JP4257539B2 - 軟窒化用非調質鋼 - Google Patents

Description

本発明は軟窒化用非調質鋼に関する。詳しくは、自動車、産業機械及び建設機械等のクランクシャフトやコネクティングロッド等の機械部品の素材となる軟窒化用非調質鋼に関する。

従来、自動車、産業機械及び建設機械等のクランクシャフトやコネクティングロッド等の機械部品は、熱間鍛造等の方法で熱間加工した後に調質処理（焼入れ、焼戻し、焼ならし（焼準）、焼鈍）を施して製造される。調質処理によって組織の均質化と微細化がもたらされる。調質処理の後、主として疲労強度を高める目的で、軟窒化処理が施される。

軟窒化処理を施すことによってひずみが発生する。その歪は部品の寸法精度を害するので、軟窒化処理を施した後には曲げ矯正が行われることが多い。従って、軟窒化処理後の部品には、高い疲労強度と共に優れた曲げ矯正性が必要とされる。

上記の「優れた曲げ矯正性」とは、大きな曲げ変位量に到るまで、部品の表面にき裂が入らないこと、及び曲げ矯正を施した後での疲労強度の低下が曲げ矯正を施す前に比べて小さいことを意味する。

機械部品の製造においては、製造コスト削減および省エネルギーのために、調質処理を省略することが望まれており、近年、その要求は特に強まってきている。

しかし、調質処理を省略すると、熱間加工時に生成した不均質な組織が残存しやすく、また、熱間加工開始前の素材の加熱中に成長して粗大化した結晶粒が、そのまま製品中に残存し製品の機械的性質が低下する。そこで、通常、熱間加工の後に焼準処理を施してこの問題を解決している。熱間加工後に焼準処理を行わない場合には、結晶粒は粗大化したままであったり、熱間変形組織が部分的に残留した不均質な組織になる。従って、焼準処理を省略した材料では、軟窒化処理を施しても所望の疲労強度が得られない。

また、上記のように、軟窒化処理後の部品には曲げ矯正性が優れていることが必要とされるが、調質処理を省略した場合には、上述した粗大結晶粒組織または／および不均一組織のために軟窒化後の部品の曲げ矯正性は著しく劣ったものとなることが多い。

従って、コスト削減および省エネルギーを目的として調質処理を省略した場合にも、高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を備えた部品、及びそのような部品を得ることができる軟窒化用非調質鋼の開発が望まれている。

以下、調質処理の中の代表例として「焼準」を取り上げて説明する。焼準処理を省略した場合にも窒化処理後に高い疲労強度および優れた「曲げ矯正性」を備えた部品となり得る軟窒化用非調質鋼を得る方法については、これまでにも幾つかの提案がある。それらは下記の二つに大別される。
（１）鋼の微細組織を調質鋼と同様にフェライトとパーライトに保ったままで熱間鍛造での組織の粗大化をできるだけ避ける方法（例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３及び特許文献４参照）。
（２）鋼の微細組織をベイナイトにする方法（例えば、特許文献５、特許文献６、特許文献７、特許文献８及び特許文献９参照）。
特開平９−２９１３３９号公報 特開平９−３２４２５８号公報 特開平９−３２４２４１号公報 特開平１０−４６２８７号公報 特開平５−６５５９２号公報 特開２０００−３０９８４６号公報 特開平７−１５７８４２号公報 特開平８−１７６７３３号公報 特開２０００−１６０２８７号公報

上記の特許文献１には、「合金元素の含有量が質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ≦０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、熱間加工後の組織が実質上フェライト・パーライト組織であり、フェライト面積率が３０％以上、フェライト粒度番号が５番以上の粒度であり、かつ、パーライトの平均寸法が５０μｍ以下であることを特徴とする窒化鋼」が開示されている。この鋼は、焼準処理を省略しても窒化処理後の疲労強度及び曲げ矯正性に優れていると記載されている。

特許文献２には、「鋼に窒化処理してなる窒化処理部品であって、前記鋼が、合金成分として質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、前記鋼は、熱間加工ままで、フェライトとパーライトからなる混合組織を有し、前記フェライトの結晶粒の平均寸法が５０μｍ以下であり、前記パーライトの結晶粒の平均寸法が５０μｍ以下であり、前記窒化処理による平均硬化深さが０．３ｍｍ以上であり、かつ、前記硬化深さの変動が０．１ｍｍ以内であることを特徴とする窒化処理部品」が開示されている。そして、この部品が、熱間鍛造後の焼準処理を省略して窒化処理されたものであっても、疲労強度及び曲げ矯正性に優れていると記載されている。

