JPWO2019102584A1 - はだ焼鋼の鍛造熱処理品 - Google Patents
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Abstract
Description
すなわち、(1)これらの部品を小型化するためには、高強度化が必要であり、当該鍛造品の硬さが高くなって機械加工時の工具寿命が短くなる、(2)複雑な形状の部品を浸炭焼入れするため、浸炭焼入れ歪も大きくなっており部品としての不良率も増加してきている。
このため、(1)熱間鍛造後に焼準処理を設けて鍛造部品を軟化させて工具寿命の改善を図るようにする試みや、(2)浸炭焼入れ歪による不良率の増加を防ぐため、熱間鍛造後に焼準処理などが行われてきた。
そして、この要請に応えるために、未満の文献に示すような各種技術が開発されてきた。
(1)素材を1100〜1280℃で加熱し、950〜1200℃の温度で鍛造する工程。ここで用いる素材は、熱間鍛造前に1300℃以上の高温に加熱処理する必要はない。
(2)鍛造後の冷却は自然空冷、或いは制御冷却したとしても、0.1〜2℃/sの範囲で冷却する工程。
(3)引き続き焼準処理を実施する工程では、焼準の昇温過程では0.10〜0.40℃/sの範囲の昇温速度で昇温し、所定の焼準温度に到達する昇温過程での860℃から焼準温度到達後冷却過程での860℃に冷却されるまでの時間を1800s以下とし、引き続き0.10〜0.60℃/sの冷却速度で550℃まで冷却されて、焼準炉から炉出しされる工程(なお、焼準炉からの炉出しを、常温付近まで冷却した後に行うこともできる。)。ここで、550℃より高い温度でフェライトパーライト変態が完了したことを判断できる場合は、その時点で炉出ししてもよい。
(4)これらの工程を経ることにより、鍛造部品はAlN(Aluminum Nitride(窒化アルミニウム)。以下、「AlN」という。)析出物などの微細析出物の分散が図れて、浸炭時にオーステナイト粒の異常粒成長が抑制され、結果的には浸炭部品の浸炭焼入れ歪が改善されることになる。
(5)なお、用途によっては、従来公知の製造条件で、冷間鍛造する工程を付加することもできる。
なお、ここで示すAlN析出物は、当該鍛造熱処理品の表層部から10mm角の試験片を採取し、埋め込み研磨後、1.5%ナイタール液で約30秒間腐食し、金蒸着した後、FE−SEM(電界放出形走査型電子顕微鏡(Field Emission - Scanning Electron Microscope))(以下、「FE−SEM」という。)にて観察した。測定は4万倍の倍率で4視野の観察を行い、合計30μm2の被検面積からAlN析出物の大きさと個数を測定した。
AlN析出物は短冊状が主体であり、一部塊状のものもあったので、測定したAlN析出物の面積を、円面積に置き換え、その円の直径を粒子径とした。
AlN析出物としての同定はEDX分析(エネルギ分散型X線分析(Energy dispersive X-ray spectrometry))で行ったが、100nm以下の大きさでは判別が困難であった。そのため未固溶と推定される500nmレベルの析出物を同定して、Alのピークが存在するもののみをAlNと判断し、その付近に存在する100nm以下のものをAlN析出物と想定し、その粒子径と個数を計測した。ピン止め力を算出するためには、本来単位体積当たりの個数を測定する必要があるが、FE−SEM観察のため単位面積当たりの個数を測定し、表記としては1μm2当たりの個数を用いることとした。
ここで、粒子径は、FE−SEMで観察した画像の電子情報をデジタルマイクロスコープ(キーエンス社製)に取り込み、付属の解析ソフトにより、個々の析出粒子の面積を測定し、相当円の直径に換算して粒子径とした。
なお、100nmを越える大きさのAlN析出物なども存在するが、その数は少なく、1〜100nmの大きさの析出物と比しそのピン止め効果は小さいので、100nmを越える大きさの析出物は対象から除外した。
