JP3817105B2 - 疲労特性の優れた高強度鋼およびその製造方法 - Google Patents
疲労特性の優れた高強度鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3817105B2 JP3817105B2 JP2000046163A JP2000046163A JP3817105B2 JP 3817105 B2 JP3817105 B2 JP 3817105B2 JP 2000046163 A JP2000046163 A JP 2000046163A JP 2000046163 A JP2000046163 A JP 2000046163A JP 3817105 B2 JP3817105 B2 JP 3817105B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- strength
- strength steel
- fatigue
- tempering
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、ばね、シャフト、軸受けなどに使われている高強度鋼に関するものであり、特に疲労特性の優れた高強度鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ばね、シャフト、軸受け鋼などで使われている鋼は、伸線、冷間鍛造あるいは熱間鍛造等により所定の形状に成形した後、焼入れ・焼戻し処理によって製造され、強度が１５００MPa以上の高強度鋼が使用されている。部品の軽量化、あるいは高疲労強度化のニーズが強く、これに応じるためには鋼材の一層の高強度化が必要である。
【０００３】
鋼材を高強度化する際にネックとなる課題の一つは疲労特性である。通常の疲労破壊は鋼材表面で亀裂が生成し内部に亀裂が伝播するプロセスで起きる。しかし、鋼材を高強度化していくと疲労亀裂が内部から発生し（以下、内部破壊）、疲労寿命が低下する現象が生じる。内部破壊の起点には、非金属介在物が多く観察されることから、非金属介在物量の減少あるいは非金属介在物サイズを小さくする手段がとられている。
【０００４】
しかしながら、鋼材を高強度化するほど要求される非金属介在物のサイズ・量は一層厳しくなり、工業的規模で非金属介在物のサイズ・量を制御することは困難であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の如き実状に鑑みなされたものであって、疲労特性の優れた高強度鋼を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、まず高強度鋼において生じる内部破壊の原因について詳細に究明した。この結果、内部破壊は非金属介在物のサイズと量以外に、鋼材中に含まれる水素に大きく影響されることを初めて見いだした。即ち、鋼材中の水素を低下させれば、内部破壊が発生しなくなり、疲労寿命が大幅に向上することを見いだした。更に、鋼材の高強度化手段と鋼材中の水素量を低下させる技術を確立した。
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨とするところは、次の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．２〜１．３％、 Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
Ｍｎ：０．２〜３．０％を含有し残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で示す炭素当量（Ｃｅｑ）が０．８％以上であり、且つ鋼中の水素量が０．３ppm 以下であり、全面が焼き戻しマルテンサイト組織であることを特徴とする疲労特性の優れた高強度鋼。
Ｃｅｑ=C%+Si%/15+Mn%/10+Cr%/11+Mo%/7+V%/5+Ni%/45+Cu%/45 ・・・（１）
（２） 鋼成分がさらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜３．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜３．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｂ ：０．０００３〜０．０１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前項（１）記載の疲労特性の優れた高強度鋼。
（３） 鋼成分がさらに、質量％で、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、 Ｖ ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の疲労特性の優れた高強度鋼。
（４） 鋼成分がさらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）、（２）または（３）のいずれかに記載の疲労特性の優れた高強度鋼。
（５） 前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の成分を含有する鋼をＡｃ1点以上の温 度に加熱後、冷却し全面のマルテンサイト組織にした後、５００〜６５０℃で焼き戻すことを特徴とする疲労特性の優れた高強度鋼の製造方法。
【０００７】
【発明の実施の形態】
まず本発明における疲労特性の優れた高強度とは、引張強さが１５００MPa以上であり １０ 8 サイクルでの疲労強度が引張強さの０．４以上であることを意味している。
【０００８】
以下に、本発明の対象とする鋼の成分の限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃは鋼の強度を増加させるために有効な元素であるが、０．２％未満では本発明で目的とする１５００MPa以上の引張強さを得ることが困難である。一方、１．３％を超える過剰な添加は強度が高くなるものの靭性が低下しやすい。従って、Ｃの添加範囲を０．２〜１．３％に限定した。
【０００９】
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸に有効であるとともに固溶強化および焼戻し軟化抵抗を増加させ、高強度化に有効な元素である。０．０１％未満では前記の効果が期待できず、一方、３．０％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．０１〜３．０％の範囲に制限した。
【００１０】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、マルテンサイト組織を得るための焼入性を高めるために有効な元素である。更に焼戻し軟化抵抗を増加させる効果も有している。０．２％未満では上記の効果が得られず、一方、３．０％を超えて添加しても効果が飽和するため０．２〜３．０％の範囲に制限した。
【００１１】