特許文献３には、「重量％で、Ｃ：０．２０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：０．３％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｎ：０．００８〜０．０２０％、Ｃａ：０．００５％以下、Ｐｂ：０．３０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、且つ、２２１Ｃ（％）＋９９．５Ｍｎ（％）＋５２．５Ｃｒ（％）−３０４Ｔｉ（％）＋５７７Ｎ（％）＋２５≧１５０を満たし、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成であって、組織が、フェライト及びパーライトからなり、そのフェライト分率が１０％以上であることを特徴とする軟窒化用鋼材」等が開示されている。

この特許文献３には、疲労強度を含有元素の回帰式として表現して、その因子が特定の大きさ以上であると共に、組織がフェライト及びパーライトからなりそのフェライト分率が１０％以上であれば、焼準処理を省略しても疲労強度及び曲げ矯正性に優れた窒化処理部品が得られると記載されている。

特許文献４には、「重量％で、Ｃ：０．３０〜０．４３％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１３％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｐｂ：０．２０％以下およびＮ：０．０１０〜０．０３０％を含有し残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＣｒが０．１０％以下、Ｖが０．０１％以下であることを特徴とする窒化用鋼」等が開示されている。

この特許文献４には、焼準処理を省略して窒化処理を施しても、窒化層における硬さ勾配をなだらかにすることにより、疲労強度及び曲げ矯正性に優れた製品が得られると記載されている。

特許文献５には、「Ｃ：０．１〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．６〜１．５０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１．１〜２．０％、Ｍｏ：０．５〜１．０％、Ｖ：０．０３〜０．１３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高疲労強度構造用鋼」等が開示されている。

この特許文献では、Ｃｒは焼入れ性及び窒化硬化性を向上させるのに有効で、Ｖは析出する炭化物を微細化して疲労強度を高めるのに有効とされている。ここで、Ｃｒによる窒化硬化性は、Ｃｒ窒化物の析出によるものであるので、ここでの疲労強度の向上はＣｒ及びＶによる析出強化に基づくものである。しかし、特許文献５では、いったん製造された鋼材に対して再度加熱し冷却してベイナイト組織とするものであり、この鋼は、調質鋼の範疇に含まれるものである。

特許文献６には、「質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％未満、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、酸可溶Ａｌ：０．０１〜０．０４５％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする軟窒化用非調質鋼」等が開示されている。

この特許文献６では、熱間加工温度から空冷することによって得られるベイナイト組織を有する鋼は、強靭性に優れると共に、軟窒化処理を施した後に優れた曲げ矯正性を有するとされている。ここで、ベイナイトの硬さが硬くなり過ぎて機械加工性を損なわないようにするためにＣ濃度は０．３％未満とされ、ベイナイトを生成させるための鋼の焼入れ性を確保するためにＭｎ濃度は１．５％以上と規定されている。また、０．０１〜０．０５％のＣｒを添加して、Ｃｒ窒化物による析出強化で窒化層の硬さ増大を図るとしている。即ち、特許文献６では、ベイナイト組織によって曲げ矯正性が改善されるのは、ベイナイトがフェライト・パーライト組織に比べて、同じ硬さでは靭性が高いためであるとの理由で、上述したように、ベイナイトの硬さが硬くなり過ぎないように、Ｃ濃度を０．３％未満としている。しかし、Ｃ濃度が０．３％未満では、耐摩耗性の不足が懸念される。クランクシャフトやコネクティングロッド等の機械部品では耐摩耗性も非常に重要な因子である。

特許文献７には、「重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：１．２０％以下、Ｍｎ：０．６０〜１．３０％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６〜０．０２０％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｓ：０〜０．０６０％、Ｐｂ：０〜０．２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、かつ、０．６０≦Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋１．６５Ｖ≦１．３５、または、０．６０≦Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋１．６５Ｖ＋０．５５Ｍｏ＋８Ｂ≦１．３５、残部Ｆｅおよび不可避的不純物、から成る鋼組成を有し、熱間圧延後あるいは熱間鍛造後冷却して、熱処理なしで、芯部硬さがＨｖ２００〜３００、組織がベイナイトまたはフェライト分率が８０％未満の「フェライト＋ベイナイト」の混合組織としたことを特徴とする軟窒化用鋼」が開示されている。

この特許文献７の発明でも、上記した特許文献５と同様にＣｒ及びＶによる析出強化を利用して疲労強度の向上を図るという思想が採用されている。しかし、上記した特許文献６と同様に、Ｃ濃度が０．３％未満と規定されているために、耐摩耗性の面での懸念が拭いきれない。