また、計測した析出物についてはFE−SEM観察試料から100nmを越える大きさの析出物及び100nm以下の大きさの析出物を含む領域をFIB(収束イオンビーム装置(Focused Ion Beam))を用いて採取し、電子線回析でそれぞれ代表の1個ずつ析出物の同定を行ってAlN析出物と確認している。
単位面積当たり(1μm2)の個数は20個以上10000個以下とした。単位面積当たり20個未満の場合、十分なピン止め効果がなく、10000個を超えて析出させるためには鍛造加熱温度で一旦AlNを固溶させて再析出させる必要があるが、固溶させるためには鍛造加熱温度の制約もあり、AlとNの添加量には上限もあるので、析出量はその固溶量に依存し、その上限と下限はおのずと決まってくる。本特許では実用的な面から単位面積当たり(1μm2)の個数は20個以上10000個以下とした。
微細析出物の単位面積(1μm2)当たりの個数fと平均粒子径xはf≧xの相関で制御することとした。ここで、fは単位面積当たり(1μm2)のAlNなどの微細析出物の個数、xは微細析出物の平均粒子径であり、粒子径の範囲を1〜100nmと規定しているので、平均粒子径も1〜100nmとした。この微細析出物の単位面積当たりの個数と平均粒子径は独立で制御できるものではなく、一定の添加量の中で制御されるものである。一方、ピン止め効果の大きさは粒界成長に際し阻害析出物との接触面積に依存する。つまり、析出物1個当たりのピン止め効果は析出物の粒径が大きいほど大きくなり、小さくなるほどその効果は小さくなるので、析出物の大きさが100nmに近づくほど、1個当たりのピン止め力が大きくなるが、析出物の総数は少なくなる。すなわち、析出物の総体積量が同じ時、析出総数が多い方が析出物の総断面積は大きくなるので、全体のピン止め効果を考慮すると微細な析出物の個数を増やすとピン止め効果は大きくなる。そのため、平均粒子径(x)と単位面積当たりの個数(f)はf≧xの相関で制御することとした。
AlNの析出は、鍛造後の焼準処理で行うのが一般的である。焼準処理の昇温速度や処理時間、冷却速度などは別途説明するが、ここではAlNの析出状態について説明する。非特許文献1にも記され、前述のとおり、AlN析出物は微細に数多く析出させるほど全体のピン止め力が大きくなり、浸炭処理時のオーステナイト粒の成長を抑制するのに効果的である。ただし、その析出形態は大きさに加え、単独析出や複数の析出物が集合して析出する複合析出する場合もあり、ピン止め効果の観点から規定する必要がある。析出する大きさと析出数については前述したが、2つ以上の複合析出する場合の複合析出物では単体析出と同じ大きさでもそのピン止め効果は小さくなることが本検討の中で判明した。図3の写真3に単体析出の例、写真4に2個の複合析出の例、写真5に3個の複合析出の例について、それぞれFE−SEMで観察した観察例を示す。本発明においては、「単体で析出して、その析出粒子径が5〜40nmの析出物が、1μm2当たり合計で20〜10000個、好ましくは20〜300個が析出している鍛造熱処理品」を、本発明の効果が最大限生かせる状態と規定した。単位面積当たりの析出数が多い程ピン止め効果が大きいが、AlN析出物を固溶させ得る鍛造加熱に上限があり、また、AlとNの添加量も上限があるので、実用的な面から「好ましくは20〜300個が析出している鍛造熱処理品」と規定した。
1.素材鋼
一般に自動車や建産機に用いられる浸炭部品は、JIS G 0203に規定されるはだ焼鋼を用い浸炭焼入れして製造される。
はだ焼鋼とは、具体的には、低炭素鋼及び低炭素合金鋼と規定されており、主として、浸炭焼入れによって表面硬化される鋼で、浸炭部品に使用される鋼の呼称として定義されている。
[C:0.10〜0.35重量%]
