JP7477343B2 - 被削性、製造性および結晶粒粗大化防止特性に優れたはだ焼鋼 - Google Patents
被削性、製造性および結晶粒粗大化防止特性に優れたはだ焼鋼 Download PDFInfo
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Description
本発明は、被削性と結晶粒の粗大化防止特性に優れたはだ焼鋼に関する。
自動車、建設機械、産業機械において、歯車（例えば軸付き歯車）、シャフト、軸受け、プーリなどの機械部品は、疲労強度改善のために浸炭および浸炭窒化（ガス浸炭、高濃度浸炭、真空浸炭窒化など）などの表面硬化処理が施される（例えば特許文献１～６）。
歯車のように耐摩耗性および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などのはだ焼鋼を、鍛造、切削などの機械加工により所望の形状に成型した後、表面硬化処理を施し、仕上げ加工を経て製造される。
歯車のように耐摩耗性および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などのはだ焼鋼を、鍛造、切削などの機械加工により所望の形状に成型した後、表面硬化処理を施し、仕上げ加工を経て製造される。
近年、部品の製造コストの低減とＣＯ２排出削減を背景に、特にコストのかかる表面硬化処理について高温短時間化が進められている。様々なメーカーにおいて、これまで主流であったガス浸炭に代えて、高温短時間で表面硬化処理できる真空浸炭が導入されつつある。
また、温間鍛造および冷間鍛造は部品を寸法精度よく成型できるため、仕上げ加工（切削加工）の時間を短縮でき、部品の製造コストを削減できると期待される。また、高い寸法精度を必要としない部品であれば、仕上げ加工を省略して、さらなる製造コスト削減を図ることができる。
また、温間鍛造および冷間鍛造は部品を寸法精度よく成型できるため、仕上げ加工（切削加工）の時間を短縮でき、部品の製造コストを削減できると期待される。また、高い寸法精度を必要としない部品であれば、仕上げ加工を省略して、さらなる製造コスト削減を図ることができる。
表面硬化処理を高温短時間化すると、高温下に曝された鋼中において結晶粒の成長が促進されて、結晶粒の粗大化を招く。また、温間鍛造および冷間鍛造は、鍛造によって鋼に加工歪が導入される。この加工歪は、表面硬化処理時に結晶粒の粗大化を招く。結晶粒粗大化は、機械部品の疲労強度、衝撃特性など種々の機械特性を低下させる原因となるため、結晶粒粗大化を抑制できる鋼が求められている。
さらに、生産性を高めるために、連続鋳造時および熱間圧延時に割れが生じにくい（製造性が良い）鋼が求められている。
特許文献１～３には、Ａｌ、ＮｂおよびＴｉを多量に添加してそれらの析出物を生じさせ、それにより結晶粒粗大化を抑制して、熱処理歪みを低減する技術が記載されている。しかし、合金元素の過剰な添加は、鋼材の被削性を低下させて工具寿命を低下させるため、部品の製造コストを増加させる。特に、歯車のように形状が複雑な部品では、切削加工と表面硬化処理にかかるコストの占める割合が大きいため、被削性の向上が強く求められる。
しかしながら、特許文献１～３では、鋼材の被削性について検討されておらず、また、製造性についても検討されていない。
特許文献４は、高温での結晶粒度特性に優れたはだ焼鋼について記載されているものの、被削性および製造性については検討されていない。
特許文献５は、ＭｎＳの形態および個数密度を制御することにより被削性を改善した浸炭用鋼について記載しているが、結晶粒粗大化防止特性および製造性については検討されていない。
特許文献４は、高温での結晶粒度特性に優れたはだ焼鋼について記載されているものの、被削性および製造性については検討されていない。
特許文献５は、ＭｎＳの形態および個数密度を制御することにより被削性を改善した浸炭用鋼について記載しているが、結晶粒粗大化防止特性および製造性については検討されていない。
そこで、本発明は、結晶粒粗大化防止特性、被削性および製造性のすべてに優れたはだ焼鋼を提供することを目的とする。
本発明の態様１は、
Ｃ ：０．１０質量％以上、０．３０質量％以下
Ｓｉ：０．１０質量％以上、２．００質量％以下
Ｍｎ：０．１０質量％以上、２．００質量％以下
Ｐ ：０質量％超、０．０３０質量％以下
Ｓ ：０質量％超、０．０３０質量％以下
Ｃｒ：０．１０質量％以上、２．００質量％以下
Ａｌ：０．０３０質量％以上、０．１００質量％以下
Ｎｂ：０．００１質量％以上、０．１００質量％以下
Ｔｉ：０．００１０質量％以上、０．１０００質量％以下、および
Ｎ ：０．０１２０質量％以上、０．０５００質量％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）～式（３）を満足するはだ焼鋼である。
Ｆ１＝２７×［Ａｌ］＋４８×［Ｔｉ］＋９２×［Ｎｂ］≧２．１ （１）
Ｆ２＝［Ａｌ］＋２×［Ｔｉ］＋４×［Ｎｂ］≦０．１４ （２）
Ｆ３＝［Ａｌ］／２７＋［Ｔｉ］/４８≧０．００１４ （３）
ただし、［Ａｌ］、［Ｔｉ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＡｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量を示す。
Ｃ ：０．１０質量％以上、０．３０質量％以下
Ｓｉ：０．１０質量％以上、２．００質量％以下
Ｍｎ：０．１０質量％以上、２．００質量％以下
Ｐ ：０質量％超、０．０３０質量％以下
Ｓ ：０質量％超、０．０３０質量％以下
Ｃｒ：０．１０質量％以上、２．００質量％以下
Ａｌ：０．０３０質量％以上、０．１００質量％以下
Ｎｂ：０．００１質量％以上、０．１００質量％以下
Ｔｉ：０．００１０質量％以上、０．１０００質量％以下、および
Ｎ ：０．０１２０質量％以上、０．０５００質量％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）～式（３）を満足するはだ焼鋼である。
Ｆ１＝２７×［Ａｌ］＋４８×［Ｔｉ］＋９２×［Ｎｂ］≧２．１ （１）
Ｆ２＝［Ａｌ］＋２×［Ｔｉ］＋４×［Ｎｂ］≦０．１４ （２）
Ｆ３＝［Ａｌ］／２７＋［Ｔｉ］/４８≧０．００１４ （３）
ただし、［Ａｌ］、［Ｔｉ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＡｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量を示す。
本発明の態様２は、
Ｍｏ：０質量％以上、１．００質量％以下、および
Ｂ ：０質量％以上、０．００５質量％以下
のうちの１種または２種をさらに含有する態様１に記載のはだ焼鋼である。