特許文献８には、「重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：１．２０％以下、Ｍｎ：０．６０〜１．８０％、Ｃｒ：０．２０〜２．００％、Ａｌ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．００６〜０．０２０％、Ｖ：０．０５〜０．２０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から成る鋼、かつ、０．６０≦Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋１．６５Ｖ≦１．３５、および、０．２５Ｃｒ＋２Ｖ≦０．８５の条件を有する鋼を用い、熱間圧延あるいは熱間鍛造後冷却して、熱処理なしで、芯部硬さがＨｖ２００〜３００、組織が「フェライト＋パーライト」または「ベイナイト分率が２０％未満のフェライト＋パーライト（＋ベイナイト）」の混合組織を有し、それに軟窒化処理を施すことにより、高い表面硬さと深い硬化深さ、さらに低い熱処理歪特性を有することを特徴とする軟窒化用鋼」が開示されている。

この特許文献８の鋼は、Ｃ濃度が０．１５〜０．４０％であるから、耐摩耗性は向上していると予想される。しかし、この鋼についても、上記した特許文献７の発明と同様にＣｒ及びＶによる析出強化を利用して疲労強度の向上を図るという思想が採用されている。

特許文献９には、「Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：１．００〜３．００％、Ｃｒ：０〜０．１５％、Ｖ：０〜０．０２％、Ｃｕ：０．５０〜１．５０％、Ｎｉ：Ｃｕ含有量の０．４倍以上を含有し、Ｂ、ＮおよびＴｉの含有量が、Ｂｓｏｌ＝Ｂ−（１１／１４）｛Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ｝で定義されるＢｓｏｌで０．００１０〜０．００３０％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなることを特徴とする非調質窒化鍛造部品」が開示されている。

特許文献９では「窒化用鋼としてはフェライト主体組織とするか、それが困難な場合にはフェライト＋パーライト組織よりもマルテンサイトあるいはベイナイトの単相組織が望ましい」とされている。ここでは、Ｃｒ及びＶによる析出強化は避けているが、代わりにＣｕによる析出強化を利用するという思想である。また、ベイナイト単相組織を得るために、Ｍｎ濃度を１．０％以上にしなければならないとしており、ベイナイト単相の非調質鋼を志向している。

上記のとおり、ベイナイト組織を活用することによって、軟窒化処理の後に疲労強度と曲げ矯正性に優れた部品となる軟窒化用非調質鋼を得る方法は既に知られている。しかしながら、添加合金元素による析出強化で疲労強度を高めることは、一方で、曲げ矯正性を低下させる。即ち、高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を両立させるという課題は、未だ解決されていない。

また、近年の更なる部品の高強度化の要請に応えるために、これまで以上に高い疲労強度を有し、しかも曲げ矯正性にも優れた軟窒化処理部品用の非調質鋼が求められている。しかし、上記した従来の「析出強化及び組織のベイナイト化」という技術では、必ずしもそうした要請には応えることができない。

本発明の目的は、軟窒化用鋼であって、調質処理を省略した状態で軟窒化処理を施した場合にも、調質鋼に軟窒化を施した場合と同等の疲労強度と曲げ矯正性を有する部品となり得る非調質軟窒化用鋼を提供することにある。

本発明の要旨は、下記（１）および（２）の軟窒化用非調質鋼にある。

（１） 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％およびＮ：０．０１５〜０．０３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、不純物中のＣｒ：０．１５％以下およびＶ：０．０２％以下であって、ベイナイト及びフェライトからなる混合組織またはベイナイト、フェライト及びパーライトからなる混合組織を有し、その混合組織中のベイナイト分率が５〜９０％であることを特徴とする軟窒化用非調質鋼。

（２）上記（１）に記載の合金元素に加えて、下記の第１元素群から選んだ１種以上の元素、または／および第２元素群から選んだ１種または２種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、不純物中のＣｒ：０．１５％以下およびＶ：０．０２％以下であって、ベイナイト及びフェライトからなる混合組織またはベイナイト、フェライト及びパーライトからなる混合組織を有し、その混合組織中のベイナイト分率が５〜９０％であることを特徴とする軟窒化用非調質鋼。

第１元素群：
Ｎｂ：０．００３〜０．１％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、および
Ｂ：０．００１〜０．００５％
第２元素群：
Ｓ：０．０１〜０．１％、および
Ｃａ：０．０００１〜０．００５％

本発明者らは、上記した課題を解決するために様々な軟窒化用非調質鋼を作製し、軟窒化後の疲労強度と曲げ矯正性を調べた。そして、それらと軟窒化前の鋼の微細組織との相関について調査した。また、軟窒化処理によって発達する微細組織についても詳細に研究を行い、軟窒化処理後の鋼の微細組織が疲労強度と曲げ矯正性に及ぼす影響を調査した。その結果、下記の知見が得られた。

