JPH11323487A - 被削性及び耐粗粒化特性に優れた機械構造用鋼 - Google Patents
被削性及び耐粗粒化特性に優れた機械構造用鋼Info
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- JPH11323487A JPH11323487A JP12858998A JP12858998A JPH11323487A JP H11323487 A JPH11323487 A JP H11323487A JP 12858998 A JP12858998 A JP 12858998A JP 12858998 A JP12858998 A JP 12858998A JP H11323487 A JPH11323487 A JP H11323487A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】被削性に優れるとともに、浸炭など表面硬化処
理の際に高温短時間処理をおこなってもオーステナイト
粒の粗大化を抑制することができ、しかもケースクラッ
シュに対する抵抗性が大きい機械構造用鋼を提供する。 【解決手段】重量％で、C：0.3超〜0.5％、Si＜1.0％、
Mn≦2.0％、P≦0.03％、S：0.02〜0.15％、Cr≦2.0％、
Ti≦0.4％、Zr≦0.4％で、且つ、Ti（％）＋Zr（％）：
0.025〜0.4％、N≦0.008％、Ni≦3.5％、Mo≦1.0％、W
≦1.0％、B≦0.005％、Nb≦0.1％、V≦0.3％、Pb≦0.3
％、Ca≦0.1％、Al≦0.1％を含有し、残部はFeと不純物
からなる被削性及び耐粗粒化特性に優れた機械構造用
鋼。
理の際に高温短時間処理をおこなってもオーステナイト
粒の粗大化を抑制することができ、しかもケースクラッ
シュに対する抵抗性が大きい機械構造用鋼を提供する。 【解決手段】重量％で、C：0.3超〜0.5％、Si＜1.0％、
Mn≦2.0％、P≦0.03％、S：0.02〜0.15％、Cr≦2.0％、
Ti≦0.4％、Zr≦0.4％で、且つ、Ti（％）＋Zr（％）：
0.025〜0.4％、N≦0.008％、Ni≦3.5％、Mo≦1.0％、W
≦1.0％、B≦0.005％、Nb≦0.1％、V≦0.3％、Pb≦0.3
％、Ca≦0.1％、Al≦0.1％を含有し、残部はFeと不純物
からなる被削性及び耐粗粒化特性に優れた機械構造用
鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、被削性及び耐粗粒
化特性に優れた機械構造用鋼に関する。
化特性に優れた機械構造用鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】歯車や軸受など表面硬化された機械部品
の素材鋼には、従来、重量％で、０．１５〜０．２５％
のＣを含有する肌焼鋼が用いられてきた。これは、浸炭
や浸炭窒化などの表面硬化処理によって表面の靭性が低
下するので、その靭性低下分を表面硬化されていない部
分、つまり母材の靭性で補い、部品全体としての靭性を
確保するためである。
の素材鋼には、従来、重量％で、０．１５〜０．２５％
のＣを含有する肌焼鋼が用いられてきた。これは、浸炭
や浸炭窒化などの表面硬化処理によって表面の靭性が低
下するので、その靭性低下分を表面硬化されていない部
分、つまり母材の靭性で補い、部品全体としての靭性を
確保するためである。
【０００３】しかし、最近では高面圧仕様の大型歯車や
大型軸受などの素材鋼には、重量％で、０．３〜０．５
％のＣを含有する中炭素鋼が用いられることがある。こ
れは、従来の肌焼鋼を素材鋼とした場合には高い面圧を
受ける部品において表面硬化層と母材の境目から硬化層
が剥離する所謂「ケースクラッシュ」と呼ばれる現象が
生じ、部品全体が破損することがあるためである。
大型軸受などの素材鋼には、重量％で、０．３〜０．５
％のＣを含有する中炭素鋼が用いられることがある。こ
れは、従来の肌焼鋼を素材鋼とした場合には高い面圧を
受ける部品において表面硬化層と母材の境目から硬化層
が剥離する所謂「ケースクラッシュ」と呼ばれる現象が
生じ、部品全体が破損することがあるためである。
【０００４】上記の「ケースクラッシュ」に対する抵抗
性は、母材の硬度を上げることによって高めることがで
きる。したがって、部品全体の靭性を幾分か犠牲にして
でも、表面硬化層と母材との境目からの破壊特性を改善
するために、前記したＣを重量％で０．３〜０．５％含
む中炭素鋼に浸炭や浸炭窒化が行われるのである。
性は、母材の硬度を上げることによって高めることがで
きる。したがって、部品全体の靭性を幾分か犠牲にして
でも、表面硬化層と母材との境目からの破壊特性を改善
するために、前記したＣを重量％で０．３〜０．５％含
む中炭素鋼に浸炭や浸炭窒化が行われるのである。
【０００５】表面硬化させた機械部品は、大まかには次
の２つの方法で製造される。
の２つの方法で製造される。
【０００６】第１は、熱間で圧延した素材を球状化焼鈍
し、これに冷間伸線を施した後に冷間での鍛造と切削加
工によって所定の部品形状に成形し、次いで浸炭あるい
は浸炭窒化の表面硬化処理を施す製造方法である。
し、これに冷間伸線を施した後に冷間での鍛造と切削加
工によって所定の部品形状に成形し、次いで浸炭あるい
は浸炭窒化の表面硬化処理を施す製造方法である。
【０００７】第２は、熱間で圧延した素材を熱間鍛造し
て素形材を成形し、焼準あるいは焼鈍した後、切削加工
によって所定の部品形状に成形し、次いで、浸炭あるい
は浸炭窒化の表面硬化処理を施す製造方法である。
て素形材を成形し、焼準あるいは焼鈍した後、切削加工
によって所定の部品形状に成形し、次いで、浸炭あるい
は浸炭窒化の表面硬化処理を施す製造方法である。
【０００８】上記の２つの製造方法において共通するの
は、切削工程と、表面硬化処理工程としての浸炭又は浸
炭窒化（以下、単に浸炭ともいう）である。つまり、こ
の両工程ともに歯車や軸受などの表面硬化させた機械部
品を製造する上で欠かせない工程である。したがって、
上記機械部品の製造コストの低減や生産性の向上のため
には、素材の被削性の向上や浸炭時間の短縮が重要であ
り、従来から様々な鋼種や浸炭法の提案がなされてき
た。
は、切削工程と、表面硬化処理工程としての浸炭又は浸
炭窒化（以下、単に浸炭ともいう）である。つまり、こ
の両工程ともに歯車や軸受などの表面硬化させた機械部
品を製造する上で欠かせない工程である。したがって、
上記機械部品の製造コストの低減や生産性の向上のため
には、素材の被削性の向上や浸炭時間の短縮が重要であ
り、従来から様々な鋼種や浸炭法の提案がなされてき
た。
【０００９】素材の被削性を向上させるために、従来、
鋼に快削元素であるＰｂやＳが添加されてきたが、被削
性の向上に寄与するのはＰｂ添加鋼では鋼中に分散した
Ｐｂ粒子であり、Ｓ添加鋼ではＭｎＳであって、いずれ
の粒子も鋼中に粗大に分散するという問題があった。つ
まり、こうした粗大な粒子は、機械部品の疲労破壊や衝
撃破壊の起点となるので、被削性改善を重視するあまり
粗大なＰｂ粒子やＭｎＳを鋼中に多量に分散させると、
疲労強度や靭性が著しく低下する場合があった。又、前
記した粗大粒子は冷間での限界圧縮率を低下させ、冷間