Ｍｏ：０質量％以上、１．００質量％以下、および
Ｂ ：０質量％以上、０．００５質量％以下
のうちの１種または２種をさらに含有する態様１に記載のはだ焼鋼である。
本発明の態様３は、
Ｃｕ：０質量％以上、２．００質量％以下、および
Ｎｉ：０質量％以上、２．００質量％以下
のうちの１種または２種をさらに含有する態様１または２に記載のはだ焼鋼である。
Ｃｕ：０質量％以上、２．００質量％以下、および
Ｎｉ：０質量％以上、２．００質量％以下
のうちの１種または２種をさらに含有する態様１または２に記載のはだ焼鋼である。
本発明の態様４は、
Ｖ：０質量％以上、０．５００質量％以下をさらに含有する態様１～３のいずれか１項に記載のはだ焼鋼である。
Ｖ：０質量％以上、０．５００質量％以下をさらに含有する態様１～３のいずれか１項に記載のはだ焼鋼である。
本発明によれば、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量を適切に制御することにより、結晶粒粗大化防止特性、被削性および製造性に優れたはだ焼鋼を得ることができる。
従来知られているはだ焼鋼では、「結晶粒粗大化特性の向上」と「被削性の向上」を両立することが困難であった。それらの特性に加えて、さらに「製造性の向上」も達成できるはだ焼鋼は知られていなかった。
鋼中での結晶粒粗大化防止のためには、ピンニング効果を有するＡｌ系、Ｎｂ系およびＴｉ系の析出物を利用できる。Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量を増加すれば、結晶粒粗大化防止特性は向上する。しかしながら、Ａｌ、ＮｂおよびＴｉの含有量を単に増加すると、連続鋳造および圧延に割れが生じやすくなり鋼の製造性が低下してしまい、さらに、鋼の硬さが増加するので被削性が低下してしまう問題があった。
そこで、本発明者は鋭意検討した結果、所定の成分を有する鋼において、Ａｌ、ＮｂおよびＴｉの含有量を下記の式（１）～式（３）を満たすように制御することにより、結晶粒粗大化防止特性、製造性、および被削性のいずれも優れたはだ焼鋼を得ることができることを初めて見出して、本発明を完成するに至った。
Ｆ１＝２７×［Ａｌ］＋４８×［Ｔｉ］＋９２×［Ｎｂ］≧２．１ （１）
Ｆ２＝［Ａｌ］＋２×［Ｔｉ］＋４×［Ｎｂ］≦０．１４ （２）
Ｆ３＝［Ａｌ］／２７＋［Ｔｉ］／４８≧０．００１４ （３）
ただし、［Ａｌ］、［Ｔｉ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＡｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量を示す。
Ｆ１＝２７×［Ａｌ］＋４８×［Ｔｉ］＋９２×［Ｎｂ］≧２．１ （１）
Ｆ２＝［Ａｌ］＋２×［Ｔｉ］＋４×［Ｎｂ］≦０．１４ （２）
Ｆ３＝［Ａｌ］／２７＋［Ｔｉ］／４８≧０．００１４ （３）
ただし、［Ａｌ］、［Ｔｉ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＡｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量を示す。
以下に、本発明に係るはだ焼鋼の成分組成およびはだ焼鋼の製造方法について順に説明する。
１．成分組成
本発明に係るはだ焼鋼の成分組成について、まず、基本となる元素について説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。
本発明に係るはだ焼鋼の成分組成について、まず、基本となる元素について説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。
［Ｃ ：０．１０質量％以上、０．３０質量％以下］
Ｃは、鋼材硬さを確保するために有効な元素である。Ｃの含有量が少ないと、Ｎｂ（ＣＮ）およびＴｉＣを形成するためのＣが不足するため、０．１０質量％以上とする。好ましくは０．１１質量％以上、より好ましくは０．１２質量％以上である。一方、Ｃの含有量が多いと、鋼材硬さが高くなり過ぎて被削性が低下するため、０．３０質量％以下とする。好ましくは０．２７質量％以下、より好ましくは０．２５質量％以下である。
Ｃは、鋼材硬さを確保するために有効な元素である。Ｃの含有量が少ないと、Ｎｂ（ＣＮ）およびＴｉＣを形成するためのＣが不足するため、０．１０質量％以上とする。好ましくは０．１１質量％以上、より好ましくは０．１２質量％以上である。一方、Ｃの含有量が多いと、鋼材硬さが高くなり過ぎて被削性が低下するため、０．３０質量％以下とする。好ましくは０．２７質量％以下、より好ましくは０．２５質量％以下である。
［Ｓｉ：０．１０質量％以上、２．００質量％以下］
Ｓｉは焼戻し硬さを高めて機械部品の疲労特性を改善するのに有効であり、また脱酸作用を有している元素である。Ｓｉの含有量は０．１０質量％以上とし、好ましくは０．２０質量％以上、より好ましくは０．３０質量％以上である。ただし、Ｓｉの含有量が多いと、鋼材硬さが高くなり過ぎて被削性が低下するため、２．００質量％以下とし、好ましくは１．９０質量％以下、より好ましくは１．８０質量％以下である。
Ｓｉは焼戻し硬さを高めて機械部品の疲労特性を改善するのに有効であり、また脱酸作用を有している元素である。Ｓｉの含有量は０．１０質量％以上とし、好ましくは０．２０質量％以上、より好ましくは０．３０質量％以上である。ただし、Ｓｉの含有量が多いと、鋼材硬さが高くなり過ぎて被削性が低下するため、２．００質量％以下とし、好ましくは１．９０質量％以下、より好ましくは１．８０質量％以下である。
［Ｍｎ：０．１０質量％以上、２．００質量％以下］
Ｍｎは、浸炭処理時の焼入れ性を高めるのに必要な元素である。また、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。こうした作用を有効に発揮するために、Ｍｎの含有量は０．１０質量％以上とし、好ましくは０．２０質量％以上、より好ましくは０．３０質量％以上である。一方、Ｍｎの含有量が多いと鍛造性が悪化するため、２．００質量％以下とし、好ましくは１．９０質量％以下、より好ましくは１．８０質量％以下である。
Ｍｎは、浸炭処理時の焼入れ性を高めるのに必要な元素である。また、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。こうした作用を有効に発揮するために、Ｍｎの含有量は０．１０質量％以上とし、好ましくは０．２０質量％以上、より好ましくは０．３０質量％以上である。一方、Ｍｎの含有量が多いと鍛造性が悪化するため、２．００質量％以下とし、好ましくは１．９０質量％以下、より好ましくは１．８０質量％以下である。
［Ｐ ：０質量％超、０．０３０質量％以下］