（ａ）焼準処理は勿論、その他の調質処理を省略した鋼であっても、それを軟窒化したときに優れた疲労強度と曲げ矯正性を兼ね備えた鋼を製造するには、組織の微細化とフェライト地を過度に強化しない適度な強化との組合せが有効である。
（ｂ）Ｃｒまたは／およびＶによる析出強化は不必要である。これらの元素の添加は、むしろ有害であり、製鋼工程での現実的な不純物レベルに抑えることが望ましい。

具体的には、熱間加工時の結晶粒の粗大化を抑えると共に、ベイナイトを含む混合組織とすることによって組織の微細化を図る。そして、フェライトでの固溶強化及び軟窒化時に生成する鉄窒化物による析出強化を利用する。これらによって、軟窒化処理後の部品に、優れた疲労強度と曲げ矯正性とを持たせることができる。

以下、本発明者らが得た知見について更に詳しく説明する。

図１にベイナイト＋フェライト＋パーライトの代表的な組織写真を示す。なお、ここで、「ベイナイト」とは、「整然とした（ラメラー状の）パーライトとは異なる組織であって、かつマルテンサイトや残留オーステナイトとも異なるフェライト＋セメンタイトの混合組織」を言う。

図１に示すように、ベイナイト組織は、笹の葉状のフェライト（ベイニティック・フェライトと称される）の分散で特徴付けられ、こうしたベイナイト組織は、セメンタイトが比較的ランダムに分散しているために粗大なパーライトコロニーよりも硬度が低い。また、フェライト／セメンタイト界面がパーライト組織のように規則正しくそろっていないので、き裂進展の抵抗が比較的高い組織である。即ち、ベイナイト組織は、微細なパーライトコロニーの集合体よりも組織は粗いが、粗大なパーライトコロニーよりも強度と靭性のバランスに優れている。

更に、Ｎについても次のことが明らかになった。即ち、Ｎは、オーステナイト安定化元素であり、またＴｉと結合してＴｉＮを生成する。このＴｉＮは１１００℃以上でも一定量析出してオーステナイト粒の粗大化を防ぐピンニング粒子となる。従って、Ｎの含有量を多くすることによって、オーステナイト粒の粗大化を抑制しつつ、ベイナイトが適度に混在するベイナイト＋フェライト組織、あるいは「ベイナイト＋フェライト＋パーライト」の混合組織とすることができる。この組織の鋼は、非調質のままで軟窒化を施した場合でも、疲労強度は、焼準処理等の調質処理によって実現される微細なフェライト＋パーライト組織の鋼を軟窒化した場合の疲労強度に匹敵する。

更に、ＣｒおよびＶ等の合金元素が含有されていなくても、軟窒化処理時にＦｅの窒化物を生成させることにより、このＦｅ窒化物で疲労強度を高くすることができる。

軟窒化処理層の表面の化合物層直下、即ち、拡散層におけるＦｅ窒化物は、軟窒化処理時に雰囲気から入り込んでくる大量のＮによって生成するが、母材の窒素濃度を高くすれば、表面から３００μｍ程度の深さの拡散層においても析出し易いことが分かった。ここでいう「拡散層」とは、ＪＩＳ Ｇ０５６２で定義されているもので、軟窒化された部品の表面層のうちの化合物層を除いた、窒素、炭素などの拡散が認められる層である。

更に、本発明鋼を軟窒化して、表面から内部に向かった深さ方向の硬度プロファイルをＣｒまたは／およびやＶを含有する従来鋼と比較すると、最表面近傍での硬度は従来鋼よりも小さく、芯部硬度は殆ど同じか、むしろ若干高くなることが明らかとなった。これは、Ｆｅ窒化物による析出強化が、Ｃｒまたは／およびＶによる析出強化よりもマイルドであり、従って、フェライトの延性低下が従来鋼よりも抑えられるからであると考えられる。それによって、曲げ矯正性が低下しないのである。

上記のように、ピンニング粒子により熱間加工時のオーステナイト粒の粗大化を抑えること、適度なベイナイトが発生するような焼入性を付与すること、及び表面近傍のフェライト粒は、過度の強化を行わない程度に析出強化することが、焼準処理等の調質処理を省略しても、軟窒化処理後に高い疲労強度と曲げ矯正性を両立させるための重要なポイントである。

本発明は上記の知見に基づいて完成されたものである。

本発明の軟窒化用非調質鋼を用いれば、熱間鍛造後の焼準処理等の調質処理を省略しても、疲労強度及び曲げ矯正性に優れた高強度の軟窒化鋼部品を製造することができる。従って、部品製造コストの削減に大きく寄与する。