鍛造性の低下を招くという問題もある。
鋼に快削元素であるＰｂやＳが添加されてきたが、被削
性の向上に寄与するのはＰｂ添加鋼では鋼中に分散した
Ｐｂ粒子であり、Ｓ添加鋼ではＭｎＳであって、いずれ
の粒子も鋼中に粗大に分散するという問題があった。つ
まり、こうした粗大な粒子は、機械部品の疲労破壊や衝
撃破壊の起点となるので、被削性改善を重視するあまり
粗大なＰｂ粒子やＭｎＳを鋼中に多量に分散させると、
疲労強度や靭性が著しく低下する場合があった。又、前
記した粗大粒子は冷間での限界圧縮率を低下させ、冷間
鍛造性の低下を招くという問題もある。
【００１０】表面硬化処理時間の短縮のためには、処理
温度を上げることが最も有効である。これは、浸炭や浸
炭窒化はＣやＮの鋼中への拡散によって進行し、処理温
度を上げることによってＣやＮの拡散速度が著しく高ま
るからである。しかし、高温で浸炭や浸炭窒化を行う
と、オ−ステナイト粒が粗大化するので、次に焼入れす
ると、機械部品の歪が大きくなってしまうという問題が
あった。この高温処理での問題を解決するために、Ｎ
ｂ、Ｖなどの炭窒化物を鋼中に微細分散させてオーステ
ナイト粒の粗大化を抑制する方法が提案されている。し
かし、高温処理時のオーステナイト粒の粗大化抑制効果
を充分発揮させるためにはＮｂ、Ｖなどを多量に添加す
る必要があり、却って被削性を劣化させてしまうことも
あった。
温度を上げることが最も有効である。これは、浸炭や浸
炭窒化はＣやＮの鋼中への拡散によって進行し、処理温
度を上げることによってＣやＮの拡散速度が著しく高ま
るからである。しかし、高温で浸炭や浸炭窒化を行う
と、オ−ステナイト粒が粗大化するので、次に焼入れす
ると、機械部品の歪が大きくなってしまうという問題が
あった。この高温処理での問題を解決するために、Ｎ
ｂ、Ｖなどの炭窒化物を鋼中に微細分散させてオーステ
ナイト粒の粗大化を抑制する方法が提案されている。し
かし、高温処理時のオーステナイト粒の粗大化抑制効果
を充分発揮させるためにはＮｂ、Ｖなどを多量に添加す
る必要があり、却って被削性を劣化させてしまうことも
あった。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、被削性に優
れるとともに耐粗粒化特性に優れる、つまり、高温で浸
炭や浸炭窒化を行ってもオーステナイト粒の粗大化を抑
制することができる機械構造用鋼、なかでも、所謂「ケ
ースクラッシュ」に対する抵抗性の大きい中炭素の機械
構造用鋼を提供することを目的とする。
れるとともに耐粗粒化特性に優れる、つまり、高温で浸
炭や浸炭窒化を行ってもオーステナイト粒の粗大化を抑
制することができる機械構造用鋼、なかでも、所謂「ケ
ースクラッシュ」に対する抵抗性の大きい中炭素の機械
構造用鋼を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記に
示す被削性及び耐粗粒化特性に優れた機械構造用鋼にあ
る。
示す被削性及び耐粗粒化特性に優れた機械構造用鋼にあ
る。
【００１３】すなわち、「重量％で、Ｃ：０．３％を超
えて０．５％以下、Ｓｉ：１．０％未満、Ｍｎ：２．０
％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２〜０．１５
％、Ｃｒ：２．０％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｚｒ：
０．４％以下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．
０２５〜０．４％、Ｎ：０．００８％以下、Ｎｉ：３．
５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、
Ｂ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．
３％以下、Ｐｂ：０．３％以下、Ｃａ：０．１％以下、
Ａｌ：０．１％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避不
純物からなる被削性及び耐粗粒化特性に優れた機械構造
用鋼」である。
えて０．５％以下、Ｓｉ：１．０％未満、Ｍｎ：２．０
％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２〜０．１５
％、Ｃｒ：２．０％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｚｒ：
０．４％以下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．
０２５〜０．４％、Ｎ：０．００８％以下、Ｎｉ：３．
５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、
Ｂ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．
３％以下、Ｐｂ：０．３％以下、Ｃａ：０．１％以下、
Ａｌ：０．１％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避不
純物からなる被削性及び耐粗粒化特性に優れた機械構造
用鋼」である。
【００１４】本発明者らは、被削性に優れ、所謂「ケー
スクラッシュ」に対する大きな抵抗性を有するととも
に、高温で浸炭してもオーステナイト粒の粗大化を防止
できる機械構造用鋼を開発すべく、化学成分について種
々検討した。その結果、下記の知見を得た。
スクラッシュ」に対する大きな抵抗性を有するととも
に、高温で浸炭してもオーステナイト粒の粗大化を防止
できる機械構造用鋼を開発すべく、化学成分について種
々検討した。その結果、下記の知見を得た。
【００１５】（ａ）従来のＳ添加快削鋼の被削性の改善
にはＭｎＳ粒子が寄与しているが、これは潤滑効果に基
づくものである。
にはＭｎＳ粒子が寄与しているが、これは潤滑効果に基
づくものである。
【００１６】（ｂ）ＭｎＳ以外の硫化物でも潤滑効果を
発揮できれば、鋼の被削性を高めることが可能である。
発揮できれば、鋼の被削性を高めることが可能である。
【００１７】（ｃ）Ｔｉの硫化物やＺｒの硫化物は潤滑
効果を有するので鋼の被削性改善に有効である。しか
も、Ｔｉの硫化物やＺｒの硫化物はＭｎＳに比べて鋼中
に微細に分散し、且つ、高温でも安定であるので、オー
ステナイト粒の粗大化抑制にも寄与し得る。
効果を有するので鋼の被削性改善に有効である。しか
も、Ｔｉの硫化物やＺｒの硫化物はＭｎＳに比べて鋼中
に微細に分散し、且つ、高温でも安定であるので、オー
ステナイト粒の粗大化抑制にも寄与し得る。
【００１８】（ｄ）Ｔｉの硫化物やＺｒの硫化物の効果
を充分発揮させるためには、Ｎ含有量を低くすることが
重要である。これは、Ｎ含有量が多いとＴｉＮやＺｒＮ
としてＴｉやＺｒが固定されてしまい、Ｔｉ硫化物やＺ
ｒ硫化物の生成が抑制されてしまうためである。
を充分発揮させるためには、Ｎ含有量を低くすることが
重要である。これは、Ｎ含有量が多いとＴｉＮやＺｒＮ
としてＴｉやＺｒが固定されてしまい、Ｔｉ硫化物やＺ
ｒ硫化物の生成が抑制されてしまうためである。
【００１９】本発明は上記の知見に基づいて完成された
