JP2016003395A - 優れた特性を有している表面処理機械部品用鋼、並びにその鋼の部品及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】誘導加熱後に焼入れする表面処理を行うことと両立できる炭素含有量を有する新規の鋼グレードを用いた機械部品を提供する。
【解決手段】組成が、重量%で、0.35%≦C≦0.50%、0.30%≦Mn≦1.50%、痕跡量≦Cr≦1.50%、0.05%≦Mo≦0.50%、0.15%≦Si≦1.20%、痕跡量≦Ni≦1.0%、痕跡量≦Cu≦1.0%、痕跡量≦V≦0.35%、痕跡量≦Al≦0.10%、痕跡量≦B≦0.005%、痕跡量≦Ti≦0.10%、痕跡量≦Nb≦0.10%、痕跡量≦S≦0.15%、痕跡量≦Ca≦0.010%、痕跡量≦Te≦0.030%、痕跡量≦Se≦0.050%、痕跡量≦Bi≦0.050%、痕跡量≦Pb≦0.100%、痕跡量≦N≦0.020%、残部がFe及び精錬の結果生ずる不純物であり、かつ、C、Mn、及びCrの含有量が、(830-270C%-90Mn%-70Cr%)≦620である鋼。この鋼でできた機械部品の製造方法、及びそれによって得た機械部品。
【選択図】図２

Description

本発明は、熱間成形（特に、鍛造又は圧延）によって得られ、その製造工程中で、制御された深さにわたって高い硬度を有するミクロ組織を得る目的で、表面硬化のための熱処理に供される、優れた特性を有している機械部品用鋼に関する。

これらの鋼でできた部品は、その例に限定はなく、圧延され小片にされた後に機械加工された歯車、又は自動車用クランクシャフトであってよい。

優れた機械的特性を有する部品を造るため、現在では、所謂「マイクロアロイ」鋼というグレードの鋼を使用することが知られており、この鋼は、鍛造又は熱間圧延後に、如何なる熱処理なしでも、通常のフェライト−パーライトグレードよりも優れた機械特性を得ることができる。

このように、３８ＭｎＳｉＶ５グレード（およその質量％で、０．３８％のＣ、１．２５％のＭｎ、０．６％のＳｉ、０．１２％のＶを含有する）は、自動車用クランクシャフトの製造に広く用いられており、部品の典型的な大きさを考慮しても、最高で９００ＭＰａオーダの引張強さＲｍを可能にする。また、炭素を０．３８％含有するため、誘導加熱後に焼入れして部分加熱表面処理をした後、６２０〜６５０Ｈｖ相当以上の硬さを、製品の表面領域で得ることを保証する。

しかし、フェライト−パーライト組織は、誘導加熱で表面焼入れするような急速部分硬化処理には最適ではないことが知られている。それどころか、初析フェライト領域は、典型的には数十μｍの大きさが測定され、著しい炭素欠乏領域を形成する。したがって、焼入れ後に均質なオーステナイトを回復するため、相応の長さにわたって、炭素の拡散が必要とされる。これが、従来のオーステナイト化方法に対して問題がなければ、誘導加熱（又は代替案としてのレーザ表面硬化）による焼入れのために使われる非常に短い時間によって、旧フェライト粒は、焼入れ時に、炭素欠乏のままであろう。その結果生じたミクロ組織は、不均質である。

バルクの３８ＭｎＳｉＶ５（又はフェライト−パーライトグレードの他のマイクロアロイ）の機械特性が、意図する用途に対して不十分であると見込まれるならば、複数の所謂「焼入れ−焼鈍」マルテンサイトグレード、例えば、４２ＣｒＭｏ４（およそで、０．４２％のＣ、１％のＣｒ、０．２％のＭｏを含む）がある。これらのグレードで造られた部品は、鍛造、圧延、又は他のあらゆる熱間成形法に続き、オーステナイト化及び焼入れ熱処理を必要とし、エネルギーコストが常に増加するという欠点は言うまでもない。それでも、マルテンサイト組織は、強力な焼き戻しをしなくとも、フェライト−パーライト組織より、すっとオーステナイト化しやすいことが、１つの利点である。

今日、鍛造部品又は圧延前棒で、制御冷却又はそれに続く熱処理をすることなく、優れた機械特性を得られる鋼には、たくさんのグレードがある。表１に示す文献に記載される、このようなグレードは、成形後にベイナイト主体のミクロ組織を得ることを基本とする。表１に示すように、それらは、０．３５％以下の様々な炭素含有量を基本とする。これらの含有量は、この書面で記載される全ての含有量と同じく、重量含有量である。