以下、本発明の各要件について説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成
Ｃ：０．３０〜０．４５％
Ｃは、「ベイナイト＋フェライト」または「ベイナイト＋フェライト＋パーライト」の混合組織を得るための必須の元素である。オーステナイトの安定化及び材料の耐摩耗性の確保のために０．３０％以上の含有量が必要である。一方、０．４５％を超えると焼入性が上がり過ぎて有害なマルテンサイトの生成を招きやすくなる。従って、Ｃ含有量の適正範囲は、０．３０〜０．４５％である。

Ｓｉ：０．１〜０．５％
Ｓｉは、脱酸剤として製鋼工程で添加されるが、フェライトの固溶強化にも効くので０．１％以上の含有量が必要である。一方、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、鋼の熱間変形抵抗を高めたり、靭性や被削性を劣化させたりしてしまう。従って、Ｓｉ含有量の適正範囲は０．１〜０．５％である。

Ｍｎ：０．６〜１．０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸剤として製鋼工程で添加される。また、オーステナイトを安定化して「ベイナイト＋フェライト」の混合組織、または「ベイナイト＋フェライト＋パーライト」の混合組織を得るための必須の元素である。さらに、Ｍｎは鋼中のＳと結合してＭｎＳを形成し、被削性改善にも効果がある。

上記の混合組織において、ベイナイト分率は５％以上でなければならない。そして、この分率のベイナイトを生成させるような焼入性を確保するためには、０．６％以上のＭｎの含有量が必要である。一方、Ｍｎの含有量が１．０％を超えると焼入性が上がり過ぎて有害なマルテンサイトの生成を招きやすくなる。従って、Ｍｎの含有量の適正範囲は０．６〜１．０％である。

Ｔｉ：０．００５〜０．１％
Ｔｉは、熱間加工時の結晶粒粗大化を抑えるためのピンニング粒子を形成させるために必須の元素である。ピンニング粒子としてはＴｉの窒化物、炭化物、炭窒化物があり、充分な分布密度のピンニング粒子を生成させるためには、０．００５％以上の含有量が必要である。一方、Ｆｅ窒化物を作って母材強度の増大に寄与する鋼中のＮを消費し尽くさないためには、Ｔｉ含有量を０．１％以下に抑える必要がある。以上の理由で、Ｔｉ含有量の適正範囲は０．００５〜０．１％である。一層望ましいのは０．０１〜０．０５％である。

Ｎ：０．０１５〜０．０３０
Ｎは、オーステナイトを安定化して「ベイナイト＋フェライト」の混合組織または「ベイナイト＋フェライト＋パーライト」の混合組織を得るため、結晶粒粗大化を抑えるためのピンニング粒子を構成するため、及びＦｅ窒化物を作って析出強化に寄与したり、固溶窒素として固溶強化に寄与して母材強度を増大させたりするために添加する。ここで、ピンニング粒子として消費される分を考慮すると０．０１５％以上の含有が必要である。一方、Ｎが０．０３０％を超えるとインゴット中で気泡欠陥が生成して材質を損なうことがある。従って、Ｎの含有量の適正範囲は、０．０１５〜０．０３０％である。より望ましいのは０．０１５〜０．０２５％である。

本発明の軟窒化用非調質鋼の一つは、上述の元素の他、残部がＦｅと不純物とからなる鋼である。

本発明の軟窒化用非調質鋼の他の一つは、上述の元素に加えて更に前記の第１元素群から選んだ１種以上の元素、または／および第２元素群から選んだ１種または２種の元素を含み、残部がＦｅと不純物とからなる鋼である。

第１群に属する元素、即ち、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、本発明鋼の強度を高めるという共通の作用効果を有する。それぞれの作用効果および含有量の限定理由は下記のとおりである。

Ｎｂ：０．００３〜０．１％
Ｎｂは、熱間加工時の結晶粒粗大化を抑えるためのピンニング粒子を形成させるために利用できる元素である。また、熱間加工を終えてからの冷却中に微細な炭窒化物となって析出し、母材の強度を高めるのにも効果がある。こうした効果を得るためには０．００３％以上の含有量が必要である。一方、含有量が０．１％を超えても効果は飽和する上、製鋼時に粗大な溶け残りの炭窒化物を形成して鋼片の品質を劣化させることがある。従って、Ｎｂを添加する場合には、その含有量を０．００３〜０．１％とするのが良い。より望ましいのは０．００５〜０．１％、最も望ましいのは０．０１〜０．０５％である。

Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、鋼の焼入性を高めて高強度化に寄与し、かつ靭性の向上にも有効な元素である。また、Ｍｏを添加すると「ベイナイト＋フェライト」の混合組織、または「ベイナイト＋フェライト＋パーライト」の混合組織が得やすくなる。こうした効果を得るには、０．０１％以上の含有量が必要である。一方、Ｍｏの含有量が１．０％を超えると、焼入性が高まるが故に、マルテンサイトの生成が促進されて、軟窒化処理後の曲げ矯正性や靭性を劣化させる。従って、Ｍｏを添加する場合には、その含有量を０．０１〜１．０％とするのが良い。より望ましい含有量は０．０５〜０．６％である。

Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｃｕを添加する場合は、その固溶強化及びオーステナイト安定化によるベイナイト分率の増大を期待する。従って、Ｃｕは０．０１％以上を含有させる。

Ｃｕ及びＮｉには、炭窒化物形成による析出強化の作用はないが、Ｃｕはフェライト中に時効析出して析出強化に寄与し得る。ただし、一般的な軟窒化処理の温度（５８０℃程度）と処理時間（数時間程度）を時効処理に代わるものとしたとき、充分なＣｕの析出を起こさせるためにはＣｕの含有量を１．０％以上とする必要がある。ところが、本発明鋼を軟窒化処理した部品では、軟窒化処理時にことさらＣｕの時効硬化作用を期待する必要はない。さらに、Ｃｕの融点は１０８５℃と低いので、製鋼工程での凝固過程で液相として残存する時間が長く、従って、鋼の粒界に偏析して熱間割れを誘起する。この弊害を除くために、本発明鋼においては、Ｃｕ含有量の上限を１．０％とする。なお、Ｃｕを多く添加する場合は、これを防ぐためにＮｉを添加するのが望ましい。

ＮｉもＣｕと同様、オーステナイト安定化元素であり、固溶強化及び望ましいベイナイト分率の確保に効果があるので、０．０１％以上含有させるのが好ましい。一方、１．０％を超える量含有させても、その効果は飽和し、素材コストが増大するだけなので、その上限を１．０％とした。なお、Ｃｕと併用する場合は、前記の熱間割れを防止する効果を確実にするために、Ｃｕの含有量の１／２以上のＮｉを含有させるのが望ましい。

Ｂ：０．００１〜０．００５％
Ｂは、鋼の焼入れ性を高めて、「ベイナイト＋フェライト」の混合組織、または「ベイナイト＋フェライト＋パーライト」の混合組織の生成を促す。０．００１％以上の含有量でその効果が明瞭に発現する。一方、Ｂの含有量が０．００５％を超えると鋼の靭性が損なわれる。従って、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．００５％とするのが良い。

第２群の元素は、ＳとＣａであり、これらは本発明鋼の被削性を改善する。それぞれの含有量の限定理由は下記のとおりである。
Ｓ：０．０１〜０．１％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％
ＳとＣａは、いずれも鋼材の被削性を向上させる元素である。添加すれば被削性がより一層向上するので、必要に応じて、いずれか１種または２種を添加する。しかしながら、過剰に添加すると、鋼片内での偏析欠陥を発生させたり、熱間加工性を劣化させたりするので、Ｓ含有量の範囲は０．０１〜０．１％、Ｃａ含有量の範囲は０．０００１〜０．００５％が適正である。Ｃａの望ましい下限は、０．００１％である。

以上に述べた元素以外は、本発明鋼においては不純物であるので、意図的には添加しない。しかし、製鋼工程でのいたずらなコストアップを招かないために、不純物の許容量について述べる。

Ｐは、粒界に偏析して粒界脆化割れを助長するので０．０５％以下とするのが好ましい。

Ａｌは、脱酸剤として、通常、溶製時に添加される。Ａｌは、アルミナ粒子として鋼中に残存したり、また、Ｎと結合してＡｌＮを形成したりする。アルミナは硬度の高い酸化物系介在物であり、切削加工に使用される工具の寿命を短縮する。ＡｌＮは、軟窒化時には表面近傍に析出したり、表面化合物層の成長を促進したりして表面層硬さを著しく高めて、曲げ矯正性を劣化させる。また、ＡｌＮは熱間加工温度では固溶してしまうので、ピンニング粒子としての機能は期待できず、結晶粒の微細化には殆ど役に立たない。従って、Ａｌの含有量は低い方が良い。ただし、Ａｌ含有量の下限を極小にすることは、脱酸工程での制約を生んでコスト増大につながるので、本発明鋼の曲げ矯正性を阻害しない０．０５％以下とするのが好ましい。

ＣｒおよびＶも本発明鋼には添加しない。これらは不純物であり、その含有量は、少ないほど良い。その理由は、既に述べたように、ＣｒおよびＶは窒化物を析出させて鋼の表面近傍層の硬さを著しく高めて、曲げ矯正性を損なうからである。本発明の効果を損なわないこと、および、精錬コストや高炉−転炉法以外の方法による鋳片製造法における素材の純度等を勘案すると、Ｃｒは０．１５％まで、Ｖは０．０２％までは不純物として許容される。なお、Ｃｒは０．１％以下とするのが一層望ましい。