Ｐは、結晶粒界に偏析して機械部品の衝撃特性が低下させる。そのため、Ｐの含有量は０．０３０質量％以下とし、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。一方、Ｐは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、純度を高めるほど製造コストが増加する。よって、Ｐの含有量は０質量％超、例えば０．００１質量％以上とし、好ましくは０．００３質量％以上、より好ましくは０．００５質量％以上である。
Ｐは、結晶粒界に偏析して機械部品の衝撃特性が低下させる。そのため、Ｐの含有量は０．０３０質量％以下とし、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。一方、Ｐは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、純度を高めるほど製造コストが増加する。よって、Ｐの含有量は０質量％超、例えば０．００１質量％以上とし、好ましくは０．００３質量％以上、より好ましくは０．００５質量％以上である。
［Ｓ ：０質量％超、０．０３０質量％以下］
Ｓは、結晶粒界に偏析して機械部品の衝撃特性が低下させる。そのため、Ｓの含有量を０．０３０質量％以下とし、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。一方、ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を改善する元素であるため、一定量添加する必要がある。そのため、Ｓの含有量は０質量％超、例えば０．００１質量％以上とし、好ましくは０．００３質量％以上、より好ましくは０．００５質量％以上である。
Ｓは、結晶粒界に偏析して機械部品の衝撃特性が低下させる。そのため、Ｓの含有量を０．０３０質量％以下とし、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。一方、ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を改善する元素であるため、一定量添加する必要がある。そのため、Ｓの含有量は０質量％超、例えば０．００１質量％以上とし、好ましくは０．００３質量％以上、より好ましくは０．００５質量％以上である。
［Ｃｒ：０．１０質量％以上、２．００質量％以下］
Ｃｒは、鋼材の焼入れ性を向上する元素であり、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、機械部品としての静的強度や疲労強度を確保する上で有効である。このような効果を有効に発揮するために、Ｃｒの含有量は０．１０質量％以上とし、好ましくは０．２質量％以上、より好ましくは０．３質量％以上である。一方、Ｃｒの含有量が多いと、鋼材硬さが高くなり過ぎて被削性が低下するため、２．００質量％以下とし、好ましくは１．９質量％以下、より好ましくは１．８質量％以下である。
Ｃｒは、鋼材の焼入れ性を向上する元素であり、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、機械部品としての静的強度や疲労強度を確保する上で有効である。このような効果を有効に発揮するために、Ｃｒの含有量は０．１０質量％以上とし、好ましくは０．２質量％以上、より好ましくは０．３質量％以上である。一方、Ｃｒの含有量が多いと、鋼材硬さが高くなり過ぎて被削性が低下するため、２．００質量％以下とし、好ましくは１．９質量％以下、より好ましくは１．８質量％以下である。
［Ａｌ：０．０３０質量％以上、０．１００質量％以下］
ＡｌはＮと結合して、結晶粒粗大化抑制に有効なＡｌＮを形成する、重要な元素である。結晶粒粗大化抑制の効果を発揮するために、Ａｌの含有量は０．０３０質量％以上とし、好ましくは０．０３２質量％以上、より好ましくは０．０３４質量％以上である。一方、Ａｌの含有量が多いと、鋼材硬さを増加させるので、０．１００質量％以下とし、好ましくは０．０９０質量％以下、より好ましくは０．０８０質量％以下である。
ＡｌはＮと結合して、結晶粒粗大化抑制に有効なＡｌＮを形成する、重要な元素である。結晶粒粗大化抑制の効果を発揮するために、Ａｌの含有量は０．０３０質量％以上とし、好ましくは０．０３２質量％以上、より好ましくは０．０３４質量％以上である。一方、Ａｌの含有量が多いと、鋼材硬さを増加させるので、０．１００質量％以下とし、好ましくは０．０９０質量％以下、より好ましくは０．０８０質量％以下である。
［Ｎｂ：０．００１質量％以上、０．１００質量％以下］
Ｎｂは、結晶粒粗大化抑制に有効なＮｂ（ＣＮ）を形成する、重要な元素である。結晶粒粗大化抑制の効果を発揮するために、Ｎｂの含有量は０．００１質量％以上とし、好ましくは０．００２質量％以上、より好ましくは０．００３質量％以上である。一方、Ｎｂの含有量が多いと、鋼材硬さを増加させるので、０．１００質量％以下とし、好ましくは０．０９０質量％以下、より好ましくは０．０８０質量％以下である。
Ｎｂは、結晶粒粗大化抑制に有効なＮｂ（ＣＮ）を形成する、重要な元素である。結晶粒粗大化抑制の効果を発揮するために、Ｎｂの含有量は０．００１質量％以上とし、好ましくは０．００２質量％以上、より好ましくは０．００３質量％以上である。一方、Ｎｂの含有量が多いと、鋼材硬さを増加させるので、０．１００質量％以下とし、好ましくは０．０９０質量％以下、より好ましくは０．０８０質量％以下である。
［Ｔｉ：０．００１０質量％以上、０．１０００質量％以下］
Ｔｉは、結晶粒粗大化抑制に有効なＴｉＣを形成する、重要な元素である。また製造性を確保するためにも有効である。結晶粒粗大化抑制を発揮するために、Ｔｉの含有量は０．００１０質量％以上とし、好ましくは０．００２０質量％以上であり、より好ましくは０．００３０質量％以上である。一方、Ｔｉの含有量が多いと、硬質なＴｉＮが生成してしまい、被削性が低下する。したがって、Ｔｉの含有量は０．１０００質量％以下とし、好ましくは０．０９００質量％以下、より好ましくは０．０８００質量％以下である。
Ｔｉは、結晶粒粗大化抑制に有効なＴｉＣを形成する、重要な元素である。また製造性を確保するためにも有効である。結晶粒粗大化抑制を発揮するために、Ｔｉの含有量は０．００１０質量％以上とし、好ましくは０．００２０質量％以上であり、より好ましくは０．００３０質量％以上である。一方、Ｔｉの含有量が多いと、硬質なＴｉＮが生成してしまい、被削性が低下する。したがって、Ｔｉの含有量は０．１０００質量％以下とし、好ましくは０．０９００質量％以下、より好ましくは０．０８００質量％以下である。
［Ｎ ：０．０１２０質量％以上、０．０５００質量％以下］