２つの先行例は、他例と区別できる。第１に、ＥＰ−Ａ−０ ７１７ １１６は、実際のところ、ベイナイト組織を初期に得ることには関係がないが、このような組織を得るであろう、部品の後続する部分加熱には関係がある。第２に、ＥＰ−Ｂ−０ ７８７ ８１２は、実際のところ、ベイナイト組織を導く複数のグレードには関係するが、それらは、次に述べる、別の限定がある。

ここで、簡単に見直しすると、本発明に関係する表面硬化処理は、第１段階で、部品の表面近傍領域を部分加熱をすること（それゆえ、多くの場合、急速に）、そして、第２段階で、表面近傍、即ち、予め加熱した領域でフレッシュマルテンサイトを主として得るために、焼入れすること、からなるものである。そのとき、このような領域で得られる硬さは、基本的に、用いられる鋼のグレードの炭素含有量によって制御される。通常、Ｃの含有量が０．１％であると、Ｈｖ硬さは、およそ４００〜５００となり、Ｃの含有量が０．６％であると、Ｈｖ硬さは、およそ９００〜１０００となり、これらの範囲のいずれも、硬度とＣ含有量とで、直線関係を有する。

炭素含有量が０．３５〜０．３７重量％未満であると、およそ６５０〜７００のＨｖ硬さを確実に得ることは難しい。そこで、現在では、所謂「ベイナイト化」手法を用いない、特定の組成がある。

これまでに観ることができたように、ベイナイトグレードは、マイクロアロイのフェライト−パーライトグレードと比べて、中心部における機械特性の改善の提供、あるいは、焼入れ−焼鈍されるグレードが有するのと同等の特性を、いかなる熱処理も必要とせずに得ることを可能にするであろう炭素含有量を有する。また、ベイナイト組織は、充分に自身を迅速にオーステナイト化し、そして、フェライト−パーライト組織と比べて、さらなる利点を提供することは、続いて説明する。

しかし、これらの「ベイナイト化手法」は、高い炭素含有量で達成することは難しい。

もちろん、当業者にとって周知であるように、熱処理をするかどうかに全くの自由度があれば、ほとんどの特殊鋼について、鋼中で可能な全ての組織を得ることができる。例えば、炭素鋼Ｃ５０の４００℃における等温変態は、ベイナイト組織を得るために、考え出された。このため、先ず、部品はオーステナイト化され、その後、所望の変態温度まで焼入れされ、室温に冷却される前に、変態が完了するまで、この温度で保持されなければならない。しかし、フェライト−パーライト組織の形成を防止するため、これは、オーステナイト化温度と変態温度との間を、約１００℃／秒の高速で冷却することを要する。したがって、焼入れにソルトバスを用いたとしても、この限定は、部品全体でベイナイト組織を得る可能性を制限し、部品は小さい部品（数ミリの肉厚）に限られる。

よって、この例に観られるように、ベイナイト組織を得ることを原理的に常に可能にするには、適用法と部品の大きさとの切り離せない組合せの限定によって、その組織を得ることの困難さをしばしば生じるであろうし、鋼のグレードを選ぶことを要するであろう。したがって、先の例で、フェライト−パーライト組織の形成を防止するためには、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｍｏ等の合金元素の含有量を増加する必要がある。そのとき、ベイナイト変態は非常に遅くなるため、もはや連続冷却することはできないおそれがある。そして、炭素含有量の減少を招くのは、炭素は、オーステナイトからベイナイトへの変態速度に、最も影響を与えるといってよい元素だからである。これは、表１で示される解決法が、全体として、炭素量を０．２５％未満にすることを優先しており、典型的な事例とされている理由である。

よって、本発明の目的は、誘導加熱後に焼入れする表面処理を行うことと両立できる炭素含有量（したがって、≧０．３５％）を有する、新規の鋼グレードを提案することであり、熱間成形後に、優れた機械的特性を得ることを実現させることである。このため、特に、熱間圧延又は熱間鍛造後に自然冷却することによって、肉厚が２０〜１００ｍｍである典型的な大きさを有する部品で、主としてベイナイトである組織を得ることを、その鋼グレードは実現するべきである。そして、それによって、最低でも９２０ＭＰａの引張強さＲｍ（直径８０ｍｍ）を、あるいは、フェライト−パーライトでのマイクロアロイの最良手法によるよりも、少なくとも１０％は優れることを、達成する。

明示されることとして、本発明の範囲において、「主としてベイナイトである組織」とは、マルテンサイト及び／又はフェライト−パーライトが最大で２０％存在するが、残留オーステナイトは、ベイナイト組織中の不可避な部分であるとされることを意味する。

さらに明示されることとして、時折、「アシキュラーフェライト」又は「粒内ベイナイト」と称されるベイナイトの形態は、本発明におけるベイナイト組織から明瞭に考慮されず、「ベイナイト」という用語は、一般的に理解されるべきであるため、フェライト−パーライト、ウッドマンステッテンフェライト、又はマルテンサイトを除外する。