以上が本発明の高強度鋼の基本成分であるが、本発明では焼入性あるいは焼戻し軟化抵抗を増加させて高強度化を達成するためにＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂの１種または２種以上、またオーステナイト粒径の細粒化あるいは析出強化を図るためにＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上、更に非金属介在物のサイズを小さくして内部破壊を防止するためにＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭを１種または２種以上を必要に応じて選択含有することができる。
【００１２】
Ｃｒ：Ｃｒは焼入性の向上および焼戻し処理時の軟化抵抗を増加させるために有効な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が十分に発揮できず、一方、３．０％を超えて添加しても効果が飽和するために０．０５〜３．０％に限定した。
【００１３】
Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様に強い焼戻し軟化抵抗を有し熱処理後の引張強さを高めるために有効な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、一方、１．０％を超えて添加しても添加量に見合う効果が得られないため０．０５〜１．０％に制限した。
【００１４】
Ｎｉ：Ｎｉは高強度化に伴って劣化する延性を向上させるとともに熱処理時の焼入性を向上させて引張強さを増加させるために添加されるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、一方、３．０％を超えても添加量に見合う効果が発揮できないため、０．０５〜３．０％の範囲に制限した。
【００１５】
Ｃｕ：Ｃｕは焼戻し軟化抵抗を高めるために有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が発揮できず、１．５％を超えると熱間加工性が劣化するため、０．０５〜１．５％に制限した。
【００１６】
Ｂ：Ｂは極微量の添加で焼入性を著しく高める効果を有しているが、０．０００３％未満では前記の効果が発揮されず、０．０１％を超えても効果が飽和するため０．０００３〜０．０１％に制限した。
【００１７】
Ａｌ：Ａｌは脱酸に有効であり、更に熱処理時においてＡｌＮを形成することによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果とともにＮを固定し焼入性向上に有効な固溶Ｂを確保する効果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮されず、０．１％を超えても効果が飽和するため０．００５〜０．１％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｔｉ：ＴｉもＡｌと同様に脱酸に有効であり、更に熱処理時においてＴｉＮを形成することによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果とともにＮを固定し焼入性向上に有効な固溶Ｂを確保する効果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮されず、０．３％を超えても効果が飽和するため０．００５〜０．３％の範囲に限定した。
【００１９】
Ｖ：Ｖは焼入れ処理時において炭窒化物を生成することによりオーステナイト粒を微細化させるとともに強い焼戻し軟化抵抗を有する元素であるが、０．０５％未満では前記作用の効果が得られず、一方、１．０％を超えても効果が飽和するため０．０５〜１．０％に限定した。
【００２０】
Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を生成することによりオーステナイト粒を微細化させるために有効な元素である。０．００５％未満では上記効果が不十分であり、一方、０．３％を超えるとこの効果が飽和するため０．００５〜０．３％に制限した。
【００２１】
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ：Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭはいずれも微細な酸化物あるいは硫化物もしくはこれらの混合物を形成し、介在物サイズを小さくさせる効果があり、内部破壊の起点を減少させる作用を有している。更に、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを含む微少な酸化物あるいは硫化物もしくはこれらの混合物はピンニング作用により熱処理時のオーステナイト粒径を細粒化させる効果も有している。これらの効果を発揮するための下限の含有量は、ＣａおよびＭｇは０．０００３％、ＲＥＭは０．００５％である。一方、過剰に添加しても効果が飽和するため、上限をそれぞれ、Ｃａ、Ｍｇは０．０１％、ＲＥＭは０．１％に制限した。
【００２２】
Ｐ、Ｓについては特に制限しないものの、高強度鋼の靭性低下を防ぐ点で、それぞれ０．０２％以下が好ましい範囲である。
また、ＮはＴｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの窒化物を生成することによりオーステナイト粒の細粒化効果があるため、０．００３〜０．０１５％が好ましい範囲である。
【００２３】
以上の化学組成の限定に加えて、本発明においては以下の理由により、(1) 式で示す炭素当量（Ｃｅｑ）の下限を０．８に限定している。
Ｃｅｑ=C%+Si%/15+Mn%/10+Cr%/11+Mo%/7+V%/5+Ni%/45+Cu%/45 ・・・(1)
炭素当量が０．８％未満であると本発明の目的とする引張強さが１５００MPa以上の高強度鋼を製造することが困難となるため、下限を０．８％に限定した。上限は本発明の効果を得るためには特に限定する必要はないが、１．５％を超えると靭性が低下するため、１．５％とすることが好ましい。
【００２４】
次に本発明で重要な点である鋼材中に含まれる水素量の限定理由について述べる。
図１は、強度が１７１６〜１７９６MPaの高強度鋼を用いて、鋼中の水素量と回転曲げによる疲労強度（１０8 サイクル）の関係について解析した一例である。強度および鋼材中に含まれる水素量は、化学組成および熱処理条件（焼入れ：温度、時間、雰囲気、焼戻し：温度、時間）によって変化させたものである。
【００２５】
図１から明らかなように鋼材中の水素量が０．３ppm を超えると疲労強度が大幅に低下することが明らかである。また、０．３ppm を超える領域では内部疲労破壊の比率が多くなる。以上の結果から、鋼材中の水素量の上限を０．３ppm に制限した。なお、水素量が０．２ppm 以下では、水素の影響が一層低下することから、好ましい条件は０．２ppm 以下である。
