、セメンタイトＡとＢに着目する。これらの短径を比べると、セメンタイトＡの短径ａよりもセメンタイトＢの短径ｂの方が小さい。次に、セメンタイトＢの短径ｂと、セメンタイトＡとＢの最短距離Ｌ１を比べると、最短距離Ｌ１の方が小さい。従ってセメンタイトＡとＢは、隣接していると判定する。
次に、セメンタイトＢとＣに着目する。これらの短径を比べると、セメンタイトＣの短径ｃよりもセメンタイトＢの短径ｂの方が小さい。そしてセメンタイトＢの短径ｂと、セメンタイトＢとＣの最短距離Ｌ２を比べると、最短距離Ｌ２の方が大きい。従ってセメンタイトＢとＣは、隣接していないと判定する。
後記する実施例では、試験片を光学顕微鏡で観察倍率４００倍で１０視野観察し、上記要件を満足する層状セメンタイトの面積率が全金属組織に対して５％以下である場合を、球状化組織を有すると判定した。
本発明において所望の特性を有する鋼部品を得るためには、鋼の成分組成も適切に制御する必要がある。以下、本発明の高周波焼入れ用鋼の成分組成について説明する。
［Ｃ：０．４〜０．６５％］
Ｃは、ねじり強度を確保するために必要な元素であり、０．４％以上含有させることによって、鋼部品として必要なねじり強度（即ち、高周波焼入れ後におけるねじり強度）を確保できる。Ｃ量は、好ましくは０．４３％以上、より好ましく０．４５％以上である。しかしＣ量が過剰になると、鋼が硬くなり過ぎて冷間鍛造性が劣化する。従ってＣ量は０．６５％以下、好ましくは０．６２％以下、より好ましくは０．６０％以下とする。
Ｃは、ねじり強度を確保するために必要な元素であり、０．４％以上含有させることによって、鋼部品として必要なねじり強度（即ち、高周波焼入れ後におけるねじり強度）を確保できる。Ｃ量は、好ましくは０．４３％以上、より好ましく０．４５％以上である。しかしＣ量が過剰になると、鋼が硬くなり過ぎて冷間鍛造性が劣化する。従ってＣ量は０．６５％以下、好ましくは０．６２％以下、より好ましくは０．６０％以下とする。
［Ｓｉ：０．０１〜０．５％］
Ｓｉは、固溶強化により高周波焼入れして得られる鋼部品のねじり強度を高める元素である。また、Ｓｉは、固溶Ｃがセメンタイトとして析出するのを抑制し、冷間鍛造性を改善するのに作用する元素である。また、Ｓｉは脱酸元素としても作用する。こうした作用を発揮させるには、Ｓｉ量は０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。しかしＳｉ量が過剰になると、鋼が硬くなり過ぎて冷間鍛造時に割れが発生し、冷間鍛造性が劣化する。従ってＳｉ量は、０．５％以下、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下とする。
Ｓｉは、固溶強化により高周波焼入れして得られる鋼部品のねじり強度を高める元素である。また、Ｓｉは、固溶Ｃがセメンタイトとして析出するのを抑制し、冷間鍛造性を改善するのに作用する元素である。また、Ｓｉは脱酸元素としても作用する。こうした作用を発揮させるには、Ｓｉ量は０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。しかしＳｉ量が過剰になると、鋼が硬くなり過ぎて冷間鍛造時に割れが発生し、冷間鍛造性が劣化する。従ってＳｉ量は、０．５％以下、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下とする。
［Ｍｎ：０．６５％超、２％以下］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素であり、高周波焼入れ後の鋼部品のねじり強度を向上させるのに必要な元素である。従ってＭｎ量は０．６５％超、好ましくは０．８０％以上、より好ましくは０．９５％以上とする。しかしＭｎ量が過剰になると、焼入れ性が向上し過ぎて鋼が硬くなり、冷間鍛造性が劣化する。従ってＭｎ量は２％以下、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下とする。
Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素であり、高周波焼入れ後の鋼部品のねじり強度を向上させるのに必要な元素である。従ってＭｎ量は０．６５％超、好ましくは０．８０％以上、より好ましくは０．９５％以上とする。しかしＭｎ量が過剰になると、焼入れ性が向上し過ぎて鋼が硬くなり、冷間鍛造性が劣化する。従ってＭｎ量は２％以下、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下とする。
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、Ｐ量が過剰になると加工時に割れが発生するのを助長するので、できるだけ低減する必要がある。従ってＰ量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。なお、Ｐ量を０％とすることは工業的に困難である。