この目的のため、本発明の対象は、
組成が、重量％で、
０．３５％≦Ｃ≦０．５０％、
０．３０％≦Ｍｎ≦１．５０％、
痕跡量≦Ｃｒ≦１．５０％、
０．０５％≦Ｍｏ≦０．５０％、
０．１５％≦Ｓｉ≦１．２０％、
痕跡量≦Ｎｉ≦１．０％、
痕跡量≦Ｃｕ≦１．０％、
痕跡量≦Ｖ≦０．３５％、
痕跡量≦Ａｌ≦０．１０％、
痕跡量≦Ｂ≦０．００５％、
痕跡量≦Ｔｉ≦０．１０％、
痕跡量≦Ｎｂ≦０．１０％、
痕跡量≦Ｓ≦０．１５％、
痕跡量≦Ｃａ≦０．０１０％、
痕跡量≦Ｔｅ≦０．０３０％、
痕跡量≦Ｓｅ≦０．０５０％、
痕跡量≦Ｂｉ≦０．０５０％、
痕跡量≦Ｐｂ≦０．１００％、
痕跡量≦Ｎ≦０．０２０％、
残部がＦｅ及び精錬の結果生ずる不純物であり、かつ、
Ｃ、Ｍｎ、及びＣｒの含有量が、（８３０−２７０Ｃ％−９０Ｍｎ％−７０Ｃｒ％）≦６２０であること、
を特徴とする、優れた特性を有する表面処理機械部品用鋼、
である。

前記表面処理機械部品用鋼は、痕跡量≦Ｎｉ≦０．５％を含んでもよい。

前記表面処理機械部品用鋼は、０．１５％≦Ｍｏ≦０．３０％を含んでもよい。

前記表面処理機械部品用鋼は、０．００５％≦Ａｌ≦０．１０％を含んでもよい。

前記表面処理機械部品用鋼は、０．０００５％≦Ｂ≦０．００５％を含んでもよい。

前記表面処理機械部品用鋼は、０．００５％≦Ｔｉ≦０．０３％を含んでもよい。

前記表面処理機械部品用鋼は、０．０００５〜０．００５％のＢを含むならば、それは、Ｔｉ≧３．５Ｎであるとともに、痕跡量≦Ｎ≦０．００８０％を含んでもよい。

前記表面処理機械部品用鋼は、０．００５％≦Ｓ≦０．１５％を含んでもよい。

また、本発明の対象は、
次の工程を含むことを特徴とする、鋼機械部品の製造方法である：
既に述べた組成の鋼を、鋳造し、凝固させること；
前記凝固された鋼の熱間成形を、オーステナイト領域で、特に、鍛造又は熱間圧延によって行い、熱間成形半仕上製品を得ること；
前記熱間成形半仕上製品を、合計で最大２０％のマルテンサイト及び／又はパーライト及び／又はフェライトを含むベイナイト組織を与える速度で冷却すること；
選択的に、１つ又は複数の機械加工操作により、前記部品を所望の形状にすること；
部分熱処理により、僅かな又は未焼鈍のマルテンサイト組織を局部的に得ること；
選択的に、矯正によって、前記部品を最終形状にすること。

前記部分熱処理は、表面処理であってよい。

前記表面処理は、誘導加熱後の局部焼入れによる表面処理であってよい。

前記熱間成形半仕上製品の冷却は、２００〜４００℃で３０分〜８時間にわたる焼鈍後であってよい。

前記部分熱処理は、１５０〜３５０℃での焼鈍後であってよい。

前記機械加工の前又は後に、２００〜４００℃で１〜２時間にわたって施す焼鈍を行ってよい。

前記半仕上製品の熱間成形後の冷却を、平静空気中で行ってよい。

前記半仕上製品の熱間成形後の冷却を、脈動空気中で行ってよい。

本発明の対象は、前記方法によって得られたことを特徴とする、鋼機械部品であってもよい。

これは、圧延された後、小片に切断された棒鋼から機械加工された歯車であってよい。

これは、溝部及び／又はクランクピン及び／又はベアリング部が前記部分熱処理手段で強化された鍛造クランクシャフトであってよい。

本発明は、充分に特徴づけられた鋼組成と、先に定義された意味でのベイナイトが大部分を占める金属組織とに基づき、後者は、平静又は脈動空気中での冷却といった簡便な手段で得られる、ということが理解されよう。

本発明は、次に続く記載を読み、以下の図面を参照することで、よりよく理解される。

図１は、３８ＭｎＳｉＶ５タイプの参考鋼でできた、誘導加熱による焼入れで表面処理したクランクシャフトを、その表面から溝部の芯へ向かって測定した、処理領域における２つの異なる部位、即ち、ベアリング部と一般フレット部の硬さＨｖ０．５を示す。 図２は、本発明による鋼について、図１と同様に行った硬さ測定の結果を示す。