【００２６】
なお、本発明での水素の測定条件は下記の通りである。水素量の測定はガスクロマトグラフによる昇温分析法（加熱抽出法）である。試料は表層のスケールを除去、脱脂したものを用い、試料重量は分析精度の点で２０ｇ以上が良い。また、昇温分析時の昇温速度は１００℃／時間である。本発明では、室温から５００℃に加熱する際に鋼材中から放出される水素量について測定を行っている。
【００２７】
次に１５００MPa 以上の高強度鋼と鋼中の水素量を０．３ppm以下にするための製造条件について説明する。
加熱温度：加熱温度がＡｃ1 点未満では完全にオーステナイト化できず、その後の冷却で全面のマルテンサイト組織にすることができないため、加熱温度の下限をＡｃ1 点に限定した。
【００２８】
鋼材中の水素は、加熱時に熱処理雰囲気中の水素ガスあるいは水分、メタン等が分解して鋼材中に侵入し、加熱温度が高くなるほど、加熱時間が長くなるほど鋼材中の水素量は増加する。このため、加熱雰囲気は水素ガス、水分等を減少させることが好ましい条件である。
【００２９】
また、加熱温度は低い方が良く、加熱温度の上限は１１００℃が好ましい条件である。加熱時間は短い方が水素量が低くなるため、むやみに長くしないことが必要である。このような点で、高周波加熱のような加熱速度が速く加熱時間が短時間ですむ方法が好ましい加熱条件である。
【００３０】
焼戻し温度：焼戻し温度が５００℃未満では鋼材中の水素量を０．３ppm 以下にすることが困難であるため、焼戻し温度の下限を５００℃に限定した。焼戻し温度が５００℃以上になると通常は強度が大幅に低下するが、炭素当量を０．８以上とすることにより５００℃以上の焼戻し温度でも１５００MPa以上の高強度鋼を製造することが可能となる。一方、焼戻し温度が６５０℃を超えると強度低下が大きくなり高強度鋼にすることが困難になるため、焼戻し温度の上限を６５０℃に限定した。また、焼戻し処理手段は、通常の電気炉、ガス炉等よりも、高周波加熱のような加熱速度が速く加熱時間が短時間ですむ方法が好ましい焼戻し条件である。これは、同一の温度で焼戻しした場合、高周波加熱では時間が短時間ですむため、焼戻し時の強度低下が少なく、より高強度化するためである。
【００３１】
【実施例】
以下、実施例により本発明の効果を更に具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する供試材を熱間圧延で３２mm径に仕上げた。その後、高周波加熱あるいは電気炉による焼入れ・焼戻し処理を行った。高周波加熱の場合は、焼入れ時の加熱時間が２０秒、焼戻し時の加熱時間が３〜２０秒の条件で、また電気炉の場合は焼入れおよび焼戻し時の加熱時間が４５分の条件で行った。焼戻し処理後の鋼材中の水素量および機械的性質を調査するとともに回転曲げ疲労試験によって１０8 サイクルの疲労限を求めた。これらの結果を表２に示す。
【００３２】
表２において、試験 No.１〜１１が比較例で、試験 No.１２〜３７が本発明例である。同表に見られるように本発明例は、いずれも１５００MPa以上の高強度と高い疲労限を有する鋼が実現されている。
これに対して比較例である No.１〜９は、いずれも従来の鋼材を用いた場合である。 No.１、３、４、６〜９は、１５００MPa以上の高強度は達成できているものの、炭素当量が０．８未満であるため焼戻し温度が低くなり、この結果鋼材中の水素量が０．３ppm 以上となって疲労限が低下している。また、 No.２、５は、焼戻し温度が５００℃以上の例である。本発明の目的とする疲労限度と引張強さの比が０．４以上になっているが、引張強さは１５００MPa未満となっている。
比較例の No.１０、１１は炭素当量が０．８以上であるが、焼戻し温度が低いために水素量が０．３ppm 以上あり、疲労限度と引張強さの比が０．４未満となっている。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【発明の効果】
以上の実施例からも明らかなごとく、本発明は鋼材成分と焼戻し温度を限定することによって、１５００MPa以上の高強度と高い疲労特性を有する高強度鋼を実現したものであり、産業上の効果は極めて顕著なものがある。
【図面の簡単な説明】
【図１】高強度鋼の疲労限に及ぼす水素の影響について解析した一例を示す図である。
【産業上の利用分野】
本発明は、ばね、シャフト、軸受けなどに使われている高強度鋼に関するものであり、特に疲労特性の優れた高強度鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ばね、シャフト、軸受け鋼などで使われている鋼は、伸線、冷間鍛造あるいは熱間鍛造等により所定の形状に成形した後、焼入れ・焼戻し処理によって製造され、強度が１５００MPa以上の高強度鋼が使用されている。部品の軽量化、あるいは高疲労強度化のニーズが強く、これに応じるためには鋼材の一層の高強度化が必要である。
【０００３】
鋼材を高強度化する際にネックとなる課題の一つは疲労特性である。通常の疲労破壊は鋼材表面で亀裂が生成し内部に亀裂が伝播するプロセスで起きる。しかし、鋼材を高強度化していくと疲労亀裂が内部から発生し（以下、内部破壊）、疲労寿命が低下する現象が生じる。内部破壊の起点には、非金属介在物が多く観察されることから、非金属介在物量の減少あるいは非金属介在物サイズを小さくする手段がとられている。
【０００４】
しかしながら、鋼材を高強度化するほど要求される非金属介在物のサイズ・量は一層厳しくなり、工業的規模で非金属介在物のサイズ・量を制御することは困難であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の如き実状に鑑みなされたものであって、疲労特性の優れた高強度鋼を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、まず高強度鋼において生じる内部破壊の原因について詳細に究明した。この結果、内部破壊は非金属介在物のサイズと量以外に、鋼材中に含まれる水素に大きく影響されることを初めて見いだした。即ち、鋼材中の水素を低下させれば、内部破壊が発生しなくなり、疲労寿命が大幅に向上することを見いだした。更に、鋼材の高強度化手段と鋼材中の水素量を低下させる技術を確立した。
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨とするところは、次の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．２〜１．３％、 Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
Ｍｎ：０．２〜３．０％を含有し残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で示す炭素当量（Ｃｅｑ）が０．８％以上であり、且つ鋼中の水素量が０．３ppm 以下であり、全面が焼き戻しマルテンサイト組織であることを特徴とする疲労特性の優れた高強度鋼。
