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技術 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼およびその製造方法

出願人 日本製鉄株式会社
発明者 宮西慶志賀聡根石豊水上英夫
出願日 2016年1月26日 (4年11ヶ月経過) 出願番号 2016-012208
公開日 2017年8月3日 (3年4ヶ月経過) 公開番号 2017-133052
状態 特許登録済
技術分野 熱処理 鋼の加工熱処理
主要キーワード 最大周速 ドリル材 点接触型 ジョイント部品 ドリル送り 鍛造部材 保温カバー 検査基準面積
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重要な関連分野

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課題

浸炭時の粗大粒防止特性および被削性に優れ、浸炭焼き入れによる熱処理歪みを抑制できるとともに、浸炭焼き入れ後に優れた疲労特性が得られる肌焼鋼およびその製造方法を提供する。

解決手段

C:0.10〜0.30%、Si:0.02〜1.5%、Mn:0.3〜1.8%、S:0.020超〜0.050%、Cr:0.4〜2.0%、Al:0.005〜0.05%、Ti:0.06〜0.20%、Bi:0.0001〜0.0050%を含有し、さらに、Ca:0.0005〜0.0050%、Mg:0.0003〜0.0050%、Te:0.0003〜0.20%の1種または2種以上を含有し、下記式(1)を満たす浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼とする。 5.0≧Ti/S≧3.0 式(1)(式(1)中のTiは、Tiの含有量(質量%)であり、Sは、Sの含有量(質量%)である。)

概要

背景

歯車軸受部品転動部品シャフト等速ジョイント部品などの浸炭部品は、通常、以下に示す方法により製造されている。例えば、JIS G 4052、JIS G 4104、JIS G 4105、JIS G 4106などに規定されている中炭素機械構造用合金鋼鍛造し、切削により所定の形状に加工した後、浸炭焼入れを行う。

浸炭部品を製造する際に行う鍛造では、冷間鍛造転造も含む)又は熱間鍛造が行われている。冷間鍛造は、製品表面肌および寸法精度が良く、熱間鍛造に比べて製造コストが低く、歩留まりも良好である。このため、近年、熱間鍛造から冷間鍛造へ切り替える傾向が強くなっている。その結果、冷間鍛造後浸炭焼き入れして製造される浸炭部品が、近年顕著に増加している。

冷間鍛造後に浸炭焼き入れして製造される浸炭部品の大きな課題として、熱処理歪みの低減が挙げられる。例えば、シャフトが熱処理歪みによって曲がると、シャフトとしての機能が損なわれる。また、歯車や等速ジョイント部品では、熱処理歪みが大きいと、騒音振動の原因となる。
浸炭部品の熱処理歪みの最大の原因は、浸炭時に発生する粗大粒である。従来、粗大粒を抑制するために、冷間鍛造後、浸炭焼入れの前に、焼鈍が行われていた。しかし、近年、コスト削減の視点から、焼鈍省略の指向が強まっている。そのため、焼鈍を省略しても粗大粒を生じない鋼材が強く求められている。

一方、歯車、軸受部品、転動部品の中でも、高面圧負荷される軸受部品、転動部品においては、高深度浸炭が行われている。通常、高深度浸炭では、十数時間から数十時間の長時間を要するため、省エネルギーの視点から、浸炭時間の短縮が重要な課題となっている。
浸炭時間を短縮するためには、浸炭温度高温化が有効である。浸炭温度は、通常の浸炭では930℃程度であるが、高温浸炭では990〜1090℃の温度域で行う。しかし、浸炭時間を短縮するために高温浸炭を行うと、粗大粒が発生し、浸炭部品に必要な転動疲労特性等の疲労特性が十分に得られない場合があった。そのため、高温浸炭を行っても粗大粒が発生しない高温浸炭に適した肌焼鋼が求められている。

また、高面圧が負荷される歯車、軸受部品、転動部品は、大型部品が多く、通常「棒鋼−熱間鍛造−必要により焼準等の熱処理−切削−浸炭焼入れ−必要により研磨」の工程を経て製造される。浸炭時の粗大粒の発生を抑制するためには、熱間鍛造後の熱間鍛造部材が、浸炭時の粗大粒を抑制できる適正な材質である必要がある。そのためには、棒鋼の素材として、浸炭時の粗大粒を抑制できる適正な材質を用いる必要がある。

特許文献1には、Ti:0.05〜0.2%、S:0.001〜0.15%を含有し、N:0.0051%未満に制限し、熱間圧延後のAlNの析出量を0.01%以下に制限した浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼が開示されている。
特許文献2には、Ti:0.03〜0.30%、S:0.010〜0.10%を含有し、N:0.020%以下に制限し、Ti系硫化物個数密度を規定した肌焼鋼が開示されている。

概要

浸炭時の粗大粒防止特性および被削性に優れ、浸炭焼き入れによる熱処理歪みを抑制できるとともに、浸炭焼き入れ後に優れた疲労特性が得られる肌焼鋼およびその製造方法を提供する。C:0.10〜0.30%、Si:0.02〜1.5%、Mn:0.3〜1.8%、S:0.020超〜0.050%、Cr:0.4〜2.0%、Al:0.005〜0.05%、Ti:0.06〜0.20%、Bi:0.0001〜0.0050%を含有し、さらに、Ca:0.0005〜0.0050%、Mg:0.0003〜0.0050%、Te:0.0003〜0.20%の1種または2種以上を含有し、下記式(1)を満たす浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼とする。 5.0≧Ti/S≧3.0 式(1)(式(1)中のTiは、Tiの含有量(質量%)であり、Sは、Sの含有量(質量%)である。)なし

目的

また、肌焼鋼の用途として主要な歯車、シャフトにおいては、さらなる疲労強度特性の向上が望まれている

効果

実績

技術文献被引用数
0件
牽制数
0件

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請求項1

化学組成が質量%で、C:0.10〜0.30%、Si:0.02〜1.5%、Mn:0.3〜1.8%、S:0.020超〜0.050%、Cr:0.4〜2.0%、Al:0.005〜0.05%、Ti:0.06〜0.20%、Bi:0.0001〜0.0050%を含有し、さらに、Ca:0.0005〜0.0050%、Mg:0.0003〜0.0050%、Te:0.0003〜0.20%の1種または2種以上を含有し、P:0.050%以下、N:0.01%以下、O:0.0025%以下に制限し、残部が鉄および不純物であり、下記式(1)を満たすことを特徴とする浸炭時の粗大粒防止特性疲労特性被削性に優れた肌焼鋼。5.0≧Ti/S≧3.0式(1)(式(1)中のTiは、Tiの含有量(質量%)であり、Sは、Sの含有量(質量%)である。)

請求項2

前記化学組成が質量%で、Mo:0.02〜1.5%、Ni:0.1〜3.5%、V:0.02〜0.5%、B:0.0002〜0.005%の1種または2種以上を含有する請求項1に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。