上述した方法の条件に関し、本発明のグレードによって、少なくとも９２０ＭＰａ以上、そして１１５０ＭＰａに達することもある引張強さＲｍと、その一方で、先に述べた処理（例えば、誘導加熱による表面焼入れ）で硬化された領域における約６５０Ｈｖの硬さとを得ることができる。

しかし、これらのグレードは、鍛造して自然冷却後、又は自然冷却後熱間圧延状態のままのバルクにおける機械的性質に関し、比較的低いＲｅ／Ｒｍ比を示し、それは、０．５５〜０．７０で変化し、同一の機械的強度の焼入れ−焼鈍グレードで得られる弾性限界Ｒｅ強度よりもずっと低い値である。このことは、部品の意図する用途に対し、必要に応じて、２００〜４００℃の温度で焼鈍すること、あるいは、Ｖ添加を、少なくとも０．１％の量で行った場合には、５５０〜６８０℃の温度で焼鈍することを利用することにより、改善される。

本発明に係るグレードにおける様々な元素の組成範囲の選択は、ここに理由付けされる。既に述べたように、全ての含有量は重量％で示される。

Ｃの含有量は、０．３５〜０．５０％である。この範囲は、これまで、自然冷却中にベイナイト組織を得るのに非常に好ましくないとされていたが、既に議論した局部処理（誘導加熱、レーザ加熱等）に関係する領域で、最低硬さを約６００Ｈｖにする要件として必要とされる。０．５０％を超えると、本発明が主として対象とする部品の製造に関し、工業として一般的に適用され得ないほど厳密に、部品全体の冷却経路を制御しない限り、均一なベイナイト組織を得ることが困難に又は不可能にさえなる。

Ｍｎの含有量は、０．３０〜１．５０％である。マンガンは、クロムとともに用いられ、連続冷却中のベイナイト形成開始温度Ｂｓを低下させる。しかし、Ｍｎは、偏析バンドの形成の著しい要因となり、その偏析バンドは、炭素の規定含有量範囲内で、特に有害である。そして、冷却経路にもよるが、その偏析バンドは、非常に硬質のマルテンサイトバンドの形成を招く。この理由から、Ｍｎの上限は１．５％である。

Ｃｒの含有量は、痕跡量〜１．５％である。本発明において、Ｃｒは、Ｍｎと同様に用いられ、ベイナイト形成開始温度Ｂｓを低下させる。

Ｃ、Ｍｎ、及びＣｒの含有量は、さらに、（８３０−２７０Ｃ％−９０Ｍｎ％−７０Ｃｒ％）≦６２０であるべきである。この値（後に、Ｂｓ’として言及される）は、得られるであろうＢｓの値と、関連はあっても、厳密には整合しないことに留意すべきである。これは、Ｍｏの効果が、それとは故意に切り離されれいるからである。そして、Ｍｏは、ずっと重要な点として、フェライト−パーライト変態に影響を与え、それは、ベイナイト変態に対する影響よりも、大変目立った抑制効果であり、ベイナイト変態への影響は小さい。したがって、それは、所望のベイナイト変態開始温度への影響は小さくはないが、フェライト−パーライト変態に対する働きだけである。Ｂｓ’が６２０を超えてはならない理由は後述する。

Ｓｉは、０．１５〜１．２０％含有する。これは、よく知られるように、シリコンは、ベイナイト変態時に炭化物の形成を防止する。しかし、技術文献に示される、この効果を得るための下限は、１．２又は１．５％あたりである。このことは、後述するように、本発明は、特に、発明者らによる発見に基づき、実際にところ、下限は、関連する組成に対して著しく低く、特に、約０．５〜０．６％、あるいは、それよりも低い。さらに、Ｓｉのレベルは、機械強度の値を所望の範囲に維持するための調整に用いられてもよいとされるであろう。１．２％を超えてＳｉを添加するのは好ましくない。そのような添加は、鍛造時又は熱処理時の偏析及び脱炭の問題を悪化させるためである。そのような添加は、本発明において、Ｃ含有量が比較的多いときには、特に避けるべきである。そして、それによって、偏析バンドは、非常に硬質なマルテンサイト組織を伴って、再度、観られるようになるであろう。

Ｎｉは、痕跡量〜１．０％、好ましくは、痕跡量〜０．５％含有する。Ｎｉは、原材料を通じて導入される残留元素として、もっぱら存在するか、Ｂｓ温度を低減するのに寄与させるため、少量添加される。しかし、その含有量は、１．０％以下に制限され、コスト上の理由から０．５％が好ましい。というのも、この元素は高価であり、市場でその価格が著しく変動しがちだからである。