Cは、浸炭焼入れ後の硬さを向上させて、浸炭部品の強度の向上に有効な元素である。この効果は、含有量が0.10重量%未満では乏しく、一方で、0.35重量%を超えると、靭性の低下、衝撃強度の低下を生じる。
[Si:0.01〜0.80重量%]
Siは、鋼の焼入れ性の向上、静的強度の向上に有効な元素である。この効果は、含有量が0.01重量%未満では乏しく、所望の静的強度が確保できず、一方で、0.80重量%を超えると靭性の劣化を招くことになるので、その含有量を0.01〜0.80重量%とした。
[Mn:0.30〜1.80重量%]
Mnは、溶鋼の脱酸作用及び脱硫作用があり、鋼材の靭性向上に不可欠なものであるが、その含有量が0.30重量%未満では所望の効果を得ることができず、他方1.80重量%を超えて含有させると被削性の低下を来すことから、その含有量を0.30〜1.80重量%とした。
[P:0.020重量%以下]
Pは、不純物元素であり、強度低下をもたらす。このため、0.020重量%以下に規制する。
[S:0.020重量%以下]
Sは、不純物元素であり、強度低下をもたらす。このため、0.020重量%以下に規制する。
[Cu:0.15重量%以下]
Cuは、不純物元素であり、かつ焼入れ性向上効果を有するためこれを規制して,鋼の焼入れ性を安定化させる必要がある。そのためには、0.15重量%以下に規制する必要がある。
[Ni:2.50重量%以下]
Niは、鋼の焼入れ性及び焼入れ・焼戻し後の靭性を向上させるのに有効な元素であるが、必ずしも添加しなければならない元素でもない。ただし、2.50重量%を超えて添加してもその効果は飽和し、逆に加工性を損なうため、2.50重量%以下とした。
[Cr:0.30〜2.50重量%]
Crは、鋼の焼入れ性及び焼入れ・焼戻し後の靭性を向上させるのに有効な元素で、0.30以上含有させる。ただし、2.50重量%を超えて添加すると靭性及び加工性を低下させるため、0.30〜2.50重量%とした。
[Mo:1.00重量%以下]
Moは、鋼の焼入れ性及び焼入れ・焼戻し後の靭性を向上させるのに有効な元素であるが、必ずしも添加しなければならない元素でもない。ただし、1.00重量%を超えて添加してもその効果は飽和傾向にあり、添加コストの上昇を招くため、1.00重量%以下とした。
[Sol.Al:0.020〜0.060重量%]
Sol.Al(酸可溶Al)は、鋼中のNと反応してAlNを形成し、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果がある。0.020重量%未満では添加効果が少なく、一方、0.060重量%を超えて添加しても、オーステナイト結晶粒粗大化防止効果が飽和してしまう。そこで0.020〜0.060重量%と規定した。
[Nb:0.060重量%以下]
Nbは、添加しなくてもよい元素である。ただし、鋼中の炭素C及び窒素Nと結合して、Nb炭化物及びNb炭窒化物を形成し、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果があるため添加してもよい。その効果を発揮させるには、一旦Nbの炭化物や炭窒化物を鍛造加熱温度で固溶させておく必要があり、後の焼準時に微細に析出させる必要がある。これはNbの炭化物や炭窒化物の固溶温度がAlNに比べて高く、鋼材を製造するプロセスの内、連続鋳造設備内で凝固する時に晶出するNbの炭化物や炭窒化物が鍛造加熱時に固溶しにくいことを意味する。このため、特許文献1に記載されるように、0.08重量%を超えて添加させる場合、Nbの炭化物や炭窒化物を固溶させるために熱間鍛造前に一旦1300℃を越える高温に加熱する工程を加える必要が生じ、又は非特許文献5に記載されているが、連続鋳造鋳片の表面欠陥を増加させる。すなわち、Nbはオーステナイト結晶粒の粗大化抑制効果を有するものの、添加した場合の弊害も伴う元素である。しかし、0.060重量%以下の添加であれば、鍛造加熱前に1300℃を超えて加熱しなくても、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果を有することを確認している。ただし、非特許文献5に記載の表面欠陥を抑制する意味では、その添加量は0.06重量%より少ないほどよく、その添加量は0.06重量%以下とした。