請求項3

化学組成が質量%で、Nb:0.04%未満を含有する請求項1または請求項2に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。

請求項4

ベイナイト組織分率が30%以下である請求項1〜請求項3のいずれか一項に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。

請求項5

フェライト結晶粒度番号がJISG0552で規定されている8〜11番である請求項1〜請求項4のいずれか一項に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。

請求項6

マトリックス中の長手方向断面において、検査基準面積:100平方mm、検査数:16視野予測を行なう面積:30000平方mmの条件で測定された極値統計によるTi系析出物最大直径が40μm以下である請求項1〜請求項5のいずれか一項に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。

請求項7

化学組成が質量%で、C:0.10〜0.30%、Si:0.02〜1.5%、Mn:0.3〜1.8%、S:0.020超〜0.050%、Cr:0.4〜2.0%、Al:0.005〜0.05%、Ti:0.06〜0.20%、Bi:0.0001〜0.0050%を含有し、さらに、Ca:0.0005〜0.0050%、Mg:0.0003〜0.0050%、Te:0.0003〜0.20%の1種または2種以上を含有し、P:0.050%以下、N:0.01%以下、O:0.0025%以下に制限し、残部が鉄および不純物であり、下記式(1)を満たす鋼を、1150℃以上の温度で保持時間10分以上加熱して線材または棒鋼熱間圧延する工程を含む浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。5.0≧Ti/S≧3.0式(1)(式(1)中のTiは、Tiの含有量(質量%)であり、Sは、Sの含有量(質量%)である。)

請求項8

前記熱間圧延後に800〜500℃の温度範囲を1℃/秒以下の冷却速度徐冷し、熱間圧延して冷却した後の鋼のベイナイトの組織分率が30%以下となるようにする請求項7に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。

請求項9

前記熱間圧延の仕上げ温度を840〜1000℃とし、フェライト結晶粒度番号がJISG0552で規定されている8〜11番である鋼となるようにする請求項7または請求項8に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。

技術分野

0001

本発明は、浸炭時の粗大粒防止特性疲労特性被削性に優れた肌焼鋼およびその製造方法に関する。

背景技術

0002

歯車軸受部品転動部品シャフト等速ジョイント部品などの浸炭部品は、通常、以下に示す方法により製造されている。例えば、JIS G 4052、JIS G 4104、JIS G 4105、JIS G 4106などに規定されている中炭素機械構造用合金鋼鍛造し、切削により所定の形状に加工した後、浸炭焼入れを行う。

0003

浸炭部品を製造する際に行う鍛造では、冷間鍛造転造も含む)又は熱間鍛造が行われている。冷間鍛造は、製品表面肌および寸法精度が良く、熱間鍛造に比べて製造コストが低く、歩留まりも良好である。このため、近年、熱間鍛造から冷間鍛造へ切り替える傾向が強くなっている。その結果、冷間鍛造後浸炭焼き入れして製造される浸炭部品が、近年顕著に増加している。

0004

冷間鍛造後に浸炭焼き入れして製造される浸炭部品の大きな課題として、熱処理歪みの低減が挙げられる。例えば、シャフトが熱処理歪みによって曲がると、シャフトとしての機能が損なわれる。また、歯車や等速ジョイント部品では、熱処理歪みが大きいと、騒音振動の原因となる。
浸炭部品の熱処理歪みの最大の原因は、浸炭時に発生する粗大粒である。従来、粗大粒を抑制するために、冷間鍛造後、浸炭焼入れの前に、焼鈍が行われていた。しかし、近年、コスト削減の視点から、焼鈍省略の指向が強まっている。そのため、焼鈍を省略しても粗大粒を生じない鋼材が強く求められている。

0005

一方、歯車、軸受部品、転動部品の中でも、高面圧負荷される軸受部品、転動部品においては、高深度浸炭が行われている。通常、高深度浸炭では、十数時間から数十時間の長時間を要するため、省エネルギーの視点から、浸炭時間の短縮が重要な課題となっている。
浸炭時間を短縮するためには、浸炭温度高温化が有効である。浸炭温度は、通常の浸炭では930℃程度であるが、高温浸炭では990〜1090℃の温度域で行う。しかし、浸炭時間を短縮するために高温浸炭を行うと、粗大粒が発生し、浸炭部品に必要な転動疲労特性等の疲労特性が十分に得られない場合があった。そのため、高温浸炭を行っても粗大粒が発生しない高温浸炭に適した肌焼鋼が求められている。

0006

また、高面圧が負荷される歯車、軸受部品、転動部品は、大型部品が多く、通常「棒鋼−熱間鍛造−必要により焼準等の熱処理−切削−浸炭焼入れ−必要により研磨」の工程を経て製造される。浸炭時の粗大粒の発生を抑制するためには、熱間鍛造後の熱間鍛造部材が、浸炭時の粗大粒を抑制できる適正な材質である必要がある。そのためには、棒鋼の素材として、浸炭時の粗大粒を抑制できる適正な材質を用いる必要がある。

0007

特許文献1には、Ti:0.05〜0.2%、S:0.001〜0.15%を含有し、N:0.0051%未満に制限し、熱間圧延後のAlNの析出量を0.01%以下に制限した浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼が開示されている。
特許文献2には、Ti:0.03〜0.30%、S:0.010〜0.10%を含有し、N:0.020%以下に制限し、Ti系硫化物個数密度を規定した肌焼鋼が開示されている。

先行技術

0008

特許第4448456号公報
特開2007−31787号公報

発明が解決しようとする課題

0009

しかしながら、従来の肌焼鋼は、今後のさらなる高温浸炭化のニーズに対応するには、粗大粒防止能力不足する可能性がある。また、肌焼鋼は、十分な被削性を有している必要がある。また、肌焼鋼の用途として主要な歯車、シャフトにおいては、さらなる疲労強度特性の向上が望まれている。
本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、浸炭時の粗大粒防止特性および被削性に優れ、浸炭焼き入れによる熱処理歪みを抑制できるとともに、浸炭焼き入れ後に優れた疲労特性が得られる肌焼鋼およびその製造方法を提供することを課題とする。

課題を解決するための手段

0010

[1]化学組成が質量%で、
C:0.10〜0.30%、
Si:0.02〜1.5%、
Mn:0.3〜1.8%、
S:0.020超〜0.050%、
Cr:0.4〜2.0%、
Al:0.005〜0.05%、
Ti:0.06〜0.20%、
Bi:0.0001〜0.0050%
を含有し、さらに、
Ca:0.0005〜0.0050%、
Mg:0.0003〜0.0050%、
Te:0.0003〜0.20%
の1種または2種以上を含有し、
P:0.050%以下、
N:0.01%以下、
O:0.0025%以下
に制限し、
残部が鉄および不純物であり、
下記式(1)を満たすことを特徴とする浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。
5.0≧Ti/S≧3.0 式(1)
(式(1)中のTiは、Tiの含有量(質量%)であり、Sは、Sの含有量(質量%)である。)