ＮはＡｌと結合して、結晶粒粗大化抑制に有効なＡｌＮを形成する、重要な元素である。結晶粒粗大化抑制の効果を発揮するために、Ｎの含有量は０．０１２０質量％以上とし、好ましくは０．０１３０質量％以上、より好ましくは０．０１４０質量％以上とする。一方、Ｎの含有量が多いと、鋳造時にブローホールを形成し、連続鋳造時に生じる割れの原因となる。したがって、Ｎの含有量は０．０５００質量％以下とし、好ましくは０．０４９０質量％以下、より好ましくは０．０４８０質量％以下である。
ＮはＡｌと結合して、結晶粒粗大化抑制に有効なＡｌＮを形成する、重要な元素である。結晶粒粗大化抑制の効果を発揮するために、Ｎの含有量は０．０１２０質量％以上とし、好ましくは０．０１３０質量％以上、より好ましくは０．０１４０質量％以上とする。一方、Ｎの含有量が多いと、鋳造時にブローホールを形成し、連続鋳造時に生じる割れの原因となる。したがって、Ｎの含有量は０．０５００質量％以下とし、好ましくは０．０４９０質量％以下、より好ましくは０．０４８０質量％以下である。
［式（１）～式（３）］
以下の式（１）～式（３）は、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量をバランスよく配合することを規定しており、式（１）～式（３）を全て満たすことにより、以下の理由から、結晶粒粗大化防止特性、製造性および被削性に優れたはだ焼鋼が得られる。
以下の式（１）～式（３）は、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量をバランスよく配合することを規定しており、式（１）～式（３）を全て満たすことにより、以下の理由から、結晶粒粗大化防止特性、製造性および被削性に優れたはだ焼鋼が得られる。
ピンニング効果を有する析出物として、Ｎｂ系析出物（Ｎｂ（ＣＮ））、Ｔｉ系析出物（ＴｉＣ）およびＡｌ系析出物（ＡｌＮ）が有効である。
しかしながら、ＮｂおよびＴｉの含有量が多いと硬質な化合物（ＮｂＮ、ＴｉＮ）が生成して、鋼材硬さが高くなるため、被削性が低下する。被削性が低い（つまり、切削工具の寿命が短くなる）と、製品コストが増加する。特に、歯車などの複雑な形状の部品を製造する場合には切削量が多くなるため、被削性が低いと頻繁な工具交換が必要となり、部品製造コストを大きく上げることになる。また、ＮｂおよびＴｉはコストが高いため、それらの含有量が増加すると鋼材の製造コストが増加する。
しかしながら、ＮｂおよびＴｉの含有量が多いと硬質な化合物（ＮｂＮ、ＴｉＮ）が生成して、鋼材硬さが高くなるため、被削性が低下する。被削性が低い（つまり、切削工具の寿命が短くなる）と、製品コストが増加する。特に、歯車などの複雑な形状の部品を製造する場合には切削量が多くなるため、被削性が低いと頻繁な工具交換が必要となり、部品製造コストを大きく上げることになる。また、ＮｂおよびＴｉはコストが高いため、それらの含有量が増加すると鋼材の製造コストが増加する。
また、連続鋳造および熱間圧延のしやすさ（製造性）に関して、Ａｌ系析出物（ＡｌＮ）およびＮｂ系析出物（Ｎｂ（ＣＮ））は、製造性に影響を及ぼす。Ａｌ系析出物およびＮｂ系析出物の含有量が増加すると、鋼材の連続鋳造時および圧延時に鋼材に割れを発生するリスクが高くなる（製造性の低下）。
本発明者は、Ａｌ、ＮｂおよびＴｉによる上記作用を総合的に検討した結果、結晶粒粗大化防止特性を向上するために、Ａｌ系析出物（ＡｌＮ）を最大限に利用するとの思想に基づいて、Ａｌ、ＮｂおよびＴｉの含有量をバランスさせることにより、結晶粒粗大化防止特性の向上のみならず、被削性および製造性をも向上できることを見出した。
本発明者は、Ａｌ、ＮｂおよびＴｉによる上記作用を総合的に検討した結果、結晶粒粗大化防止特性を向上するために、Ａｌ系析出物（ＡｌＮ）を最大限に利用するとの思想に基づいて、Ａｌ、ＮｂおよびＴｉの含有量をバランスさせることにより、結晶粒粗大化防止特性の向上のみならず、被削性および製造性をも向上できることを見出した。
Ａｌ、ＮｂおよびＴｉの含有量は、以下の式（１）～式（３）を満たすように制御する。
Ｆ１＝２７×［Ａｌ］＋４８×［Ｔｉ］＋９２×［Ｎｂ］≧２．１ （１）
Ｆ２＝［Ａｌ］＋２×［Ｔｉ］＋４×［Ｎｂ］≦０．１４ （２）
Ｆ３＝［Ａｌ］／２７＋［Ｔｉ］／４８≧０．００１４ （３）
（ただし、［Ａｌ］、［Ｔｉ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＡｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量を示す。）］
以下に、式（１）～式（３）の各々について詳しく説明する。
Ｆ１＝２７×［Ａｌ］＋４８×［Ｔｉ］＋９２×［Ｎｂ］≧２．１ （１）
Ｆ２＝［Ａｌ］＋２×［Ｔｉ］＋４×［Ｎｂ］≦０．１４ （２）
Ｆ３＝［Ａｌ］／２７＋［Ｔｉ］／４８≧０．００１４ （３）
（ただし、［Ａｌ］、［Ｔｉ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＡｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量を示す。）］
以下に、式（１）～式（３）の各々について詳しく説明する。
［式（１）：Ｆ１＝２７×［Ａｌ］＋４８×［Ｔｉ］＋９２×［Ｎｂ］≧２．１］
式（１）は、鋼材中に含まれるＮｂ系析出物（Ｎｂ（ＣＮ））、Ｔｉ系析出物（ＴｉＣ）およびＡｌ系析出物（ＡｌＮ）の個数密度に影響を与えるパラメータである。それらの析出物はピン止め粒子として機能して、結晶粒粗大化防止特性に影響を及ぼす。
Ａｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量が式（１）を満たすことにより、Ａｌ系析出物、Ｔｉ系析出物およびＮｂ系析出物によるピンニング効果を十分に発揮することができ、結晶粒粗大化を抑制することができる（結晶粒粗大化防止特性の向上）。
式（１）は、鋼材中に含まれるＮｂ系析出物（Ｎｂ（ＣＮ））、Ｔｉ系析出物（ＴｉＣ）およびＡｌ系析出物（ＡｌＮ）の個数密度に影響を与えるパラメータである。それらの析出物はピン止め粒子として機能して、結晶粒粗大化防止特性に影響を及ぼす。
Ａｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量が式（１）を満たすことにより、Ａｌ系析出物、Ｔｉ系析出物およびＮｂ系析出物によるピンニング効果を十分に発揮することができ、結晶粒粗大化を抑制することができる（結晶粒粗大化防止特性の向上）。
図１は、後述する実施例で得られた測定データに基づいて、式（１）に規定したＦ１値と、はだ焼鋼の結晶粒度との関係をプロットしたグラフである。図１から、Ｆ１値が２．１以上になるように成分組成を制御することにより、はだ焼鋼中の結晶粒の粒度番号を３以上になることが分かる。つまり、式（１）の規定を満たすことにより、はだ焼鋼中の結晶粒が粒度番号３以上と細かくなり、結晶粒粗大化防止特性を発揮していることが分かる。
