JP5314509B2 - 機械構造用鋼 - Google Patents
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Description
本発明に係る機械構造用鋼は、C:0.05〜1.2質量%、Si:0.03〜2質量%、Mn:0.2〜1.8質量%、Cr:0.1〜3質量%、Al:0.06〜0.5質量%、Ti:0.01〜0.1質量%、N:0.02質量%以下、O:0.003質量%以下を含有し、さらに、Ca:0.0005〜0.02質量%、Mg:0.0001〜0.005質量%のうち1種以上を含有し、PおよびSを各0.03質量%以下に規制し、残部がFeおよび不可避的不純物で構成されるものであり、さらに、N固溶量を0.0005質量%以下とするものである。
(0.1×[Cr]+[Al])/[O]≧150
[N]−0.3×[Ti]≦0.0005
Cは、機械構造用鋼の強度を向上させる効果を有し、機械構造用部品に必要な芯部の硬さを確保するために有効な元素である。機械構造用鋼の硬さを十分なものとするため、C含有量は0.05質量%以上とされ、0.10質量%以上が好ましく、0.15質量%以上がさらに好ましい。一方、Cが過剰に添加されると、硬さが過剰となって被削性や靭性、加工性が低下する。したがって、C含有量は1.2質量%以下とされ、1.0質量%以下が好ましく、0.8質量%以下がさらに好ましい。
Siは、脱酸効果を有し、機械構造用鋼の酸化物系介在物を低減させて内部品質を向上させる。この効果を十分なものとするため、Si含有量は0.03質量%以上とされ、0.05質量%以上が好ましく、0.1質量%以上がさらに好ましい。また、FeよりもSiにOが結合し易いため、Siは断続切削時の工具の酸化摩耗を抑制する効果を有する。一方、Siが過剰に添加されると、浸炭時に異常組織が生成したり、熱処理(焼入れ)後の残留オーステナイト(残留γ相)の量が増大して浸炭相に十分な硬さが得られない。したがって、Si含有量は2質量%以下とされ、1.8質量%以下が好ましく、1.5質量%以下がさらに好ましい。
Mnは、焼入れ性を向上させる効果を有し、焼入れ後の機械構造用鋼の硬さを向上させる。この効果を十分なものとするため、Mn含有量は0.2質量%以上とされ、0.3質量%以上が好ましく、0.5質量%以上がさらに好ましい。また、FeよりもMnにOが結合し易いため、Mnは断続切削時の工具の酸化摩耗を抑制する効果を有する。一方、Mnが過剰に添加されると、焼入れ性が過剰となって、焼ならし後でも過冷組織が生成して被削性を低下させる。したがって、Mn含有量は1.8質量%以下とされ、1.6質量%以下が好ましく、1.4質量%以下がさらに好ましい。
Crは、焼入れ性を向上させる効果を有し、焼入れ後の機械構造用鋼の硬さを向上させる。この効果を十分なものとするため、Cr含有量は0.1質量%以上とされ、0.3質量%以上が好ましく、0.7質量%以上がさらに好ましい。また、FeよりもCrにOが結合し易いため、Crは断続切削時の工具の酸化摩耗を抑制する効果を有する。一方、Crが過剰に添加されると、焼入れ性が過剰となって過冷組織が発達するとともに、粒界に粗大な炭化物が生成して被削性が劣化し、また、焼入れ後の硬さが過剰となって靭性が低下する。したがって、Cr含有量は3質量%以下とされ、2質量%以下が好ましく、1.6質量%以下がさらに好ましい。
Alは、強い脱酸効果を有し、機械構造用鋼の内部品質を向上させる。また、FeよりもAlにOが結合し易いため、Alは断続切削時の工具の酸化摩耗を抑制する効果を有する。また、Alは、微量であるが鋼中のNと結合してAlNを形成し、このAlNが、浸炭処理において結晶粒の異常成長(異常粒成長)を抑制する効果を有する。これらの効果を十分なものとするため、Al含有量は0.06質量%以上とされ、0.1質量%以上が好ましく、0.15質量%以上がさらに好ましい。一方、Alが過剰に添加されると、アルミナ(Al2O3)が過剰に形成されて硬質介在物となる割合が増加して被削性が低下したり、浸炭における熱処理(焼入れ)後の残留オーステナイト(残留γ相)の量が増大して浸炭相に十分な硬さが得られない。したがって、Al含有量は0.5質量%以下とされ、0.45質量%以下が好ましく、0.4質量%以下がさらに好ましい。