0011

[2] 前記化学組成が質量%で、
Mo:0.02〜1.5%、
Ni:0.1〜3.5%、
V:0.02〜0.5%、
B:0.0002〜0.005%
の1種または2種以上を含有する[1]に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。
[3] 化学組成が質量%で、
Nb:0.04%未満を含有する[1]または[2]に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。

0012

[4]ベイナイト組織分率が30%以下である[1]〜[3]のいずれかに記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。
[5]フェライト結晶粒度番号がJIS G0552で規定されている8〜11番である[1]〜[4]のいずれかに記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。
[6]マトリックス中の長手方向断面において、検査基準面積:100平方mm、検査数:16視野予測を行なう面積:30000平方mmの条件で測定された極値統計によるTi系析出物最大直径が40μm以下である[1]〜[5]のいずれかに記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。

0013

[7]化学組成が質量%で、
C:0.10〜0.30%、
Si:0.02〜1.5%、
Mn:0.3〜1.8%、
S:0.020超〜0.050%、
Cr:0.4〜2.0%、
Al:0.005〜0.05%、
Ti:0.06〜0.20%、
Bi:0.0001〜0.0050%
を含有し、さらに、
Ca:0.0005〜0.0050%、
Mg:0.0003〜0.0050%、
Te:0.0003〜0.20%
の1種または2種以上を含有し、
P:0.050%以下、
N:0.01%以下、
O:0.0025%以下
に制限し、
残部が鉄および不純物であり、
下記式(1)を満たす鋼を、1150℃以上の温度で保持時間10分以上加熱して線材または棒鋼に熱間圧延する工程を含む浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。
5.0≧Ti/S≧3.0 式(1)
(式(1)中のTiは、Tiの含有量(質量%)であり、Sは、Sの含有量(質量%)である。)

0014

[8] 前記熱間圧延後に800〜500℃の温度範囲を1℃/秒以下の冷却速度徐冷し、熱間圧延して冷却した後の鋼のベイナイトの組織分率が30%以下となるようにする[7]に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。
[9] 前記熱間圧延の仕上げ温度を840〜1000℃とし、フェライト結晶粒度番号がJIS G0552で規定されている8〜11番である鋼となるようにする[7]または[8]に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。

発明の効果

0015

本発明の肌焼鋼は、所定の化学組成を有するので、浸炭時の粗大粒防止特性および被削性に優れる。したがって、本発明の肌焼鋼によれば、浸炭焼き入れによる熱処理歪みを抑制できるとともに、浸炭焼き入れ後に優れた疲労特性が得られる。また、本発明の肌焼鋼を浸炭焼入れして製造した浸炭部品は、熱処理歪みが少なく、優れた疲労特性を有する。
本発明の肌焼鋼の製造方法によれば、浸炭時の粗大粒防止特性および被削性に優れ、浸炭焼き入れによる熱処理歪みを抑制でき、浸炭焼き入れ後に優れた疲労特性が得られる本発明の肌焼鋼を製造できる。

0016

本発明者らは、上記課題を解決するために、鋭意検討した。その結果、以下に示す(1)〜(5)の知見を得た。
(1)肌焼鋼中のS含有量とTi含有量との関係を適正化(5.0≧Ti/S≧3.0)することで、肌焼鋼の浸炭時に、曲げ疲労特性を低下させる圧延方向および/または鍛伸方向に延伸して粗大化するMnSの生成量を最小限に抑制し、微細Ti系炭硫化物を生成させる。Ti系の炭硫化物は、粗大粒防止のためのピン止め効果を発現する。さらに、Ca、Mg、Teの1種または2種以上を含有することにより、MnSが圧延方向および/または鍛伸方向に延伸することを抑制する。これらの結果、肌焼鋼を浸炭焼き入れした後に優れた疲労特性が得られる。

0017

これに対し、従来の技術では、肌焼鋼に含まれるTiとSとのバランスおよびMnSの延伸防止を考慮していなかった。このため、肌焼鋼に、曲げ疲労破壊の起点となる圧延方向および/または鍛伸方向に延伸したMnSが存在している可能性があり、肌焼鋼を浸炭焼き入れした後に十分な疲労特性が得られない場合があった。

0018

(2)肌焼鋼の浸炭時における結晶粒の粗大化を防止するには、ピン止め粒子としてAlN、NbNを活用するよりも、TiC、TiCSを主体とするTi系析出物を、浸炭時に微細析出させることが有効である。さらに、肌焼鋼中に微量のBiを添加することにより、Ti系析出物の浸炭時の成長・粗大化が抑制され、粗大粒防止特性が一層向上する。

0019

肌焼鋼の浸炭時にTi系析出物によるピン止め効果を安定して発揮させるためには、肌焼鋼の製造工程における熱間圧延して冷却した後の鋼材中にTi系析出物を微細析出させておく必要がある。そのためには、熱間圧延時の冷却過程におけるオーステナイトからの拡散変態時に、Ti系析出物を相界面析出させる必要がある。熱間圧延ままの組織にベイナイトが生成すると、Ti系析出物の相界面析出が困難になるため、ベイナイトを実質的に含まない組織とすることが好ましい。

0020

熱間圧延して冷却した後の鋼材中にTi系析出物を微細析出させるには、熱間圧延の条件を最適化すれば良い。すなわち、熱間圧延における加熱温度を高温にすることで、Ti系析出物を一旦マトリックス中に固溶させる。そして、熱間圧延後にTi系析出物の析出温度域を徐冷する。このことにより、ベイナイトの生成を抑制できるとともに、Ti系析出物を多量に生成させて微細分散させることができる。

0021

(3)さらに、Ti系析出物と併用して、NbCを主体とするNbの炭窒化物を肌焼鋼の浸炭時に微細析出させることにより、粗大粒防止特性が一層向上する。肌焼鋼の浸炭時にNbの炭窒化物によるピン止め効果を安定して発揮させるためには、肌焼鋼の製造工程における熱間圧延して冷却した後の鋼材中にNbの炭窒化物を微細析出させておく必要がある。そのためには、Nbの炭窒化物もTi系析出物と同様に、熱間圧延時の冷却過程におけるオーステナイトからの拡散変態時に、相界面析出させる必要がある。また、熱間圧延ままの組織にベイナイトが生成すると、Nbの炭窒化物の相界面析出が困難になるため、ベイナイトを実質的に含まない組織とすることが好ましい。

0022

熱間圧延して冷却した後の鋼材中にNbの炭窒化物を微細析出させるには、熱間圧延における加熱温度を高温にしてNbの炭窒化物を一旦マトリックス中に固溶させた後、Nbの炭窒化物の析出温度域を徐冷する。このことにより、Nbの炭窒化物を多量に生成させて微細分散させることができる。

0023

(4)熱間圧延して冷却した後の鋼材中に含まれるフェライト結晶粒過度に微細であると、肌焼鋼の浸炭時に粗大粒が発生しやすくなる。熱間圧延して冷却した後の鋼材中のフェライト結晶粒の粒度は、圧延仕上げ温度を制御することで適正化できる。

