JP4347763B2 - 高温浸炭用鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車や産業機械等の機械部品に加工される鋼のうち、比較的高い温度で浸炭処理される浸炭用鋼およびその製造方法に関し、特に高温浸炭処理した場合であっても結晶粒の粗大化を招かないような高温浸炭用鋼、およびこのような浸炭用鋼を製造するための有用な方法に関するものである。
自動車部品、産業機械部品等において、歯車などのように耐摩耗性、耐衝撃性、疲労強度および靭性が要求される部材には、疲労強度や靭性を確保しつつ耐摩耗性や耐衝撃性を良好にする手段として、表面硬度を高くすることが効果的であることが知られている。こうした表面硬化法として、粗加工した部材に対して仕上げ加工する前にその表面を浸炭処理する方法が行われている。またこうした用途に用いられる鋼材は、「浸炭用鋼」若しくは「肌焼き鋼」と呼ばれている。
上記のような浸炭処理は、素材を浸炭雰囲気にて９１０〜９５０℃程度の温度で長時間保持する処理であり、生産性が悪いという問題がある。一方、高温で処理すると、保持時間を短くすることができるが、処理中に結晶粒（γ粒）が粗大化してしまい、母材の機械的性質の劣化や焼入れ歪の増大が生じるという問題がある。こうしたことから、より高温で浸炭処理を施しても結晶粒粗大化を抑制できる鋼材が要求されているのが実情である。
こうした観点から、これまでにも様々な技術が提案されている。例えば特許文献１には、ＮｂやＡｌを積極的に添加し、Ｎｂの析出物やＡｌとＮｂの複合組成［Ｎｂ（ＣＮ），ＡｌＮ］からなる析出物を所定量生成させ、これらの析出物によって結晶粒の成長を阻止する効果（ピンニング効果）を発揮させた肌焼き鋼が提案されている。また、特許文献２には、Ｂを必須成分として含有し、Ｔｉを０．１％超〜０．２％積極的に含有させることによってＴｉ炭化物、Ｔｉ複合炭化物等を析出させ、これによって結晶粒成長を抑制した肌焼ボロン鋼が提案されている。更に、特許文献３には、ＡｌやＴｉを積極的に添加し、ＡｌＮやＴｉＮを生成させることによって結晶粒に粗大化を防止した肌焼き鋼の製造方法が提案されている。一方、特許文献４には、鋼中の溶存酸素量を１０〜１５０ｐｐｍにした後、Ａｌ、Ｔｉ或いはＡｌ合金、Ｔｉ合金の１種または２種で脱酸し、鋼中にＭｎＳを微細分散させることによって粗大粒発生を防止する技術が提案されている。
特開平９−７８１８４号公報 特許請求の範囲等
特開平１０−８１９３８号公報 特許請求の範囲等
特公平５−６８５２８号公報 特許請求の範囲等
特公平７−９１５７９号公報 特許請求の範囲等
これまで提案されている技術は、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＴｉＣ或いはＭｎＳ等をできるだけ多量に微細分散させることによって、結晶粒も成長を抑制するものであり、これらの技術によって浸炭温度が１０００℃程度まで上げても、結晶粒の平均サイズをある程度小さく維持することができるものとなっている。
ところで、浸炭温度の高温化は単に浸炭時間の短縮化だけでなく、浸炭深さをできるだけ深くするためにも必要である。例えば、従来の歯車では浸炭深さが０．５〜１ｍｍ程度でその特性が確保できるのであるが、ＣＶＴ（無段変速機）の金属ベルトを巻き掛けるプーリーなどでは、２ｍｍ程度の浸炭深さが要求されるようになっており、こうした観点から従来よりも浸炭温度をできるだけ高くする必要がある。
しかしながら、これまで提案されてきる技術では、１０００℃を超える高温域で浸炭処理を行うと、これらの析出物の固溶量が増大してしまい、析出物が固溶して消失した部位９ではピンニング効果が発揮されず、結晶粒の異常成長が発生してこれらの結晶粒が粗大してしまい、機械的特性が劣化してしまうという問題がある。
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、１０００℃を超える高温浸炭温度においても結晶粒の粗大化が防止され、機械的特性が劣化し難いような高温浸炭用鋼、およびこうした高温浸炭用鋼材を製造するための有用な方法を提供することにある。
上記目的を達成することのできた本発明の浸炭用鋼とは、Ｃ：０．１３〜０．４０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｎｂ：０．０４０〜０．４０％、Ｔｉ：０．０３０〜０．１０％未満、Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜２．２％、Ａｌ：０．１０％以下（０％を含む）およびＳ：０．１０％以下（０％を含む）を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、不純物のうち、Ｐ，Ｏ，Ｎについては、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含む）、Ｏ：０．００３０％以下（０％を含む）およびＮ：０．０２０％以下（０％を含む）に夫々抑制し、且つ下記（１）式を満足する炭化物および／または炭窒化物が１．０×１０8個／ｍｍ2以上存在すると共に、ＴｉおよびＮの含有量が下記（２）式を満足するものである点に要旨を有するものである。
［Ｔｉ］／［Ｎｂ］≧０．０５ …（１）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎｂ］は、炭化物および／または炭窒化物中のＴｉおよびＮｂの夫々の含有量（質量％）を示す。
［Ｔｉ］−４７．９［Ｎ］／１４≧０．００５０（質量％） …（２）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、鋼中におけるＴｉおよびＮの夫々の含有量（質量％）を示す。
但し、［Ｔｉ］および［Ｎｂ］は、炭化物および／または炭窒化物中のＴｉおよびＮｂの夫々の含有量（質量％）を示す。