Ｃｅｑ=C%+Si%/15+Mn%/10+Cr%/11+Mo%/7+V%/5+Ni%/45+Cu%/45 ・・・（１）
（２） 鋼成分がさらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜３．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜３．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｂ ：０．０００３〜０．０１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前項（１）記載の疲労特性の優れた高強度鋼。
（３） 鋼成分がさらに、質量％で、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、 Ｖ ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の疲労特性の優れた高強度鋼。
（４） 鋼成分がさらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）、（２）または（３）のいずれかに記載の疲労特性の優れた高強度鋼。
（５） 前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の成分を含有する鋼をＡｃ1点以上の温 度に加熱後、冷却し全面のマルテンサイト組織にした後、５００〜６５０℃で焼き戻すことを特徴とする疲労特性の優れた高強度鋼の製造方法。
【０００７】
【発明の実施の形態】
まず本発明における疲労特性の優れた高強度とは、引張強さが１５００MPa以上であり １０ 8 サイクルでの疲労強度が引張強さの０．４以上であることを意味している。
【０００８】
以下に、本発明の対象とする鋼の成分の限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃは鋼の強度を増加させるために有効な元素であるが、０．２％未満では本発明で目的とする１５００MPa以上の引張強さを得ることが困難である。一方、１．３％を超える過剰な添加は強度が高くなるものの靭性が低下しやすい。従って、Ｃの添加範囲を０．２〜１．３％に限定した。
【０００９】
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸に有効であるとともに固溶強化および焼戻し軟化抵抗を増加させ、高強度化に有効な元素である。０．０１％未満では前記の効果が期待できず、一方、３．０％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．０１〜３．０％の範囲に制限した。
【００１０】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、マルテンサイト組織を得るための焼入性を高めるために有効な元素である。更に焼戻し軟化抵抗を増加させる効果も有している。０．２％未満では上記の効果が得られず、一方、３．０％を超えて添加しても効果が飽和するため０．２〜３．０％の範囲に制限した。
【００１１】
以上が本発明の高強度鋼の基本成分であるが、本発明では焼入性あるいは焼戻し軟化抵抗を増加させて高強度化を達成するためにＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂの１種または２種以上、またオーステナイト粒径の細粒化あるいは析出強化を図るためにＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上、更に非金属介在物のサイズを小さくして内部破壊を防止するためにＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭを１種または２種以上を必要に応じて選択含有することができる。
【００１２】
Ｃｒ：Ｃｒは焼入性の向上および焼戻し処理時の軟化抵抗を増加させるために有効な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が十分に発揮できず、一方、３．０％を超えて添加しても効果が飽和するために０．０５〜３．０％に限定した。
【００１３】
Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様に強い焼戻し軟化抵抗を有し熱処理後の引張強さを高めるために有効な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、一方、１．０％を超えて添加しても添加量に見合う効果が得られないため０．０５〜１．０％に制限した。
【００１４】
Ｎｉ：Ｎｉは高強度化に伴って劣化する延性を向上させるとともに熱処理時の焼入性を向上させて引張強さを増加させるために添加されるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、一方、３．０％を超えても添加量に見合う効果が発揮できないため、０．０５〜３．０％の範囲に制限した。
【００１５】
Ｃｕ：Ｃｕは焼戻し軟化抵抗を高めるために有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が発揮できず、１．５％を超えると熱間加工性が劣化するため、０．０５〜１．５％に制限した。
【００１６】
Ｂ：Ｂは極微量の添加で焼入性を著しく高める効果を有しているが、０．０００３％未満では前記の効果が発揮されず、０．０１％を超えても効果が飽和するため０．０００３〜０．０１％に制限した。
【００１７】
Ａｌ：Ａｌは脱酸に有効であり、更に熱処理時においてＡｌＮを形成することによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果とともにＮを固定し焼入性向上に有効な固溶Ｂを確保する効果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮されず、０．１％を超えても効果が飽和するため０．００５〜０．１％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｔｉ：ＴｉもＡｌと同様に脱酸に有効であり、更に熱処理時においてＴｉＮを形成することによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果とともにＮを固定し焼入性向上に有効な固溶Ｂを確保する効果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮されず、０．３％を超えても効果が飽和するため０．００５〜０．３％の範囲に限定した。
【００１９】
Ｖ：Ｖは焼入れ処理時において炭窒化物を生成することによりオーステナイト粒を微細化させるとともに強い焼戻し軟化抵抗を有する元素であるが、０．０５％未満では前記作用の効果が得られず、一方、１．０％を超えても効果が飽和するため０．０５〜１．０％に限定した。
【００２０】
Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を生成することによりオーステナイト粒を微細化させるために有効な元素である。０．００５％未満では上記効果が不十分であり、一方、０．３％を超えるとこの効果が飽和するため０．００５〜０．３％に制限した。
【００２１】
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ：Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭはいずれも微細な酸化物あるいは硫化物もしくはこれらの混合物を形成し、介在物サイズを小さくさせる効果があり、内部破壊の起点を減少させる作用を有している。更に、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを含む微少な酸化物あるいは硫化物もしくはこれらの混合物はピンニング作用により熱処理時のオーステナイト粒径を細粒化させる効果も有している。これらの効果を発揮するための下限の含有量は、ＣａおよびＭｇは０．０００３％、ＲＥＭは０．００５％である。一方、過剰に添加しても効果が飽和するため、上限をそれぞれ、Ｃａ、Ｍｇは０．０１％、ＲＥＭは０．１％に制限した。
【００２２】
Ｐ、Ｓについては特に制限しないものの、高強度鋼の靭性低下を防ぐ点で、それぞれ０．０２％以下が好ましい範囲である。
また、ＮはＴｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの窒化物を生成することによりオーステナイト粒の細粒化効果があるため、０．００３〜０．０１５％が好ましい範囲である。
【００２３】
以上の化学組成の限定に加えて、本発明においては以下の理由により、(1) 式で示す炭素当量（Ｃｅｑ）の下限を０．８に限定している。
Ｃｅｑ=C%+Si%/15+Mn%/10+Cr%/11+Mo%/7+V%/5+Ni%/45+Cu%/45 ・・・(1)
炭素当量が０．８％未満であると本発明の目的とする引張強さが１５００MPa以上の高強度鋼を製造することが困難となるため、下限を０．８％に限定した。上限は本発明の効果を得るためには特に限定する必要はないが、１．５％を超えると靭性が低下するため、１．５％とすることが好ましい。
【００２４】
次に本発明で重要な点である鋼材中に含まれる水素量の限定理由について述べる。
図１は、強度が１７１６〜１７９６MPaの高強度鋼を用いて、鋼中の水素量と回転曲げによる疲労強度（１０8 サイクル）の関係について解析した一例である。強度および鋼材中に含まれる水素量は、化学組成および熱処理条件（焼入れ：温度、時間、雰囲気、焼戻し：温度、時間）によって変化させたものである。
【００２５】
図１から明らかなように鋼材中の水素量が０．３ppm を超えると疲労強度が大幅に低下することが明らかである。また、０．３ppm を超える領域では内部疲労破壊の比率が多くなる。以上の結果から、鋼材中の水素量の上限を０．３ppm に制限した。なお、水素量が０．２ppm 以下では、水素の影響が一層低下することから、好ましい条件は０．２ppm 以下である。
【００２６】
なお、本発明での水素の測定条件は下記の通りである。水素量の測定はガスクロマトグラフによる昇温分析法（加熱抽出法）である。試料は表層のスケールを除去、脱脂したものを用い、試料重量は分析精度の点で２０ｇ以上が良い。また、昇温分析時の昇温速度は１００℃／時間である。本発明では、室温から５００℃に加熱する際に鋼材中から放出される水素量について測定を行っている。
【００２７】
次に１５００MPa 以上の高強度鋼と鋼中の水素量を０．３ppm以下にするための製造条件について説明する。
加熱温度：加熱温度がＡｃ1 点未満では完全にオーステナイト化できず、その後の冷却で全面のマルテンサイト組織にすることができないため、加熱温度の下限をＡｃ1 点に限定した。
【００２８】
鋼材中の水素は、加熱時に熱処理雰囲気中の水素ガスあるいは水分、メタン等が分解して鋼材中に侵入し、加熱温度が高くなるほど、加熱時間が長くなるほど鋼材中の水素量は増加する。このため、加熱雰囲気は水素ガス、水分等を減少させることが好ましい条件である。
【００２９】
また、加熱温度は低い方が良く、加熱温度の上限は１１００℃が好ましい条件である。加熱時間は短い方が水素量が低くなるため、むやみに長くしないことが必要である。このような点で、高周波加熱のような加熱速度が速く加熱時間が短時間ですむ方法が好ましい加熱条件である。
【００３０】
焼戻し温度：焼戻し温度が５００℃未満では鋼材中の水素量を０．３ppm 以下にすることが困難であるため、焼戻し温度の下限を５００℃に限定した。焼戻し温度が５００℃以上になると通常は強度が大幅に低下するが、炭素当量を０．８以上とすることにより５００℃以上の焼戻し温度でも１５００MPa以上の高強度鋼を製造することが可能となる。一方、焼戻し温度が６５０℃を超えると強度低下が大きくなり高強度鋼にすることが困難になるため、焼戻し温度の上限を６５０℃に限定した。また、焼戻し処理手段は、通常の電気炉、ガス炉等よりも、高周波加熱のような加熱速度が速く加熱時間が短時間ですむ方法が好ましい焼戻し条件である。これは、同一の温度で焼戻しした場合、高周波加熱では時間が短時間ですむため、焼戻し時の強度低下が少なく、より高強度化するためである。
【００３１】
【実施例】
以下、実施例により本発明の効果を更に具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する供試材を熱間圧延で３２mm径に仕上げた。その後、高周波加熱あるいは電気炉による焼入れ・焼戻し処理を行った。高周波加熱の場合は、焼入れ時の加熱時間が２０秒、焼戻し時の加熱時間が３〜２０秒の条件で、また電気炉の場合は焼入れおよび焼戻し時の加熱時間が４５分の条件で行った。焼戻し処理後の鋼材中の水素量および機械的性質を調査するとともに回転曲げ疲労試験によって１０8 サイクルの疲労限を求めた。これらの結果を表２に示す。
【００３２】
表２において、試験 No.１〜１１が比較例で、試験 No.１２〜３７が本発明例である。同表に見られるように本発明例は、いずれも１５００MPa以上の高強度と高い疲労限を有する鋼が実現されている。
これに対して比較例である No.１〜９は、いずれも従来の鋼材を用いた場合である。 No.１、３、４、６〜９は、１５００MPa以上の高強度は達成できているものの、炭素当量が０．８未満であるため焼戻し温度が低くなり、この結果鋼材中の水素量が０．３ppm 以上となって疲労限が低下している。また、 No.２、５は、焼戻し温度が５００℃以上の例である。本発明の目的とする疲労限度と引張強さの比が０．４以上になっているが、引張強さは１５００MPa未満となっている。
比較例の No.１０、１１は炭素当量が０．８以上であるが、焼戻し温度が低いために水素量が０．３ppm 以上あり、疲労限度と引張強さの比が０．４未満となっている。
【００３３】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