（Ｂ）組織
本発明鋼の組織は、ベイナイトとフェライトの混合組織、またはベイナイトとフェライトとパーライトの混合組織である。そしてこれらの混合組織中のベイナイト分率は５〜９０％である

既述のとおり、ベイナイト変態を利用すればマルテンサイトの生成を避けることができると共に、粗大なパーライトコロニーよりは微細な組織を得ることができる。この組織は、図１に示すように、笹の葉状のベイニティック・フェライトの分散で特徴付けられる。ベイニティック・フェライトは旧オーステナイト粒の内部に分散しており、旧オーステナイト粒界から発達したポリゴナルフェライトよりも小さい。即ち、ベイナイトは「パーライトコロニー内に、形状は笹の葉状であるが、比較的微細なフェライトが分散した組織」である。ただし、ベイニティック・フェライトが分散した生地、即ち、上記のパーライトコロニーは、整然としたラメラー組織を有するパーライトではない。

図２は、ベイニティック・フェライトが分散した旧オーステナイト粒のＳＥＭ像である。この図から明らかなように、セメンタイトの配列は整然としたラメラー組織ではなく、各所に乱れが認められるものとなっている。こうした組織は、旧オーステナイト粒が全体的にパーライト変態したものよりも強度は低下するが、き裂進展抵抗という点では粗大なパーライトコロニーよりも優れている。その理由は下記のとおりである。

き裂は硬いパーライトを避けて進展するので、パーライトコロニー同士の界面、あるいはパーライトコロニーとフェライトの界面に沿って伝播しやすい。フェライトはパーライトに比べて軟らかいが、延性に富むので進展するき裂はフェライト内部に入るとフェライトを塑性変形させることで、そのエネルギーを消費する。従って、進展するき裂の先端が鈍化して、更なるき裂の進展にはより多くの仕事、即ち、外部からの負荷が必要となり、その結果、き裂の伝播抵抗が高まり疲労強度が増大する。

焼準処理によって得られる微細な「フェライト＋パーライト」混合組織が優れているのは、パーライトで全体の強度を担い、微細分散したフェライトがき裂の進展を頻繁に妨害するためである。一方、パーライトコロニーが大きい場合には、パーライトコロニーに沿って、脆性的に破壊が進行する様にき裂が進展する。パーライトコロニーが大きいほど、き裂の進展速度は大きく、大きく成長したき裂は、もはやその進展をフェライトで停止させることが困難になる。

粗大なパーライトコロニーに代わって、ベイナイト組織が混在した組織とすれば、き裂はベイナイト組織の部分に到達した時に、この領域を回避せず内部へそのまま進展して行くが、内部に分散したベイニティック・フェライトがき裂の進展を妨げる役割をする。また、ベイニティック・フェライトの大きさは、焼準処理した時のフェライトやパーライトコロニーよりも小さいので、進展するき裂に対しては一層頻繁な抵抗となり、靭性の向上に役立つ。

以上に述べたとおり、ベイナイト組織を混在させることによって、結晶粒組織が多少粗大化したとしても、き裂進展抵抗を高く保つことができる。そのためには、ベイナイトを面積率で５％以上含有させることが必要である。ここで、組織全体をベイナイトとしても構わないのであるが、ベイナイト分率が９０％を超える組織では、現実的にはマルテンサイトの混在が避けられない。マルテンサイトは、曲げ矯正性を劣化させ、機械加工性をも悪化させるので、その混在は好ましくない。従って、本発明では混合組織におけるベイナイト分率を５〜９０％としている。一層望ましいベイナイト分率は、１０〜８０％である。本発明鋼のベイナイト以外の組織は、実質的にフェライトまたはフェライトとパーライトである。

（Ｃ）本発明鋼の製造方法
本発明鋼の組織は、例えば、以下に示す方法によって得ることができる。
即ち、熱間鍛造の素材としては、鋳塊を分塊圧延したビレット、連続鋳造材を分塊圧延したビレット等、あるいはこれらを熱間圧延した棒鋼のいずれでも良いが、規定した化学成分範囲を有する素材を準備する。これらの熱間鍛造用素材の加熱温度は１１００〜１２５０℃とする。熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷、あるいはファンを使った強制空冷程度とする。また、例えば、共析変態温度近傍までを速く冷却して、７００〜５００℃の範囲を緩冷却しても良いし、熱間鍛造後、直ちに５００〜３００℃程度まで冷却して、この温度で保持してベイナイト変態を促進させても構わない。冷却速度の調整は、事前に連続冷却変態図（ＣＣＴ曲線図）を作成しておき、ベイナイト変態領域を通過する冷却速度範囲を求め、求めた冷却速度範囲に調整すれば良い。