ものである。
ものである。
【００２０】
【発明の実施の形態】以下、本発明の各要件について詳
しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「重
量％」を意味する。
しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「重
量％」を意味する。
【００２１】Ｃ：一般の肌焼鋼は、浸炭あるいは浸炭窒
化により表層部を高Ｃ化、高Ｎ化して使用されるので、
部品（鋼部材）全体の靭性を確保するために母材は低Ｃ
化するのが基本である。しかし、高い面圧がかかり「ケ
ースクラッシュ」が発生するような部品に対しては、靭
性をある程度犠牲にしてでも、母材のＣ含有量を高めて
硬度を確保させることが必要である。Ｃの含有量が０．
３％以下の場合には「ケースクラッシュ」に対する抵抗
性を高めることが難しく、０．５％を超えると靭性の低
下が大きくなり、更に被削性も低下する。したがって、
Ｃ含有量を０．３％を超えて０．５％以下とした。な
お、Ｃの望ましい含有量は０．３５〜０．４５％であ
る。
化により表層部を高Ｃ化、高Ｎ化して使用されるので、
部品（鋼部材）全体の靭性を確保するために母材は低Ｃ
化するのが基本である。しかし、高い面圧がかかり「ケ
ースクラッシュ」が発生するような部品に対しては、靭
性をある程度犠牲にしてでも、母材のＣ含有量を高めて
硬度を確保させることが必要である。Ｃの含有量が０．
３％以下の場合には「ケースクラッシュ」に対する抵抗
性を高めることが難しく、０．５％を超えると靭性の低
下が大きくなり、更に被削性も低下する。したがって、
Ｃ含有量を０．３％を超えて０．５％以下とした。な
お、Ｃの望ましい含有量は０．３５〜０．４５％であ
る。
【００２２】Ｓｉ：Ｓｉは添加しなくても良い。添加す
れば鋼の脱酸を促進するとともに、転動疲労寿命を向上
させる作用を有するので、適宜添加することができる。
しかし、Ｓｉを１．０％以上含有させると、冷間鍛造性
と被削性が著しく低下する。したがって、Ｓｉの含有量
を１．０％未満とした。Ｓｉ含有量の上限は０．８％と
することが望ましい。なお、鋼中に微細に分散したＴｉ
の硫化物やＺｒの硫化物を利用して鋼の被削性を高める
とともに、オーステナイト粒の粗大化を抑制するために
は、ＴｉやＺｒの酸化物が過剰に生成することを防ぐこ
とが重要である。このため、Ａｌを添加しない場合に
は、少なくとも０．１％程度のＳｉを含有させるのが良
く、０．２％以上含有させると転動疲労寿命も大きく向
上する。
れば鋼の脱酸を促進するとともに、転動疲労寿命を向上
させる作用を有するので、適宜添加することができる。
しかし、Ｓｉを１．０％以上含有させると、冷間鍛造性
と被削性が著しく低下する。したがって、Ｓｉの含有量
を１．０％未満とした。Ｓｉ含有量の上限は０．８％と
することが望ましい。なお、鋼中に微細に分散したＴｉ
の硫化物やＺｒの硫化物を利用して鋼の被削性を高める
とともに、オーステナイト粒の粗大化を抑制するために
は、ＴｉやＺｒの酸化物が過剰に生成することを防ぐこ
とが重要である。このため、Ａｌを添加しない場合に
は、少なくとも０．１％程度のＳｉを含有させるのが良
く、０．２％以上含有させると転動疲労寿命も大きく向
上する。
【００２３】Ｍｎ：Ｍｎは添加しなくても良い。添加す
れば焼入れ性を高める作用がある。この効果を確実に得
るには、Ｍｎは０．３％以上の含有量とすることが好ま
しい。しかし、その含有量が２．０％を超えると冷間加
工性の低下をもたらす。したがって、Ｍｎの含有量を
２．０％以下とした。なお、Ｍｎ含有量の上限は１．５
％とすることが好ましい。
れば焼入れ性を高める作用がある。この効果を確実に得
るには、Ｍｎは０．３％以上の含有量とすることが好ま
しい。しかし、その含有量が２．０％を超えると冷間加
工性の低下をもたらす。したがって、Ｍｎの含有量を
２．０％以下とした。なお、Ｍｎ含有量の上限は１．５
％とすることが好ましい。
【００２４】Ｐ：Ｐは、浸炭あるいは浸炭窒化した部品
（鋼部材）の靭性を劣化させてしまう。特に、その含有
量が０．０３％を超えると、靭性の低下が著しくなる。
したがって、Ｐの含有量を０．０３％以下とした。な
お、Ｐの含有量は０．０２５％以下とすることが望まし
い。
（鋼部材）の靭性を劣化させてしまう。特に、その含有
量が０．０３％を超えると、靭性の低下が著しくなる。
したがって、Ｐの含有量を０．０３％以下とした。な
お、Ｐの含有量は０．０２５％以下とすることが望まし
い。
【００２５】Ｓ：ＳはＴｉやＺｒと硫化物を形成し、被
削性及び耐粗粒化特性を向上させる作用がある。しか
し、その含有量が０．０２％未満では、充分な量のＴｉ
やＺｒの硫化物を形成することができず、被削性向上効
果、耐粗粒化特性を確保できない。一方、硫化物は曲げ
疲労や転動疲労の起点となり、部品（鋼部材）の疲労強
度を低下させる場合があるし、部品の靭性や冷間鍛造性
を劣化させる場合もある。ＴｉやＺｒの硫化物は、Ｍｎ
Ｓに比べ鋼中に微細に分散するので通常は上記の問題を
考慮する必要はない。しかし、Ｓの含有量が０．１５％
を超えると前記の問題が生ずる場合もある。したがっ
て、Ｓの含有量を０．０２〜０．１５％とした。なお、
Ｓの望ましい含有量は、０．０３％〜０．１０％であ
る。
削性及び耐粗粒化特性を向上させる作用がある。しか
し、その含有量が０．０２％未満では、充分な量のＴｉ
やＺｒの硫化物を形成することができず、被削性向上効
果、耐粗粒化特性を確保できない。一方、硫化物は曲げ
疲労や転動疲労の起点となり、部品（鋼部材）の疲労強
度を低下させる場合があるし、部品の靭性や冷間鍛造性
を劣化させる場合もある。ＴｉやＺｒの硫化物は、Ｍｎ
Ｓに比べ鋼中に微細に分散するので通常は上記の問題を
考慮する必要はない。しかし、Ｓの含有量が０．１５％
を超えると前記の問題が生ずる場合もある。したがっ
て、Ｓの含有量を０．０２〜０．１５％とした。なお、
Ｓの望ましい含有量は、０．０３％〜０．１０％であ
る。
【００２６】Ｃｒ：Ｃｒは添加しなくても良い。添加す
れば焼入れ性を高める作用がある。この効果を確実に得
るには、Ｃｒは０．３％以上の含有量とすることが好ま
しい。しかし、その含有量が２．０％を超えると冷間加
工性の低下をもたらす。したがって、Ｃｒの含有量を
２．０％以下とした。なお、Ｃｒ含有量の上限は１．５
％とすることが好ましい。
れば焼入れ性を高める作用がある。この効果を確実に得
るには、Ｃｒは０．３％以上の含有量とすることが好ま
しい。しかし、その含有量が２．０％を超えると冷間加
工性の低下をもたらす。したがって、Ｃｒの含有量を
２．０％以下とした。なお、Ｃｒ含有量の上限は１．５
％とすることが好ましい。
【００２７】Ｔｉ、Ｚｒ：Ｔｉ、Ｚｒは本発明において
重要な元素であって、それぞれＳと結合してＴｉ硫化物
やＺｒ硫化物を形成し、被削性を高めるとともにオース
テナイト粒の粗大化を抑制する作用を有する。
重要な元素であって、それぞれＳと結合してＴｉ硫化物
やＺｒ硫化物を形成し、被削性を高めるとともにオース
テナイト粒の粗大化を抑制する作用を有する。
【００２８】ＴｉとＺｒの含有量に関し、Ｔｉ（％）＋
Ｚｒ（％）の値が０．０２５％以上で前記の作用が充分