［式（２）：Ｆ２＝［Ａｌ］＋２×［Ｔｉ］＋４×［Ｎｂ］≦０．１４］
式（２）は、被削性（切削工具の摩耗量）に影響を与えるパラメータである。合金元素の含有量が多くなると鋼材硬さが上昇し、被削性は低下する。ＴｉおよびＮｂは鋼材の硬さ上昇に与える影響が多いため、それらの含有量を相対的に低くするように係数を決定した。Ａｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量が式（２）を満たすことにより、被削性を改善することができる。
式（２）は、被削性（切削工具の摩耗量）に影響を与えるパラメータである。合金元素の含有量が多くなると鋼材硬さが上昇し、被削性は低下する。ＴｉおよびＮｂは鋼材の硬さ上昇に与える影響が多いため、それらの含有量を相対的に低くするように係数を決定した。Ａｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量が式（２）を満たすことにより、被削性を改善することができる。
図２は、後述する実施例で得られた測定データに基づいて、式（２）に規定したＦ２値と、工具摩耗量との関係をプロットしたグラフである。図２から、Ｆ２値が０．１４以下になるように成分組成を制御することにより、工具摩耗量を１３０μｍ以下に低減できることが分かる。つまり、式（２）の規定を満たすことにより、表面硬化処理後の被削性が良好なはだ焼鋼が得られることが分かる。
［式（３）：Ｆ３＝［Ａｌ］／２７＋［Ｔｉ］／４８≧０．００１４］
式（３）は、製造性に影響を与えるパラメータである。鋼材の断面におけるＡｌＮ粒子の占める面積の割合（面積率）を増加すると、高温（例えば８００℃）における加工性が悪くなり、製造性が低下する。Ａｌの含有量を著しく増加させると、ＡｌＮの融点が上昇し、ＡｌＮの面積率を減らすことができる。また、Ｔｉは、融点が高いＴｉＮを形成するため、Ｔｉの含有量を増加すると、ＡｌＮ粒子の面積率を減らすことができる。Ａｌ、Ｔｉの添加量が上記式（３）を満たすことにより、ＡｌＮ粒子の面積率を効率的に減少させることができ、製造性を向上することができる。
式（３）は、製造性に影響を与えるパラメータである。鋼材の断面におけるＡｌＮ粒子の占める面積の割合（面積率）を増加すると、高温（例えば８００℃）における加工性が悪くなり、製造性が低下する。Ａｌの含有量を著しく増加させると、ＡｌＮの融点が上昇し、ＡｌＮの面積率を減らすことができる。また、Ｔｉは、融点が高いＴｉＮを形成するため、Ｔｉの含有量を増加すると、ＡｌＮ粒子の面積率を減らすことができる。Ａｌ、Ｔｉの添加量が上記式（３）を満たすことにより、ＡｌＮ粒子の面積率を効率的に減少させることができ、製造性を向上することができる。
図３は、後述する実施例で得られた測定データに基づいて、式（３）に規定したＦ３値と、８００℃における絞り値との関係をプロットしたグラフである。図３から、Ｆ３値が０．００１４以上になるように成分組成を制御することにより、絞り値が３５％以上に向上できることが分かる。つまり、式（３）の規定を満たすことにより、高温下での加工性の良い、つまり製造性に優れたはだ焼鋼が得られることが分かる。
このように、式（１）～式（３）をすべて満たすことにより、結晶粒粗大化防止特性、被削性および製造性をすべて改善できる。
［残部］
好ましい１つの実施形態では、残部はＦｅおよび不可避不純物である。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。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、その組成範囲が別途規定されている元素を除いた概念である。
好ましい１つの実施形態では、残部はＦｅおよび不可避不純物である。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。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、その組成範囲が別途規定されている元素を除いた概念である。
本発明のはだ焼鋼は、上記元素と、残部のＦｅおよび不可避不純物とからなる形態に限定されるものではない。本発明のはだ焼鋼の特性を維持できる限り、任意のその他の元素を更に含んでよい。そのように選択的に含有させることができるその他の元素を以下に例示する。
［Ｍｏ：０質量％以上、１．００質量％以下、および
Ｂ ：０質量％以上、０．００５質量％以下のうちの１種または２種］
Ｍｏは鋼材の焼入れ性を向上する元素であり、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、機械部品としての静的強度や疲労強度を確保する上で有効である。Ｍｏの含有量は、好ましくは０質量％以上、より好ましくは０．１０質量％以上、特に好ましくは０．２０質量％以上である。一方、Ｍｏの含有量が多いと、鋼材硬さが高くなり過ぎて被削性が低下する。よって、Ｍｏの含有量は、好ましくは１．００質量％以下、より好ましくは０．９０質量％以下、特に好ましくは０．８０質量％以下である。
Ｂ ：０質量％以上、０．００５質量％以下のうちの１種または２種］
Ｍｏは鋼材の焼入れ性を向上する元素であり、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、機械部品としての静的強度や疲労強度を確保する上で有効である。Ｍｏの含有量は、好ましくは０質量％以上、より好ましくは０．１０質量％以上、特に好ましくは０．２０質量％以上である。一方、Ｍｏの含有量が多いと、鋼材硬さが高くなり過ぎて被削性が低下する。よって、Ｍｏの含有量は、好ましくは１．００質量％以下、より好ましくは０．９０質量％以下、特に好ましくは０．８０質量％以下である。
Ｂは、浸炭処理時の焼き入れ性を大きく高めることのできる元素である。
上記作用を有効に発揮するために、Ｂの含有量は、好ましくは０質量％以上、例えば０．０００５質量％以上とすることができる。一方、Ｂの含有量が多くなっても、上記効果が飽和するため含有量を増加させることには意義がない。また、Ｂの含有量が多くなると、ＢＮが過剰に生成して衝撃特性を低下させる。したがって、Ｂの含有量は、好ましくは０．００５質量％以下、より好ましくは０．００４質量％以下、特に好ましくは０．００３質量％以下である。
上記作用を有効に発揮するために、Ｂの含有量は、好ましくは０質量％以上、例えば０．０００５質量％以上とすることができる。一方、Ｂの含有量が多くなっても、上記効果が飽和するため含有量を増加させることには意義がない。また、Ｂの含有量が多くなると、ＢＮが過剰に生成して衝撃特性を低下させる。したがって、Ｂの含有量は、好ましくは０．００５質量％以下、より好ましくは０．００４質量％以下、特に好ましくは０．００３質量％以下である。