［Ｔｉ］−４７．９［Ｎ］／１４≧０．００５０（質量％） …（２）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、鋼中におけるＴｉおよびＮの夫々の含有量（質量％）を示す。
本発明の浸炭用鋼においては、粒径：８μｍ以上の粗大介在物の量が１０個／ｍｍ2以下であることが好ましく、また必要によって、（１）Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下およびＭｏ：１．０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、（２）Ｂ：０．００５０％以下、（３）Ｖ：０．１０％以下、（４）Ｚｒ：０．４０％以下、Ｈｆ：０．４０％以下およびＴａ：０．４０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、（５）Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、等を含有させることも有効であり、含有させる成分の種類に応じて浸炭用鋼の特性が更に改善されることになる。
一方、本発明の浸炭用鋼を製造するに当たっては、上記いずれかに記載の化学成分を有する鋼を溶製した後鋳造することによって得られた鋳片を、１２５０℃以上の温度に再加熱してその温度で下記（３）式を満足する時間保持すれば良い。
（Ｔ＋２７３）2×［ｌｏｇ（ｔ）＋２０］≧４．９５×１０7…（３）
但し、Ｔ：保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｈｒ）を夫々示す。
（Ｔ＋２７３）2×［ｌｏｇ（ｔ）＋２０］≧４．９５×１０7…（３）
但し、Ｔ：保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｈｒ）を夫々示す。
この製造方法においては、前記（３）式を満足する時間保持した後は、鋳片を冷間鍛造または熱間鍛造されてから浸炭処理されることになる。また前記鋳造するに際して、鋼の凝固点から１２００℃までを１０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。
また、本発明の浸炭用鋼を製造するに当たっては、上記いずれかに記載の化学成分を有する鋼を溶製した後鋳造するに際して、鋼の凝固点から１２００℃までを１０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却する構成を採用することも有用である。
本発明の浸炭用鋼においては、Ｃ，ＮｂおよびＴｉ等の基本成分を適切に制御すると共に、所定の関係式を満足する析出物の分布状況を適切にすることによって、１０００℃を超える高温浸炭温度においても結晶粒の粗大化が防止され、機械的特性が劣化しない高温浸炭用鋼が実現できた。
これまで提案されている技術では、ＡｌＮ，Ｎｂ（ＣＮ）或いはＴｉＣ等の析出物をできるだけ多量に微細分散させることによって、結晶粒成長を抑制することを基本とするものである。しかしながらこうした技術では、いずれも１０００℃を超える高温域では、炭素が濃化する浸炭表面での異常粒成長が依然として発生することになる。こうした高温域では、いずれの析出物も固溶量が多くなり、析出物が固溶してピンニングが外れた部位が異常粒成長することになる。特に、浸炭された表面においては、Ｃの濃化および拡散が生じることになって、炭化物や炭窒化物が著しく粒成長し、析出数が少なくなってしまい、その結果として異常粒成長が発生することが判明した。即ち、浸炭前処理段階での析出物の数を多くするだけではなく、析出物の個数を一定以上に確保しつつ、浸炭温度における析出物の粒成長を抑制することが極めて重要であることは分かった。
そこで本発明者らは、上記のような知見に基づき、１０００℃を超える高温域での浸炭温度において、析出物の個数を確保しつつ、析出物の粒成長を抑制する方策について様々な角度から鋭意研究を重ねた。その結果、ＴｉとＮｂを同時に含む炭化物や炭窒化物では粒成長が著しく遅く、必要な析出物数が確保できることが判明したのである。具体的には、前記（１）式の関係を満足する炭化物および／または炭窒化物の個数が２．０×１０7個／ｍｍ2以上生成させれば良いことを見出し、本発明を完成した。
一般に、析出物の粒成長は、析出物中の合金元素のマトリックス中の固溶量と拡散速度で決定されると考えられている。ＴｉとＮｂを複合させた炭化物や炭窒化物とすることによって、Ｔｉ、Ｎｂのマトリックス中の固溶量が低減すること、またＴｉとＮｂが同時に拡散する必要があるため、拡散速度が遅くなって粒成長速度を著しく抑制できることが分かったのである。即ち、Ｎｂの拡散速度は比較的速いのであるが、こうしたＮｂに拡散速度が比較的遅いＴｉを複合添加することによって、全体としての拡散速度を遅くして粒成長速度を著しく抑制できたのである。
本発明の浸炭用鋼では、Ｃを０．１３〜０．４％程度含有する鋼材において所定量のＮｂおよびＴｉを含有させ、前記（１）式の関係を満足する炭化物および／または炭窒化物が２．０×１０7個／ｍｍ2以上存在するものであるが、これらの要件を規定した理由は次の通りである。
Ｃ：０．１３〜０．４０％
Ｃは、部材の芯部強度を確保のために、０．１３％以上含有させる必要がある。しかし、０．４０％を超えて過剰に含有させると芯部の靱性を劣化させる。こうしたことから、Ｃ含有量の範囲は０．１３〜０．４０％とした。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、より好ましくは０．１７％以上とするのが良い。また、Ｃ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、より好ましくは０．２５％以下とするのが良い。