0024

(5)Tiを含有する肌焼鋼を浸炭焼入れして製造した浸炭部品では、Ti系析出物が疲労破壊の起点となるため、疲労特性、特に転動疲労特性が不足しやすくなる。肌焼鋼の化学組成を低N化するとともに、熱間圧延における加熱温度を高温化し、Ti析出物最大サイズを小さくすることで、疲労特性の改善が可能となる。

0025

本発明は、以上の新規な知見に基づいてなされたものである。
以下、本発明の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼およびその製造方法について詳細に説明する。
まず、肌焼鋼の化学組成について説明する。なお、各元素の含有量の「%」は「質量%」を意味する。

0026

(C:0.10〜0.30%)
Cは、鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素である。C含有量が0.10%未満であると、必要な引張強さを確保できない。C含有量が0.30%を越えると、鋼が硬くなって、冷間加工性劣化するとともに、浸炭焼き入れ後の芯部靭性が劣化する。したがって、C含有量は、0.10〜0.30%の範囲内にする必要がある。

0027

(Si:0.02〜1.5%)
Siは、鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼に必要な強度、焼入れ性を与え、鋼の焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素である。Si含有量が0.02%未満であると、上記効果が十分に得られない。一方、Si含有量が1.5%を越えると、鋼の硬さの上昇を招き、冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、Si含有量を0.02〜1.5%の範囲内にする必要がある。

0028

肌焼鋼が冷間加工を受けるものである場合、Si含有量の好適範囲は0.02〜0.3%である。特に、冷間鍛造性を重視する場合は、Si含有量を0.02〜0.15%の範囲にするのが望ましい。また、Siは粒界強度の増加に有効な元素である。さらに、Siは、肌焼鋼が軸受部品、転動部品などの浸炭部品の素材として用いられる場合には、これら浸炭部品の転動疲労過程での組織変化および材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。Si添加による高強度化を指向する場合には、Si含有量の好適範囲は0.2〜1.5%である。特に、肌焼鋼が高いレベル転動疲労強度を有する浸炭部品の素材として用いられる場合には、Si含有量を0.4〜1.5%の範囲にするのが望ましい。

0029

なお、Si添加による軸受部品、転動部品の転動疲労過程での組織変化および材質劣化の抑制の効果は、浸炭焼き入れした後の組織中の残留オーステナイト量通称残留γ量)が30〜40%の時に特に大きい。残留γ量をこの範囲で制御するには、いわゆる浸炭浸窒処理を行うことが有効である。浸炭浸窒処理は、浸炭後拡散処理の過程で浸窒を行う処理である。浸炭浸窒処理は、表面の窒素濃度が0.2〜0.6%の範囲になる条件が適切である。なお、この場合の浸炭時の炭素ポテンシャルは0.9〜1.3%の範囲とするのが望ましい。

0030

(Mn:0.3〜1.8%)
Mnは、鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼に必要な強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。Mn含有量が0.3%未満では、上記効果が十分に得られない。Mn含有量が1.8%を越えると、その効果は飽和するのみならず、鋼の硬さの上昇を招き、冷間鍛造性が劣化する。そのため、Mn含有量は0.3%〜1.8%の範囲内にする必要がある。Mn含有量の好適範囲は0.5〜1.2%である。なお、鋼の冷間鍛造性を重視する場合には、Mn含有量を0.5〜0.75%の範囲にするのが望ましい。

0031

(P:0.050%以下)
Pは、冷間鍛造時の変形抵抗を高め、靭性を劣化させる元素であるため、冷間鍛造性を劣化させる。また、Pは、焼入れ焼戻し後部品結晶粒界脆化させることによって、疲労強度を劣化させる。したがって、P含有量は、できるだけ低減することが望ましく、0.050%以下に制限する必要がある。P含有量の好適範囲は0.015%以下である。

0032

(S:0.020超〜0.050%)
Sは、鋼中でMnSを形成する。MnSは、浸炭部品の曲げ疲労の破壊の起点となりうるため、MnSの生成を防止する必要がある。このため、S含有量の上限を0.050%とし、かつ下記式(1)を満たす範囲とする。S含有量が上記範囲内であると、鋼中のSのうち大部分がTi系炭硫化物として存在するため、浸炭焼き入れ後に優れた疲労特性が得られる。より好ましくは、S含有量は0.035%以下である。また、鋼中のSのうちTi系炭硫化物として存在していない残り一部は、MnSとして存在する。このMnSが被削性を担保するために、S含有量を0.020%超とする必要がある。良好な被削性を得るために、好ましくは、S含有量は0.025%以上である。

0033

5.0≧Ti/S≧3.0 式(1)
(式(1)中のTiは、Tiの含有量(質量%)であり、Sは、Sの含有量(質量%)である。)

0034

(Cr:0.4〜2.0%)
Crは、鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。さらにCrは、肌焼鋼が軸受部品、転動部品などの浸炭部品の素材として用いられる場合に、浸炭焼き入れした後の残留γ量を増大させるとともに、転動疲労過程での組織変化および材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。Cr含有量が0.4%未満ではその効果は不十分である。Cr含有量が2.0%を越えると、鋼の硬さの上昇を招き、冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、Cr含有量を0.4〜2.0%の範囲内にする必要がある。Cr含有量の好適範囲は0.7〜1.6%である。

0035

なお、Cr添加による軸受部品、転動部品の転動疲労過程での組織変化および材質劣化の抑制の効果は、浸炭焼き入れした後の組織中の残留γ量が30〜40%の時に特に大きい。残留γ量をこの範囲で制御するには、表面の窒素濃度が0.2〜0.6%の範囲になる条件で、浸炭浸窒処理を行うことが有効である。

0036

(Al:0.005〜0.05%)
Alは脱酸剤として添加する。Al含有量が0.005%未満であると、その効果は不十分である。一方、Al含有量が0.05%を越えると、肌焼鋼の製造時に行う熱間圧延における加熱によりAlNが溶体化せずに残存し、Ti(Nbを含有する場合にはTiおよびNb)の析出物の析出サイトとなる。その結果、Ti系析出物(Nbを含有する場合にはTi系析出物およびNbの炭窒化物)の微細分散を阻害し、浸炭時の結晶粒の粗大化を助長する。以上の理由から、Al含有量は0.005〜0.05%の範囲内にする必要がある。Al含有量の好適範囲は0.025〜0.04%である。

0037

(Ti:0.06〜0.20%)
Tiは、鋼中で微細なTiC、TiCS、Ti4C2S2などのTi系炭化物、Ti系炭硫化物を生成させ、これにより浸炭時のγ粒の微細化を図るために添加する。Ti含有量が0.06%未満では、その効果は不十分である。一方、0.20%を超えてTiを含有させると、TiCによる析出硬化が顕著になり、冷間加工性が顕著に劣化するとともに、TiN主体の析出物が顕著となり、浸炭焼き入れ後の転動疲労特性が劣化する。以上の理由から、Ti含有量を0.06〜0.20%の範囲内にする必要がある。Ti含有量の好適範囲は、0.10〜0.15%未満である。