Ｍｏは、０．０５０〜０．５０％、好ましくは、０．１５〜０．３０％含有する。焼入れ性に対するモリブデンの働きは、充分に立証されている。モリブデンは、フェライトとパーライトの形成を避ける可能性を与えるにもかかわらず、モリブデンは、ベイナイトの形成速度を低下させることはなく、低下させるとしても僅かである。したがって、モリブデンは、部品の直径により、様々な量で添加される。モリブデンの第２の利点は、焼鈍時の可逆的脆性に対する感受性を制限できることである（Ｂｈａｄｅｓｈｉａ， Ｍａｔｅｒ， Ｓｃｉ． Ｆｏｒｕｍ， Ｈｉｇｈ Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ Ｂａｉｎｉｔｉｃ Ｓｔｅｅｌｓ， Ｖｏｌ ５００−５０１， ２００５）。本件において、偏析を制限しなければならないという要求により、Ｍｎを高含有量にすることの困難性により、Ｍｏの使用を特に必須にする。上限は、主として経済的理由によって決められる。

Ｖは、痕跡量〜０．３５％含有する。バナジウムを添加することによって、Ｍｏで達成したのと同様に、焼入れ性を向上させることができるが、一方で、フェライト−パーライトの形成速度を実質的に低減し、ベイナイト変態速度の低下を実質的に抑制する。ベイナイト変態中にＶが析出しない限りにおいて、先に述べたように、Ｖによって、部品の後続する焼鈍中に、２次硬化、及び弾性限界Ｒｅの顕著な増加が得られる。その添加は、経済的な理由から、０．３５％を上限とする。

Ｃｕは、痕跡量〜１．０％含有し、Ｃｕは、硬化に寄与するために、選択的に用いられてよいが、１％を超える量で適用されると、高温で液相金属の形成によって著しく脆くなるという困難を生じ、それは、圧延作業者たちに、クレージングまたは「オレンジピール」という名称で知られている問題を招く。

Ａｌは、痕跡量〜０．１０％、好ましくは、０．００５〜０．１０％含有する。Ａｌは、鋼の脱酸を確実にするため選択的に添加され、高温で保持されたとき（例えば、浸透処理）、オーステナイト粒の過剰な成長を防止する。高温保持は、本発明の方法が適用された後の部品に対して行われるであろう。

Ｂは、痕跡量〜０．００５％、好ましくは、０．０００５〜０．００５％含有する。この選択元素は、大きい直径を有する部品に対して使用してもよく、フェライトの存在を制限することによって、組織の均一性を保証する。この場合、Ｂは、Ｔｉと組み合わせて添加されるのが好ましく、Ｔｉは、窒素を捕えて窒化物を形成し、それにより、窒化ホウ素の形成を回避する。このようにして、全てのホウ素は、固溶状態で維持され、それにより、組織均一化の役割を果たすことができる。

Ｔｉは、痕跡量〜０．０３％、好ましくは、０．００５〜０．０３％含有する。これは、既に述べたように、この選択元素は、主として、ホウ素を有するグレードと一緒に用いられるべきである。ホウ素と一緒に精錬した場合には、ホウ素は少なくとも５ｐｐｍであり、Ｎは多くとも８０ｐｐｍに制限されるであろうし、Ｔｉの添加は、Ｔｉ≧３．５Ｎの関係を実現することを確かめるべきである。

Ｎｂは、痕跡量〜０．１０％含有する。この選択元素は、鍛造又は熱間圧延の後に、オーステナイト組織を調質するために用いられる。その結果、ベイナイトパケットの大きさを低減し、ベイナイト変態を促進する。

Ｓは、痕跡量〜０．１５％含有する。これは、よく知られているように、この元素は、必要に応じて、本発明に関する鋼のタイプにおいて、比較的高いレベルで残留されてもよく、あるいは、随意的に添加されてもよく、鋼の切削性を改善する。そのとき、Ｓの含有量は、０．００５〜０．１５％である。Ｓの存在を意義あるものにするため、０．０１０％以下のＣａ及び／又は０．０３０％以下のＴｅ及び／又は０．０５０％以下のＳｅ及び／又は０．０５０％以下のＢｉ及び／又は０．１００％以下のＰｂと一緒に添加されることが好ましい。Ｓの含有量が低い場合であっても、これらの元素が本発明の鋼中に認められても、特段に悪影響はない。

本発明に係る鋼中に含まれる他の元素は、鉄と、精錬の結果生ずる不純物とであり、関連する鋼のタイプにも通常存在する。

様々な元素に対して述べた優先的な範囲は、互いに独立している。したがって、これらの優先的範囲の１つ又はいくつか、並びに他の範囲ではない組成に限定した鋼は、本発明の１つとされるであろう。