[Ti:0.050重量%以下]
Tiは、Nbと同じく、鋼中の炭素C及び窒素Nと結合して、Ti炭化物及びTi炭窒化物或いはNbTi炭化物及びNbTi炭窒化物を形成し、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果があるがNb元素と同様添加しなくともよい。Tiは0.050重量%を超えて添加してもその効果は飽和し、逆にコスト上昇を招くだけであり、その添加量は0.050重量%以下とした。
[N:0.010〜0.025重量%]
Nは、鋼中のSol.Alと反応してAlNを形成し、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果がある。0.010重量%未満では添加効果が少なく、一方、0.025重量%を超えて添加しても、オーステナイト結晶粒粗大化防止効果が飽和してしまう。また、NbやTiとも窒化物等を形成し、同様にオーステナイト結晶粒の粗大化抑制に効果を及ぼす。その効果を発揮させるのは0.010〜0.025重量%が必要とされている。これらより、Nの添加量は0.010〜0.025重量%と規定した。
[O:0.0020重量%以下]
Oは、鋼中ではAl2O3などの硬い酸化物として存在し、浸炭歯車や浸炭焼入れされたプーリーなどの摺動面の転動疲労強度を低下させ、自動車部品としての強度を低下させることになる。そのため、Oは鋼の精錬プロセスや鋳造プロセスの製造工程でAl2O3などの酸化物として除去し、その含有量を0.0020重量%以下にしている。
はだ焼鋼を用いて製造されるCVT用プーリー、ミッションギア、デファレンシャルギアなどの製造工程は、(1)熱間鍛造、(2)焼準処理、(3)機械加工、(4)浸炭処理、(5)ショットピーニングや仕上げ加工、など複数の工程で構成されている。
以下に、工程ごとに定められている製造条件について、その制約条件について説明する。
(a)昇温時間
熱間鍛造する場合、例えば、高周波加熱で素材鋼を室温から所定の温度に加熱して鍛造するが、10〜120秒の昇温時間で行うのが一般である。装置の能力及び素材の大きさにより変化するために、ここでは目安のみ記載する。
(b)加熱温度(1100〜1280℃)
鍛造荷重を考慮すると、荷重を低くするために1100℃以上に加熱することが必要であるが、AlN析出物など微細析出物を浸炭時におけるオーステナイト結晶粒のピン止め効果を発揮させるためには、一旦固溶させて適切な温度域で再析出させる必要がある。そのためには、1150℃以上を越える温度域で加熱するのが好ましい。一方、1280℃を越えて加熱すると、これらピン止め効果の有する微細析出物の固溶量を増加させることができ、ピン止め効果を有する析出物の再析出量を増加させることができるが、1280℃を越える温度域で加熱する場合の高周波加熱装置のコイルの寿命劣化が激しく、加熱温度は1100〜1280℃と規定した。
(c)鍛造温度(950〜1200℃)
熱間鍛造は熱間で金属を成形することと、金属組織の大きさを整える(整粒化)ことを目的に実施することが多い。金属組織を整粒化するには、熱間鍛造による再結晶を活用して行うのが一般で、950℃以上で行うのが好ましい。また、950℃未満の温度で熱間鍛造を行う場合、添加元素によっては(i)再結晶が大きく抑制され、整粒化できない場合がある。また、(ii)950℃未満のような低温γ域での鍛造は、AlN、Nb(CN)、NbTi(CN)などの析出物を比較的大きな析出物として加工誘起析出させてしまうので、ピン止め効果に有効な微細窒化物や炭窒化物の析出量を減じてしまうことになる。一方、1200℃を超えて鍛造すると、析出物の析出は伴わないが鍛造後の粒成長が著しく速く、異常粒成長する場合があり、せっかく熱間鍛造で再結晶させて整粒化しても、結果として混粒になる場合もあるので、鍛造温度は950℃〜1200℃とした。