以上の実施例からも明らかなごとく、本発明は鋼材成分と焼戻し温度を限定することによって、１５００MPa以上の高強度と高い疲労特性を有する高強度鋼を実現したものであり、産業上の効果は極めて顕著なものがある。
【図面の簡単な説明】
【図１】高強度鋼の疲労限に及ぼす水素の影響について解析した一例を示す図である。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ ：０．２〜１．３％、
Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
Ｍｎ：０．２〜３．０％
を含有し残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、（１）式で示す炭素当量（Ｃｅｑ）が０．８％以上であり、且つ鋼中の水素量が０．３ppm以下であり、全面が焼き戻しマル テンサイト組織であることを特徴とする疲労特性の優れた高強度鋼。
Ｃｅｑ=C%+Si%/15+Mn%/10+Cr%/11+Mo%/7+V%/5+Ni%/45+Cu%/45 ・・・（１） - 鋼成分がさらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜３．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｂ ：０．０００３〜０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の疲労特性の優れた高強度鋼。 - 鋼成分がさらに、質量％で、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｖ ：０．０５〜１．０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の疲労特性の優れた高強度鋼。 - 鋼成分がさらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１、２または３のいずれかに記載の疲労特性の優れた高強度鋼。 - 請求項１乃至４のいずれかに記載の成分を含有する鋼をＡｃ1点以上 の温度に加熱後、冷却し全面のマルテンサイト組織にした後、５００〜６５０℃で焼き戻すことを特徴とする疲労特性の優れた高強度鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000046163A JP3817105B2 (ja) | 2000-02-23 | 2000-02-23 | 疲労特性の優れた高強度鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000046163A JP3817105B2 (ja) | 2000-02-23 | 2000-02-23 | 疲労特性の優れた高強度鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001234277A JP2001234277A (ja) | 2001-08-28 |
| JP3817105B2 true JP3817105B2 (ja) | 2006-08-30 |
Family
ID=18568635
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000046163A Expired - Fee Related JP3817105B2 (ja) | 2000-02-23 | 2000-02-23 | 疲労特性の優れた高強度鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3817105B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106282825A (zh) * | 2016-08-25 | 2017-01-04 | 浙江天马轴承有限公司 | 一种高速轴承钢及其制备方法 |
Families Citing this family (34)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3815354B2 (ja) * | 2002-03-25 | 2006-08-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高周波熱処理部の転動疲労特性および加工性に優れた軸受部材 |
| JP3763573B2 (ja) | 2002-11-21 | 2006-04-05 | 三菱製鋼株式会社 | 焼入れ性と耐孔食性を改善したばね用鋼 |
| JP4517983B2 (ja) * | 2003-01-17 | 2010-08-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高周波焼入れ後の疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| JP4937499B2 (ja) * | 2004-06-11 | 2012-05-23 | Ｊｆｅ条鋼株式会社 | 耐食性および疲労特性に優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法 |
| JP4642490B2 (ja) * | 2005-01-25 | 2011-03-02 | Ｎｔｎ株式会社 | 軸受用薄肉軌道部材の製造方法 |
| JP4593510B2 (ja) * | 2006-03-31 | 2010-12-08 | 新日本製鐵株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品及びその製造方法並びに高強度支圧接合部品用鋼 |
| RU2332470C2 (ru) * | 2006-08-30 | 2008-08-27 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" | Сортовой прокат круглый из пружинной стали со специальной отделкой поверхности |
| RU2330889C2 (ru) * | 2006-08-30 | 2008-08-10 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" | Сортовой прокат горячекалиброванный из пружинной стали |
| RU2330890C2 (ru) * | 2006-08-30 | 2008-08-10 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" | Сортовой прокат горячекатаный из микролегированной пружинной стали |