0038

なお、本発明の肌焼鋼または肌焼鋼を鍛造してなる鍛造部材を浸炭焼き入れすると、固溶Tiと浸炭時に侵入してくる炭素および窒素とが反応して、浸炭層に微細なTiCおよびTiN(以下、「Ti(C,N)」と記す場合がある。)が多量に析出する。これらのTi(C,N)は、浸炭焼き入れ後に得られる軸受部品、転動部品などの浸炭部品における転動疲労寿命の向上に寄与する。したがって、特に高いレベルの転動疲労寿命を指向する軸受部品、転動部品を製造する場合には、浸炭時の炭素ポテンシャルを0.9〜1.3%の範囲で高めに設定すること、あるいは、いわゆる浸炭浸窒処理を行うことにより、Ti(C,N)の析出を促進することが有効である。浸炭浸窒処理は、上記のように浸炭後の拡散処理の過程で浸窒を行う処理であり、表面の窒素濃度が0.2〜0.6%の範囲になる条件が適切である。

0039

(Bi:0.0001〜0.0050%)
Biは、本発明において重要な元素である。鋼中に微量のBiを含有すると、鋼の凝固組織の微細化に伴い、硫化物が微細分散する。さらに、鋼中に微量のBiを添加することにより、結晶粒の粗大化を抑制するTi系析出物等の析出物が浸炭時に成長・粗大化することを抑制できる。上記の効果を得るには、Bi含有量を0.0001%以上とする必要がある。しかし、Bi含有量が0.0050%を超えると、デンドライト組織微細化効果が飽和し、かつ鋼の熱間加工性が劣化し、肌焼鋼の製造時に行う熱間圧延が困難となる。これらのことから、Bi含有量を0.0001%〜0.0050%とする。Bi含有量の好適範囲は、0.0010〜0.0025%である。

0040

(Ca:0.0005〜0.0050%、Mg:0.0003〜0.0050%、Te:0.0003〜0.20%の1種または2種以上)
Ca、Mg、Teは、いずれも圧延時および/または鍛伸時にMnSが延伸するのを抑制し、曲げ疲労強度をさらに向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ca含有量を0.0005%以上、Mg含有量を0.0003%以上、Te含有量を0.0003%以上のうち1種または2種以上を含有する。しかし、Ca、Mg、Teの各元素の含有量が上記を超えると、曲げ疲労強度を向上させる効果が飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ca、Mg、Teの1種または2種以上を含有させる場合、Ca含有量を0.0050%以下、Mg含有量を0.0050%以下、Te含有量を0.20%以下とする。Ca、Mg、Teの各元素の好ましい含有量は、Caは0.0010〜0.0020%、Mgは0.0007〜0.0015%、Teは0.0007〜0.15%である。

0041

(N:0.01%以下)
Nは、鋼中のTiと結びつくと、粒制御にほとんど寄与しない粗大なTiNを生成する。TiNは、TiC、TiCS主体のTi系析出物、NbC主体のNbCおよびNbN(以下、「Nb(C,N)」と記す場合がある。)の析出サイトとなり、Ti系析出物およびNbの炭窒化物の微細析出を阻害し、粗大粒の生成を促進する。上記の悪影響は、N含有量が0.01%を超える場合に特に顕著である。以上の理由から、N含有量を0.01%以下にする必要がある。N含有量は0.0051%未満に制限するのが望ましい。

0042

(O:0.0025%以下)
本発明の肌焼鋼のような高Ti鋼では、鋼中のOはTi系の酸化物系介在物を形成する。Ti系の酸化物系介在物が鋼中に多量に存在すると、TiCの析出サイトとなり、肌焼鋼の製造時に行う熱間圧延時にTiCが粗大析出し、浸炭時に結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。そのため、O含有量はできるだけ低減することが望ましい。以上の理由から、O含有量を0.0025%以下に制限する必要がある。O含有量の好適範囲は0.0020%以下である。なお、軸受部品、転動部品などの浸炭部品においては、酸化物系介在物が転動疲労破壊の起点となるので、肌焼鋼のO含有量が低いほど浸炭部品の転動寿命が向上する。そのため、肌焼鋼が軸受部品、転動部品などの浸炭部品の素材として用いられる場合、O含有量を0.0012%以下に制限するのが望ましい。

0043

本発明の肌焼鋼の化学組成では、さらにMo、Ni、V、Bの1種又は2種以上を含有してもよい。
(Mo:0.02〜1.5%)
Moは、鋼に強度、焼入れ性を与える効果があり、さらに軸受部品、転動部品においては、浸炭後の残留γ量を増大させるとともに、転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。その効果を得るためにはMo含有量を0.02%以上とする必要がある。ただし、Mo含有量が1.5%を越えると、硬さの上昇を招き、切削性、冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、Mo含有量を1.5%以下の範囲内にする必要がある。Mo含有量の好適範囲は0.05〜0.5%である。

0044

なお、Mo添加による軸受部品、転動部品の転動疲労過程での組織変化および材質劣化の抑制の効果は、Cr添加による上記効果と同様に、浸炭焼き入れした後の組織中の残留γ量が30〜40%の時に特に大きい。

0045

(Ni:0.1〜3.5%)
Niは、鋼に強度、焼入れ性を与える効果がある。その効果を得るためにはNi含有量を0.1%以上とする必要がある。ただし、Ni含有量が3.5%を越えると、硬さの上昇を招き、切削性、冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、Ni含有量を3.5%以下の範囲内にする必要がある。Ni含有量の好適範囲は0.2〜2.0%である。

0046

(V:0.02〜0.5%)
Vは、鋼に強度、焼入れ性を与える効果がある。その効果を得るためにはV含有量を0.02%以上とする必要がある。ただし、V含有量が0.5%を越えると、硬さの上昇を招き、切削性、冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、V含有量を0.5%以下の範囲内にする必要がある。V含有量の好適範囲は0.15〜0.2%である。

0047

(B:0.0002〜0.005%)
Bは、鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。また、Bは、棒鋼・線材圧延において、圧延後の冷却過程でボロン鉄炭化物を生成することにより、フェライトの成長速度を増加させ、圧延ままで軟質化を促進する効果がある。さらにBは、浸炭材の粒界強度を向上させて、浸炭部品としての疲労強度・衝撃強度を向上させる効果も有する。それらの効果を得るためには、B含有量を0.0002%以上とする必要がある。しかしながら、B含有量が0.005%を超えると、上記の効果は飽和し、かえって衝撃強度劣化等の悪影響が懸念される。したがって、B含有量を0.005%以下の範囲内にする必要がある。B含有量の好適範囲は0.0010〜0.003%である。