Tiは、鋼中に不可避的に含有するNと結合することにより、製品中のN固溶量を減少させる。また、形成されたTiNは、熱処理において結晶粒を微細化する効果を有し、機械構造用鋼の機械的特性を向上させる。これらの効果を十分なものとするため、Ti含有量は0.01質量%以上とされ、0.02質量%以上が好ましく、0.03質量%以上がさらに好ましい。さらに、TiNは、浸炭処理時の異常粒成長を抑制する効果を有する。一方、Tiが過剰に添加されると、TiNのサイズが大きくなって加工性等の機械的特性および被削性が劣化する。したがって、Ti含有量は0.1質量%以下とされ、0.09質量%以下が好ましく、0.08質量%以下がさらに好ましい。
N(窒素)は鋼の溶融工程で不可避的に混入する元素であり、鋼中にTi等と共存する場合はこれに結合して窒素化合物を形成させ、あるいは鋼中に固溶する。固溶Nは、後記するように、鋼中にAlと共存する場合は、Alによる断続切削時の酸化摩耗抑制効果を低下させ、また機械的特性を劣化させるため、できる限り低減する必要がある。鋼中にNが多く含有されると、それに伴い、鋼中に固溶するNも増大するため、その含有量は制限されて、さらにNは極力窒素化合物として固着させることが好ましい。しかし、鋼中のNの多くを窒素化合物としても、Nが多く含有されると過剰に形成され、そのサイズも大きくなるため、被削性および浸炭処理時の異常粒成長の抑制効果が劣化する。したがって、N含有量は0.02質量%以下とされ、0.018質量%以下が好ましく、0.015質量%以下がさらに好ましい。
機械構造用鋼中に固溶したNは、それ自体は被削性を向上させる効果があるが、鋼中にAlと共存する場合は、切削時の発熱で固溶Alと結合してAlNを形成、工具表面に付着させる。その結果、断続切削時におけるAlのOへの結合力が損なわれて工具の酸化摩耗抑制効果が低下する。また、固溶Nは熱間加工時にもAlと結合してオーステナイト粒界にAlNとして偏析することで、粒界強度を著しく低下させる。さらにNが過剰に固溶されていると、時効硬化が進み過ぎて、延性および靭性が低下する場合がある。したがって、N固溶量はできる限り低減して、0.0005質量%以下とされ、0.0004質量%以下が好ましく、0.0003質量%以下がさらに好ましい。このようなN固溶量は、前記のN含有量の制限および後記のN含有量とTi含有量との関係式を満足することにより、制御される。なお、本発明におけるN(窒素)固溶量の値は、JIS G 1228に準拠され、機械構造用鋼の全窒素量(N含有量)から窒素化合物における窒素量の差とされる。以下に、鋼中のそれぞれの窒素量を測定する方法を説明する。
Ca,Mgは、それぞれがアルミナ等の硬質介在物を軟質化させる作用があるので、硬質介在物による工具摩耗を抑制する。また、Ca,Mgは、それぞれがMnS介在物を球状化する作用があるので、このMnS介在物による靭性の劣化を抑制する。これらの効果を十分なものとするため、Ca含有量は0.0005質量%以上とされ、0.0007質量%以上が好ましく、0.001質量%以上がさらに好ましい。同様に、Mg含有量は0.0001質量%以上とされ、0.0002質量%以上が好ましく、0.0003質量%以上がさらに好ましい。Ca,Mgは、いずれか1種のみ前記それぞれの規定含有量を含有されていれば前記工具摩耗を抑制する効果を得られ、もう1種は含有されていない、あるいは規定含有量未満を含有されていてもよい。また、Ca,Mgが共に規定含有量を含有されていてもよい。一方、Ca,Mgは、どちらも過剰に添加されると、CaO,MgO等の介在物が増大して、これらの介在物により延性および靭性が低下する。したがって、Ca含有量は0.02質量%以下とされ、0.015質量%以下が好ましく、0.01質量%以下がさらに好ましい。同様に、Mg含有量は0.005質量%以下とされ、0.004質量%以下が好ましく、0.003質量%以下がさらに好ましい。
Pは鋼に不可避的に含まれる元素(不純物)である。Pは、熱間加工時の割れを助長するので可能な限り低減されることが好ましい。したがって、P含有量は0.03質量%以下とされ、0.025質量%以下が好ましく、0.02質量%以下がさらに好ましい。