Ｃは、部材の芯部強度を確保のために、０．１３％以上含有させる必要がある。しかし、０．４０％を超えて過剰に含有させると芯部の靱性を劣化させる。こうしたことから、Ｃ含有量の範囲は０．１３〜０．４０％とした。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、より好ましくは０．１７％以上とするのが良い。また、Ｃ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、より好ましくは０．２５％以下とするのが良い。
Ｎｂ：０．０３０〜０．４０％
Ｎｂは微細な（Ｎｂ，Ｔｉ）（ＣＮ）を形成し、γの結晶粒成長を抑制する効果を有し、本発明において最も重要な元素の一つである。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｂ含有量は０．０３０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になって０．４０％を超えるとその効果が小さくなり、粗大炭化物が生成し、疲労特性を却って劣化させることになる。尚、Ｎｂ含有量の好ましい下限は、０．０４０％であり、より好ましくは０．０５０％以上とするのが良い。またＮｂ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、より好ましくは０．１２％以下とするのが良い。
Ｎｂは微細な（Ｎｂ，Ｔｉ）（ＣＮ）を形成し、γの結晶粒成長を抑制する効果を有し、本発明において最も重要な元素の一つである。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｂ含有量は０．０３０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になって０．４０％を超えるとその効果が小さくなり、粗大炭化物が生成し、疲労特性を却って劣化させることになる。尚、Ｎｂ含有量の好ましい下限は、０．０４０％であり、より好ましくは０．０５０％以上とするのが良い。またＮｂ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、より好ましくは０．１２％以下とするのが良い。
Ｔｉ：０．０２５〜０．１０％未満
ＴｉはＮと反応してＴｉＮを形成する以外に、微細な（Ｎｂ，Ｔｉ）（ＣＮ）となってγの結晶粒成長を抑制し、またＴｉがＮｂ（ＣＮ）中に固溶することで、浸炭時の炭窒化物の粒成長を抑制し、γ結晶粒成長を抑制する効果を有し、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｔｉ含有量が０．０２５％未満になると炭窒化物の粒成長を抑制する効果が少なく、γ結晶粒成長の抑制効果が十分ではなく、０．１０％以上となるとＴｉＮが粗大化して疲労特性を劣化させることになる。こうしたことからＴｉ含有量は０．０２５〜０．１０％未満とする必要がある。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０３０％であり、より好ましくは０．０３５％以上とするのが良い。またＴｉ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、より好ましくは０．０５０％以下とするのが良い。
ＴｉはＮと反応してＴｉＮを形成する以外に、微細な（Ｎｂ，Ｔｉ）（ＣＮ）となってγの結晶粒成長を抑制し、またＴｉがＮｂ（ＣＮ）中に固溶することで、浸炭時の炭窒化物の粒成長を抑制し、γ結晶粒成長を抑制する効果を有し、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｔｉ含有量が０．０２５％未満になると炭窒化物の粒成長を抑制する効果が少なく、γ結晶粒成長の抑制効果が十分ではなく、０．１０％以上となるとＴｉＮが粗大化して疲労特性を劣化させることになる。こうしたことからＴｉ含有量は０．０２５〜０．１０％未満とする必要がある。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０３０％であり、より好ましくは０．０３５％以上とするのが良い。またＴｉ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、より好ましくは０．０５０％以下とするのが良い。
[Ｔｉ]／[Ｎｂ]］≧０．０５を満足する炭化物および／または炭窒化物の個数が２．０×１０ 7 個／ｍｍ 2 以上
炭化物および／または炭窒化物中のＮｂに対するＴｉの割合が多くなるほど、析出物の粒成長が抑制される。[Ｔｉ]／[Ｎｂ]の値が０．０５以上であるとその効果が有効に発揮されるのであるが、０．０５未満となるその効果が小さくなってしまう。また、炭化物および／または炭窒化物はできるだけ多数存在させた方が、γの結晶粒径が微細になるが、その数が２．０×１０7個／ｍｍ2未満では結晶粒成長抑制効果が発揮できない。こうしたことから、炭化物および／または炭窒化物の個数の下限を２．０×１０7個／ｍｍ2としたのであるが、好ましくは１．０×１０8個／ｍｍ2以上、より好ましくは５．０×１０8個／ｍｍ2以上とするのが良い。
炭化物および／または炭窒化物中のＮｂに対するＴｉの割合が多くなるほど、析出物の粒成長が抑制される。[Ｔｉ]／[Ｎｂ]の値が０．０５以上であるとその効果が有効に発揮されるのであるが、０．０５未満となるその効果が小さくなってしまう。また、炭化物および／または炭窒化物はできるだけ多数存在させた方が、γの結晶粒径が微細になるが、その数が２．０×１０7個／ｍｍ2未満では結晶粒成長抑制効果が発揮できない。こうしたことから、炭化物および／または炭窒化物の個数の下限を２．０×１０7個／ｍｍ2としたのであるが、好ましくは１．０×１０8個／ｍｍ2以上、より好ましくは５．０×１０8個／ｍｍ2以上とするのが良い。