Ｐは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、Ｐ量が過剰になると加工時に割れが発生するのを助長するので、できるだけ低減する必要がある。従ってＰ量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。なお、Ｐ量を０％とすることは工業的に困難である。
［Ｓ：０．００２〜０．１％］
Ｓは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であるが、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳ系介在物を形成し、鋼の被削性を向上させるのに有効に作用する元素である。こうした作用を発揮させるには、Ｓ量は０．００２％以上、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上とする。しかしＳ量が過剰になると、ＭｎＳ系介在物量が増大し、冷間鍛造時の耐割れ性を低下させる。また、この介在物が加工時（例えば、熱間圧延や熱間鍛造など）に加工方向に伸展するため、加工方向に直角な方向の靭性（横目靭性）が劣化する原因となる。従ってＳ量は０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。
Ｓは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であるが、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳ系介在物を形成し、鋼の被削性を向上させるのに有効に作用する元素である。こうした作用を発揮させるには、Ｓ量は０．００２％以上、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上とする。しかしＳ量が過剰になると、ＭｎＳ系介在物量が増大し、冷間鍛造時の耐割れ性を低下させる。また、この介在物が加工時（例えば、熱間圧延や熱間鍛造など）に加工方向に伸展するため、加工方向に直角な方向の靭性（横目靭性）が劣化する原因となる。従ってＳ量は０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。
［Ｃｒ：０．３０〜３．０％］
Ｃｒは、球状化焼鈍時に炭化物の生成を促進し、これを球状化させて球状化組織の生成に有効に作用し、鋼を部品形状に成形するときの冷間鍛造性を劣化させることなく、高周波焼入れ後の鋼部品のねじり強度を高めるのに作用する元素である。こうした作用を発揮させるには、Ｃｒ量は０．３０％以上、好ましくは０．４％以上、より好ましくは０．５％以上とする。しかしＣｒ量が過剰になると粗大な炭化物が生成し、冷間鍛造性を劣化させる。従ってＣｒ量は３．０％以下、好ましく２．７％以下、より好ましくは２．５％以下とする。
Ｃｒは、球状化焼鈍時に炭化物の生成を促進し、これを球状化させて球状化組織の生成に有効に作用し、鋼を部品形状に成形するときの冷間鍛造性を劣化させることなく、高周波焼入れ後の鋼部品のねじり強度を高めるのに作用する元素である。こうした作用を発揮させるには、Ｃｒ量は０．３０％以上、好ましくは０．４％以上、より好ましくは０．５％以上とする。しかしＣｒ量が過剰になると粗大な炭化物が生成し、冷間鍛造性を劣化させる。従ってＣｒ量は３．０％以下、好ましく２．７％以下、より好ましくは２．５％以下とする。
［Ａｌ：０．０６〜０．５０％］
Ａｌは、鋼中に固溶状態で存在することによって球状化焼鈍時に炭化物が成長するのを抑制するのに作用する元素であり、Ａｌを固溶させることによって、粗大な炭化物が生成するのを抑制できる。粗大な炭化物の生成が抑制されることによって、高周波焼入れ後におけるねじり強度を高めることができる。またＡｌは、Ｎと結合してＡｌＮを析出し、冷間鍛造時に変形抵抗を増大させるＮを無害化するのに有効に作用する元素である。またＡｌは、脱酸剤としても作用する。こうした作用を発揮させるには、Ａｌ量は０．０６％以上、好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．０８％以上とする。しかしＡｌ量が過剰になると、ＡｌＮが多量に析出して冷間鍛造性を却って低下させる。従ってＡｌ量は０．５０％以下、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下とする。