［Ｃｕ：０質量％以上、２．００質量％以下、および
Ｎｉ：０質量％以上、２．００質量％以下のうちの１種または２種］
ＣｕおよびＮｉは、Ｍｏと同様に、浸炭処理時の焼入れ性を高めることができる元素である。また、ＣｕおよびＮｉは、酸化されにくい元素であり、疲労強度を低下させる粒界酸化を低減する効果を有する。こうした作用を有効に発揮するために、ＣｕおよびＮｉの含有量は、それぞれ、好ましくは０質量％以上、例えば０．０１質量％以上とすることができる。一方、ＣｕおよびＮｉの含有量が多いと被削性が低下するため、ＣｕおよびＮｉの含有量は、それぞれ、好ましくは２．００質量％以下であり、より好ましくは１．９０質量％以下であり、特に好ましくは１．８０質量％以下である。
Ｎｉ：０質量％以上、２．００質量％以下のうちの１種または２種］
ＣｕおよびＮｉは、Ｍｏと同様に、浸炭処理時の焼入れ性を高めることができる元素である。また、ＣｕおよびＮｉは、酸化されにくい元素であり、疲労強度を低下させる粒界酸化を低減する効果を有する。こうした作用を有効に発揮するために、ＣｕおよびＮｉの含有量は、それぞれ、好ましくは０質量％以上、例えば０．０１質量％以上とすることができる。一方、ＣｕおよびＮｉの含有量が多いと被削性が低下するため、ＣｕおよびＮｉの含有量は、それぞれ、好ましくは２．００質量％以下であり、より好ましくは１．９０質量％以下であり、特に好ましくは１．８０質量％以下である。
［Ｖ：０質量％以上、０．５００質量％以下］
Ｖは、浸炭処理時の焼き入れ性を高め、また、鋼中で炭化物や窒化物を形成して鋼部品の硬度を高めるのに有効な元素である。こうした作用を有効に発揮するため、Ｖの含有量は、好ましくは０質量％以上、例えば０．００１質量％以上含有させることができる。一方、Ｖの含有量が多いと、鋼材硬さが高くなって被削性が低下するため、Ｖの含有量は、好ましくは０．５００質量％以下、より好ましくは０．４００質量％以下、特に好ましくは０．３００質量％以下である。
Ｖは、浸炭処理時の焼き入れ性を高め、また、鋼中で炭化物や窒化物を形成して鋼部品の硬度を高めるのに有効な元素である。こうした作用を有効に発揮するため、Ｖの含有量は、好ましくは０質量％以上、例えば０．００１質量％以上含有させることができる。一方、Ｖの含有量が多いと、鋼材硬さが高くなって被削性が低下するため、Ｖの含有量は、好ましくは０．５００質量％以下、より好ましくは０．４００質量％以下、特に好ましくは０．３００質量％以下である。
２．製造方法
次に本発明のはだ焼鋼の製造方法について説明する。
上記の成分組成を有する鋼となるように転炉または電炉で所定の成分範囲に調整し、連続鋳造により鋳造する。得られた鋼片を１１５０℃～１３００℃で分塊圧延し、次いで９００℃～１１００℃で熱間圧延または熱間鍛造することにより、所望形状のはだ焼鋼を得ることができる。
次に本発明のはだ焼鋼の製造方法について説明する。
上記の成分組成を有する鋼となるように転炉または電炉で所定の成分範囲に調整し、連続鋳造により鋳造する。得られた鋼片を１１５０℃～１３００℃で分塊圧延し、次いで９００℃～１１００℃で熱間圧延または熱間鍛造することにより、所望形状のはだ焼鋼を得ることができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、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に示す各成分組成を有する鋼を真空溶製（試料Ｎｏ．１～４、６～１０）または転炉溶製（試料Ｎｏ．５）し、鋼片を得た。得られた鋼片を１１５０～１３００℃で分塊圧延し、次いで９００～１１００℃で熱間圧延または熱間鍛造して、直径２４ｍｍ、長さ１０００ｍｍの棒鋼（φ２４棒鋼）と、直径８０ｍｍ、長さ１０００ｍｍの棒鋼（φ８０棒鋼）をそれぞれ得た。
得られた棒鋼について、以下の測定および実験を行った。
［結晶粒粗大化防止特性の評価］
φ２４棒鋼の端部から、長手方向に２０ｍｍの位置で切断して、長さ２０ｍｍの棒鋼サンプルを得た。棒鋼サンプルを、円形断面（横断面）における円の中心を通って長手方向に伸びる２つ直交する切断面（縦断面）で切断して、長手方向に４つ割りにした。得られた４つ割りの棒鋼サンプル（４つ割りサンプル）をエレマ炉で９８０℃まで加熱し、その温度で３時間保持し、その後に水冷して焼き入れした。焼入れした４つ割りサンプルの横断面（扇形断面：図４）を研磨・腐食し、検鏡面（φ２４ｍｍ円形断面の面積の１/４：１１３ｍｍ２）に存在する最大の結晶粒を撮影し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３の標本図を参考に粒度番号を算出した。ただし、評価対象となる最大結晶粒の粒度番号が０番より小さい場合（つまり、最大結晶粒の粒子サイズが、粒度番号０番の粒子サイズより大きい場合）は、測定困難となるため、「０番」と評価した。
結晶粒度３．０以上を「可（○）」とし、３．０未満を「不可（×）」と判定した。
φ２４棒鋼の端部から、長手方向に２０ｍｍの位置で切断して、長さ２０ｍｍの棒鋼サンプルを得た。棒鋼サンプルを、円形断面（横断面）における円の中心を通って長手方向に伸びる２つ直交する切断面（縦断面）で切断して、長手方向に４つ割りにした。得られた４つ割りの棒鋼サンプル（４つ割りサンプル）をエレマ炉で９８０℃まで加熱し、その温度で３時間保持し、その後に水冷して焼き入れした。焼入れした４つ割りサンプルの横断面（扇形断面：図４）を研磨・腐食し、検鏡面（φ２４ｍｍ円形断面の面積の１/４：１１３ｍｍ２）に存在する最大の結晶粒を撮影し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３の標本図を参考に粒度番号を算出した。ただし、評価対象となる最大結晶粒の粒度番号が０番より小さい場合（つまり、最大結晶粒の粒子サイズが、粒度番号０番の粒子サイズより大きい場合）は、測定困難となるため、「０番」と評価した。
結晶粒度３．０以上を「可（○）」とし、３．０未満を「不可（×）」と判定した。
［析出物の確認］
抽出レプリカ法によりレプリカ膜を作製して、析出物を確認した。