に発揮されて被削性が大きく高まるとともに、オーステ
ナイト粒の粗大化が抑制される。一方、Ｔｉ（％）＋Ｚ
ｒ（％）の値で０．４％を超えるＴｉとＺｒを含有させ
ると、部品（鋼部材）の疲労強度が低下したり、部品の
靭性や冷間鍛造性が劣化する場合がある。
Ｚｒ（％）の値が０．０２５％以上で前記の作用が充分
に発揮されて被削性が大きく高まるとともに、オーステ
ナイト粒の粗大化が抑制される。一方、Ｔｉ（％）＋Ｚ
ｒ（％）の値で０．４％を超えるＴｉとＺｒを含有させ
ると、部品（鋼部材）の疲労強度が低下したり、部品の
靭性や冷間鍛造性が劣化する場合がある。
【００２９】なお、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値が０．
０２５〜０．４％でありさえすれば良いので、必ずしも
ＴｉとＺｒを複合して含有させる必要はない。Ｚｒを添
加しない、つまりＴｉを単独で添加する場合に、Ｔｉを
０．４％を超えて含有させると部品（鋼部材）の疲労強
度が低下したり、部品の靭性や冷間鍛造性が劣化する場
合がある。逆に、Ｔｉを添加しない、つまりＺｒを単独
で添加する場合に、Ｚｒを０．４％を超えて含有させる
と部品（鋼部材）の疲労強度が低下したり、部品の靭性
や冷間鍛造性が劣化する場合がある。したがって、本発
明にあっては、ＴｉとＺｒの含有量をいずれも０．４％
以下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値を０．０２
５〜０．４％とした。なお、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の
値は０．０５〜０．３％とすることが望ましい。
０２５〜０．４％でありさえすれば良いので、必ずしも
ＴｉとＺｒを複合して含有させる必要はない。Ｚｒを添
加しない、つまりＴｉを単独で添加する場合に、Ｔｉを
０．４％を超えて含有させると部品（鋼部材）の疲労強
度が低下したり、部品の靭性や冷間鍛造性が劣化する場
合がある。逆に、Ｔｉを添加しない、つまりＺｒを単独
で添加する場合に、Ｚｒを０．４％を超えて含有させる
と部品（鋼部材）の疲労強度が低下したり、部品の靭性
や冷間鍛造性が劣化する場合がある。したがって、本発
明にあっては、ＴｉとＺｒの含有量をいずれも０．４％
以下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値を０．０２
５〜０．４％とした。なお、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の
値は０．０５〜０．３％とすることが望ましい。
【００３０】Ｎ：本発明においてはＮの含有量を低くす
ることが極めて重要である。すなわち、ＮはＴｉやＺｒ
との親和力が大きいために容易にＴｉやＺｒと結合して
ＴｉＮやＺｒＮを生成し、ＴｉやＺｒを固定してしまう
ので、Ｎを多量に含有する場合には前記したＴｉ硫化物
やＺｒ硫化物の被削性向上効果及び耐粗粒化特性が充分
に発揮できないこととなる。特に、ＴｉやＺｒの含有量
が低めの場合には、Ｎ含有量の影響が顕著となる。更
に、粗大なＴｉＮやＺｒＮは被削性を低下させてしま
う。Ｎ含有量が０．００８％を超えると前記したＴｉ硫
化物やＺｒ硫化物の効果が確保されない。したがって、
Ｎの含有量を０．００８％以下とした。なお、Ｔｉ硫化
物やＺｒ硫化物の効果を高めるために、Ｎ含有量の上限
は０．００６％とすることが好ましい。
ることが極めて重要である。すなわち、ＮはＴｉやＺｒ
との親和力が大きいために容易にＴｉやＺｒと結合して
ＴｉＮやＺｒＮを生成し、ＴｉやＺｒを固定してしまう
ので、Ｎを多量に含有する場合には前記したＴｉ硫化物
やＺｒ硫化物の被削性向上効果及び耐粗粒化特性が充分
に発揮できないこととなる。特に、ＴｉやＺｒの含有量
が低めの場合には、Ｎ含有量の影響が顕著となる。更
に、粗大なＴｉＮやＺｒＮは被削性を低下させてしま
う。Ｎ含有量が０．００８％を超えると前記したＴｉ硫
化物やＺｒ硫化物の効果が確保されない。したがって、
Ｎの含有量を０．００８％以下とした。なお、Ｔｉ硫化
物やＺｒ硫化物の効果を高めるために、Ｎ含有量の上限
は０．００６％とすることが好ましい。
【００３１】Ｎｉ：Ｎｉは添加しなくても良い。添加す
れば、浸炭あるいは浸炭窒化した部品（鋼部材）の靭性
を向上させる作用を有する。この効果を確実に得るに
は、Ｎｉは０．３％以上の含有量とすることが好まし
い。しかし、Ｎｉを３．５％を超えて含有させても靭性
向上効果が飽和しコストが嵩むばかりか、被削性の劣化
を招く。したがって、Ｎｉの含有量を３．５％以下とし
た。なお、Ｎｉ含有量の上限は２．５％とすることが好
ましい。
れば、浸炭あるいは浸炭窒化した部品（鋼部材）の靭性
を向上させる作用を有する。この効果を確実に得るに
は、Ｎｉは０．３％以上の含有量とすることが好まし
い。しかし、Ｎｉを３．５％を超えて含有させても靭性
向上効果が飽和しコストが嵩むばかりか、被削性の劣化
を招く。したがって、Ｎｉの含有量を３．５％以下とし
た。なお、Ｎｉ含有量の上限は２．５％とすることが好
ましい。
【００３２】Ｍｏ：Ｍｏは添加しなくても良い。添加す
れば、浸炭あるいは浸炭窒化した部品（鋼部材）の靭性
を向上させる作用を有する。この効果を確実に得るに
は、Ｍｏは０．１％以上の含有量とすることが好まし
い。しかし、Ｍｏを１．０％を超えて含有させても靭性
向上効果が飽和しコストが嵩むばかりか、被削性の劣化
をきたす。したがって、Ｍｏの含有量を１．０％以下と
した。なお、Ｍｏ含有量の上限は０．８％とすることが
好ましい。
れば、浸炭あるいは浸炭窒化した部品（鋼部材）の靭性
を向上させる作用を有する。この効果を確実に得るに
は、Ｍｏは０．１％以上の含有量とすることが好まし
い。しかし、Ｍｏを１．０％を超えて含有させても靭性
向上効果が飽和しコストが嵩むばかりか、被削性の劣化
をきたす。したがって、Ｍｏの含有量を１．０％以下と
した。なお、Ｍｏ含有量の上限は０．８％とすることが
好ましい。
【００３３】Ｗ：Ｗは添加しなくても良い。添加すれ
ば、浸炭あるいは浸炭窒化した部品（鋼部材）の靭性を
向上させる作用を有する。この効果を確実に得るには、
Ｗは０．２％以上の含有量とすることが好ましい。しか
し、Ｗを１．０％を超えて含有させても靭性向上効果が
飽和しコストが嵩むばかりか、被削性の劣化を招く。し
たがって、Ｗの含有量を１．０％以下とした。なお、Ｗ
含有量の上限は０．８％とすることが好ましい。
ば、浸炭あるいは浸炭窒化した部品（鋼部材）の靭性を
向上させる作用を有する。この効果を確実に得るには、
Ｗは０．２％以上の含有量とすることが好ましい。しか
し、Ｗを１．０％を超えて含有させても靭性向上効果が
飽和しコストが嵩むばかりか、被削性の劣化を招く。し
たがって、Ｗの含有量を１．０％以下とした。なお、Ｗ
含有量の上限は０．８％とすることが好ましい。
【００３４】Ｂ：Ｂは添加しなくても良い。添加すれ
ば、浸炭あるいは浸炭窒化した部品（鋼部材）の靭性を
向上させる作用を有する。この効果を確実に得るには、
Ｂは０．０００５％以上の含有量とすることが好まし
い。しかし、Ｂを０．００５％を超えて含有させても靭
性向上効果が飽和しコストが嵩むばかりである。したが
って、Ｂの含有量を０．００５％以下とした。なお、Ｂ