Ａｌは、鋼中に固溶状態で存在することによって球状化焼鈍時に炭化物が成長するのを抑制するのに作用する元素であり、Ａｌを固溶させることによって、粗大な炭化物が生成するのを抑制できる。粗大な炭化物の生成が抑制されることによって、高周波焼入れ後におけるねじり強度を高めることができる。またＡｌは、Ｎと結合してＡｌＮを析出し、冷間鍛造時に変形抵抗を増大させるＮを無害化するのに有効に作用する元素である。またＡｌは、脱酸剤としても作用する。こうした作用を発揮させるには、Ａｌ量は０．０６％以上、好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．０８％以上とする。しかしＡｌ量が過剰になると、ＡｌＮが多量に析出して冷間鍛造性を却って低下させる。従ってＡｌ量は０．５０％以下、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下とする。
［Ｂ：０．０００５〜０．０１０％］
Ｂは、鋼中のＮと結合してＢＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎ量を低減する元素である。固溶Ｎ量が低減されることによって、冷間鍛造時の鋼の変形抵抗が低下するため、冷間鍛造性を改善できる。また、ＢＮが析出することによってＡｌＮの析出が抑制されるため、鋼中の固溶Ａｌ量を確保でき、高周波焼入れ後における鋼部品のねじり強度を高めることができる。こうした作用を発揮させるには、Ｂは０．０００５％以上、好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上とする。しかしＢが過剰になると、鋼が硬くなり過ぎて冷間鍛造性が却って劣化する。従ってＢは０．０１０％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下とする。
Ｂは、鋼中のＮと結合してＢＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎ量を低減する元素である。固溶Ｎ量が低減されることによって、冷間鍛造時の鋼の変形抵抗が低下するため、冷間鍛造性を改善できる。また、ＢＮが析出することによってＡｌＮの析出が抑制されるため、鋼中の固溶Ａｌ量を確保でき、高周波焼入れ後における鋼部品のねじり強度を高めることができる。こうした作用を発揮させるには、Ｂは０．０００５％以上、好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上とする。しかしＢが過剰になると、鋼が硬くなり過ぎて冷間鍛造性が却って劣化する。従ってＢは０．０１０％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下とする。
［Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）］
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる不純物元素であり、Ｎ量が過剰になり、固溶Ｎ量が増加すると冷間鍛造時の鋼の変形抵抗が増大し、また冷間鍛造時に割れが発生することが助長されるため、できるだけ低減する必要がある。従ってＮ量は０．０２％以下、好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１６％以下とする。なお、Ｎ量を０％とすることは工業的に困難であり、通常、０．００２％程度含有している。
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる不純物元素であり、Ｎ量が過剰になり、固溶Ｎ量が増加すると冷間鍛造時の鋼の変形抵抗が増大し、また冷間鍛造時に割れが発生することが助長されるため、できるだけ低減する必要がある。従ってＮ量は０．０２％以下、好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１６％以下とする。なお、Ｎ量を０％とすることは工業的に困難であり、通常、０．００２％程度含有している。
本発明に係る高周波焼入れ用鋼の成分組成は上記の通りであり、残部は、鉄およびＰ、Ｓ以外の不可避不純物である。Ｐ、Ｓ以外の不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。
本発明の高周波焼入れ用鋼は、本発明の効果を損なわない範囲で、更に他の元素として、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌｉ、ＲＥＭなどを積極的に含有させてもよい。