Sは鋼に不可避的に含まれる元素(不純物)である。Sは、被削性を向上させる効果を有するが、一方で、延性および靭性を低下させる。さらに、SはMnと反応してMnS介在物を形成する。この介在物が圧延時に圧延方向に伸展することにより、鋼材の圧延方向に対して垂直な方向(この方向を一般に「横目」という)の靭性が劣化する。したがって、S含有量は0.03質量%以下とされ、0.025質量%以下が好ましく、0.02質量%以下がさらに好ましい。
O(酸素)は鋼の溶融工程で不可避的に混入する元素である。O含有量が過剰になると、粗大な酸化物系介在物が生成して、この酸化物系介在物により被削性や延性、靭性、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、O含有量は0.003質量%以下とされ、0.002質量%以下が好ましく、0.0015質量%以下がさらに好ましい。
(0.1×[Cr]+[Al])/[O]≧150
[N]−0.3×[Ti]≦0.0005
Moは、鋼に固溶して焼入れ性を確保し、不完全焼入れ組織の生成を抑制する効果を有し、Mo含有量増加に伴いこの効果が大きくなる。この効果を得るために、Mo含有量は0.005質量%以上が好ましく、0.008質量%以上がより好ましく、0.01質量%以上がさらに好ましい。一方、Moが過剰に添加されると、焼入れ性が過剰となって、焼ならし後でも過冷組織が生成して被削性が低下する。したがって、Mo含有量は1質量%以下とされ、0.9質量%以下が好ましく、0.8質量%以下がさらに好ましい。
機械構造用鋼の中でも特に肌焼鋼は、通常、表面硬化のために浸炭処理が施される。この浸炭処理時に、処理温度および処理時間、加熱速度等によっては異常粒成長が発生する場合がある。Nbは、この異常粒成長を防止する効果を有する。この効果を得るために、Nb含有量は0.001質量%以上が好ましく、0.002質量%以上がさらに好ましい。一方、Nbが過剰に添加されると、硬質炭化物が生成して加工性等の機械的特性および被削性が劣化する。したがって、Nb含有量は0.2質量%以下とされ、0.15質量%以下が好ましく、0.1質量%以下がさらに好ましい。
V,Bは、前記Nbと同様に、浸炭処理時の異常粒成長を防止する効果を有する。この効果を得るために、V含有量は0.001質量%以上が好ましく、0.002質量%以上がさらに好ましい。同様に、B含有量は0.0004質量%以上が好ましく、0.0008質量%以上がさらに好ましい。また、Bは、被削性を向上させる効果を有する。一方、これらの元素が過剰に添加されると、硬質炭化物が生成して加工性等の機械的特性および被削性が劣化する。したがって、V含有量は0.5質量%以下とされ、0.4質量%以下が好ましく、0.3質量%以下がさらに好ましい。B含有量は0.005質量%以下とされ、0.003質量%以下が好ましく、0.001質量%以下がさらに好ましい。
表1および表2に示される化学成分組成の鋼150kgが、真空誘導炉で溶解され、上面:φ245mm、下面:φ210mm×高さ480mmのインゴットに鋳造された。このインゴットは、1200℃×3hr程度でソーキングされた後、1100℃×1hr程度で、150mm角×長さ680mmの四角材に鍛造されて、長さ100mm程度に切断された。この切断された四角材は、1100℃×1hr程度で、厚さ30mm×幅155mmの板材およびφ80mmの丸棒材に、それぞれ熱間鍛造された。そして、板材は長さ100mmに、丸棒材は長さ300mmに、それぞれ切断された。これらの板材および丸棒材は、焼ならし(900℃×2hrの熱処理後、放冷)されて、供試材No.1〜70(実施例、比較例)に作製された。Cr,Al,Oの含有量の関係式「(0.1×[Cr]+[Al])/[O]」およびN,Tiの含有量の関係式「[N]−0.3×[Ti]」は、前記化学成分組成から算出されて表1および表2に併記されている。また、供試材(板材)から切り出したサンプルで、不活性ガス融解法−熱伝導度法およびアンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法にて測定されたN固溶量は、表1および表2に併記されている。作製された供試材で、以下の測定および評価が行われた。
(被削性)