含有量の上限は０．００４％とすることが好ましい。
ば、浸炭あるいは浸炭窒化した部品（鋼部材）の靭性を
向上させる作用を有する。この効果を確実に得るには、
Ｂは０．０００５％以上の含有量とすることが好まし
い。しかし、Ｂを０．００５％を超えて含有させても靭
性向上効果が飽和しコストが嵩むばかりである。したが
って、Ｂの含有量を０．００５％以下とした。なお、Ｂ
含有量の上限は０．００４％とすることが好ましい。
【００３５】Ｎｂ：Ｎｂは添加しなくても良い。添加す
れば、炭窒化物を形成しオーステナイト粒の粗大化を抑
制する作用を有する。したがって、ＴｉやＺｒの硫化物
の作用と合わせれば耐粗粒化特性を一段と高めることが
できる。この効果を確実に得るには、Ｎｂは０．０１％
以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｂを
０．１％を超えて含有させてもオーステナイト粒の粗大
化抑制効果は飽和してコストが嵩むし、被削性が低下す
るようになる。したがって、Ｎｂの含有量を０．１％以
下とした。なお、Ｎｂの含有量の上限は０．０６％とす
ることが好ましい。
れば、炭窒化物を形成しオーステナイト粒の粗大化を抑
制する作用を有する。したがって、ＴｉやＺｒの硫化物
の作用と合わせれば耐粗粒化特性を一段と高めることが
できる。この効果を確実に得るには、Ｎｂは０．０１％
以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｂを
０．１％を超えて含有させてもオーステナイト粒の粗大
化抑制効果は飽和してコストが嵩むし、被削性が低下す
るようになる。したがって、Ｎｂの含有量を０．１％以
下とした。なお、Ｎｂの含有量の上限は０．０６％とす
ることが好ましい。
【００３６】Ｖ：Ｖは添加しなくても良い。添加すれ
ば、炭窒化物を形成しオーステナイト粒の粗大化を抑制
する作用を有する。したがって、ＴｉやＺｒの硫化物の
作用と合わせれば耐粗粒化特性を一段と高めることがで
きる。この効果を確実に得るには、Ｖは０．０５％以上
の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｖを０．３％
を超えて含有させてもオーステナイト粒の粗大化抑制効
果は飽和してコストが嵩むし、被削性が低下するように
なる。したがって、Ｖの含有量を０．３％以下とした。
なお、Ｖ含有量の上限は０．２％とすることが好まし
い。
ば、炭窒化物を形成しオーステナイト粒の粗大化を抑制
する作用を有する。したがって、ＴｉやＺｒの硫化物の
作用と合わせれば耐粗粒化特性を一段と高めることがで
きる。この効果を確実に得るには、Ｖは０．０５％以上
の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｖを０．３％
を超えて含有させてもオーステナイト粒の粗大化抑制効
果は飽和してコストが嵩むし、被削性が低下するように
なる。したがって、Ｖの含有量を０．３％以下とした。
なお、Ｖ含有量の上限は０．２％とすることが好まし
い。
【００３７】Ｐｂ：Ｐｂは添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の被削性を一段と高める作用がある。したがっ
て、ＴｉやＺｒの硫化物の作用と合わせれば極めて良好
な被削性を確保することができる。この効果を確実に得
るには、Ｐｂは０．０５％以上の含有量とすることが好
ましい。しかし、その含有量が０．３％を超えると前記
の効果が飽和するばかりか、却って部品（鋼部材）の疲
労強度が低下する。したがって、Ｐｂの含有量を０．３
％以下とした。なお、Ｐｂ含有量の上限は０．２％とす
ることが好ましい。
れば、鋼の被削性を一段と高める作用がある。したがっ
て、ＴｉやＺｒの硫化物の作用と合わせれば極めて良好
な被削性を確保することができる。この効果を確実に得
るには、Ｐｂは０．０５％以上の含有量とすることが好
ましい。しかし、その含有量が０．３％を超えると前記
の効果が飽和するばかりか、却って部品（鋼部材）の疲
労強度が低下する。したがって、Ｐｂの含有量を０．３
％以下とした。なお、Ｐｂ含有量の上限は０．２％とす
ることが好ましい。
【００３８】Ｃａ：Ｃａは添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の被削性を一段と高める作用がある。したがっ
て、ＴｉやＺｒの硫化物の作用と合わせれば極めて良好
な被削性を確保することができる。この効果を確実に得
るには、Ｃａは０．００１％以上の含有量とすることが
好ましい。しかし、その含有量が０．１％を超えると前
記の効果が飽和しコストが嵩むばかりである。したがっ
て、Ｃａの含有量を０．１％以下とした。なお、Ｃａ含
有量の上限は０．０５％とすることが好ましい。
れば、鋼の被削性を一段と高める作用がある。したがっ
て、ＴｉやＺｒの硫化物の作用と合わせれば極めて良好
な被削性を確保することができる。この効果を確実に得
るには、Ｃａは０．００１％以上の含有量とすることが
好ましい。しかし、その含有量が０．１％を超えると前
記の効果が飽和しコストが嵩むばかりである。したがっ
て、Ｃａの含有量を０．１％以下とした。なお、Ｃａ含
有量の上限は０．０５％とすることが好ましい。
【００３９】Ａｌ：Ａｌは添加しなくても良い。添加す
れば鋼の脱酸を促進する作用を有する。この効果を確実
に得るには、Ａｌは０．０１％以上の含有量とすること
が望ましい。しかし、その含有量が０．１％を超えると
前記の効果が飽和しコストが嵩むばかりである。したが
って、Ａｌの含有量を０．１％以下とした。Ａｌ含有量
の上限は０．０５％とすることが望ましい。なお、鋼中
に微細に分散したＴｉの硫化物やＺｒの硫化物を利用し
て鋼の被削性を高めるとともに、オーステナイト粒の粗
大化を抑制するためには、ＴｉやＺｒの酸化物が過剰に
生成することを防ぐことが重要である。このため、Ｓｉ
を添加しない場合には、０．０１５％程度のＡｌを含有
させるのが良い。
れば鋼の脱酸を促進する作用を有する。この効果を確実
に得るには、Ａｌは０．０１％以上の含有量とすること
が望ましい。しかし、その含有量が０．１％を超えると
前記の効果が飽和しコストが嵩むばかりである。したが
って、Ａｌの含有量を０．１％以下とした。Ａｌ含有量
の上限は０．０５％とすることが望ましい。なお、鋼中
に微細に分散したＴｉの硫化物やＺｒの硫化物を利用し
て鋼の被削性を高めるとともに、オーステナイト粒の粗
大化を抑制するためには、ＴｉやＺｒの酸化物が過剰に
生成することを防ぐことが重要である。このため、Ｓｉ
を添加しない場合には、０．０１５％程度のＡｌを含有
させるのが良い。
【００４０】なお、本発明においては、Ｔｉ（％）＋Ｚ
ｒ（％）−１．２Ｓ（％）で表される値が０％を超える
場合に、前記したＴｉ硫化物やＺｒ硫化物の効果が一層
確実に発揮される。したがって、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ
（％）−１．２Ｓ（％）の値を０％を超えるようにする
ことが好ましい。
ｒ（％）−１．２Ｓ（％）で表される値が０％を超える
場合に、前記したＴｉ硫化物やＺｒ硫化物の効果が一層