［（ａ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れされていない組織が生成するのを抑制して高周波焼入れ後の鋼部品の強度を高めるのに作用する元素である。こうした作用は、その含有量が増加するにつれて増大するが、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．１５％以上である。しかしＭｏを過剰に含有すると、焼きならし後でも過冷組織（例えば、マルテンサイトなど）が生成して被削性が低下するため、１％以下とすることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．８％以下であり、更に好ましくは０．５％以下である。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れされていない組織が生成するのを抑制して高周波焼入れ後の鋼部品の強度を高めるのに作用する元素である。こうした作用は、その含有量が増加するにつれて増大するが、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．１５％以上である。しかしＭｏを過剰に含有すると、焼きならし後でも過冷組織（例えば、マルテンサイトなど）が生成して被削性が低下するため、１％以下とすることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．８％以下であり、更に好ましくは０．５％以下である。
［（ｂ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種の元素］
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、熱間加工時に結晶粒が異常成長するのを防止し、鋼の靭性や疲労特性が低下するのを防止する作用を有する元素であり、少なくとも任意の１種以上含有することによってこうした作用が発揮される。こうした作用は、その含有量が増加するにつれて増大するが、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量は夫々好ましくは０．００５％以上、より好ましく０．０１０％以上含有することが望ましい。しかしこれらの元素を過剰に含有すると、硬質の炭化物が多量に生成して鋼の被削性が低下するので、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量は夫々、０．２％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましく０．１０％以下とする。なお、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、熱間加工時に結晶粒が異常成長するのを防止し、鋼の靭性や疲労特性が低下するのを防止する作用を有する元素であり、少なくとも任意の１種以上含有することによってこうした作用が発揮される。こうした作用は、その含有量が増加するにつれて増大するが、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量は夫々好ましくは０．００５％以上、より好ましく０．０１０％以上含有することが望ましい。しかしこれらの元素を過剰に含有すると、硬質の炭化物が多量に生成して鋼の被削性が低下するので、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量は夫々、０．２％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましく０．１０％以下とする。なお、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。
［（ｃ）Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）］
ＣｕとＮｉは、焼入れ性を向上させて高周波焼入れ後の鋼部品のねじり強度を高めるのに有効に作用する元素である。こうした作用は、これらの元素の含有量が増加するにつれて増大するが、ＣｕとＮｉ量は夫々好ましくは０．０５％以上、より好ましく０．１％以上である。しかし過剰に含有させると過冷組織（例えば、マルテンサイトなど）が生成し、延性や靭性が低下するので、ＣｕとＮｉ量は夫々３％以下とすることが好ましい。Ｃｕ、Ｎｉ量は、より好ましくは２％以下、更に好ましくは１％以下である。なお、ＣｕおよびＮｉは、夫々、単独で含有させてもよいし、両方を含有させてもよい。また両方を含有させる場合の含有量は夫々上記範囲で任意の含有量でよい。
ＣｕとＮｉは、焼入れ性を向上させて高周波焼入れ後の鋼部品のねじり強度を高めるのに有効に作用する元素である。こうした作用は、これらの元素の含有量が増加するにつれて増大するが、ＣｕとＮｉ量は夫々好ましくは０．０５％以上、より好ましく０．１％以上である。しかし過剰に含有させると過冷組織（例えば、マルテンサイトなど）が生成し、延性や靭性が低下するので、ＣｕとＮｉ量は夫々３％以下とすることが好ましい。Ｃｕ、Ｎｉ量は、より好ましくは２％以下、更に好ましくは１％以下である。なお、ＣｕおよびＮｉは、夫々、単独で含有させてもよいし、両方を含有させてもよい。また両方を含有させる場合の含有量は夫々上記範囲で任意の含有量でよい。