上記のような特徴を有する高温浸炭用鋼を製造するに当たっては（特に析出物を上記の形態にするには）、上記のような化学成分を有する鋼を溶製した後鋳造することによって得られた鋳片を、１２５０℃以上の温度で所定時間保持すれば良い。この温度（再加熱温度）が、１２５０℃未満の場合、或いは再加熱せずに鋳造ままの場合には、粗大なＴｉＮと比較的微細なＮｂＣに分離したままであり、その後の浸炭時にＮｂＣが粗大化するのに対して、高温で炭窒化物を一旦固溶させることによって、マトリックス中のＮｂ、Ｔｉが再固溶し、ＮｂおよびＴｉの複合析出物が再析出し、それらは浸炭時にも著しく粒成長しにくいものとなる。
１２５０℃で保持する時間ｔ（保持時間）については、本発明者らが検討したところによれば、下記（３）式を満足する時間ｔとすることが必要であることが判明している。この保持時間ｔは、下記（４）式の関係を満足する保持時間ｔ1とすることが好ましく、より好ましくは下記（５）式の関係を満足する保持時間ｔ2とするのが良い。
（Ｔ＋２７３）2×［ｌｏｇ（ｔ）＋２０］≧４．６４×１０7…（３）
但し、Ｔ：保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｈｒ）を夫々示す。
（Ｔ＋２７３）2×［ｌｏｇ（ｔ1）＋２０］≧４．９５×１０7…（４）
（Ｔ＋２７３）2×［ｌｏｇ（ｔ2）＋２０］≧５．１０×１０7…（５）
（Ｔ＋２７３）2×［ｌｏｇ（ｔ）＋２０］≧４．６４×１０7…（３）
但し、Ｔ：保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｈｒ）を夫々示す。
（Ｔ＋２７３）2×［ｌｏｇ（ｔ1）＋２０］≧４．９５×１０7…（４）
（Ｔ＋２７３）2×［ｌｏｇ（ｔ2）＋２０］≧５．１０×１０7…（５）
本発明の浸炭用鋼では、Ｃ，ＮｂおよびＴｉの含有量以外については特に限定するものではないが、Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｐ，Ｏ，Ｎ等の成分も下記の様に適切に調整することが好ましい。これらの成分の範囲限定理由については次の通りである。またＮの含有量を適切な範囲に調整した場合には、このＮ含有量とＴｉ含有量の関係が前記（２）式を満足することが好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜１．５％
Ｓｉは脱酸のための必要な元素であり、その効果を発揮させるためには０．０５％以上含有させるのが好ましい。しかし、１．５％を超えて過剰に含有させると加工の低下や浸炭時の粒界酸化層の形成を助長し、疲労強度の低下を招くことになる。尚、Ｓｉ含有量のより好ましい下限は０．１０％であり、更に好ましくは０．２％以上とするのが良い。また、Ｓｉ含有量のより好ましい上限は０．８０％であり、更に好ましくは０．５０％以下とするのが良い。
Ｓｉは脱酸のための必要な元素であり、その効果を発揮させるためには０．０５％以上含有させるのが好ましい。しかし、１．５％を超えて過剰に含有させると加工の低下や浸炭時の粒界酸化層の形成を助長し、疲労強度の低下を招くことになる。尚、Ｓｉ含有量のより好ましい下限は０．１０％であり、更に好ましくは０．２％以上とするのが良い。また、Ｓｉ含有量のより好ましい上限は０．８０％であり、更に好ましくは０．５０％以下とするのが良い。
Ｍｎ：０．２〜２．２％
Ｍｎは焼入れ性を確保するのに有用な元素であり、こうした効果を発揮させるためには０．２％以上含有させることが好ましい。しかし、２．２％を超えて過剰に含有させると加工性が劣化する。尚、Ｍｎ含有量のより好ましい下限は０．５％であり、更に好ましくは０．７５％以上とするのが良い。また、Ｍｎ含有量のより好ましい上限は２．０％であり、更に好ましくは１．５％以下とするのが良い。
Ｍｎは焼入れ性を確保するのに有用な元素であり、こうした効果を発揮させるためには０．２％以上含有させることが好ましい。しかし、２．２％を超えて過剰に含有させると加工性が劣化する。尚、Ｍｎ含有量のより好ましい下限は０．５％であり、更に好ましくは０．７５％以上とするのが良い。また、Ｍｎ含有量のより好ましい上限は２．０％であり、更に好ましくは１．５％以下とするのが良い。
Ａｌ：０．１０％以下（０％を含む）
Ａｌは脱酸剤として必要によって添加されるものであるが、過剰に含有されると介在物が多く発生し、疲労強度、靭性を劣化させることがあるので、０．１０％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量のより好ましい上限は０．０５０％であり、更に好ましくは０．０２０％以下、若しくは０．０１０％以下とするのが良い。尚、Ａｌは脱酸剤として必ずしも含有させる必要がなく、例えばＳｉによって代用できるものである。
Ａｌは脱酸剤として必要によって添加されるものであるが、過剰に含有されると介在物が多く発生し、疲労強度、靭性を劣化させることがあるので、０．１０％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量のより好ましい上限は０．０５０％であり、更に好ましくは０．０２０％以下、若しくは０．０１０％以下とするのが良い。尚、Ａｌは脱酸剤として必ずしも含有させる必要がなく、例えばＳｉによって代用できるものである。
Ｓ：０．１０％以下（０％を含む）
Ｓは鋼材の靭性を劣化させる元素であるが、添加することによってＭｎＳを形成して切削性を改善するという効果を有する。従って、要求される特性に応じて、切削が必要となる場合にはＳを含有することが好ましい。しかしながら、Ｓ含有量が過剰になって０．１０％を超えると靭性が著しく劣化することになる。こうしたことから、Ｓ含有量は０．０１０％以下とした。尚、Ｓ含有量のより好ましい上限は０．０８％であり、更に好ましくは０．０２％以下とするのが良い。