(d)熱間鍛造後の冷却速度
はだ焼鋼の熱間鍛造後の組織はフェライト+パーライト+一部ベイナイトの混合組織が一般である。熱間鍛造工程を用いて製造されるCVT用プーリー、ミッションギア、デファレンシャルギアなどの自動車部品は、熱間鍛造後に機械加工で成形され、浸炭焼入れなどの表面硬化処理を施されて、仕上げ加工の後自動車部品として使用される。この過程の内、熱間鍛造のままの状態ではベイナイト組織など硬い金属組織が混入される場合が多く、機械加工性を劣化(工具摩耗の増加や切り屑の切断性低下)させるので、機械加工前に焼準処理を行って機械加工性を改善するのが一般である。
非特許文献2には、浸炭処理前の金属組織に差があるとオーステナイト初期粒に大きく影響を受け、初期粒が小さくなるとオーステナイト結晶粒の粒成長の駆動力が大きくなるので、浸炭処理時の異常粒成長を抑制するには、浸炭処理前のフェライト+パーライト組織を大きくし、浸炭処理時のオーステナイト初期粒を大きくすることにより粒成長駆動力を低下させることが重要としている。ここで、単に浸炭前組織を大きくすることだけでなく、焼準処理で均一で大きなフェライト+パーライト組織を得るためには鍛造後の組織を整粒に整える必要がある。すなわち、浸炭後の焼入組織が前組織の混粒を引き継ぐと、浸炭焼入品の疲労強度の低下や摩耗が促進されたり、浸炭焼入歪を生じるとされており、鍛造後の冷却速度は金属組織制御を目的に自然冷却、或いは0.1〜2℃/sの範囲で制御する必要がある。すなわち、2℃/sより速い速度で冷却する場合、ベイナイトやマルテンサイト組織が導入され、焼準後の組織が混粒となり、浸炭時のオーステナイト結晶粒の異常粒成長を引き起こしやすくなる。一方、0.10℃/sより遅く冷却されると粗いフェライト+パーライト組織がより得られやすくなるが、この粗くなる効果は限定的でコストのみ増えるため、0.10℃/sを下限とした。これらより、熱間鍛造後の冷却速度は自然冷却、或いは0.10〜2℃/sとした。
焼準熱処理は上記(d)でも説明したように、機械加工の上でフェライト+パーライト組織とする必要があり、熱間鍛造後には焼準熱処理を行うのが一般である。
所定の焼準温度まで昇温する時の昇温速度は、0.10〜0.40℃/sの速度で実施する必要がある。すなわち、焼準熱処理の昇温過程では非特許文献3に示すようにAlN析出物が析出しやすく、特に600℃〜700℃でAlNの析出処理を施すとオーステナイト結晶粒の粗大化開始温度が高くなって、粗大化しにくいことが知られている(非特許文献4参照。)。この粗大化防止効果のあるAlN析出物を微細に数多く析出させるためには、非特許文献3に記載されているように降温過程より昇温過程での析出が効果的である。これらの析出には0.40℃/sより遅い昇温速度で昇温しなければピン止めに必要なAlNの析出量を確保できない。一方,0.10℃/sより更に遅い速度で昇温しても、ピン止め効果が飽和する一方、コストの上昇を招くため、0.10℃/sを下限とした。
(b)焼準処理時の焼準温度
焼準温度は定めはない。コロナ社の鉄鋼材料(岡本正三著)の教科書によると「亜共析組織の鋼ならばAc3点以上の温度まで加熱してオーステナイト化する」程度の記述である。一般に、焼準温度は部品を使用する側(例えば、カーメーカー)と部品素材を納入する側(例えば、鍛造メーカー)の間で、実用的な範囲で決めるのが通常で、900〜950℃の範囲で都度決められている。はだ焼鋼の場合、910℃或いは920℃がよく使用されている。本特許では900〜950℃の範囲を焼準温度と想定するが、焼準温度の規定は特には定めない。
(c)焼準温度に到達する昇温過程の860℃から降温過程の860℃までの処理時間
実質的なオーステナイト温度域の処理時間を規定するものである。はだ焼鋼で製造された熱間鍛造部品を確実に焼準炉の中でオーステナイト化するには、860℃以上の温度に加熱する必要がある。一方、オーステナイト域に加熱されると、AlN析出物はその一部が鋼中に固溶し、保持時間とともに凝集・粗大化することが報告されている(非特許文献2及び3参照。)。すなわち、この温度域で長時間処理することはAlN析出物の凝集・粗大化を促進し、非特許文献1に示されるように、オーステナイト結晶粒の粒成長のピン止め効果を低下させることになる。すなわち、浸炭処理時のオーステナイト結晶粒の粒成長抑制の観点からは、この処理時間を極力短くすることが好ましい。
ところで、オーステナイト化された状態で保持される場合、大気中の酸素から完全に遮断されるか、或いは真空雰囲気中に保持されない限り、その表面には酸化物(スケール)が生成される。この酸化物は場合によっては厚く生成される場合もあり、機械加工後も残存し、最終部品での摺動面の粗さを粗くして、強度低下や摩耗促進することが想定される。この意味においても、長時間処理は好ましくなく、よってこの間の処理時間を1800s以下とした。
(d)焼準処理時の冷却速度
焼準温度から550℃までの冷却速度は0.10〜0.60℃/sとした。これはフェライト+パーライト組織を得るための冷却速度を意味する。更に説明すれば、この冷却速度を遅くすればするほど、高温からの相変態となるため、より粗いフェライト+パーライト組織が得られる。非特許文献2によれば、浸炭前の金属組織が粗いフェライト+パーライト組織ほど浸炭処理時の初期オーステナイト結晶粒の成長の駆動力を低下させ、オーステナイト結晶粒の粗粒化開始温度を高くすることができるとしている。ここで対象となるはだ焼鋼は、フェライト+パーライト組織を得るには0.60℃/sより遅くすることが必要である。しかし、0.10℃/sを超えて遅くしても熱処理に要する処理時間が長くなり、処理コストの増加を招く。よって、0.10〜0.60℃/sの冷却速度とした。ただし、550℃まで必ず炉内で規定の冷却速度で徐冷する必要はなく、フェライト+パーライト組織が完了したことを判断できる手段がある場合は、その時点で空冷してもよい。
ここで、試作品の金属組織は、部品の表面から3mm付近の内部組織を、硬度は表面硬度(HB)を測定した。ただし、表2中にはHRB硬度に換算して表記した。金属組織と硬度は機械加工性の判断に用い、金属組織にベイナイトが混じりHRB87以上の硬さになると、切粉が繋がり自動加工ラインの運転障害になるので、フェライト+パーライト組織でかつHRB<87を判断基準とした。また、鍛造熱処理後はショットブラスト処理を行い、従来法で実施していた処理時間(目視観察で表面スケール除去までの時間)に比較して、本焼準処理での処理時間の比率を求めることで、その改善効果を示した。
ショットブラストは0.8mm径の鋼球を用い、その投射時間の削減割合で効果を示した。機械加工後浸炭焼入を行い、浸炭焼入粒度を測定した。
浸炭焼入粒度に関しては、通常のガス浸炭焼入で実施して測定した。なお、浸炭温度は表中に記載したが、焼入温度は850℃で30分保持した後実施した。ここで浸炭処理時間は2時間としたが、拡散時間を合わせて処理時間は6時間とした。表中にはピクラルで腐食して測定した浸炭焼入粒度を記載したが、50μm以上の粗大粒が観察された場合は、×で示し、粗粒化したと判断しNGとした。
表2の試作例1〜3及び9〜11に本発明の実施例を、表2の試作例4〜8及び12〜16に比較例を示す。
表2に示すように、試作例No.1〜3は本特許の鋼材の成分を満足し、鍛造条件、熱処理条件も満足している本特許の実施例である。いずれも、得られた金属組織はフェライト+パーライト組織であり、機械加工性に関してもHRB硬度で80〜85の範囲で推移しており、問題ないレベルであった。また、ショットブラスト処理も50〜60%であり、通常のショットブラスト処理に比較して約半分の処理時間に簡略化できた。表2、図1に示す焼準時間を1800s以下と短くすることにより、浸炭焼入れ粒度に関しても25μm以下のサイズであり、粗粒化を生じていなかった。
試作例No.4はAlとNの含有量が本特許の成分から高めに外れた成分系であり、本特許の製造条件で実施しても粗粒化を抑制することができなかったのでNGとした。これは、1250℃加熱でもAlNの固溶が十分に図れなかったためと考えられる。
試作例No.5は鍛造温度が940℃と低く、鍛造時に加工誘起析出したAlN析出物が100nm程度の比較的大きく析出した結果、浸炭処理時のピン止め効果が薄れたためと思われる。また、本試作は焼準後の冷却速度が0.90℃/sと速く、表面硬度がHRB87、金属組織がフェライト+パーライト+ベイナイトとなっている。焼準時の冷却速度は0.60℃/sより遅くしないと金属組織にベイナイトが混入し、硬い組織になることが判明し、機械加工性が劣化するのでNGとした。
試作例No.6は焼準時の860℃以上の処理時間が3000sとなっており、1800sを大幅に超えた条件で試作している。1050℃鍛造加熱・900℃鍛造した本試作では、860℃以上の温度域で1800s以上の処理を行うと、ピン止め効果を発揮するAlNの析出物が、f=5、x=180とf≧xの関係を満たさず、固溶・凝集化されてピン止め効果を失い、浸炭焼入れγ粒の粗粒化を招いている。加えて、ショットブラスト時間が300%となっており、スケール生成量増加により脱スケールに時間を要することが判明し、NGとしている。
試作例No.7は細粒化元素のNbとTiを併せて添加した成分系にもかかわらず、鍛造加熱温度を1000℃と低くし、鍛造温度を940℃まで低くすると他の製造条件を満足しても粗粒化を防げない結果となっており、NGとした。
試作例No.8は、焼準時の昇温速度を1.00℃/sと速くし、かつ焼準時の冷却速度を0.85℃/sと速めたものである。鋼材の成分はAlとNが高めに外れた成分系であり、1200℃鍛造加熱でも十分なAlNの固溶が図れず、加えて焼準時の昇温速度と冷却速度を速めた試作条件である。鍛造加熱時に十分なAlNの固溶が図れず、かつ焼準時にAlNの析出を図れなかった結果、浸炭焼入れγ粒が粗粒化している。
すなわち、本発明は、特定の成分と製造条件に従って鍛造焼準処理を実施すれば、適切なAlNの微細分散が図れて、浸炭焼入れγ粒の粗粒化が排除でき、結果として浸炭歪の軽減された、疲労強度の高いCVT用プーリー、ミッションギア、デファレンシャルギアなどが製造できることが判明した。
ちなみに試作例No.1〜8のAlN析出物の析出状況は、表2にも併記しているが、No.1:x=20nm、f=500個/μm2、No.2:x=15nm、f=130個/μm2、No.3:x=25nm、f=100個/μm2、No.4:x=200nm、f=4個/μm2、No.5:x=100nm、f=10個/μm2、No.6:x=180nm、f=5個/μm2、No.7:x=500nm、f=3個/μm2、No.8:x=300nm、f=3個/μm2であった。
図2に、AlN析出物の単位面積(1μm2)当たりの個数(f個)と平均粒子径(xnm)との相関を示す。
ここで、xを平均粒子径として用いたのは、すべての析出物の粒子径を図2にプロットできないので、平均粒子径を各サンプルの代表の粒子径として用いた。
また、図3に示す写真1には表2の試作例3(実施例)のFE−SEM観察の一例を、写真2には表2の試作例8(比較例)のFE−SEM観察の一例を示す。