| RU2336315C2 (ru) * | 2006-08-30 | 2008-10-20 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" | Сортовой прокат круглый из пружинной стали со специальной отделкой поверхности |
| RU2330888C2 (ru) * | 2006-08-30 | 2008-08-10 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" | Сортовой прокат горячекатаный из пружинной стали |
| RU2333260C2 (ru) * | 2006-08-30 | 2008-09-10 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" | Сортовой прокат горячекалиброванный из пружинной стали |
| RU2338794C2 (ru) * | 2006-09-19 | 2008-11-20 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" | Сортовой прокат из среднеуглеродистой хромсодержащей стали для холодной объемной штамповки |
| RU2355786C2 (ru) * | 2006-09-19 | 2009-05-20 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" | Сортовой прокат горячекатаный из пружинной стали |
| JP5097047B2 (ja) * | 2008-08-11 | 2012-12-12 | 住友金属工業株式会社 | 熱間鍛造用鋼材およびその製造方法 |
| JP5335523B2 (ja) * | 2009-04-01 | 2013-11-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐曲げ疲労性および耐剥離性に優れた歯車用軸鋼並びに歯車用軸 |
| JP5445874B2 (ja) | 2009-10-02 | 2014-03-19 | トヨタ自動車株式会社 | リチウム二次電池および該電池用正極 |
| JP5400089B2 (ja) * | 2010-08-31 | 2014-01-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 転動疲労寿命特性に優れた軸受鋼、軸受用造塊材並びにそれらの製造方法 |
| CN102330029A (zh) * | 2010-11-15 | 2012-01-25 | 贵州新润科技咨询服务有限公司 | 一种金属合金材料 |
| CN102330028A (zh) * | 2010-11-15 | 2012-01-25 | 贵州新润科技咨询服务有限公司 | 一种用于采煤机截齿刀体的金属合金材料 |
| CN102108436B (zh) * | 2010-12-13 | 2013-03-27 | 清华大学 | 高速铁路车辆用合金钢空心车轴材料的热处理方法 |
| JP5764383B2 (ja) * | 2011-05-12 | 2015-08-19 | Ｊｆｅ条鋼株式会社 | 車両懸架用ばね部品用鋼、車両懸架用ばね部品およびその製造方法 |
| CN102876860B (zh) * | 2012-10-11 | 2014-09-24 | 清华大学 | 一种新型合金钢空心车轴材料的热处理方法 |
| JP5973903B2 (ja) | 2012-12-21 | 2016-08-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線およびその製造方法並びに高強度ばね |
| US20140345756A1 (en) * | 2013-05-21 | 2014-11-27 | General Electric Company | Martensitic alloy component and process of forming a martensitic alloy component |
| CN104060176A (zh) * | 2014-05-27 | 2014-09-24 | 安徽红桥金属制造有限公司 | 一种弹簧及其表面处理方法 |
| CN104152811A (zh) * | 2014-07-25 | 2014-11-19 | 安徽霍山科皖特种铸造有限责任公司 | 一种高韧性钢 |
| CN104264057A (zh) * | 2014-09-18 | 2015-01-07 | 河北展创矿山机械有限公司 | 一种球磨机铬钼合金衬板及其制备工艺 |
| US20180347019A1 (en) | 2015-12-04 | 2018-12-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Rolled Rod for Cold-Forged Thermally Refined Article |
| EP3385398A4 (en) | 2015-12-04 | 2019-07-03 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | HIGH-FIXED SCREW |
| US10760150B2 (en) * | 2018-03-23 | 2020-09-01 | General Electric Company | Martensitic alloy component and process of forming a martensitic alloy component |
| CN109763063B (zh) * | 2018-12-19 | 2020-08-21 | 钢铁研究总院 | 一种适合用作高强度传动轴的合金结构钢 |
| CN111763889A (zh) * | 2020-06-02 | 2020-10-13 | 钢铁研究总院 | 一种高碳轴承钢及其制备方法 |
| CN113493882B (zh) * | 2021-07-08 | 2022-02-01 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种具有优异抗点蚀能力的高疲劳寿命弹簧用钢及其热处理方法和生产方法 |
-
2000