0048

本発明の肌焼鋼の化学組成では、さらにNbを含有してもよい。
(Nb:0.04%未満)
Nbは、浸炭時に鋼中のC、Nと結びついてNb(C,N)を形成し、結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。Nbを添加することにより、Ti系析出物による粗大粒防止効果が一層有効になる。これは、Ti系析出物にNbが固溶し、Ti系析出物の粗大化を抑制するためである。Nbを含有することによる上記効果は、Nb含有量を増加させることに伴って増大するものの、0.03%未満、あるいは0.02%未満、さらには0.01%未満といった微量添加においても、Nbを含有しない場合に比較して、粗大粒防止特性は顕著に向上する。

0049

しかし、Nb添加は、切削性や冷間鍛造性の劣化、浸炭特性の劣化を引き起こす。特に、Nbの含有量が0.04%以上であると、素材の硬さが硬くなって切削性、冷間鍛造性が劣化するとともに、圧延素材を熱間圧延する際の加熱によりNbの炭窒化物を固溶させにくくなる。以上の理由から、Nb含有量を0.04%未満にする必要がある。切削性、冷間鍛造性等の加工性を重視する場合、Nb含有量の好適範囲は0.03%未満である。また、加工性に加えて、浸炭性を重視する場合、Nb含有量の好適範囲は0.02%未満である。さらに、特別に浸炭性を重視する場合、Nb含有量の好適範囲は0.01%未満である。

0050

また、粗大粒防止特性と加工性との両立を図るために、Nb含有量は、Ti含有量に応じて調整することが推奨される。具体的には、Nb含有量とTi含有量との合計含有量(Ti+Nb)の好適範囲は、0.07〜0.17%未満である。特に、肌焼鋼が高温浸炭されるものや、冷間鍛造されるものである場合、Nb含有量とTi含有量との合計含有量の望ましい範囲は、0.091%超〜0.17%未満である。

0051

(ベイナイトの組織分率:30%以下)
本発明の肌焼鋼は、ベイナイトの組織分率が30%以下であることが好ましい。肌焼鋼にベイナイト組織混入していると、浸炭時に粗大粒が発生する原因となる。また、肌焼鋼中のベイナイト組織は、冷間加工性改善の視点からも少ないことが望ましい。肌焼鋼中のベイナイト組織による悪影響は、ベイナイトの組織分率が30%を超えると特に顕著になる。以上の理由から、ベイナイトの組織分率を30%以下に制限することが好ましい。肌焼鋼が高温浸炭されるものである場合など、浸炭時の粗大粒防止に対して浸炭条件が厳しい場合、ベイナイトの組織分率の好適範囲は20%以下である。また、肌焼鋼が冷間鍛造されるものである場合など、浸炭時の粗大粒防止に対してさらに浸炭条件が厳しい場合、ベイナイトの組織分率の好適範囲は10%以下である。

0052

フェライト結晶粒度:8〜11番)
本発明の肌焼鋼は、フェライト結晶粒度番号がJIS G0552で規定されている8〜11番であることが好ましい。肌焼鋼のフェライト粒が過度に微細であると、浸炭時にオーステナイト粒が過度に微細化する。オーステナイト粒が過度に微細になると、粗大粒が生成しやすくなる。特に、フェライト結晶粒度がJIS G0552で規定されている11番を超えると、その傾向が顕著になる。また、オーステナイト結晶粒度がJIS G0551で規定されている11番を超えて過度に微細になると、特開平2003−34843公報の鋼材と同様に、焼入れ性の劣化による強度不足等の弊害を生じる。一方、フェライト結晶粒度番号がJIS G0552で規定されている8番未満であると、フェライト結晶粒度が粗粒であるため、延性が劣化し、冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、フェライト結晶粒度番号をJIS G0552で規定されている8〜11番の範囲内にすることが好ましい。

0053

(Ti系析出物の最大直径:40μm以下)
本発明の肌焼鋼は、マトリックス中の長手方向断面において、検査基準面積:100平方mm、検査数:16視野、予測を行なう面積:30000平方mmの条件で測定された極値統計によるTi系析出物の最大直径が40μm以下であることが好ましい。
本発明で対象とする浸炭部品の要求特性の一つとして、転動疲労特性や面疲労強度のような接触疲労強度の向上が挙げられる。肌焼鋼中に粗大なTi系析出物が存在すると、これを浸炭焼入れして製造した浸炭部品における接触疲労破壊の起点となり、疲労特性が劣化する。

0054

極値統計により、検査基準面積:100平方mm、検査数16視野、予測を行なう面積:30000平方mmの条件で測定した時のTi系析出物の最大直径が40μmを超えると、特に、接触疲労特性に及ぼすTi系析出物の悪影響が顕著になる。以上の理由から、上記条件で測定された極値統計によるTi系析出物の最大直径を40μm以下とすることが好ましく、30μm以下とすることがより好ましい。

0055

極値統計による析出物の最大直径の測定・予測方法は、1993年3月8日養賢堂発行の「金属疲労微小欠陥介在物の影響」233頁〜239頁に記載の方法による。なお、本発明で用いているのは、二次元検査により一定面積内(予測を行なう面積:30000平方mm)で観察される最大析出物推定するという二次元的検査方法である。詳細な測定手順は、実施例欄で述べる。

0056

次に、本発明の肌焼鋼の製造方法について詳細に説明する。
まず、転炉電気炉等の通常の方法によって鋼を溶製し、成分調整を行い、鋳造することにより上記の化学組成の鋳片とし、必要に応じて分塊圧延工程を経て、線材または棒鋼に熱間圧延する圧延素材とする。本実施形態では、鋳片のサイズ、凝固時の冷却速度、分塊圧延条件については、特に限定するものではなく、本発明の要件満足すればいずれの条件でも良い。
次に、上記の化学組成を有する圧延素材を、以下に示す方法により、線材または棒鋼に熱間圧延し、熱間圧延して冷却した後に得られた鋼材である本実施形態の肌焼鋼を得る。

0057

(加熱温度、保持時間)
本実施形態では、上記の化学組成を有する圧延素材を、1150℃以上の温度で保持時間10分以上加熱して線材または棒鋼に熱間圧延する。熱間圧延における加熱温度が1150℃以上で保持時間が10分以上であると、Ti系析出物、AlN(Nbを含有する場合には、Ti系析出物、Nbの析出物、AlN)をマトリックス中に十分に固溶させることができ、浸炭時の粗大粒防止特性に優れる。

0058

これに対し、熱間圧延における加熱温度が1150℃未満である、および/または保持時間が10分未満であると、Ti系析出物、AlN(Nbを含有する場合には、Ti系析出物、Nbの析出物、AlN)をマトリックス中に十分に固溶させることができない。その結果、熱間圧延して冷却した後の鋼材に、Ti系析出物(Nbを含有する場合には、Ti系析出物およびNbの析出物)を微細析出させることができず、熱間圧延して冷却した後の鋼材は、粗大なTi系析出物およびAlN(Nbを含有する場合には、粗大なTi系析出物、Nbの析出物、AlN)が存在するものとなる。したがって、熱間圧延して冷却した後の鋼材は、浸炭時における粗大粒の発生を抑制できない。そのため、熱間圧延するに際して、1150℃以上の温度で保持時間10分以上加熱することが必要である。熱間圧延における加熱条件の好適範囲は1180℃以上の温度で保持時間10分以上である。