工業的には、部品は、既に述べた組成を有する小鋼片（スラグ）、棒鋼（バー）、又は大鋼片（ブルーム）を、熱間鍛造又は熱間圧延等の熱間成形する方法によって製造される。また、部品の製造方法は、棒鋼（又は他の半仕上製品）の機械加工方法を含んでよく、既に述べた方法の第１ステップに従って後の製造が行われた場合に、使用の準備とされる。

任意の方法（造塊法又は連続鋳造法）によって、所望の組成を有する鋼を鋳造及び凝固した後、工業的方法は、先ず、オーステナイト域（典型的であって特殊ではない、１１００〜１３００℃の範囲）で熱間成形を行い、次いで、自然冷却することが必要である。本発明の重要なポイントの１つは、鍛造又は圧延後に行うであろう熱処理なしに、そして、熱間成形後、冷却速度を高度に限定した特殊な制御なしに、平静空気中で自然な冷却であっても、優れた機械的特性を得ることができることである。それにもかかわらず、設備がこれを許すのであれば、ある特定の場合について、冷却することを行ってもよく、これは、部品の直径（大きな直径を有し、冷却が遅すぎることによって、フェライト及び／又はパーライトが多量に生成してしまう直径）、あるいは、自然冷却で得たものよりも優れた機械的特性を得るためのいずれかによる。脈動空気を用いた冷却は、この目的の達成に充分足りるであろう。しかし、マルテンサイトが多量に生成する原因となる点までは、冷却が速すぎないように配慮すべきである。当業者は、システマチィックな典型的手法及び試験によって、部品の大きさに対して最適な冷却時間を決定できるであろう。

また、冷却に続いて低温焼鈍熱処理（２００〜４００℃で３０秒〜８時間）を行うことにより、本発明のグレードは、硬度を増加させることなく、かつ衝撃値を低下させることなく、弾性限界を著しく増加させることができる。

関連部品の素性及び製造者からの要求によって、鍛造又は熱間鍛造に続いて、及び／又は選択的焼鈍の後に、１つ又はいくつかの機械加工操作を行ってもよく、最終製品として所望される大きさ及び特定の表面性状を得ることができる。

既に述べたように、自然冷却によって、要求される機械的特性が得られることが多いため、ある一定の場合において、鍛造又は熱間圧延された半仕上製品（例えば、棒鋼）から始めて、使用できるように準備することによって、それらの特性は達成される。後者（熱間圧延された半仕上製品）は、後述するように、既に所望の金属組織（主としてベイナイト）を有している場合である。本発明の鋼の組成は、半仕上製品の大きさによって、その容量全体で、適正な冷却速度になるのであれば、通常の条件で行われた鍛造又は熱間圧延された半仕上製品の単純空冷の後で、目標の組織を自然と得られる可能性がなくならない組成である。

次いで、部分熱処理、特に、半仕上製品の表面処理が、僅かな又は未焼鈍のマルテンサイト組織を局部的に得ることを目的に行われ、例えば、誘導加熱後に部分焼入れをし、そして、選択的に、１５０〜３５０℃で焼鈍することによる表面処理が挙げられる。

これらの部分処理は、自動車及びトラック用のステアリングラック、溝部、あるいは、クランクピン及び／又はクランクシャフトベアリング等の局部強化として周知な方法で行われる。

最後に、矯正が選択的に行われ、部品を最終形状にし、かつその表面を特定の性状にする。

全ての場合において、本発明で特定される炭素含有量は、局部硬化領域（誘導加熱、レーザ加熱に限られず、局部的に加熱及び冷却することによって表面硬化できる、機能的に相当なあらゆる方法による）での適正な硬さを保証する。

行われる処理のリストは、必ずしもこれに限られるものではなく、例えば、他の熱的若しくは熱化学的若しくは成形処理が、それらに付加されてもよいことを理解すべきである。主なポイントは、熱間成形とそれに続く冷却は、特定の組成を有する鋼に対して行われ、その結果、好ましくは、少なくとも８０％以上のバイナイト組織が得られることであり、この組織で、局部熱処理が行われ、僅かな又は未焼鈍のマルテンサイトが、この処理に関する領域に形成されることである。

本発明の組成を有する５つの鋼と、従来の３８ＭｎＳｉＶ５タイプの参考鋼とで得た結果について、これから述べる。これらの結果は、研究用鋳物を４０ｍｍの丸棒に鍛造、あるいは、工業用鋳物を異なる直径の棒鋼に鍛造若しくは熱間圧延して得た。これらの試料の組成を表２に示し、先に定義したパラメータＢｓ’の値を併記した。Ｂｓ’は、ベイナイト変態開始温度Ｂｓと関連するが、常に、Ｂｓよりも低い値である。表２に明記されない他の元素は、痕跡量で存在しているだけであり、いかなる冶金学的効果を奏しない。

参考例と発明例の試料は、工業的条件で精錬され、８０ｍｍの棒鋼に熱間鍛造されて仕上げられたことに由来する。他の試料は、研究室で４０ｍｍの棒鋼に鍛造された試料である。