φ２４棒鋼を樹脂に埋め込み、Ｄ／４を中心とした縦断面が露出するように研磨した。研磨面を腐食させ、Ｃ蒸着後に剥離液に浸漬することにより、レプリカ膜を作製した。透過電子顕微鏡を用いて、１４０００倍で観察した（視野範囲：７７．４μｍ２）。観察された析出物の構成元素はＥＤＳによるＭａｐｐｉｎｇ分析により同定した。Ａｌのピークが現れた測定箇所にはＡｌＮが存在し、Ｔｉのピークが現れた測定箇所にはＴｉＣが存在し、Ｎｂのピークが現れた測定箇所にはＮｂ（ＣＮ）が存在すると判断した。各構成元素の写真を、住友金属テクノロジー社製粒子解析Ｖｅｒ３．０を用いて解析して、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＴｉＣの各々の粒子について、個数密度（個／μｍ２）および面積率（％）を導出した。なお、個数密度および面積率は、円相当径が１～１００μｍの粒子を対象とした。面積率は、視野範囲の面積（７７．４μｍ２）を１００％としたときに、視野範囲内において各粒子が占める面積の割合である。求めた個数密度および面積率から、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＴｉＣの個数密度の合計（合計個数密度）と、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＴｉＣの面積率の合計（合計面積率）と、ＡｌＮの面積率（ＡｌＮ面積率）をそれぞれ算出した。
抽出レプリカ法によりレプリカ膜を作製して、析出物を確認した。
φ２４棒鋼を樹脂に埋め込み、Ｄ／４を中心とした縦断面が露出するように研磨した。研磨面を腐食させ、Ｃ蒸着後に剥離液に浸漬することにより、レプリカ膜を作製した。透過電子顕微鏡を用いて、１４０００倍で観察した（視野範囲：７７．４μｍ２）。観察された析出物の構成元素はＥＤＳによるＭａｐｐｉｎｇ分析により同定した。Ａｌのピークが現れた測定箇所にはＡｌＮが存在し、Ｔｉのピークが現れた測定箇所にはＴｉＣが存在し、Ｎｂのピークが現れた測定箇所にはＮｂ（ＣＮ）が存在すると判断した。各構成元素の写真を、住友金属テクノロジー社製粒子解析Ｖｅｒ３．０を用いて解析して、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＴｉＣの各々の粒子について、個数密度（個／μｍ２）および面積率（％）を導出した。なお、個数密度および面積率は、円相当径が１～１００μｍの粒子を対象とした。面積率は、視野範囲の面積（７７．４μｍ２）を１００％としたときに、視野範囲内において各粒子が占める面積の割合である。求めた個数密度および面積率から、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＴｉＣの個数密度の合計（合計個数密度）と、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＴｉＣの面積率の合計（合計面積率）と、ＡｌＮの面積率（ＡｌＮ面積率）をそれぞれ算出した。
［工具摩耗量の測定］
φ８０棒鋼の端部から、長手方向に３００ｍｍの位置で切断して、長さ３００ｍｍの棒鋼サンプルを得た。棒鋼サンプルをエレマ炉で１２００℃まで加熱し、その温度で３０分保持し、その後に放冷した。空冷した棒鋼サンプルを、別のエレマ炉で９1０℃まで加熱して、その温度で３０分保持し、その後に６７０℃まで放冷し、６７０℃で３０分保持し、その後に放冷した（図５参照）。一連の熱処理を行った棒鋼サンプルを、ＮＣ旋盤にて、下記の条件で切削試験を実施した。試験開始前および試験終了後の工具の先端部分を、側面方向から光学顕微鏡で写真撮影し、試験前後の写真を比較して、逃げ面の摩耗状態を確認した。図６は、工具先端の模式図であり、実線が試験開始前、破線が試験終了後のそれぞれにおける先端形状を示している。図６に示すように、試験開始前の工具１０の先端は、逃げ面１２とすくい面１４を有している。逃げ面の摩耗が最大となる位置で、試験開始前の逃げ面１２の位置と、試験終了後の逃げ面１２０の位置との間の距離Ｘを測定して、工具摩耗量（μｍ）とした。
工具摩耗量が１３０μｍ以下を「可（○）」とし、１３０μｍ超を「不可（×）」と判定した。
φ８０棒鋼の端部から、長手方向に３００ｍｍの位置で切断して、長さ３００ｍｍの棒鋼サンプルを得た。棒鋼サンプルをエレマ炉で１２００℃まで加熱し、その温度で３０分保持し、その後に放冷した。空冷した棒鋼サンプルを、別のエレマ炉で９1０℃まで加熱して、その温度で３０分保持し、その後に６７０℃まで放冷し、６７０℃で３０分保持し、その後に放冷した（図５参照）。一連の熱処理を行った棒鋼サンプルを、ＮＣ旋盤にて、下記の条件で切削試験を実施した。試験開始前および試験終了後の工具の先端部分を、側面方向から光学顕微鏡で写真撮影し、試験前後の写真を比較して、逃げ面の摩耗状態を確認した。図６は、工具先端の模式図であり、実線が試験開始前、破線が試験終了後のそれぞれにおける先端形状を示している。図６に示すように、試験開始前の工具１０の先端は、逃げ面１２とすくい面１４を有している。逃げ面の摩耗が最大となる位置で、試験開始前の逃げ面１２の位置と、試験終了後の逃げ面１２０の位置との間の距離Ｘを測定して、工具摩耗量（μｍ）とした。
工具摩耗量が１３０μｍ以下を「可（○）」とし、１３０μｍ超を「不可（×）」と判定した。
（切削試験条件）
・切削工具：タンガロイ社製 ＤＮＭＡ１５０４０４－ＮＳ５２０
・切削速度；２００ｍ/分
・切込深さ：０．５ｍｍ
・送り量 ：０．１ｍｍ/ｒｅｖ
・試験長さ：５０００ｍ
・切削工具：タンガロイ社製 ＤＮＭＡ１５０４０４－ＮＳ５２０
・切削速度；２００ｍ/分
・切込深さ：０．５ｍｍ
・送り量 ：０．１ｍｍ/ｒｅｖ
・試験長さ：５０００ｍ
［成形性の評価］
φ２４棒鋼を切削加工して、図７に示すようなグリーブル試験片を作製した。試験片の各寸法は、試験平行部が直径６ｍｍ、長さ１５ｍｍ、肩部の半径が２．５ｍｍであった。なお、試験片の長手方向の中心線が、φ２４棒鋼の長手方向の中心線とほぼ一致するように、試験片を作製した。その後、グリーブル試験機を用いて、試験片を１３００℃まで加熱した後に８００℃まで放冷し、８００℃で試験片に、引張速度０．０１ｍｍ／秒で引張変形を与えて絞り値を測定した。
絞り値が３５％以上を「可（○）」とし、３５％未満を「不可（×）」と判定した。
φ２４棒鋼を切削加工して、図７に示すようなグリーブル試験片を作製した。試験片の各寸法は、試験平行部が直径６ｍｍ、長さ１５ｍｍ、肩部の半径が２．５ｍｍであった。なお、試験片の長手方向の中心線が、φ２４棒鋼の長手方向の中心線とほぼ一致するように、試験片を作製した。その後、グリーブル試験機を用いて、試験片を１３００℃まで加熱した後に８００℃まで放冷し、８００℃で試験片に、引張速度０．０１ｍｍ／秒で引張変形を与えて絞り値を測定した。
絞り値が３５％以上を「可（○）」とし、３５％未満を「不可（×）」と判定した。
これらの測定結果を表２に示す。なお、表１および表２において、下線を付した数値は、本発明の規定範囲から外れていることを示している。また、表２で斜線を引いている部分（例えば、試料Ｎｏ．１の「工具摩耗量」および「判定」）は、その測定を行わなかったことを意味している。
表１および表２の結果から以下のことがわかる。
試料Ｎｏ．２および３は、いずれも本発明の実施形態で規定する成分組成を満たし、かつ式（１）～（３）を満足していたため、結晶粒粗大化防止特性、被削性、および製造性がいずれも優れていた。
これに対して、試料Ｎｏ．１、４、および６～１０は、本発明の実施形態で規定する成分組成、および式（１）～（３）のいずれか１つ以上を満足しなかったため、結晶粒粗大化防止特性、被削性、および製造性の少なくとも１つが劣っていた。なお、試料Ｎｏ．５については、結晶粒の粒度の測定および絞り試験を行わなかった。各試料の結果について、詳細を以下に説明する。
試料Ｎｏ．２および３は、いずれも本発明の実施形態で規定する成分組成を満たし、かつ式（１）～（３）を満足していたため、結晶粒粗大化防止特性、被削性、および製造性がいずれも優れていた。
これに対して、試料Ｎｏ．１、４、および６～１０は、本発明の実施形態で規定する成分組成、および式（１）～（３）のいずれか１つ以上を満足しなかったため、結晶粒粗大化防止特性、被削性、および製造性の少なくとも１つが劣っていた。なお、試料Ｎｏ．５については、結晶粒の粒度の測定および絞り試験を行わなかった。各試料の結果について、詳細を以下に説明する。
試料Ｎｏ．１および４は、Ｆ１値が小さく式（１）を満たさなかったため、合計個数密度が少なかった。そのため、結晶粒粗大化防止特性が低く、結晶粒の粒度番号が小さかった。
試料Ｎｏ．５はＦ１値が小さく、式（１）を満たさなかったため、合計個数密度が少なかった。そのため、結晶粒粗大化防止特性が低く、結晶粒の粒度番号が小さくなっていたものと推測される。
試料Ｎｏ．６はＮの含有量が少ないため、ＡｌＮの含有量（ＡｌＮの面積率）が少なかった。そのため、結晶粒粗大化防止特性が低く、結晶粒の粒度番号が小さかった。また、Ｆ２値が大きく、式（２）を満たさなかったため、鋼材硬さが高くなり、被削性が低下した。
試料Ｎｏ．５はＦ１値が小さく、式（１）を満たさなかったため、合計個数密度が少なかった。そのため、結晶粒粗大化防止特性が低く、結晶粒の粒度番号が小さくなっていたものと推測される。
試料Ｎｏ．６はＮの含有量が少ないため、ＡｌＮの含有量（ＡｌＮの面積率）が少なかった。そのため、結晶粒粗大化防止特性が低く、結晶粒の粒度番号が小さかった。また、Ｆ２値が大きく、式（２）を満たさなかったため、鋼材硬さが高くなり、被削性が低下した。
試料Ｎｏ．７、９および１０はＦ２値が大きく、式（２）を満たさなかった。つまり、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量が多いため、鋼材硬さが高くなり、被削性が低下した。
試料Ｎｏ．８はＦ３値が小さく、式（３）を満たさなかったため、粗大なＡｌＮが多量に生成し、製造性が低下した。
Claims (2)
- Ｃ ：０．１０質量％以上、０．３０質量％以下
Ｓｉ：０．１０質量％以上、２．００質量％以下
Ｍｎ：０．１０質量％以上、２．００質量％以下
Ｐ ：０質量％超、０．０３０質量％以下
Ｓ ：０質量％超、０．０３０質量％以下
Ｃｒ：０．１０質量％以上、２．００質量％以下
Ａｌ：０．０３０質量％以上、０．１００質量％以下
Ｎｂ：０．００１質量％以上、０．１００質量％以下
Ｔｉ：０．００１０質量％以上、０．１０００質量％以下、および
Ｎ ：０．０１２０質量％以上、０．０５００質量％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）～式（３）を満足するはだ焼鋼。
Ｆ１＝２７×［Ａｌ］＋４８×［Ｔｉ］＋９２×［Ｎｂ］≧２．１ （１）
Ｆ２＝［Ａｌ］＋２×［Ｔｉ］＋４×［Ｎｂ］≦０．０９ （２）
Ｆ３＝［Ａｌ］／２７＋［Ｔｉ］／４８≧０．００１４ （３）
ただし、［Ａｌ］、［Ｔｉ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＡｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量を示す。 - Ｃｕ：０質量％以上、０．０１質量％以下、および
Ｎｉ：０質量％以上、０．０２質量％以下
のうちの１種または２種をさらに含有する請求項１に記載のはだ焼鋼。
Priority Applications (1)
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| JP2020062769A JP7477343B2 (ja) | 2020-03-31 | 2020-03-31 | 被削性、製造性および結晶粒粗大化防止特性に優れたはだ焼鋼 |
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Citations (6)
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| JP2008057017A (ja) | 2006-09-01 | 2008-03-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品 |
| WO2008075889A1 (en) | 2006-12-19 | 2008-06-26 | Seah Besteel Corporation | Ultra high strength carburizing steel with high fatigue resistance |
| JP2015042766A (ja) | 2013-08-26 | 2015-03-05 | 新日鐵住金株式会社 | 肌焼鋼鋼材 |
| CN105543703A (zh) | 2015-12-28 | 2016-05-04 | 钢铁研究总院 | 一种多元微合金化抗疲劳渗碳齿轮钢及其制造方法 |
| WO2017170127A1 (ja) | 2016-03-28 | 2017-10-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 肌焼鋼 |
-
2020
- 2020-03-31 JP JP2020062769A patent/JP7477343B2/ja active Active
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| CN105543703A (zh) | 2015-12-28 | 2016-05-04 | 钢铁研究总院 | 一种多元微合金化抗疲劳渗碳齿轮钢及其制造方法 |
| WO2017170127A1 (ja) | 2016-03-28 | 2017-10-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 肌焼鋼 |
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