Ｓは鋼材の靭性を劣化させる元素であるが、添加することによってＭｎＳを形成して切削性を改善するという効果を有する。従って、要求される特性に応じて、切削が必要となる場合にはＳを含有することが好ましい。しかしながら、Ｓ含有量が過剰になって０．１０％を超えると靭性が著しく劣化することになる。こうしたことから、Ｓ含有量は０．０１０％以下とした。尚、Ｓ含有量のより好ましい上限は０．０８％であり、更に好ましくは０．０２％以下とするのが良い。
Ｐ：０．０５０％以下（０％を含む）、Ｏ：０．００３０％以下（０％を含む）
ＰおよびＯは靭性を劣化させる元素であるため、極力低減することが望ましい。しかしながら、Ｐ，Ｏは鋼中の不純物として含有させることが多く、特別な精錬が必要となるので、低減するためには素材コストが上昇することになる。従って、靭性を著しく劣化させない範囲としてＰ，Ｏの上限を規定した。尚、Ｐ含有量のより好ましい上限は０．０２％であり、更に好ましくは０．０１５％以下とするのが良い。またＯ含有量のより好ましい上限０．００２０％であり、更に好ましくは０．００１５％以下とするのが良い。
ＰおよびＯは靭性を劣化させる元素であるため、極力低減することが望ましい。しかしながら、Ｐ，Ｏは鋼中の不純物として含有させることが多く、特別な精錬が必要となるので、低減するためには素材コストが上昇することになる。従って、靭性を著しく劣化させない範囲としてＰ，Ｏの上限を規定した。尚、Ｐ含有量のより好ましい上限は０．０２％であり、更に好ましくは０．０１５％以下とするのが良い。またＯ含有量のより好ましい上限０．００２０％であり、更に好ましくは０．００１５％以下とするのが良い。
Ｎ：０．０２０％以下（０％を含む）
窒素は不純物として鋼中に混入し、Ｔｉと反応してＴｉＮを形成し、粗大介在物となり疲労特性を劣化させる原因となるため、なるべく低減することが好ましい。こうしたことから、Ｎ含有量は０．０２０％以下と規定したが、より好ましくは０．０１０％以下、更に好ましくは０．００７０％以下、若しくは０．００５０％以下とするのが良い。
窒素は不純物として鋼中に混入し、Ｔｉと反応してＴｉＮを形成し、粗大介在物となり疲労特性を劣化させる原因となるため、なるべく低減することが好ましい。こうしたことから、Ｎ含有量は０．０２０％以下と規定したが、より好ましくは０．０１０％以下、更に好ましくは０．００７０％以下、若しくは０．００５０％以下とするのが良い。
［Ｔｉ］−４７．９［Ｎ］／１４≧０．００５０（質量％）
ＴｉはまずＮと優先的に反応するので、Ｎｂ（ＣＮ）中にＴｉを固溶させて浸炭時の炭窒化物の粒成長を抑制するためには、ＴｉがＮと反応した後であっても所定量のＴｉ量を確保する必要がある。こうしたことから、上記関係式を満足することが好ましい。即ち、ＴｉがＮと反応した後において０．０５０％以上のＴｉ量を確保するのが良い。尚、[［Ｔｉ］−４７．９［Ｎ］／１４]の値は、より好ましくは０．０１０％以上、更に好ましくは０．０１５％以上とするのが良い。
ＴｉはまずＮと優先的に反応するので、Ｎｂ（ＣＮ）中にＴｉを固溶させて浸炭時の炭窒化物の粒成長を抑制するためには、ＴｉがＮと反応した後であっても所定量のＴｉ量を確保する必要がある。こうしたことから、上記関係式を満足することが好ましい。即ち、ＴｉがＮと反応した後において０．０５０％以上のＴｉ量を確保するのが良い。尚、[［Ｔｉ］−４７．９［Ｎ］／１４]の値は、より好ましくは０．０１０％以上、更に好ましくは０．０１５％以上とするのが良い。
ところで、Ｔｉを添加した鋼材においては粗大なＴｉＮが存在しやすく、特に粒径が８μｍ以上の粗大介在物（特に、ＴｉＮ）が１０個／ｍｍ2を超えて存在すると疲労特性を劣化させることになる。こうしたことから、このような粗大介在物の個数は１０個／ｍｍ2以下とすることが好ましく、より好ましくは５個／ｍｍ2以下、更に好ましくは０個／ｍｍ2以下とするのが良い。また、こうした粗大介在物を低減するには、鋼材の鋳造の段階において、鋼の凝固点から１２００℃までを１０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。このように凝固時の冷却速度を速めることによって、粗大介在物の析出を抑えることができる。このときの冷却速度は、２０℃／ｍｉｎ以上とすることがより好ましく、更に好ましくは３０℃／ｍｉｎ以上とするのが効果的である。
本発明の浸炭用鋼における基本成分は上記した通りであり、残部は鉄および不可避的不純物（例えば、Ｓｎ，Ｓｂ等）からなるものであるが、これら以外にも鋼材の特性を阻害しない程度の成分（例えば、Ｗ，Ｃｏ等）の含有も許容できる。但し、これら許容成分は、その量が過剰になると靭性が劣化するので、０．１％程度以下に抑えるべきである。
また、本発明の浸炭用鋼には、上記成分の他必要によって、（１）Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下およびＭｏ：１．０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、（２）Ｂ：０．００５０％以下、（３）Ｖ：０．１０％以下、（４）Ｚｒ：０．４０％以下、Ｈｆ：０．４０％以下およびＴａ：０．４０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、（５）Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、等を含有させることも有効であり、含有させる成分の種類に応じて浸炭用鋼の特性が更に改善されることになる。これらの元素を含有させるときの範囲限定理由は次の通りである。
Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下およびＭｏ：１．０％以下よりなる群から選ばれる１種以上
Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｒおよびＭｏの各元素は、浸炭部および芯部の強度、靭性を改善する元素であり、要求される強度や靭性に応じて含有させることができる。これらの元素による効果はその含有量が増すにつれて大きくなるが、過剰になると熱間加工後の硬さが増加し、冷間加工性を劣化させることになるので、Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒについては２．０％以下、Ｍｏについては１．０％以下とするのが好ましい。これらの元素のより好ましい上限は、Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒについては１．５％であり、更に好ましくは１．２％以下とするのが良い。またＭｏのより好ましい上限は、０．７５％であり、更に好ましくは０．５％以下とするのが良い。尚、これらのうちＣｒについては、鋼材の焼入れ性を高める作用を発揮するが、こうした効果を発揮させるためには０．２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．５０％以上含有させるのが良い。
Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｒおよびＭｏの各元素は、浸炭部および芯部の強度、靭性を改善する元素であり、要求される強度や靭性に応じて含有させることができる。これらの元素による効果はその含有量が増すにつれて大きくなるが、過剰になると熱間加工後の硬さが増加し、冷間加工性を劣化させることになるので、Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒについては２．０％以下、Ｍｏについては１．０％以下とするのが好ましい。これらの元素のより好ましい上限は、Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒについては１．５％であり、更に好ましくは１．２％以下とするのが良い。またＭｏのより好ましい上限は、０．７５％であり、更に好ましくは０．５％以下とするのが良い。尚、これらのうちＣｒについては、鋼材の焼入れ性を高める作用を発揮するが、こうした効果を発揮させるためには０．２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．５０％以上含有させるのが良い。
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは冷間加工性を劣化させることなく、焼入れ性や靭性を向上させることができる元素であり、要求特性に応じて含有させることができる。しかしながら、０．００５０％を超えて含有させても、その効果が飽和すると共に、熱間加工性を劣化させるのでその上限を０．００５０％以下とした。Ｂ含有量のより好ましい上限は０．００３５％であり、更に好ましくは０．００２５％以下とするのが良い。
Ｂは冷間加工性を劣化させることなく、焼入れ性や靭性を向上させることができる元素であり、要求特性に応じて含有させることができる。しかしながら、０．００５０％を超えて含有させても、その効果が飽和すると共に、熱間加工性を劣化させるのでその上限を０．００５０％以下とした。Ｂ含有量のより好ましい上限は０．００３５％であり、更に好ましくは０．００２５％以下とするのが良い。
Ｖ：０．１０％以下
Ｖは少量の含有によって、焼入れ性および焼き戻し軟化抵抗を高める作用がある。こうした効果はその含有量が増すにつれて大きくなるが、０．１０％を超えて過剰になると、冷間加工性を劣化させるためその上限を０．１０％とした。尚、Ｖ含有量のより好ましい上限は０．０５％であり、更に好ましくは０．０２％以下とするのが良い。
Ｖは少量の含有によって、焼入れ性および焼き戻し軟化抵抗を高める作用がある。こうした効果はその含有量が増すにつれて大きくなるが、０．１０％を超えて過剰になると、冷間加工性を劣化させるためその上限を０．１０％とした。尚、Ｖ含有量のより好ましい上限は０．０５％であり、更に好ましくは０．０２％以下とするのが良い。
Ｚｒ：０．４０％以下、Ｈｆ：０．４０％以下およびＴａ：０．４０％以下よりなる群から選ばれる１種以上
これらの元素は、ＮａＣｌ型の炭窒化物を形成するため、（Ｎｂ，Ｔｉ）（ＣＮ）に固溶し、析出物の粒成長を抑制し、γ結晶粒成長も抑制する効果も発揮する。しかしながら、いずれも０．４０％を超えて含有すると粗大介在物が形成されて疲労特性が劣化することになる。これらの元素のより好ましい含有量は０．１０％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下とするのが良い。
これらの元素は、ＮａＣｌ型の炭窒化物を形成するため、（Ｎｂ，Ｔｉ）（ＣＮ）に固溶し、析出物の粒成長を抑制し、γ結晶粒成長も抑制する効果も発揮する。しかしながら、いずれも０．４０％を超えて含有すると粗大介在物が形成されて疲労特性が劣化することになる。これらの元素のより好ましい含有量は０．１０％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下とするのが良い。
Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下よりなる群から選ばれる１種以上
Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭは、硫化物を形成し、ＭｎＳの伸長を防止することによって靭性を改善する効果を有し、要求特性に応じて含有させることができる。しかしながら、各元素の上限を超えると、鋼材の靭性を却って劣化させることになる。これらの元素の夫々のより好ましい上限は、Ｃａ：０．００３０％、Ｍｇ：０．００３０％、ＲＥＭ：０．０１０％である。
Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭは、硫化物を形成し、ＭｎＳの伸長を防止することによって靭性を改善する効果を有し、要求特性に応じて含有させることができる。しかしながら、各元素の上限を超えると、鋼材の靭性を却って劣化させることになる。これらの元素の夫々のより好ましい上限は、Ｃａ：０．００３０％、Ｍｇ：０．００３０％、ＲＥＭ：０．０１０％である。
尚、本発明の浸炭用鋼は、浸炭焼入れして用いられることを想定したものであり、浸炭時における温度を比較的高温にした場合であっても結晶粒粗大化が発生しないという効果を発揮するものであるが、浸炭と同時に窒化も起こる浸炭窒化法にも適用できるものである。また本発明の浸炭用鋼は、上記のように再加熱した後、冷間鍛造または熱間鍛造してから浸炭処理されるものであるが、限定された鍛造温度でのみ効果を発揮するものではなく、鍛造温度に関係なく、その効果を発揮する。また冷間鍛造または熱間鍛造に先立ち（即ち、再加熱の後）、組織の均一化を図るために焼きならし処理を施す場合もある。
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ものである。
実施例１
下記表１に示す化学成分組成の鋼材を、下記表２に示す冷却速度によって鋳造し、冷間鍛造に際して、鋳片を同表２に示す最高温度にて再加熱して所定の時間保持した後、３０ｍｍφの棒鋼に鍛伸し、次いで９００℃で焼きならしを行い、１２ｍｍφ×１８ｍｍＨの円柱試験片を作製した。この円柱試験片を用い、冷鍛プレス機によって室温にて７０％の加工を加えた後、１０５０℃×３時間の浸炭処理（アセチレンガス雰囲気）を行い、次いで油焼入れを行ったものについて、結晶粒を測定した。また３０ｍｍφ棒鋼を１０５０℃×３時間の浸炭処理＋油焼入れ処理を行い、１６０℃で焼き戻しを行った。このようにして得られた試験片から、ＪＩＳ３号シャルピー衝撃試験片を採取し、靭性評価を行い、２０Ｊ以上を合格とした。また、各試験片の芯部の硬さを測定し、芯部強度を評価し、Ｈｖ３００以上を合格とした。更に、小野式回転曲げ疲労試験により疲労限を求め、７００ＭＰａ以上を合格とした。その他、下記の各方法によって、結晶粒度抑制効果、微細炭窒化物および粗大介在物の評価を行った。これらの結果を、一括して下記表３に示す。
下記表１に示す化学成分組成の鋼材を、下記表２に示す冷却速度によって鋳造し、冷間鍛造に際して、鋳片を同表２に示す最高温度にて再加熱して所定の時間保持した後、３０ｍｍφの棒鋼に鍛伸し、次いで９００℃で焼きならしを行い、１２ｍｍφ×１８ｍｍＨの円柱試験片を作製した。この円柱試験片を用い、冷鍛プレス機によって室温にて７０％の加工を加えた後、１０５０℃×３時間の浸炭処理（アセチレンガス雰囲気）を行い、次いで油焼入れを行ったものについて、結晶粒を測定した。また３０ｍｍφ棒鋼を１０５０℃×３時間の浸炭処理＋油焼入れ処理を行い、１６０℃で焼き戻しを行った。このようにして得られた試験片から、ＪＩＳ３号シャルピー衝撃試験片を採取し、靭性評価を行い、２０Ｊ以上を合格とした。また、各試験片の芯部の硬さを測定し、芯部強度を評価し、Ｈｖ３００以上を合格とした。更に、小野式回転曲げ疲労試験により疲労限を求め、７００ＭＰａ以上を合格とした。その他、下記の各方法によって、結晶粒度抑制効果、微細炭窒化物および粗大介在物の評価を行った。これらの結果を、一括して下記表３に示す。
［結晶粒度抑制効果の評価方法］
浸炭後の試験片の断面を観察し、結晶粒度５番以下の粗粒の面積率（粗粒率）を測定し、５％以下を合格とした。また、平均粒度を測定し、５番以上を合格とした。
浸炭後の試験片の断面を観察し、結晶粒度５番以下の粗粒の面積率（粗粒率）を測定し、５％以下を合格とした。また、平均粒度を測定し、５番以上を合格とした。
［微細炭窒化物の評価方法］
９００℃焼きならし材の試料から、透過型電子顕微鏡用の抽出レプリカを作製し、観察倍率１０万倍で任意の炭化物／炭窒化物２０個について、[Ｔｉ]／[Ｎｂ]をＥＤＸ（エネルギー分散形Ｘ線分析装置）により分析し、０．０５以上となる割合を求めた。その後、観察倍率１５万倍で、測定面積０．７５μｍ2の写真を２０視野観察し、個数をカウントし、先に求めた[Ｔｉ]／[Ｎｂ]≧０．０５となる割合を乗じることで、[Ｔｉ]／[Ｎｂ]≧０．０５となる炭化物／炭窒化物の個数を求めた。
９００℃焼きならし材の試料から、透過型電子顕微鏡用の抽出レプリカを作製し、観察倍率１０万倍で任意の炭化物／炭窒化物２０個について、[Ｔｉ]／[Ｎｂ]をＥＤＸ（エネルギー分散形Ｘ線分析装置）により分析し、０．０５以上となる割合を求めた。その後、観察倍率１５万倍で、測定面積０．７５μｍ2の写真を２０視野観察し、個数をカウントし、先に求めた[Ｔｉ]／[Ｎｂ]≧０．０５となる割合を乗じることで、[Ｔｉ]／[Ｎｂ]≧０．０５となる炭化物／炭窒化物の個数を求めた。
［粗大介在物の評価方法］
９００℃焼きならし材の試料を鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて４００倍で２２８μｍ×１８３μｍの視野を２０視野写真観察し、画像解析によって８μｍ以上の介在物の個数を測定した。
９００℃焼きならし材の試料を鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて４００倍で２２８μｍ×１８３μｍの視野を２０視野写真観察し、画像解析によって８μｍ以上の介在物の個数を測定した。
これらの結果から次のように考察できる。本発明で規定する要件を満足するもの（Ｎｏ．３〜６，８，９，１１〜１４，１８〜３３）では、浸炭温度の影響が少なく、１０５０℃の浸炭温度であっても、安定して結晶粒の成長を抑制しているが、本発明で規定する要件のいずれかを満足しないもの（Ｎｏ．１〜３，７，１０，１５〜１７，３４，３５）では、いずれかの特性が劣化していることが分かる。