- 2000-02-23 JP JP2000046163A patent/JP3817105B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106282825A (zh) * | 2016-08-25 | 2017-01-04 | 浙江天马轴承有限公司 | 一种高速轴承钢及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2001234277A (ja) | 2001-08-28 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3817105B2 (ja) | 疲労特性の優れた高強度鋼およびその製造方法 | |
| JP5177323B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法 | |
| JP5608145B2 (ja) | 耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルト | |
| JP5760453B2 (ja) | 浸炭材 | |
| JP5973903B2 (ja) | 耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線およびその製造方法並びに高強度ばね | |
| EP3112491A1 (en) | Rolled material for high strength spring, and wire for high strength spring | |
| JP4050829B2 (ja) | 転動疲労特性に優れた浸炭材 | |
| JP4267376B2 (ja) | 遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼線およびその製造方法 | |
| JP5556151B2 (ja) | 異物環境下での転動疲労特性に優れた軸受部品の製造方法 | |
| JP4116762B2 (ja) | 耐水素疲労特性の優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法 | |
| JP5543814B2 (ja) | 熱処理用鋼板及び鋼部材の製造方法 | |
| JP2009299180A (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材、高強度ボルト及びその製造方法 | |
| JP3793391B2 (ja) | 引張強度１３００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法 | |
| JP5655627B2 (ja) | 耐水素脆化特性に優れた高強度ばね用鋼 | |
| JP4267126B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP5146063B2 (ja) | 耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼及びその製造方法 | |
| JP5707938B2 (ja) | 冷間加工性に優れる肌焼鋼および高疲労強度浸炭材 | |
| JP3648192B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼棒および製造方法 | |
| JP4054179B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼 | |
| JP3262994B2 (ja) | 焼入性に優れた高硬度ステンレス鋼 | |
| JPH06336648A (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ棒線とその製造方法 | |
| JP4261760B2 (ja) | 耐水素疲労破壊特性に優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法 | |
| JP2002327235A (ja) | 耐水素疲労破壊特性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法 | |
| JPS58171558A (ja) | 機械部品用強靭窒化用鋼 | |
| EP3643803A1 (en) | High-strength steel member |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040902 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20060202 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060214 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060417 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20060606 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060609 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 3817105 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090616 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100616 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100616 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110616 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110616 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120616 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130616 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130616 Year of fee payment: 7 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130616 Year of fee payment: 7 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130616 Year of fee payment: 7 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130616 Year of fee payment: 7 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |