JP6477614B2 - 軟窒化用鋼および部品ならびにこれらの製造方法 - Google Patents
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Description
従来、軟窒化前の鋼素材中に0.1%以上のCを添加して、芯部の強度を確保することが行われているが、鋼中Cの増大は、軟窒化処理前の鋼素材の硬さを上昇させるために、切削や冷間鍛造などの冷間加工性が著しく阻害されて、完成部品の寸法精度の劣化や、切削、冷間鍛造時の工具の消費を激しくすることに伴う製造コストの増大をもたらすこととなる。
なお、軟窒化処理材の疲労強度の上昇を目的として、芯部硬度を上昇させるために軟窒化処理前に焼入・焼戻し処理を行い、処理前の被削性と軟窒化後の疲労特性を両立させる方法もあるが、焼入れ・焼もどしによって芯部に十分な強度を与えるために製造コストが上昇するのは避けられず、さらに機械加工性の確保も十分とはいえなかった。
すなわち、この鋼は、軟窒化処理により、芯部についてはNi−Al、Ni−Ti系の金属間化合物あるいはCu化合物で時効硬化させる一方、表層部については窒化層中にCr、Al、Ti等の窒化物や炭化物を析出硬化させることにより、曲げ疲労強度を向上させている。
また、特許文献2に記載の軟窒化用鋼は、Cu、Ti、V、Nbを比較的多量に添加する必要があるため、生産コストが高いという問題があった。
さらに、特許文献3に記載の軟窒化用鋼は、Ti、Moを比較的多量に含むため、やはり高コストであるという問題があった。
また、本発明は、機械加工後並びに軟窒化処理後にも高い芯部硬さを保持し、もって疲労特性を確保した部品を、その製造方法とともに提供することを目的とする。
その結果、C:0.1質量%未満に制限した鋼の軟窒化前組織を50%超のベイナイト相とすることにより、極めて優れた機械加工性と、高い疲労強度の達成のために必要となる芯部硬さとを高次元でバランスすることが可能であるとの知見を得た。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
1.質量%で、
C:0.02〜0.10%未満、
Si:1.0%以下、
Mn:0.50〜3.0%、
Cr:0.30〜3.0%、
Mo:0.005〜0.4%、
Al:0.020超〜0.2%、
N:0.0200%以下、
P:0.02%以下および
S:0.06%以下を、下記式(1)を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、さらに、ベイナイト相の面積率が50%超である組織を有することを特徴とする軟窒化用鋼。
記
6.3≦〔Mn〕+2.5×〔Cr〕+20×〔Mo〕≦12 --- (1)
但し、〔 〕は該括弧内の元素の含有量(質量%)
C:0.02〜0.10%未満、
Si:1.0%以下、
Mn:0.50〜3.0%、
Cr:0.30〜3.0%、
Mo:0.005〜0.4%、
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N:0.0200%以下、
P:0.02%以下および
S:0.06%以下を、下記式(1)を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼材を加熱温度:950〜1250℃、仕上温度:800℃以上の条件で熱間加工し、その後、少なくとも700〜550℃の温度域を0.4℃/s以上の速度で冷却することを特徴とする軟窒化用鋼の製造方法。
記
6.3≦〔Mn〕+2.5×〔Cr〕+20×〔Mo〕≦12 --- (1)
但し、〔 〕は該括弧内の元素の含有量(質量%)
そして、本発明に従い得られた部品は、自動車等の機械構造部品に適用して極めて有用である。
まず、本発明において、成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成に関する「%」表示は、特に断らない限り「質量%」を意味するものとする。
C:0.02%以上0.10%未満
Cは、ベイナイト相の生成および強度確保のために添加する。しかしながら、含有量が0.02%未満の場合、十分な量のベイナイト相面積率が得られないだけでなく、ベイナイトそのものの硬度も不足し、強度確保が困難となるため、0.02%以上添加する必要がある。一方、含有量が0.10%以上になると、生成したベイナイト相の硬さが増加し、機械加工性を著しく低下させるため、C量は0.02%以上0.10%未満の範囲とする。より好ましくは0.05%以上0.10%未満の範囲である。
Siは、脱酸だけでなく、ベイナイト相の生成に有効なため添加するが、1.0%を超える
とフェライトおよびベイナイト相に固溶し、その固溶硬化により、機械加工性および冷間加工性を劣化させるため、Si量は1.0%以下とする。好ましくは0.5%以下、より好ましくは0.3%以下である。
なお、Siを脱酸に有効に寄与させるためには、添加量を0.01%以上とすることが好ましい。
Mnは、鋼の焼入れ性を高め、ベイナイト相を安定的に生成させる作用がある。Mn量が0.50%未満の場合、上記効果は乏しく、他方、MnSの生成量が十分でないため、被削性が低下する。従って、Mn量は0.50%以上添加する。一方、3.0%を超えると機械加工性および冷間加工性を劣化させるので、Mn量は3.0%以下とする。好ましくは1.0%以上2.5%以下、より好ましくは1.5%以上2.5%以下の範囲である。
Crは、ベイナイト相の生成に有効であるとともに、硬質な窒化物形成元素であり、軟窒化後の表層硬さの上昇に有効なため添加する。含有量が0.30%未満の場合、ベイナイト相の生成量が少なくなり芯部の硬さが低下し、さらに表層でのCr窒化物形成が不足して表層でも硬さが低下するため、軟窒化処理後の強度確保が困難となる。従って、Cr量は0.30%以上とする。一方、3.0%を超えると機械加工性および冷間加工性を劣化させるので、Cr量は3.0%以下とする。好ましくは0.5〜2.0%、より好ましくは0.5〜1.5%の範囲である。
Moは、ベイナイト相を安定に生成させるために有効である。ここに、強度向上のためには0.005%以上の添加を必要とするが、高価な元素であるため0.4%を超えて添加すると、成分コストの上昇を招く。このため、Mo量は0.005〜0.4%の範囲とする。好ましくは0.01〜0.3%、より好ましくは0.04%以上0.2%未満の範囲である。
Alは、軟窒化処理後の表面硬さを高め、かつ有効硬化層深さを深くするのに有用な元素であり、積極的に添加する。また、熱間鍛造時におけるオーステナイト粒成長を抑制することによって、組織を微細化し靭性を向上させる上でも有用な元素である。このような観点から、Alは0.020%を超えて含有させる。一方、0.2%を超えて含有させてもその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く不利が生じるので、Al量は0.2%以下に限定する。好ましくは0.020%超0.1%以下の範囲、より好ましくは0.020%超0.04%以下の範囲である。
Nは、鋼中で炭窒化物を形成し、軟窒化処理材の強度を向上させるとともに、Alなどとの結合により生成する窒化物が鋼組織の微細化に有用な元素である。従って、0.0020%以上含有させることが好ましい。しかしながら、含有量が0.0200%を超えると、鋼材の延靭性を低下させるとともに、鋳片の表面割れが生じ、鋳片品質が低下する。このため、Nは0.0200%以下に限定する。
Pは、オーステナイト粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより、強度、靭性を低下させる。従って、Pの含有は極力抑制することが望ましいが、0.02%までは許容される。なお、Pを0.001%未満とするには高いコストを要することから、工業的には0.001%まで低減すればよい。
Sは、鋼中でMnSを形成し、被削性を向上させる有用元素であるが、0.06%を超えて含有させると靭性を損なうため、0.06%以下に制限する。好ましくは0.04%以下である。
なお、Sによる被削性向上効果を発現させるためには、S量を0.002%以上とすることが好ましい。
以上のことから、下記(1)式を満足させることを要件とした。
6.3≦〔Mn〕+2.5×〔Cr〕+20×〔Mo〕≦12 --- (1)
記
但し、〔 〕は該括弧内の元素の含有量(質量%)
ベイナイト相:組織全体に対する面積率で50%超
本発明では、ベイナイト相を組織全体に対する面積率で50%超とすることが、極めて重要である。
ベイナイト相は、同一の硬さを有するフェライト−パーライト組織に比べ、切削時の工具寿命などに影響を及ぼす被削性に優れる組織である。その理由は必ずしも明確ではないが、フェライト−パーライトが軟質なフェライトと硬質なパーライトとの混合組織であるのに対して、ベイナイトは比較的均質な組織を形成すること、またフェライトのような軟質な組織が却って切りくず発生に必要なせん断エネルギーを増大させるのに対して、ベイナイト中には比較的微細な炭化物が均一に分散し、これらが応力集中源となってせん断エネルギーを低下させていること、が考えられる。
従って、本発明の軟窒化用鋼の鋼組織、すなわち軟窒化処理前の鋼組織はベイナイト相を主体とする。具体的には、ベイナイト相を組織全体に対する面積率で50%超とする。好ましくは60%超、より好ましくは80%超である。また100%であってもよい。
なお、ベイナイト相以外の組織としては、フェライト相やパーライト相等が考えられるが、これらの組織は少ないほど好ましいのは言うまでもない。
図1に、本発明に係る軟窒化用鋼(例えば、棒鋼)を用いて部品を製造する代表的な製造工程を示す。ここで、S1は素材となる棒鋼製造工程、S2は搬送工程、S3は製品(軟窒化部品)仕上げ工程である。
そして、搬送(S2)後、製品(軟窒化部品)仕上げ工程(S3)において、該棒鋼を所定の寸法に切断し、熱間鍛造あるいは冷間鍛造を行い、必要に応じてドリル穿孔や旋削等の切削加工で所望の形状(例えば、ギア製品やシャフト部品)としたのち、軟窒化処理を行って、製品(部品)とする。
また、熱間圧延材をそのまま旋削やドリル穿孔等の切削加工で所望の形状に仕上げ、その後軟窒化処理を行い製品とすることもある。なお、熱間鍛造の場合、熱間鍛造後に冷間矯正が行われる場合がある。また、最終製品にペンキやメッキ等の皮膜処理がなされる場合もある。
ここに、熱間加工とは、主に熱間圧延または熱間鍛造を意味するが、熱間圧延後さらに熱間鍛造を行ってもよい。また、熱間圧延後、冷間鍛造を行ってもよい。
ここで、軟窒化処理直前の熱間加工工程が熱間圧延工程である場合、すなわち熱間圧延後に熱間鍛造を行わない場合は、熱間圧延工程において以下に示す条件を満足させることが好ましい。
熱間圧延工程では、圧延材(冷間鍛造および/または切削加工による部品の素材となる棒鋼)に微細析出物が析出し鍛造性を損なわないよう、溶解時から残存する炭化物を固溶させる。
ここで、圧延加熱温度が950℃に満たないと、溶解時から残存する炭化物が固溶し難くなる。一方、1250℃を超えると、結晶粒が粗大化して鍛造性が悪化しやすくなる。このため、圧延加熱温度は950℃〜1250℃の範囲とすることが好ましい。
圧延仕上げ温度が800℃未満の場合、フェライト相が生成するため、軟窒化処理前に組織全体に対する面積率で50%超を満足するベイナイト相を生成させる上で不利となる。また、圧延負荷も高くなる。従って、圧延仕上げ温度は800℃以上とすることが好ましい。なお、熱間圧延後のオーステナイト粒の極端な粗大化を防止する観点から、上限値については、1100℃程度とすることが好ましい。
鋼中のベイナイト組織の面積率増大を目的として、少なくともフェライト−パーライト変態が活発となる温度範囲である700〜550℃の温度域においては、圧延後の冷却速度を、フェライト変態を抑制し得る限界冷却速度である0.4℃/s以上の速度とする必要がある。なお、上限値については、200℃/s程度とすることが好ましい。
なお、熱間鍛造前に熱間圧延を行う場合には、熱間圧延条件として必ずしも上記した条件を満足していなくてもよい。
この熱間鍛造では、ベイナイト相を組織全体に対する面積率で50%超とするため、および熱間鍛造後の冷間矯正や被削性の観点から微細析出物が析出しないようにするため、熱間鍛造時の加熱温度を950〜1250℃、そして鍛造仕上げ温度を800℃以上とすることが好ましい。
さらに、熱間鍛造後の冷却速度を少なくとも700〜550℃の温度域において0.4℃/s以上とすることは上記と同様に重要である。なお、上限値については、200℃/s程度とすることが好ましい。
軟窒化処理は、微細析出物を析出させるように、処理温度:500〜700℃、処理時間:10分以上の条件で行う。ここに、軟窒化処理温度を500〜700℃の範囲とするのは、500℃に満たないと鋼中へのNの拡散速度が十分に得られず、一方700℃を超えるとオーステナイト域となり軟窒化が困難となるからである。より好ましくは550〜630℃の範囲である。
表1に示す成分組成の鋼を150kg真空溶解炉にて溶製し、1150℃加熱後、圧延仕上げ温度:970℃の条件で熱間圧延し、その後0.9℃/sの速度で室温まで冷却し、50mmφの棒鋼とした。なお、鋼種OはJIS SCr420に相当する鋼である。
これらの素材をさらに、1200℃に加熱後、仕上げ温度:1100℃の条件で熱間鍛造して、40mmφの棒鋼とし、その後、700〜550℃の範囲での冷却速度を表2に示す通りとして、室温まで冷却した。
また、上記した熱間鍛造材について、組織観察および硬度測定を行った。組織観察では、前述した方法により、相の種類を同定するとともに、各相の面積率を求めた。
硬度測定では、ビッカース硬度計を用い、JIS Z 2244に準拠して芯部の硬さを2.94N(300gf)の試験荷重で5点測定し、その平均値を硬さHVとした。
軟窒化処理は、NH3:N2:CO2=50:45:5の雰囲気で570〜600℃に加熱し、3.5時間保持することによって行った。
ここで、組織観察では、軟窒化処理前と同様、前述した方法により、相の種類を同定するとともに、各相の面積率を求めた。
硬度測定では、上記熱処理材の表面硬さを表面から0.05mmの位置で、芯部硬さを中心部(芯部)でそれぞれ測定した。また、表面硬さおよび芯部硬さの測定はいずれも、ビッカース硬度計を用い、JIS Z 2244に準拠して芯部の硬さを2.94N(300gf)の試験荷重で5点測定し、その平均値をそれぞれ表面硬さHV、芯部硬さHVとした。さらに、有効硬化層深さは、HV400となる表面からの深さと定義して、測定した。
表2に試験結果を示す。No.1〜4が発明例、No.5〜15が比較例、No.16がJIS SCr420相当鋼に軟窒化処理を施した従来例である。
すなわち、No.5は、熱間鍛造後の冷却速度が遅いため、適正量のベイナイト相が得られず、発明例に比較してドリル加工性と軟窒化後の疲労強度がともに劣る。
No.6は、式(1)が発明範囲(上限)から外れており、連続鋳造した鋼片に表面割れが発生したため、以降の圧延を中止した。
No.7は、式(1)が好適範囲(下限)に満たず、適正量のベイナイト相が得られなかった。
No.8はCが適正範囲を超えており、式(1)が本発明の好適範囲であるにもかかわらず連続鋳造した鋼片に表面割れが発生したため、以降の圧延を中止した。
No.9ではCが適正範囲を超え、一方で式(1)が本発明の好適範囲の下限に満たず、結果的に連続鋳造、熱間加工とも問題なく進行して、最終部品まで製造が可能であったが、軟窒化処理前の熱間鍛造材の硬さが増加し、ドリル加工性が低下している。
No.10はC量が適正範囲下限に満たず、疲労強度が従来例よりも劣化している。
No.11は、Si量およびMn量が適正範囲を超えているため、窒化処理前の熱間鍛造材の硬さが増加し、ドリル加工性が従来例No.16よりも低下している。
No.12〜14は、Mn,Cr,Mo量のいずれかが適正範囲に満たないため、式(1)を満足することが出来ず、軟窒化処理前の熱間鍛造材の鋼組織がフェライト相−パーライト相とベイナイトとの混合組織となってとなっている。このため、組織中のベイナイト分率が本発明の好適範囲を満足せず、ドリル加工性と疲労特性が低下している。
No.15は、Al量が適正範囲に満たないため、疲労強度が低下している。
Claims (4)
- 質量%で、
C:0.02〜0.10%未満、
Si:1.0%以下、
Mn:0.50〜3.0%、
Cr:0.30〜3.0%、
Mo:0.005〜0.4%、
Al:0.020超〜0.2%、
N:0.0200%以下、
P:0.02%以下および
S:0.06%以下を、下記式(1)を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、さらに、ベイナイト相の面積率が50%超である組織を有することを特徴とする軟窒化用鋼。
記
6.3≦〔Mn〕+2.5×〔Cr〕+20×〔Mo〕≦12 --- (1)
但し、〔 〕は該括弧内の元素の含有量(質量%) - 請求項1に記載の成分組成および組織を有する芯部と、該芯部の成分組成に対して窒素および炭素の含有量が高い成分組成を有する表層部とを有することを特徴とする部品。
- 質量%で、
C:0.02〜0.10%未満、
Si:1.0%以下、
Mn:0.50〜3.0%、
Cr:0.30〜3.0%、
Mo:0.005〜0.4%、
Al:0.020超〜0.2%、
N:0.0200%以下、
P:0.02%以下および
S:0.06%以下を、下記式(1)を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼材を加熱温度:950〜1250℃、仕上温度:800℃以上の条件で熱間加工し、その後、少なくとも700〜550℃の温度域を0.4℃/s以上の速度で冷却して、ベイナイト相の面積率が50%超である組織とすることを特徴とする軟窒化用鋼の製造方法。
記
6.3≦〔Mn〕+2.5×〔Cr〕+20×〔Mo〕≦12 --- (1)
但し、〔 〕は該括弧内の元素の含有量(質量%) - 請求項3に記載の製造方法にて得られた軟窒化用鋼を、所望の形状に仕上げたのち、処理温度:500〜700℃、処理時間:10分以上の条件で軟窒化処理を施すことを特徴とする部品の製造方法。
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