［（ｄ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．００１％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．００１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種の元素］
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌｉ、およびＲＥＭは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、被削性を向上させるのに有効な元素である。こうした作用はその含有量が増加するにつれて増大するが、ＣａとＭｇ量は夫々好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上、ＬｉとＲＥＭ量は夫々好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００３％以上である。しかし過剰に含有させてもその効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できないので、ＣａとＭｇ量は夫々好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４０％以下、更に好ましくは０．００３０％以下、ＬｉとＲＥＭ量は夫々好ましくは０．００１％以下、より好ましくは０．０００８％以下、更に好ましくは０．０００５％以下である。なお、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌｉ、およびＲＥＭは、単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌｉ、およびＲＥＭは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、被削性を向上させるのに有効な元素である。こうした作用はその含有量が増加するにつれて増大するが、ＣａとＭｇ量は夫々好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上、ＬｉとＲＥＭ量は夫々好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００３％以上である。しかし過剰に含有させてもその効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できないので、ＣａとＭｇ量は夫々好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４０％以下、更に好ましくは０．００３０％以下、ＬｉとＲＥＭ量は夫々好ましくは０．００１％以下、より好ましくは０．０００８％以下、更に好ましくは０．０００５％以下である。なお、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌｉ、およびＲＥＭは、単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。
本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有するのがよい。
次に、本発明に係る高周波焼入れ用鋼を好適に製造できる方法について説明する。
本発明の高周波焼入れ用鋼は、上記成分組成を満足する鋼に球状化焼鈍（球状化熱処理）を施すことによって製造できる。
球状化焼鈍は、上記成分組成を満足する鋼を、例えば、７２０〜７６０℃の温度域に加熱し、この温度域で１２０〜３００分間保持した後、該保持温度から６００℃までの温度範囲を１２〜２０℃／時間の平均冷却速度で冷却することによって製造できる。
［加熱加工］
上記成分組成を満足する鋼は、７２０〜７６０℃の温度域に加熱する。この温度域に加熱することによって、セメンタイトをオーステナイトに固溶させることができるため、層状セメンタイトの生成を抑制でき、球状化組織を有する鋼にできる。
上記成分組成を満足する鋼は、７２０〜７６０℃の温度域に加熱する。この温度域に加熱することによって、セメンタイトをオーステナイトに固溶させることができるため、層状セメンタイトの生成を抑制でき、球状化組織を有する鋼にできる。
即ち、加熱温度が７２０℃未満では、鋼中のセメンタイトが充分にオーステナイトに固溶せず、層状セメンタイトが多く生成するため冷間鍛造時に割れが発生して冷間鍛造性が劣化する。従って加熱温度は７２０℃以上、好ましくは７２５℃以上、より好ましく７３０℃以上とする。しかし加熱温度が７６０℃を超えると、後述する保持後の冷却時にセメンタイトが成長し過ぎて粗大なセメンタイトが生成し、高周波焼入れ時後におけるねじり強度が低下する。従って加熱温度は７６０℃以下、好ましくは７５５℃以下、より好ましくは７５０℃以下とする。
［保持工程］
上記温度域に加熱した後は、この温度域で１２０〜３００分間（２〜５時間）保持する。保持時間が１２０分未満では、鋼を充分に均熱化できず、鋼の一部が７２０℃未満となり、オーステナイトに固溶しないセメンタイトが増加し、層状セメンタイトを形成して冷間鍛造性が劣化する。従って保持時間は１２０分以上、好ましくは１３５分以上、より好ましく１５０分以上である。しかし保持時間が３００分を超えると、セメンタイトが保持後の冷却時に成長する際に核となるセメンタイトも固溶と再析出を繰り返して成長するため、冷却時に粗大なセメンタイトが生成し易くなり、高周波焼入れ後における鋼部品のねじり強度を劣化させてしまう。従って保持時間は３００分以下、好ましくは２８５分以下、より好ましくは２７０分以下とする。
上記温度域に加熱した後は、この温度域で１２０〜３００分間（２〜５時間）保持する。保持時間が１２０分未満では、鋼を充分に均熱化できず、鋼の一部が７２０℃未満となり、オーステナイトに固溶しないセメンタイトが増加し、層状セメンタイトを形成して冷間鍛造性が劣化する。従って保持時間は１２０分以上、好ましくは１３５分以上、より好ましく１５０分以上である。しかし保持時間が３００分を超えると、セメンタイトが保持後の冷却時に成長する際に核となるセメンタイトも固溶と再析出を繰り返して成長するため、冷却時に粗大なセメンタイトが生成し易くなり、高周波焼入れ後における鋼部品のねじり強度を劣化させてしまう。従って保持時間は３００分以下、好ましくは２８５分以下、より好ましくは２７０分以下とする。
［冷却工程］
上記温度域で保持した後は、該保持温度から６００℃までの温度範囲を１２〜２０℃／時間の平均冷却速度で冷却する。平均冷却速度が１２℃／時間未満では、冷却時にセメンタイトが成長し過ぎて粗大なセメンタイトが生成し、高周波焼入れ後における鋼部品のねじり強度を低下させてしまう。従って平均冷却速度は、１２℃／時間以上、好ましくは１３℃／時間以上、より好ましく１４℃／時間以上とする。しかし平均冷却速度が２０℃／時間を超えると、冷却時に層状セメンタイトが生成し、冷間鍛造性を劣化させてしまう。従って平均冷却速度は２０℃／時間以下、好ましくは１９℃／時間以下、より好ましくは１８℃／時間以下とする。
上記温度域で保持した後は、該保持温度から６００℃までの温度範囲を１２〜２０℃／時間の平均冷却速度で冷却する。平均冷却速度が１２℃／時間未満では、冷却時にセメンタイトが成長し過ぎて粗大なセメンタイトが生成し、高周波焼入れ後における鋼部品のねじり強度を低下させてしまう。従って平均冷却速度は、１２℃／時間以上、好ましくは１３℃／時間以上、より好ましく１４℃／時間以上とする。しかし平均冷却速度が２０℃／時間を超えると、冷却時に層状セメンタイトが生成し、冷間鍛造性を劣化させてしまう。従って平均冷却速度は２０℃／時間以下、好ましくは１９℃／時間以下、より好ましくは１８℃／時間以下とする。
ここで、「該保持温度から６００℃までの温度範囲」の「該保持温度」とは、上記温度域で均熱保持したときの温度を意味する。例えば、７５０℃で保持したときは、７５０℃から６００℃までの温度範囲を意味する。この温度範囲における冷却は、一定の冷却速度で冷却してもよいし、冷却速度を適宜変更して冷却してもよい。
６００℃まで冷却した後は、常法に従って冷却することによって本発明に係る高周波焼入れ用鋼を製造できる。このときの平均冷却速度は、通常、おおむね０．１〜５℃／秒であり、上記「該保持温度から６００℃までの温度範囲」における平均冷却速度とは相違する。即ち、上記保持温度から室温までは少なくとも二段階以上の冷却速度で冷却すればよい。
得られた高周波焼入れ用鋼は、冷間鍛造を行って最終形状（部品形状）に仕上げる。その後、高周波焼入れ処理を行うことによって鋼部品を製造できる。高周波焼入れの条件は特に限定されず、公知の条件を採用できる。高周波焼入れ時の周波数は、例えば、３０〜１５０ｋＨｚとすればよい。
鋼部品としては、例えば、自動車用変速機や作動装置をはじめとする各種歯車伝達装置に利用される歯車、シャフト、プーリーや等速ジョイント等、更にはクランクシャフト等の機械構造部品が挙げられる。
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。
下記表１に示す化学成分組成の鋼（残部は鉄およびＰ、Ｓ以外の不可避不純物）１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面：φ２４５ｍｍ×下面：φ２１０ｍｍ×長さ：４８０ｍｍのインゴットに鋳造し、以下の条件で熱間鍛造してφ４５ｍｍの丸棒とした。
［熱間鍛造条件］
上記インゴットを１２００℃に加熱後、熱間鍛造してビレット（１５５ｍｍ角）を得てから冷却した。続いてビレットを１２００℃に加熱した後、熱間鍛造してφ４５ｍｍの丸棒としてから空冷した。
上記インゴットを１２００℃に加熱後、熱間鍛造してビレット（１５５ｍｍ角）を得てから冷却した。続いてビレットを１２００℃に加熱した後、熱間鍛造してφ４５ｍｍの丸棒としてから空冷した。
次に、得られた丸棒を長さ１５０ｍｍ毎に切断して供試材を作製した。