表２：試験された試料の組成とＢｓ；Ｔｉ、Ｎｂ、及びＢの含有量は、これらの元素がそれぞれ存在する場合には、それぞれ、０．０３０％、０．０２５％、及び０．００３％である。

すべての試料について、鍛造部品の状態で典型的な組織、特に、ＡＳＴＭの粒度５〜７を得て、それによって、１つの試料ともう１つの試料との比較の妥当性を確実にするため、棒鋼をオーステナイト化し、その後、それらを、特に操作されない平静な空気中で、それにより、冷却速度を特段に制御するということを意図することなく、自然に冷却した。工業的に、オーステナイト化が除外できないものであったとしても、オーステナイト化は、それ自体で本発明の方法のステップではないことは、明確にしておくべきである。しかし、オーステナイト化は、表３に示すミクロ組織を得ることを可能にし、そのミクロ組織は、熱間成形及び既に述べた後続する冷却の終了時に、工業的に得られるミクロ組織に相当する。したがって、これらの試験で、上述した全ての典型例について、局部焼入れが、本発明で要求される組成とミクロ組織を、この部分熱処理が行われる時点で有している鋼に対して適用される。

次に、すべての場合において、熱間成形後に、本発明の処理が棒鋼に施される。表３は、それによって得られた製品について測定された機械的特性（弾性限界Ｒｅ、引張強さＲｍ、Ｒｅ／Ｒｍ比、及び衝撃値ＫＣＵ）を示す。

ここで、得られた結果は、絶対的な意味において、それらの結果が示す特定の状況でのみ分析されるべきであることは、強調されるべきである。試験されたグレード間の階層性は残存しているであろうにもかかわらず、同じ大きさを有する全ての試料に対して区別がつくであろうし、この大きさは、ここで述べた例の大きさとは、異なるものとなり得る。

表３：オーステナイト化した後、特に操作されない平静な空気中で冷却された試料の機械的特性

これから判るように、参考例と比較して、本発明に相当する、シリコンを０．２〜０．３％しか含有しない鋼は、機械的特性の点で、小さな優位性を有する（発明例２の場合）か、ミクロ組織の均一性と衝撃値に劣っていても、顕著な優位性を有する（発明例１、即ち、平静空気中で冷却され、直径４０ｍｍの棒鋼にマルテンサイトの存在が認められるの場合）かのいずれかである。しかし、その後、これらのグレードが有する利点は、誘導加熱（又はそれと同等のもの）による焼入れ処理の範囲内であることに戻る。

本発明のＳｉの上限に関し、表２は、残留Ｓｉ含有量が実質的に１．２又は１．５％未満であっても、炭化物と残留オーステナイトの形成の抑制が達成できることを示しているが、文献では、１．２又は１．５％が、この効果を奏する値（下限）である。実際、Ｓｉの存在をより強力にすることのみによって鋼を区別し、発明例２及び発明例３の試料（それぞれ、Ｓｉ＝０．３１％及び０．２９％）を成立させている。これで判るように、Ｓｉの添加による組織の改良は、機械的強度Ｒｍの顕著な増加と関連し、どちらの場合も、参考例よりも非常に大きな値を有する（３０％までの増加）。そして、他の測定値であるＲｅ及びＫＣＵは、特に影響を受けていない。発明例４及び発明例５の試料のように、一層多くのＳｉ添加は、Ｒｍレベルをさらに上昇させることができる。

誘導加熱による表面焼入れ処理への感応性を比較するため、試験片は、クランクシャフト溝を誘導加熱して焼入れするために設計された工業用装置の一部で、取り扱われた。参考例及び発明例１に相当する鋼は、理想的な条件で取り扱われ、それは即ち、６０ｋＷで９回にわたって加熱し、１秒間に１回とし、そして、ミクロ組織と硬化深さが測定された。図１及び２は、フェライト−パーライトの参考例（図１）との比較で、初期ベイナイト（発明例１、図２）がもたらす利点を、明瞭に示している。実際、硬さの最大値が概ね同一であっても、参考例のフェライト−パーライトグレードは、オーステナイト化に著しい困難性を有し、それは、硬化深さの減少と、一層顕著な不均質とによって表されている。

さらに、走査型電子顕微鏡を用いた金属組織調査によって、参考例の試料に関し、旧フェライト粒の存在していた部位に、たとえ、それが表面から０．５ｍｍ未満であっても、マルテンサイトでない構成要素が存在していることが判明した。このタイプの構成要素は、発明例１の試料のものとは同一ではない。

Claims (21)