断続切削時の被削性を評価するために、エンドミル工具での断続切削によるホブ加工の模擬評価が行われた後、工具摩耗が観察された。供試材(板材)は、スケールを除去されて、その表面を厚さ方向に2mm研削されて、厚さ25mm×幅145mm×長さ100mmの切削試験片に作製された。マニシングセンタ主軸にエンドミル工具(三菱マテリアル製ハイスエンドミル、型番K−2SL、外径φ10mm、TiAlNコーティング厚さ2.6μm)が取り付けられ、バイスにより固定された切削試験片に対して、乾式の切削雰囲気下で断続切削が行われた。断続切削条件は下記に示される。200カット(切削距離:約3000m)の断続切削の後、使用されたエンドミル工具が光学顕微鏡にて観察され、平均逃げ面摩耗幅(工具摩耗量)が測定された。被削性の合格基準は、工具摩耗量が70μm以下とされた。なお、同じ切削試験片の表面のビッカース硬さが測定された。工具摩耗量およびビッカース硬さは表1および表2に示される。
軸方向切り込み量:1.0mm
径方向切り込み量:1.0mm
送り量 :0.117mm/rev
送り速度 :558.9mm/min
切削速度 :150m/min
回転速度 :4777rpm
機械的特性として、浸炭処理後の供試材の横目の靭性が評価された。供試材(丸棒材)は、圧延(鍛伸)方向に垂直な方向(横目)に沿ったノッチ(R:10mm、深さ:2mm)を形成され、10mm×10mm×55mmのサイズに削り出されて、シャルピー衝撃試験片に作製された。この試験片は、下記の条件で浸炭処理され、次に60℃のコールド油を用いて油焼入れされた後、焼戻しされた(170℃×120minの熱処理後、空冷)。以上の処理後の試験片でシャルピー衝撃値(シャルピー吸収エネルギー)が測定された。測定したシャルピー吸収エネルギーは表1および表2に示される。横目の靭性の合格基準は、シャルピー吸収エネルギーが10.0J以上とされた。
900℃×90min(CO2濃度:0.11%、カーボンポテンシャル(以下、CP):1.0%狙い)→900℃×90min(CO2濃度:0.17%、CP:0.8%狙い)→840℃×60min(CO2濃度:0.39%、CP:0.8%狙い)
熱間加工性として、供試材の熱間延性が評価された。供試材(丸棒材)は、図1に示される形状の試験片に作製された。この試験片は、熱間加工再現試験装置(富士電波工業(株)製)によって、900℃まで加熱された状態において0.01mm/sで引張試験を行われ、以下の式から断面減少率(%)を測定した。なお、試験片の標点距離は平行部の長さと同じ15mmである。測定した断面減少率は表1および表2に示される。熱間加工性の合格基準は、断面減少率が40%以上とされた。
(断面減少率)={(標点間部の断面積)−(破断部の断面積)}/(標点間部の断面積)×100
表1に示すように、供試材No.1〜27,61〜70は、その各成分の含有量および相関が本発明の範囲の実施例であるので、断続切削試験後の工具摩耗量が小さくて断続切削時の被削性に優れており、横目の靭性および熱間加工性も良好であった。
Claims (4)
- C:0.05〜1.2質量%、Si:0.03〜2質量%、Mn:0.2〜1.8質量%、Cr:0.1〜3質量%、Al:0.06〜0.5質量%、Ti:0.01〜0.1質量%、N:0.02質量%以下、O:0.003質量%以下を含有し、さらに、Ca:0.0005〜0.02質量%、Mg:0.0001〜0.005質量%のうち1種以上を含有し、PおよびSを各0.03質量%以下に規制し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
前記Cr,Al,Oの各含有量(質量%)を、[Cr]、[Al]、[O]として表したとき、(0.1×[Cr]+[Al])/[O]≧150を満足し、
前記N,Tiの各含有量(質量%)を、[N]、[Ti]として表したとき、[N]−0.3×[Ti]≦0.0005を満足し、
N固溶量が0.0005質量%以下であることを特徴とする機械構造用鋼。 - さらに、Mo:1質量%以下を含有することを特徴とする請求項1に記載の機械構造用鋼。
- さらに、Nb:0.2質量%以下を含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の機械構造用鋼。
- さらに、V:0.5質量%以下、Cu:3質量%以下、Ni:3質量%以下、およびB:0.005質量%以下のうち1種以上を含有することを特徴とする請求項1ないし請求項3のいずれか1項に記載の機械構造用鋼。
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