確実に発揮される。したがって、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ
（％）−１．２Ｓ（％）の値を０％を超えるようにする
ことが好ましい。
【００４１】本発明鋼は、その通常の用途が高面圧仕様
の大型歯車や大型軸受などの素材鋼としてのものであ
り、所定の部品形状に成形された後、高温で浸炭や浸炭
窒化を受けることが前提である。なお、浸炭や浸炭窒化
は種々の手法によって行われており、大まかには、黒鉛
による固体浸炭、塩浴浸炭、ガス浸炭、イオン浸炭、塩
浴浸炭窒化、ガス浸炭窒化及びイオン浸炭窒化に分類で
きる。上記の各手法は、鋼中へのＣ、Ｎの浸透機構が異
なるものの高温処理であることには変わりはなく、いず
れの処理においても本発明鋼の有する特性の１つである
「耐粗粒化」の効果が失われるものではない。
の大型歯車や大型軸受などの素材鋼としてのものであ
り、所定の部品形状に成形された後、高温で浸炭や浸炭
窒化を受けることが前提である。なお、浸炭や浸炭窒化
は種々の手法によって行われており、大まかには、黒鉛
による固体浸炭、塩浴浸炭、ガス浸炭、イオン浸炭、塩
浴浸炭窒化、ガス浸炭窒化及びイオン浸炭窒化に分類で
きる。上記の各手法は、鋼中へのＣ、Ｎの浸透機構が異
なるものの高温処理であることには変わりはなく、いず
れの処理においても本発明鋼の有する特性の１つである
「耐粗粒化」の効果が失われるものではない。
【００４２】なお、浸炭や浸炭窒化を行わず、焼入れと
低温での焼戻しをするような機械構造部品、例えば各種
のシャフト類やジョイント類の素材鋼としても本発明鋼
を使用することが可能である。上記の機械構造部品にも
切削加工は必須であり、したがって、被削性に優れた本
発明鋼を使用することで切削コストの低減を行うことが
できる。又、ＴｉやＺｒの硫化物は鋼中に微細分散し、
且つ、高温でも安定で基地のオーステナイトに固溶しな
いので、焼入れと低温焼戻しを行うことで微細な焼戻し
マルテンサイト組織が得られ、高強度で優れた靭性を有
する機械構造部品が得られる。
低温での焼戻しをするような機械構造部品、例えば各種
のシャフト類やジョイント類の素材鋼としても本発明鋼
を使用することが可能である。上記の機械構造部品にも
切削加工は必須であり、したがって、被削性に優れた本
発明鋼を使用することで切削コストの低減を行うことが
できる。又、ＴｉやＺｒの硫化物は鋼中に微細分散し、
且つ、高温でも安定で基地のオーステナイトに固溶しな
いので、焼入れと低温焼戻しを行うことで微細な焼戻し
マルテンサイト組織が得られ、高強度で優れた靭性を有
する機械構造部品が得られる。
【００４３】
【実施例】（実施例１）表１〜３に示す化学組成の鋼を
真空溶解炉を用いて溶製した。なお、Ｔｉ酸化物及びＺ
ｒ酸化物の生成を防ぐために、Ｓｉ及びＡｌで充分脱酸
し種々の元素を添加した最後にＴｉ、Ｚｒを添加した。
真空溶解炉を用いて溶製した。なお、Ｔｉ酸化物及びＺ
ｒ酸化物の生成を防ぐために、Ｓｉ及びＡｌで充分脱酸
し種々の元素を添加した最後にＴｉ、Ｚｒを添加した。
【００４４】表１、表２における鋼A1〜 A31は化学組成
が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼であり、
表３における鋼B1〜C7はその化学組成のいずれかが本発
明で規定する含有量の範囲から外れた比較例の鋼であ
る。
が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼であり、
表３における鋼B1〜C7はその化学組成のいずれかが本発
明で規定する含有量の範囲から外れた比較例の鋼であ
る。
【００４５】本発明例の鋼のうち鋼A1は、JIS G 4104の
ＳＣｒ４４０鋼にＴｉを添加し、Ｓ量とＮ量を調整した
鋼（基本鋼）である。鋼A2〜 A12は、本発明で規定する
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｒ、Ｓ、Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｎの上下
限量を狙った鋼である。鋼 A13〜 A31は、Ｎｉ、Ｍｏ、
Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｐｂ、Ｃａを含有させた鋼である。この
中で鋼 A13と鋼 A20はそれぞれJIS G 4102のＳＮＣ８３
６鋼とJIS G 4103のＳＮＣＭ４３９鋼にＴｉを添加し、
Ｓ量とＮ量を調整した鋼である。
ＳＣｒ４４０鋼にＴｉを添加し、Ｓ量とＮ量を調整した
鋼（基本鋼）である。鋼A2〜 A12は、本発明で規定する
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｒ、Ｓ、Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｎの上下
限量を狙った鋼である。鋼 A13〜 A31は、Ｎｉ、Ｍｏ、
Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｐｂ、Ｃａを含有させた鋼である。この
中で鋼 A13と鋼 A20はそれぞれJIS G 4102のＳＮＣ８３
６鋼とJIS G 4103のＳＮＣＭ４３９鋼にＴｉを添加し、
Ｓ量とＮ量を調整した鋼である。
【００４６】鋼B1〜B3は、Ｓ、Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｎの含有量
が本発明で規定する範囲外にある鋼である。鋼C1〜C7は
従来鋼で、それぞれ鋼A1、鋼 A13、鋼 A14、鋼 A20、鋼
A24、鋼 A18、及び鋼 A16のＳ、Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｎ含有量
を通常レベルにした鋼である。
が本発明で規定する範囲外にある鋼である。鋼C1〜C7は
従来鋼で、それぞれ鋼A1、鋼 A13、鋼 A14、鋼 A20、鋼
A24、鋼 A18、及び鋼 A16のＳ、Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｎ含有量
を通常レベルにした鋼である。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】
【表３】
【００５０】前記３７鋼種の鋼塊を１２５０℃に加熱し
てから熱間鍛造し、１０００℃で仕上げて直径６５ｍｍ
の丸棒にした。次に、これらの丸棒を９２５℃で１時間
加熱したあと、６００℃の炉に挿入して１時間保持して
空気中で放冷した。なお、この処理は熱間鍛造の後に通
常行う焼なまし工程をシミュレ−ションしたものであ
る。この後、直径が６０ｍｍで長さが４５ｍｍの円柱状
の被削性試験片と、直径が１０ｍｍで長さが２０ｍｍの
粗粒化試験片を作製し、下記の被削性試験と疑似浸炭後
の粗粒化調査を行った。
てから熱間鍛造し、１０００℃で仕上げて直径６５ｍｍ
の丸棒にした。次に、これらの丸棒を９２５℃で１時間
加熱したあと、６００℃の炉に挿入して１時間保持して
空気中で放冷した。なお、この処理は熱間鍛造の後に通
常行う焼なまし工程をシミュレ−ションしたものであ
る。この後、直径が６０ｍｍで長さが４５ｍｍの円柱状