次に、得られた供試材を、下記表２に示す加熱温度に加熱し、この温度で下記表２に示す時間保持した後、該保持温度から６００℃までの温度範囲を冷却して試験片を作製した。この温度範囲における平均冷却速度を下記表２に示す。
下記表２に示したＮｏ．２０は下記表１に示した鋼種ｒを用いた例であり、この鋼種ｒは、ＪＩＳ Ｇ４８０５に規定される高炭素クロム軸受鋼鋼材（ＳＵＪ２）に相当している。
得られた試験片について、下記に示す手順で層状セメンタイトの面積率を観察した。
（層状セメンタイトの観察）
上記試験片のＤ／４位置（Ｄは試験片の直径）を光学顕微鏡で観察倍率４００倍で１０視野観察し、画像解析して全金属組織に対する層状セメンタイトの合計面積率を測定した。観察視野１視野の大きさは、縦１７５μｍ×横２２５μｍ（面積は３９３７５μｍ2）である。本実施例では、層状セメンタイトの合計面積率が、全金属組織に対して５％以下である場合を、球状化組織を有すると判定した。球状化組織を有するものを判定「○」、球状化組織を有さないものを判定「×」として判定結果を下記表２に示した。また、全金属組織に対する層状セメンタイトの合計面積率を下記表２に併せて示した。なお、母相組織は、いずれもフェライトであった。
上記試験片のＤ／４位置（Ｄは試験片の直径）を光学顕微鏡で観察倍率４００倍で１０視野観察し、画像解析して全金属組織に対する層状セメンタイトの合計面積率を測定した。観察視野１視野の大きさは、縦１７５μｍ×横２２５μｍ（面積は３９３７５μｍ2）である。本実施例では、層状セメンタイトの合計面積率が、全金属組織に対して５％以下である場合を、球状化組織を有すると判定した。球状化組織を有するものを判定「○」、球状化組織を有さないものを判定「×」として判定結果を下記表２に示した。また、全金属組織に対する層状セメンタイトの合計面積率を下記表２に併せて示した。なお、母相組織は、いずれもフェライトであった。
次に、得られた試験片の冷間鍛造性およびねじり強度を評価した。
試験片の冷間鍛造性は、（ａ）プレス機を用いて試験片を６０％圧縮したときの割れ発生の有無と、（ｂ）６０％圧縮したときの変形抵抗で評価した。
（冷間鍛造性の評価）
（ａ）上記試験片を切削加工して直径：２０ｍｍ×長さ：３０ｍｍの円柱状試験片を作製し、プレス機を用いてこの円柱状試験片を６０％圧縮した。６０％圧縮した後、円柱状試験片を目視で観察し、割れ発生の有無を調べた。結果を下記表２に示す。
（ａ）上記試験片を切削加工して直径：２０ｍｍ×長さ：３０ｍｍの円柱状試験片を作製し、プレス機を用いてこの円柱状試験片を６０％圧縮した。６０％圧縮した後、円柱状試験片を目視で観察し、割れ発生の有無を調べた。結果を下記表２に示す。
（ｂ）上記６０％圧縮したときに、割れが発生しなかった試験片については、６０％圧縮時の変形抵抗を下記表２に示す。本実施例では、変形抵抗が９００ＭＰａ以下のものを合格とした。
（ねじり強度の評価）
上記試験片（丸棒）を切削加工して図２に示すねじり試験片を作製した。この試験片に周波数４０ｋＨｚの高周波焼入れを施した後、ねじり試験を実施してねじり強度（静的ねじり強度）を測定した。測定結果を下記表２に示す。本実施例では、ねじり強度が１６００ＭＰａ以上のものを合格とした。
上記試験片（丸棒）を切削加工して図２に示すねじり試験片を作製した。この試験片に周波数４０ｋＨｚの高周波焼入れを施した後、ねじり試験を実施してねじり強度（静的ねじり強度）を測定した。測定結果を下記表２に示す。本実施例では、ねじり強度が１６００ＭＰａ以上のものを合格とした。
下記表１、表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜５、８〜１８は、本発明で規定する要件を満足している例であり、冷間鍛造性に優れており、しかも高周波焼入れ後におけるねじり強度が高くなっている。
Ｎｏ．６〜７、１９〜２７は、本発明で規定する要件を満足していない例であり、冷間鍛造性またはねじり強度の少なくとも一方が劣化している。
ここでＮｏ．５〜７について詳細に考察する。Ｎｏ．５〜７は、同じ鋼種を用い、加熱温度、または保持温度から６００℃までの平均冷却速度を変化させた例である。これらのうちＮｏ．６は、上記加熱温度が本発明で規定する範囲よりも低い例であり、層状セメンタイトが多く生成して球状化組織を得られていない。従って冷間鍛造時に割れが発生して冷間鍛造性が劣化している。Ｎｏ．７は、上記平均冷却速度が本発明で規定する範囲を超えて大きい例であり、冷却時に層状セメンタイトが生成したため、鋼は球状化組織にならず、冷間鍛造時に割れが発生している。従って冷間鍛造性を改善できていない。これらに対し、Ｎｏ．５は、上記加熱温度、および上記平均冷却速度を適切に制御しているため、鋼は球状化組織となり、冷間鍛造性が良好で、しかも高周波焼入れ後におけるねじり強度が高くなっている。