また、E鋼を用い、焼準処理時の860℃以上のオーステナイト域の処理時間によるAlN析出物の析出形態の変化を調べた。処理時間は300s、3000s、6000sの3条件である。その時の析出物のFE−SEM観察写真が、図3に示す、写真3(No.9)、写真4(No.10)、写真5(No.11)に相当する。析出形態の違いによるピン止め効果の差異を評価するためには、実用温度の中でも高い浸炭温度の980℃で実施した。浸炭時間を2時間、拡散時間と合わせて6時間とした。No.9はAlN析出物は単独析出が主体で平均粒子径xが16nm、単位面積(1μm2)当たりの個数fが150個で、オーステナイト粒径が15μmであり粗粒化しない。No.10はx=33nm、f=70個であり、同じ980℃浸炭でオーステナイト粒径が24μmと粒成長していた。写真4は3000sの長時間処理した場合であり、2個の複合析出した析出物が観察された。300s処理で析出した析出物が部分的に固溶し、再析出・凝集化しており平均粒子径は33nmと大きくなり、析出個数はf=70個と低下し、ピン止め効果が減じられていた。No.11は更に6000sという長時間処理したサンプルである。3個以上複合析出した析出物も認められ凝集化が更に促進されていた。長時間処理のため析出物は51nmと平均粒子径が大きくなるが、析出個数はf=100個と増加しているが、ピン止め効果は改善されずオーステナイト粒径が29μmと更に粒成長するも粗粒化は回避されていた。すなわち、860℃以上の温度域で長時間保持されるとAlN析出物は固溶、再析出・凝集の工程を経て、単独析出から2個或いは2個以上の複合析出物として析出し、同じ大きさの析出物でもピン止め効果が小さくなることが判り、AlN析出物の内、単体で析出している粒子径が5〜40nmのAlN析出物が、1μm2当たり、20個以上300個以下であることが好ましいことがいえる。
試作例No.12〜No.16は、Nb或いはTiの添加量が本特許から大きく外れた比較鋼であるF鋼、G鋼、H鋼を用い、本発明の条件に従って試作した実施例であるが、AlNよりNbやTiの方が窒化物の生成傾向が強く、NbやTiの窒化物や炭窒化物或いはNbとTiの複合窒化物や複合炭窒化物と推定される大きな未固溶の析出物が観察され、浸炭焼入材には50μm以上のオーステナイト結晶粒の粗大粒が認められNGと判定された。
試作例No.12〜16の析出物の析出状況を表2、図2に示すが、No.12:x=1000nm、f=1個/μm2、No.14:x=2000nm、f=1個/μm2、No.15:x=3000nm、f=1個/μm2、No.16:x=4000nm、f=1個/μm2であった。No.13は観察視野内で析出物が認められず、f=0個/μm2であり、表2、図2にデータを示すことができなかった。
従来より議論されているように、はだ焼鋼は基本的には浸炭時の粗粒化に配慮した成分系とする必要があり、成分系の配慮された鋼で本発明のはだ焼鋼の鍛造熱処理品の製造が可能であることはいうまでもないことである。
Claims (2)
- 粒子径が1〜100nmのAlN析出物が、1μm2当たり、20個以上10000個以下を有し、かつ、1μm2当たりの個数をf個、平均粒子径をxnmとした場合にf≧xの相関で微細分散析出したフェライト+パーライト組織鋼であり、かつ、C:0.10〜0.35重量%、Si:0.01〜0.80重量%、Mn:0.30〜1.80重量%、P:0.020重量%以下、S:0.020重量%以下、Cu:0.15重量%以下、Ni:2.50重量%以下、Cr:0.30〜2.50重量%、Mo:1.00重量%以下、Sol.Al:0.020〜0.060重量%、Nb:0.060重量%以下、Ti:0.050重量%以下、N:0.010〜0.025重量%及びO:0.0020重量%以下を含有することを特徴とするはだ焼鋼の鍛造熱処理品。
- 前記AlN析出物の内、単体で析出している粒子径が5〜40nmのAlN析出物が、1μm2当たり、20個以上300個以下であることを特徴とする請求項1に記載のはだ焼鋼の鍛造熱処理品。
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