の被削性試験片と、直径が１０ｍｍで長さが２０ｍｍの
粗粒化試験片を作製し、下記の被削性試験と疑似浸炭後
の粗粒化調査を行った。
【００５１】（１）被削性試験 前記した直径が６０ｍｍで長さが４５ｍｍの試験片を用
いて、その長さ方向に深さ４０ｍｍの穴を開け、ドリル
刃先の摩耗により加工不能となるまでの穴の数を被削性
の指標とし、２００個以上であれば被削性に優れている
と判断した。加工条件は、JIS G 4403に規定される高速
度工具鋼ＳＫＨ５１の直径１０ｍｍのドリルを使用し、
水溶性の潤滑剤を用いて、送り０．２０ｍｍ／ｒｅｖ、
回転数９８０ｒｐｍの条件で行った。
いて、その長さ方向に深さ４０ｍｍの穴を開け、ドリル
刃先の摩耗により加工不能となるまでの穴の数を被削性
の指標とし、２００個以上であれば被削性に優れている
と判断した。加工条件は、JIS G 4403に規定される高速
度工具鋼ＳＫＨ５１の直径１０ｍｍのドリルを使用し、
水溶性の潤滑剤を用いて、送り０．２０ｍｍ／ｒｅｖ、
回転数９８０ｒｐｍの条件で行った。
【００５２】（２）粗粒化調査 前記した直径が１０ｍｍで長さが２０ｍｍの試験片を１
０００℃で３時間加熱した後、油焼入れして浸炭条件を
模擬した。焼入れの後、オ−ステナイト結晶粒度を測定
し、ＪＩＳ粒度番号で６番以上、且つ、整粒であれば耐
粗粒化特性に優れているとした。
０００℃で３時間加熱した後、油焼入れして浸炭条件を
模擬した。焼入れの後、オ−ステナイト結晶粒度を測定
し、ＪＩＳ粒度番号で６番以上、且つ、整粒であれば耐
粗粒化特性に優れているとした。
【００５３】試験結果を表４に示す。
【００５４】
【表４】
【００５５】表４の評価の欄において、「○」は被削性
も耐粗粒化特性も優れていることを、「△」は被削性と
耐粗粒化特性のどちらか一方が劣っていることを、
「×」は被削性と耐粗粒化特性の両方ともが劣っている
ことを示す。
も耐粗粒化特性も優れていることを、「△」は被削性と
耐粗粒化特性のどちらか一方が劣っていることを、
「×」は被削性と耐粗粒化特性の両方ともが劣っている
ことを示す。
【００５６】鋼A1〜 A12は基本鋼及び本発明で規定する
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｒ、Ｓ、Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｎの上下
限量を狙った鋼であるが、いずれの鋼でも目標の被削性
と耐粗粒化特性とが得られている。比較例の鋼のうち従
来鋼である鋼C1〜C6は、それぞれ鋼A1、鋼 A13、鋼 A1
4、鋼 A20、鋼 A24及び鋼 A18のＳ、Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｎ含
有量を通常レベルにした鋼であるが、被削性、耐粗粒化
特性ともに目標未達となった。このことから、Ｓ、Ｔｉ
＋Ｚｒ、Ｎ含有量の調整が重要であることがわかる。鋼
C7は鋼 A16のＳ、Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｎ含有量を通常レベルに
した鋼であり、Ｎｂ添加により粒度は目標粒度になった
が、被削性が著しく劣化している。
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｒ、Ｓ、Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｎの上下
限量を狙った鋼であるが、いずれの鋼でも目標の被削性
と耐粗粒化特性とが得られている。比較例の鋼のうち従
来鋼である鋼C1〜C6は、それぞれ鋼A1、鋼 A13、鋼 A1
4、鋼 A20、鋼 A24及び鋼 A18のＳ、Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｎ含
有量を通常レベルにした鋼であるが、被削性、耐粗粒化
特性ともに目標未達となった。このことから、Ｓ、Ｔｉ
＋Ｚｒ、Ｎ含有量の調整が重要であることがわかる。鋼
C7は鋼 A16のＳ、Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｎ含有量を通常レベルに
した鋼であり、Ｎｂ添加により粒度は目標粒度になった
が、被削性が著しく劣化している。
【００５７】鋼A1と鋼B1の比較から、Ｓ含有量が本発明
で規定する値を下回ると硫化物の量が減少し被削性が劣
化することが明らかである。
で規定する値を下回ると硫化物の量が減少し被削性が劣
化することが明らかである。
【００５８】鋼A1と鋼B2の比較から、Ｔｉ（Ｔｉ＋Ｚ
ｒ）量が本発明で規定する値を下回るとＴｉ硫化物の代
わりにＭｎＳが生成するので、被削性は良好であるが耐
粗粒化特性が劣っている。
ｒ）量が本発明で規定する値を下回るとＴｉ硫化物の代
わりにＭｎＳが生成するので、被削性は良好であるが耐
粗粒化特性が劣っている。
【００５９】又、鋼A1と鋼B3の比較から、Ｎ含有量が本
発明で規定する値を上回るとＴｉＮが生成し耐粗粒化特
性は良好であるが被削性が劣化している。
発明で規定する値を上回るとＴｉＮが生成し耐粗粒化特
性は良好であるが被削性が劣化している。
【００６０】靭性を向上させるＮｉ、Ｍｏ、Ｂを添加し
た鋼においては、鋼 A13〜 A15、鋼A20 、鋼 A21の比較
から、これらの合金元素の添加により、被削性は多少劣
化するものもあるが、いずれも許容範囲内であることが
わかる。
た鋼においては、鋼 A13〜 A15、鋼A20 、鋼 A21の比較
から、これらの合金元素の添加により、被削性は多少劣
化するものもあるが、いずれも許容範囲内であることが
わかる。
【００６１】結晶粒を微細化するＮｂ、Ｖを添加した鋼
においては、鋼 A16、鋼 A17、鋼 A22の比較から、これ
らの合金元素の添加により、被削性を許容範囲内とし、
耐粗粒化特性を一層改善できることがわかる。
においては、鋼 A16、鋼 A17、鋼 A22の比較から、これ
らの合金元素の添加により、被削性を許容範囲内とし、
耐粗粒化特性を一層改善できることがわかる。
【００６２】被削性を改善するＰｂ、Ｃａを添加した鋼
においては、鋼 A18、鋼 A19、鋼 A23の比較から、これ
らの元素の添加により、結晶粒度を許容範囲内とし、被
削性をさらに改善することができることがわかる。
においては、鋼 A18、鋼 A19、鋼 A23の比較から、これ
らの元素の添加により、結晶粒度を許容範囲内とし、被
削性をさらに改善することができることがわかる。
【００６３】同様に、靭性向上元素（Ｎｉ、Ｍｏ、
Ｂ）、細粒化元素（Ｎｂ、Ｖ）、被削性向上元素（Ｐ
ｂ、Ｃａ）の複合添加鋼においても、本発明で規定する
範囲内であれば、被削性、耐粗粒化特性ともに優れるこ
とが明らかである。
Ｂ）、細粒化元素（Ｎｂ、Ｖ）、被削性向上元素（Ｐ
ｂ、Ｃａ）の複合添加鋼においても、本発明で規定する
範囲内であれば、被削性、耐粗粒化特性ともに優れるこ
とが明らかである。
【００６４】（実施例２）表１に示した鋼A1〜A3につい
て、鋼塊を１２５０℃に加熱してから熱間鍛造し、１０
００℃で仕上げて直径１５０ｍｍと３５ｍｍの丸棒にし
た。次に、これらの丸棒を９２５℃で１時間加熱したあ
と、６００℃の炉に挿入して１時間保持して空気中で放
冷した。この後、直径が１５０ｍｍの丸棒からは外径１
３０ｍｍ、内径４５ｍｍで厚さが１８ｍｍの円盤状の試
験片（大ローラー）を、又、直径が３５ｍｍの丸棒から
は図１に示す棒状の試験片（小ローラー）と直径３０ｍ
ｍのオーステナイト結晶粒度測定用試験片を切り出し
た。
て、鋼塊を１２５０℃に加熱してから熱間鍛造し、１０
００℃で仕上げて直径１５０ｍｍと３５ｍｍの丸棒にし
た。次に、これらの丸棒を９２５℃で１時間加熱したあ
と、６００℃の炉に挿入して１時間保持して空気中で放
冷した。この後、直径が１５０ｍｍの丸棒からは外径１
３０ｍｍ、内径４５ｍｍで厚さが１８ｍｍの円盤状の試
験片（大ローラー）を、又、直径が３５ｍｍの丸棒から
は図１に示す棒状の試験片（小ローラー）と直径３０ｍ
ｍのオーステナイト結晶粒度測定用試験片を切り出し
た。
【００６５】上記の大ローラーと小ローラーには、１０
００℃×３ｈｒ（炭素ポテンシャル：０．９％）のガス
浸炭処理を施し、８６０℃から油焼入れした。この後、
１８０℃で２時間の焼戻しを行い、ケースクラッシュに
対する抵抗性を評価するためにローラーピッチング試験
を行った。すなわち、接触点の最大面圧３５０ｋｇｆ／
ｍｍ2 、すべり率４０％、回転数１０００ｒｐｍ、潤滑
油ありの条件の下に、常温でローラーピッチング試験を
行い、ケースクラッシュに到る迄の回転数でケースクラ
ッシュに対する抵抗性を評価した。又、オーステナイト
結晶粒度測定用試験片を上記の条件で浸炭焼入れした
後、浸炭層のオーステナイト粒度番号（ＪＩＳ粒度番
号）を測定した。
００℃×３ｈｒ（炭素ポテンシャル：０．９％）のガス
浸炭処理を施し、８６０℃から油焼入れした。この後、
１８０℃で２時間の焼戻しを行い、ケースクラッシュに
対する抵抗性を評価するためにローラーピッチング試験
を行った。すなわち、接触点の最大面圧３５０ｋｇｆ／
ｍｍ2 、すべり率４０％、回転数１０００ｒｐｍ、潤滑
油ありの条件の下に、常温でローラーピッチング試験を
行い、ケースクラッシュに到る迄の回転数でケースクラ
ッシュに対する抵抗性を評価した。又、オーステナイト
結晶粒度測定用試験片を上記の条件で浸炭焼入れした
後、浸炭層のオーステナイト粒度番号（ＪＩＳ粒度番
号）を測定した。
【００６６】表５に試験結果を示す。なお、表５には参
考として、同じ処理を施して同じ条件で試験したJIS G
4105のＳＣＭ４２０鋼の結果も併せて示した。
考として、同じ処理を施して同じ条件で試験したJIS G
4105のＳＣＭ４２０鋼の結果も併せて示した。
【００６７】
【表５】
【００６８】表５から、Ｃ含有量が高く、しかも耐粗粒
化特性に優れる本発明鋼はケースクラッシュに対する抵
抗性が優れていることが明らかである。
化特性に優れる本発明鋼はケースクラッシュに対する抵
抗性が優れていることが明らかである。
【００６９】
【発明の効果】本発明の機械構造用鋼は、被削性に優れ
ており、浸炭など高温での表面硬化処理でオ−ステナイ
ト粒が粗大化することがない。このため、浸炭、浸炭窒
化される部品の切削工程と浸炭あるいは浸炭窒化に要す
る処理時間の短縮が可能で、製造コストを低減させるこ
とができる。更に、母材硬度が高くなって「ケースクラ
ッシュ」に対する抵抗性が大きくなるので、高面圧仕様
の大型歯車や大型軸受などの素材鋼として利用すること
ができる。
ており、浸炭など高温での表面硬化処理でオ−ステナイ
ト粒が粗大化することがない。このため、浸炭、浸炭窒
化される部品の切削工程と浸炭あるいは浸炭窒化に要す
る処理時間の短縮が可能で、製造コストを低減させるこ
とができる。更に、母材硬度が高くなって「ケースクラ
ッシュ」に対する抵抗性が大きくなるので、高面圧仕様
の大型歯車や大型軸受などの素材鋼として利用すること
ができる。
【図１】実施例のローラーピッチング試験で用いた棒状
の試験片（小ローラー）の形状を示す図である。
の試験片（小ローラー）の形状を示す図である。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．３％を超えて０．５％
以下、Ｓｉ：１．０％未満、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０２〜０．１５％、Ｃｒ：
２．０％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｚｒ：０．４％以
下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．０２５〜
０．４％、Ｎ：０．００８％以下、Ｎｉ：３．５％以
下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｂ：０．
００５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以
下、Ｐｂ：０．３％以下、Ｃａ：０．１％以下、Ａｌ：
０．１％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物か
らなる被削性及び耐粗粒化特性に優れた機械構造用鋼。
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|---|---|---|---|
| JP12858998A JP3534166B2 (ja) | 1998-05-12 | 1998-05-12 | 被削性、耐粗粒化特性及びケースクラッシュに対する抵抗性に優れた機械構造用鋼 |
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|---|---|---|---|
| JP12858998A JP3534166B2 (ja) | 1998-05-12 | 1998-05-12 | 被削性、耐粗粒化特性及びケースクラッシュに対する抵抗性に優れた機械構造用鋼 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11323487A true JPH11323487A (ja) | 1999-11-26 |
| JP3534166B2 JP3534166B2 (ja) | 2004-06-07 |
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ID=14988500
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|---|---|---|---|
| JP12858998A Expired - Fee Related JP3534166B2 (ja) | 1998-05-12 | 1998-05-12 | 被削性、耐粗粒化特性及びケースクラッシュに対する抵抗性に優れた機械構造用鋼 |
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-
1998
- 1998-05-12 JP JP12858998A patent/JP3534166B2/ja not_active Expired - Fee Related
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