Ｎｏ．１９は、Ｃｒ量が少なく、Ａｌ量が少なく、Ｂを含有していない例であり、層状セメンタイトが多く生成して球状化組織が得られていない。従って冷間鍛造時に割れが発生して冷間鍛造性を改善できておらず、また高周波焼入れ後におけるねじり強度が低下している。Ｎｏ．２０は、ＪＩＳ Ｇ４８０５に規定されるＳＵＪ２相当鋼であり、Ｃ量が多く、Ｍｎ量が少なく、Ａｌ量が少なく、Ｂを含有していないため、冷間鍛造時に割れが発生して冷間鍛造性を改善できておらず、また高周波焼入れ後におけるねじり強度が低下している。Ｎｏ．２１は、Ｓｉ量が多過ぎる例であり、層状セメンタイトが多く生成して球状化組織が得られていない。従って鋼が硬くなり過ぎて冷間鍛造時に割れが発生し、冷間鍛造性を改善できていない。
Ｎｏ．２２は、Ｃｒ量が少な過ぎる例であり、層状セメンタイトが多く生成して球状化組織が得られていないため、冷間鍛造時に割れが発生して冷間鍛造性を改善できておらず、また高周波焼入れ後のねじり強度も改善できていない。Ｎｏ．２３は、Ｃｒを過剰に含有しているため、鋼の変形抵抗が大きくなり、冷間鍛造性を改善できていない。冷間鍛造性を改善できていない理由は、粗大な炭化物が生成しているためと考えられる。Ｎｏ．２４は、Ｃｒ量が少なく、Ａｌ量が多過ぎる例であり、層状セメンタイトが多く生成して球状化組織が得られていない。従って冷間鍛造時に割れが発生し、冷間鍛造性を改善できていない。Ｎｏ．２５は、Ｃｒ量が少なく、Ｂ量が多く、Ｎ量が多いため、層状セメンタイトが多く生成して球状化組織が得られていない。従って冷間鍛造時に割れが発生し、冷間鍛造性を改善できていない。Ｎｏ．２６は、Ａｌを過剰に含有する例であり、冷間鍛造時に割れが発生し、冷間鍛造性が劣化している。冷間鍛造性を改善できていない理由は、ＡｌＮが多量に析出したため、鋼が硬くなり過ぎたからと考えられる。Ｎｏ．２７は、Ｂを過剰に含有する例であり、冷間鍛造時に割れが発生し、冷間鍛造性が劣化している。冷間鍛造性を改善できていない理由は、ＢＮが多量に析出したため、鋼が硬くなり過ぎたからと考えられる。
Claims (6)
- Ｃ ：０．４〜０．６５％（質量％の意味。化学成分について以下同じ）、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．６５％超、２％以下、
Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．００２〜０．１％、
Ｃｒ：０．３０〜３．０％、
Ａｌ：０．０６〜０．５０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｎ ：０．０２％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からなる鋼であり、
該鋼は、アスペクト比が３以上のセメンタイトが３つ以上隣接している層状セメンタイトの面積率が、金属組織全体に対して５％以下である球状化組織を有することを特徴とする冷間鍛造性に優れ、高周波焼入れ後におけるねじり強度に優れた高周波焼入れ用鋼。 - 更に他の元素として、
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の高周波焼入れ用鋼。 - 更に他の元素として、
Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、および
Ｖ ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を含有するものである請求項１または２に記載の高周波焼入れ用鋼。 - 更に他の元素として、
Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、および／または
Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高周波焼入れ用鋼。 - 更に他の元素として、
Ｃａ ：０．００５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ ：０．００５％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ ：０．００１％以下（０％を含まない）、および
ＲＥＭ：０．００１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高周波焼入れ用鋼。 - 請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を満足する鋼を、
７２０〜７６０℃の温度域に加熱し、この温度域で１２０〜３００分間保持した後、
該保持温度から６００℃までの温度範囲を１２〜２０℃／時間の平均冷却速度で冷却することを特徴とする冷間鍛造性に優れ、高周波焼入れ後におけるねじり強度に優れた高周波焼入れ用鋼の製造方法。
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