0059

(仕上げ温度)
本実施形態では、熱間圧延の仕上げ温度を840〜1000℃とすることが好ましい。熱間圧延の仕上げ温度を上記範囲とすることにより、フェライト結晶粒度番号がJIS G0552で規定されている8〜11番である鋼が得られる。仕上げ温度が840℃未満であると、フェライト結晶粒度が過度に微細になりすぎて、浸炭時に粗大粒が発生しやすくなる。一方、仕上げ温度が1000℃を超えると、フェライト結晶粒度が粗粒となり、熱間圧延して冷却した後の鋼材の硬さが硬くなって、冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、熱間圧延の仕上げ温度を840〜1000℃とすることが好ましく、920〜1000℃の範囲がより望ましい。熱間圧延の仕上げ温度は、肌焼鋼が冷間鍛造されるものであって、冷間鍛造後、浸炭焼入れの前に、焼鈍を行わない場合には、840〜920℃の範囲であることがより好ましい。

0060

(冷却速度)
本実施形態では、熱間圧延後に800〜500℃の温度範囲を1℃/秒以下の冷却速度で徐冷することが好ましい。熱間圧延後に上記の冷却条件で冷却することにより、Ti系析出物の析出温度域の通過時間を十分に確保でき、微細なTi系析出物の分散が促進されるとともに、ベイナイトの組織分率を抑制できる。その結果、ベイナイトの組織分率が30%以下であり、より一層、浸炭時の粗大粒防止特性に優れる鋼が得られる。上記温度範囲での冷却速度が1℃/秒を越えると、ベイナイトの組織分率が大きくなる。また、上記温度範囲での冷却速度が大きいと、熱間圧延して冷却した後の鋼材の硬さが上昇し、冷間鍛造性が劣化する。このため、上記温度範囲での冷却速度はできるだけ小さくするのが望ましい。上記温度範囲での冷却速度の好適範囲は0.7℃/秒以下である。

0061

なお、冷却速度を小さくする方法としては、例えば、熱間圧延ライン後方保温カバーまたは熱源付き保温カバーを設置し、保温カバーにより熱間圧延後の鋼材の徐冷を行う方法が挙げられる。

0062

本実施形態では、熱間圧延して冷却した後に得られた鋼材((線材または棒鋼):肌焼鋼)に、必要に応じて球状化焼鈍を行ってもよい。

0063

本実施形態の肌焼鋼を用いて浸炭部品を製造する場合、熱間鍛造してから浸炭焼入れを行ってもよいし、冷間鍛造してから浸炭焼入れを行ってもよい。

0064

肌焼鋼に熱間鍛造してから浸炭焼入れを行って浸炭部品を製造する場合、例えば「肌焼鋼(線材または棒鋼)−熱間鍛造−必要により焼準(焼きならし)等の熱処理−切削−浸炭焼入れ−必要により研磨」の工程を経て製造する方法が挙げられる。
具体的には、例えば、熱間鍛造は、1150℃以上の加熱温度で行うことができる。
また、浸炭焼き入れの際の条件は特に限定されない。例えば、浸炭温度を950℃〜1090℃の温度域とする高温浸炭を行うことができる。また、浸炭部品における転動疲労寿命を向上させるために、浸炭時の炭素ポテンシャルを0.9〜1.3%の範囲で高めに設定してもよい。また、浸炭後の拡散処理の過程で浸窒を行う浸炭浸窒処理を行ってもよい。浸炭浸窒処理は、浸炭部品における転動疲労寿命を向上させるために、表面の窒素濃度が0.2〜0.6%の範囲になる条件が適切である。

0065

本実施形態の肌焼鋼は、被削性に優れる。また、本実施形態の肌焼鋼は、浸炭時の粗大粒防止特性に優れるので、浸炭焼き入れによる熱処理歪みを抑制できるとともに、浸炭焼き入れ後に優れた疲労特性を有する浸炭部品が得られる。このため、例えば、本実施形態の肌焼鋼を鍛造した後に高温浸炭を行うことにより、浸炭時間を短縮することができる。また、従来、熱処理歪みによる寸法精度の劣化のために、熱間鍛造から冷間鍛造への切り換えられなかった浸炭部品においても、冷間鍛造への切り替えが可能となる。また、従来、冷間鍛造後に行っていた、熱処理歪みを抑制するための焼鈍を省略できる。
以上のように、本発明による産業上の効果は極めて顕著である。

0066

以下に、本発明を実施例により、具体的に説明する。
表1に示す組成を有する転炉溶製鋼連続鋳造して鋳片とし、必要に応じて分塊圧延工程を経て、162mm角の圧延素材とした。
続いて、圧延素材を、表2に示す加熱温度で保持時間を10分以上として加熱し、表2に示す熱間圧延の仕上げ温度で熱間圧延し、熱間圧延後に800〜500℃の温度範囲を表2に示す冷却速度で冷却し、直径24〜30mmの棒鋼を製造した。

0067

0068

0069

熱間圧延して冷却した後の各棒鋼(肌焼鋼)について、ミクロ組織の観察を行い、以下に示す方法により、ベイナイトの組織分率を測定した。
各棒鋼(肌焼鋼)について、JIS G0552の規定にしたがって、フェライト結晶粒度の測定を行ない、粒度番号を調べた。

0070

また、各棒鋼(肌焼鋼)について、以下に示す方法により、極値統計によるTi系析出物の最大直径を調べた。
さらに、各棒鋼(肌焼鋼)について、冷間加工性の指標として、以下に示す方法により、ビッカース硬さを測定した。
それらの結果を表2に示す。

0071

また、被削性の指標として、各棒鋼を21mm長さで切断し、下記の切削条件ドリル寿命試験を行い、累積穴深さ1000mmを達成する最大周速度が45m/min以上のものを「○」、45m/min未満のものを「×」と評価した。その結果を表2に示す。
「切削条件」
ドリル直径;3mm、ドリル材質;高速度鋼ハイス)、ドリル周速;45mm/min、ドリル送り;0.25mm/rev、切削油剤;水溶性切削油

0072

「ベイナイトの組織分率」
各棒鋼(肌焼鋼)を、軸方向に対して垂直な方向で切断(横断)してサンプルを採取した。得られたサンプルを樹脂に埋め込んだ後、上記切断された面(観察面)を研磨した。研磨後の観察面に対してナイター腐食を実施してミクロ組織を観察し、ミクロ組織中のベイナイト組織を特定した。さらに、観察面において、ベイナイト組織の面積率を求め、ベイナイトの組織分率(%)とした。

0073

「Ti系析出物の最大直径」
極値統計法によるTi系析出物の最大直径の予測は、次の方法で行なった。析出物がTi系であるか否かは、光学顕微鏡におけるコントラストの違いからを判別した。コントラストの違いによる判別法の妥当性は、あらかじめエネルギー分散X線分光分析装置付き走査型電子顕微鏡にて確認した。
各棒鋼(肌焼鋼)から試験片を採取し、棒鋼の長手方向断面において検査基準面積100平方mm(10mm×10mmの領域)の領域をあらかじめ16視野分準備した。そして各検査基準面積100平方mmにおけるTi系析出物の最大析出物を検出し、これを光学顕微鏡にて1000倍で写真撮影した。各検査基準面積100平方mmの16視野について、16回繰り返し行なった(つまり検査回数16視野)。得られた写真から各検査基準面積における最大析出物の直径を計測した。析出物が楕円形である場合は、長径短径相乗平均を求め、その析出物の直径とした。得られた最大析出物の直径の16個のデータを、養賢堂発行「金属疲労微小欠陥と介在物の影響」233頁〜239頁に記載の方法により、極値確率用紙にプロットし、最大析出物分布直線(最大析出物直径と極値統計基準化変数一次関数)を求め、最大析出物分布直線を外挿することにより、予測を行なう面積:30000平方mmにおける最大析出物の直径を予測した。

0074

「ビッカース硬さ(HV)」
圧延後の各棒鋼(肌焼鋼)を、軸方向に対して垂直な方向で切断(横断)してサンプルを採取した。得られたサンプルを樹脂に埋め込んだ後、上記切断された面(観察面)を研磨した。研磨後の観察面に対して表面から直径の1/4の深さの部位について、JIS Z 2244(2009)における「ビッカース硬さ試験試験方法」に準拠して、荷重10kgでビッカース硬度を合計5回測定し、その平均値をビッカース硬さとした。

0075

各棒鋼(肌焼鋼)について、球状化焼鈍を行った後、据え込み試験片を作成し、圧下率50%の据え込みを行った後、以下に示す条件で浸炭シミュレーションを行った。
浸炭シミュレーションは、加熱温度を1000℃、1050℃、1100℃の3種類とし、いずれの加熱温度の場合も5時間加熱した後水冷した。浸炭シミュレーションの後の各試験片の切断面を研磨してから腐食し、旧オーステナイト粒径を観察して粗粒発生温度結晶粒粗大化温度)を求めた。旧オーステナイト粒度の測定は、JIS G 0551に準じて行い、400倍で10視野程度観察し、粒度番号5番以下の粗粒が1つでも存在すれば粗粒発生と判定した。
そして、粗大粒発生温度が、1100℃超のものは結晶粒粗大化特性が良好であると判定し、1100℃以下のものは結晶粒粗大化特性に劣ると判定した。表2に粗粒発生温度を示す。

0076

次に、各棒鋼(肌焼鋼)に圧下率50%で冷間鍛造を行なって、直径12.2mmの円柱状の転動疲労試験片と平行部の直径が9mmの小野式回転曲げ試験片(R1.14の切欠付き)を作製した。小野式回転曲げ試験片については、試験部となる平行部のみを圧延方向に垂直に採取し、両端の掴み部については別の鋼材で制作したものを摩擦圧接にて接合し作製した。
作製した転動疲労試験片および小野式回転曲げ試験片について、1050℃で5時間、炭素ポテンシャル0.8%の条件で浸炭を行なった。焼入れ油の温度は130℃、焼戻しは180℃で2時間行った。

0077

得られた各浸炭焼入れ材について、以下に示す方法により、浸炭層のγ(オーステナイト)粒度番号を調査した。
浸炭焼入れ焼戻し後の小野式回転曲げの平行部を、軸方向に対して垂直な方向で切断(横断)してサンプルを採取した。得られたサンプルを樹脂に埋め込んだ後、上記切断された面(観察面)を研磨した。研磨後の観察面に対してオーステナイト粒を現出する腐食を行い、JIS G0551の規定にしたがって、表面から200μm深さの位置を中心とした視野で、オーステナイト粒度を測定し、粒度番号を調べた。

0078

各浸炭焼入れ材について、点接触型転動疲労試験機ヘルツ最大接触応力5884MPa)を用いて転動疲労特性を評価した。転動疲労特性の疲労寿命尺度として「試験結果をワイブ確率紙にプロットして得られる累積破損確率10%における疲労破壊までの応力繰り返し数」として定義されるL10寿命を用いた。転動疲労寿命は、比較鋼であるNo.16のL10寿命を1とした時の各材料のL10寿命の相対値を示した。

0079

各浸炭焼入れ材について、小野式回転曲げ疲労試験装置を用いて曲げ疲労強度を評価した。回転曲げ疲労強度については550MPaの応力で10000000回耐久したものを「○」と評価し、破断したものを「×」と評価した。
これらの結果をまとめて表2に示す。

0080

表2に示すように、本発明鋼は、被削性(ドリル寿命試験)が良好であり、結晶粒粗大化温度は1100℃超であり、1050℃浸炭焼入れ材のγ粒度が整細粒であり、転動疲労寿命および回転曲げ疲労試験の結果も良好であった。

0081

一方、比較例11は、MnSを圧延方向に延伸するのを抑制するCa,Mg,Teを含まないため、MnSが延伸して回転曲げ疲労強度が低下した。
また、比較鋼であるNo.12、13は、Biを含まないため、結晶粒粗大化温度が本発明鋼と比べて低かった。
また、比較鋼であるNo.14は、Bi含有量が、本発明で規定する上限を超えているため、熱間圧延時に生じたと推定される初期き裂が存在しており、転動疲労寿命および回転曲げ疲労試験の結果が本発明鋼と比べて劣っていた。

0082

比較鋼であるNo.15は、S含有量が少なく、式(1)を満たさないため、MnSを起点とした疲労破壊が発生し、被削性を得るために必要なMnS量が不十分であり、被削性が悪かった。
比較鋼であるNo.16、17は、Ti含有量が少なく、式(1)を満たさないため、MnSを起点とした疲労破壊が発生し、転動疲労寿命および回転曲げ疲労試験の結果が本発明鋼と比べて劣っていた。また、No.16、17では、Ti系硫化物の多量生成に伴う粗大化防止に有効なTi系炭窒化物の析出物が十分に得られず、結晶粒粗大化温度が本発明鋼と比べて低かった。

実施例

0083

比較鋼であるNo.18は、式(1)を満たさないため、粗大なMnSが生成したことに加え、N含有量が多く、粗大なTiNが生成したことにより、MnSやTiNを起点とした疲労破壊が発生し、転動疲労寿命および回転曲げ疲労試験の結果が本発明鋼と比べて劣っていた。さらに、No.18は、粗大なTiNの生成により、粗大粒防止に有効な微細なTi系炭窒化物の析出物が減少したため、粗大粒発生温度が本発明鋼と比べて劣っていた。

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