1. 次の工程を含むことを特徴とする、鋼機械部品の製造方法：
   組成が、重量％で、
   ０．３５％≦Ｃ≦０．５０％、
   ０．３０％≦Ｍｎ≦１．５０％、
   痕跡量≦Ｃｒ≦１．５０％、
   ０．０５％≦Ｍｏ≦０．５０％、
   ０．１５％≦Ｓｉ≦１．２０％、
   痕跡量≦Ｎｉ≦１．０％、
   痕跡量≦Ｃｕ≦１．０％、
   痕跡量≦Ｖ≦０．３５％、
   痕跡量≦Ａｌ≦０．１０％、
   痕跡量≦Ｂ≦０．００５％、
   痕跡量≦Ｔｉ≦０．１０％、
   痕跡量≦Ｎｂ≦０．１０％、
   痕跡量≦Ｓ≦０．１５％、
   痕跡量≦Ｃａ≦０．０１０％、
   痕跡量≦Ｔｅ≦０．０３０％、
   痕跡量≦Ｓｅ≦０．０５０％、
   痕跡量≦Ｂｉ≦０．０５０％、
   痕跡量≦Ｐｂ≦０．１００％、
   痕跡量≦Ｎ≦０．０２０％、
   残部がＦｅ及び精錬の結果生ずる不純物であり、かつ、
   Ｃ、Ｍｎ、及びＣｒの含有量が、（８３０−２７０Ｃ％−９０Ｍｎ％−７０Ｃｒ％）≦６２０である、優れた特性を有する表面処理機械部品用鋼を、鋳造し、凝固させること；
   前記凝固された鋼の熱間成形を、オーステナイト領域で行って、熱間成形半仕上製品を得ること；
   前記熱間成形半仕上製品を、合計で最大２０％のマルテンサイト及び／又はパーライト及び／又はフェライトを含むベイナイト組織を与える速度で冷却させること；
   部分熱処理により、僅かな又は未焼鈍のマルテンサイト組織を局部的に得ること。
2. 前記鋼が、痕跡量≦Ｎｉ≦０．５％を含むことを特徴とする、請求項１に記載の方法。
3. 前記鋼が、０．１５％≦Ｍｏ≦０．３０％を含むことを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。
4. 前記鋼が、０．００５％≦Ａｌ≦０．１０％を含むことを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の方法。
5. 前記鋼が、０．０００５％≦Ｂ≦０．００５％を含むことを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の方法。
6. 前記鋼が、０．００５％≦Ｔｉ≦０．０３％を含むことを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の方法。
7. 痕跡量≦Ｎ≦０．００８０％、かつ、Ｔｉ≧３．５Ｎであることを特徴とする、請求項５及び６に記載の方法。
8. 前記鋼が、０．００５％≦Ｓ≦０．１５％を含むことを特徴とする、請求項１〜７のいずれか１項に記載の方法。
9. 前記部分熱処理が、表面処理であることを特徴とする、請求項１〜８のいずれか１項に記載の方法。
10. 前記表面処理が、誘導加熱後の局部焼入れによる表面処理であることを特徴とする、請求項１〜９のいずれか１項に記載の方法。
11. 前記熱間成形半仕上製品の冷却が、２００〜４００℃で３０分〜８時間にわたる焼鈍後であることを特徴とする、請求項１〜１０のいずれか１項に記載の方法。
12. 前記部分熱処理が、１５０〜３５０℃での焼鈍後であることを特徴とする、請求項１〜１１のいずれか１項に記載の方法。
13. 前記半仕上げ製品の熱間成形後の前記冷却を、平静空気中で行うことを特徴とする、請求項１〜１２のいずれか１項に記載の方法。
14. 前記半仕上げ製品の熱間成形後の前記冷却を、脈動空気中で行うことを特徴とする、請求項１〜１２のいずれか１項に記載の方法。
15. 前記凝固された鋼のオーステナイト領域での熱間成形を、前記凝固された鋼の熱間鍛造又は熱間圧延によって行うことを特徴とする、請求項１〜１４のいずれか１項に記載の方法。
16. １つ又は複数の機械加工操作が、前記部品に所望の形状を与えることを特徴とする、請求項１〜１５のいずれか１項に記載の方法。
17. 前記機械加工操作の前又は後に、２００〜４００℃で１〜２時間にわたって焼鈍を行うことを特徴とする、請求項１〜１６のいずれか１項に記載の方法。
18. 矯正によって、前記部品に最終形状を与えることを特徴とする、請求項１〜１７のいずれか１項に記載の方法。
19. 請求項１〜１８のいずれか１項に記載の方法で得られたことを特徴とする、鋼機械部品。
20. 前記機械部品が、圧延された後、小片に切断された棒鋼から機械加工された歯車であることを特徴とする、請求項１９に記載の機械部品。
21. 前記機械部品が、溝部及び／又はクランクピン及び／又はベアリング部が前記部分熱処理手段で強化された鍛造クランクシャフトであることを特徴とする、請求項１９に記載の機械部品。