実施例２
前記実施例１では、冷間鍛造する場合を示したが、この実施例２では熱間鍛造後の浸炭時の結果を示す。実施例１と同様にして下記表４に示す化学成分組成の鋼材（前記表１のＮｏ．１〜６と同じもの）を、下記表５に示す冷却速度によって鋳造し、熱間鍛造に際して、鋳片を同表５に示す加熱温度（最高温度）にて再加熱して所定の時間保持した後、３０ｍｍφの棒鋼に鍛伸し、次いで９００℃で焼きならしを行い、１２ｍｍφ×１８ｍｍＨの円柱試験片を作製した。この円柱試験片を用い、１２５０℃×８ｍｉｎの加熱後に７０％の加工を施し、その後一旦冷却した後、１１００℃×３時間の浸炭処理（アセチレンガス雰囲気）を行い、次いで油焼入れを行ったものについて実施例１と同様の評価を行った。これらの結果を、一括して下記表６に示すが、本発明で規定する要件を満足するものでは、熱間鍛造後においても浸炭温度の影響が少なく、１１００℃の浸炭温度であっても、安定して結晶粒の成長を抑制していることが分かる。
前記実施例１では、冷間鍛造する場合を示したが、この実施例２では熱間鍛造後の浸炭時の結果を示す。実施例１と同様にして下記表４に示す化学成分組成の鋼材（前記表１のＮｏ．１〜６と同じもの）を、下記表５に示す冷却速度によって鋳造し、熱間鍛造に際して、鋳片を同表５に示す加熱温度（最高温度）にて再加熱して所定の時間保持した後、３０ｍｍφの棒鋼に鍛伸し、次いで９００℃で焼きならしを行い、１２ｍｍφ×１８ｍｍＨの円柱試験片を作製した。この円柱試験片を用い、１２５０℃×８ｍｉｎの加熱後に７０％の加工を施し、その後一旦冷却した後、１１００℃×３時間の浸炭処理（アセチレンガス雰囲気）を行い、次いで油焼入れを行ったものについて実施例１と同様の評価を行った。これらの結果を、一括して下記表６に示すが、本発明で規定する要件を満足するものでは、熱間鍛造後においても浸炭温度の影響が少なく、１１００℃の浸炭温度であっても、安定して結晶粒の成長を抑制していることが分かる。
Claims (10)
- Ｃ：０．１３〜０．４０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｎｂ：０．０４０〜０．４０％、Ｔｉ：０．０３０〜０．１０％未満、Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜２．２％、Ａｌ：０．１０％以下（０％を含む）およびＳ：０．１０％以下（０％を含む）を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、不純物のうち、Ｐ，Ｏ，Ｎについては、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含む）、Ｏ：０．００３０％以下（０％を含む）およびＮ：０．０２０％以下（０％を含む）に夫々抑制し、且つ下記（１）式を満足する炭化物および／または炭窒化物が１．０×１０8個／ｍｍ2以上存在すると共に、ＴｉおよびＮの含有量が下記（２）式を満足するものであることを特徴とする高温浸炭用鋼。
［Ｔｉ］／［Ｎｂ］≧０．０５ …（１）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎｂ］は、炭化物および／または炭窒化物中のＴｉおよびＮｂの夫々の含有量（質量％）を示す。
［Ｔｉ］−４７．９［Ｎ］／１４≧０．００５０（質量％） …（２）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、鋼中におけるＴｉおよびＮの夫々の含有量（質量％）を示す。 - 粒径：８μｍ以上の粗大介在物の量が１０個／ｍｍ2以下である請求項１に記載の高温浸炭用鋼。
- 更に、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下およびＭｏ：１．０％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１または２に記載の高温浸炭用鋼。
- 更に、Ｂ：０．００５０％以下を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高温浸炭用鋼。
- 更に、Ｖ：０．１０％以下を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高温浸炭用鋼。
- 更に、Ｚｒ：０．４０％以下、Ｈｆ：０．４０％以下およびＴａ：０．４０％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の高温浸炭用鋼。
- 更に、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１〜６のいずれかに記載の高温浸炭用鋼。
- 請求項１〜７のいずれかに記載の高温浸炭用鋼を製造するに当り、請求項１〜７のいずれかに記載の化学成分を有する鋼を溶製した後鋳造することによって得られた鋳片を、１２５０℃以上の温度に再加熱してその温度で下記（３）式を満足する時間保持することを特徴とする高温浸炭用鋼の製造方法。
（Ｔ＋２７３）2×［ｌｏｇ（ｔ）＋２０］≧４．９５×１０7…（３）
但し、Ｔ：保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｈｒ）を夫々示す。 - 前記（３）式を満足する時間保持した後、鋳片を冷間鍛造または熱間鍛造する請求項８に記載の製造方法。
- 前記鋳造するに際して、鋼の凝固点から１２００℃までを１０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却する請求項８または９に記載の製造方法。
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