（Ｄ）軟窒化処理
軟窒化処理には、ガス軟窒化、塩浴軟窒化（タフトライド処理）、イオン窒化等を用いることができる。いずれの方法にしても、製品の表面に厚さ２０μｍ程度の化合物層（窒化物層）とその直下の拡散層を均質に形成させ得る。
ガス軟窒化によって機械部品を得るためには、例えば、ＲＸガスとアンモニアガスを１：１に混合した雰囲気中で５８０℃にて１〜２時間処理を行えば良い。

以下、実施例により本発明を詳しく説明する。

表１に示す化学成分の鋼１８０ｋｇを真空溶解炉にて真空溶製した後、鋼片を１２００℃まで加熱し、鋼材温度が１０００℃を下回らない様に熱間鍛造して直径５０ｍｍの丸棒とした。熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷により行い、試験番号１６及び２６で示す鋼種には扇風機を用いた強制空冷を施した。この丸棒から平面曲げ疲労試験用の試験片を採取した。

試験片は直径４４ｍｍの円柱状の胴体にテーパーのついたネック部（ネック部直径は２０ｍｍ）を加工したものである。この試験片の頭部側を固定して、反対側の端部に荷重を負荷することでネック部に所定のひずみ量の曲げ矯正を与えることができる。また、丸棒を輪切りにして円柱状試料とし、ドリルによる被削性試験を行った。

被削性は、上記の試料の長手方向に深さ５５ｍｍ（事前に下穴として穿孔した深さの１５ｍｍを含む）の止まり穴（底付きの穴）をあけ、最大逃げ面摩耗量が０．２ｍｍに達したときの加工穴数をドリル寿命とすることで評価した。

寿命評価に使用した工具は、直径６．２ｍｍのガンドリルで、全長は２５０ｍｍ、刃先の材質は、ＪＩＳ Ｂ４０５３のＰ２０種の超硬合金である。穿孔は回転数７２００ｒｐｍ、送り０．０２ｍｍ／ｒｅｖでの条件で実施し、潤滑は２０倍に希釈した水溶性エマルジョンを油圧４ＭＰａで内部給油により塗布した。なお、下穴を径６．３ｍｍ、深さ１５ｍｍとした。

疲労試験片は、ＲＸガス：アンモニアガス＝１：１の雰囲気中で５８０℃にて２時間軟窒化処理した後、１００℃に油冷した。軟窒化処理した疲労試験片を用いて室温、大気中で平面曲げ疲労試験を行った。一部の疲労試験片については、試験前に曲げ矯正を与えてから試験を行った。曲げ矯正は、試験片のネック部にひずみゲージを貼付し、ひずみゲージの読みが１５０００×１０^−６（曲げ矯正ひずみ１．５％に相当）になるところまで負荷をかけて行った。

ミクロ組織観察用のサンプルは熱間鍛造ままの丸棒から採取し、光学顕微鏡写真を画像解析して、ベイナイト分率（面積率）を求めた。ベイナイトと定義した領域は、笹の葉状のベイニティック・フェライトが存在する領域を連続的な閉曲線で囲み、その領域の全視野面積に対する面積率から算定した。

表２に、各供試鋼について、曲げ矯正を与えずに疲労試験した時の疲労強度、１．５％の曲げ矯正を与えてから疲労試験した時の疲労強度、及び被削性試験で求めたドリル工具寿命をまとめて示す。

表２に示す曲げ矯正性は、曲げ矯正を与えた時の疲労強度の低下分（Δσ）である。このΔσが小さいほど、曲げ矯正性に優れていることになる。切削性は、Ｎｏ．１の鋼種の加工可能穴数を１００とした時の相対値で示している。

表２から明らかなように、Ｎｏ．１〜２０で示す本発明例では、曲げ矯正無しの場合の疲労強度は、Ｎｏ．２７で示す現用の焼準処理型鋼の疲労強度である５５０ＭＰａと同等であるか、またはそれ以上であり、１．５％曲げ矯正を加えた時でも現用の焼準処理鋼と同等の１００〜１２０ＭＰａしか疲労強度の低下はない。

一方、Ｎｏ．２１〜２６で示す比較例の鋼種では、曲げ矯正性を与えない場合の疲労強度は、本発明例の鋼種と同等か、またはそれよりも高いものもあるが、曲げ矯正中に破断したり、曲げ矯正による疲労強度の低下が１５０ＭＰａ以上もあったりして、曲げ矯正性は本発明例よりも明らかに劣っている。例えば、Ｎｏ．２１で示す鋼種の成分系は、本来、焼準処理を行って使用するものであるため、焼準処理を省略すると粗大な「フェライト＋パーライト」組織となって、曲げ矯正中に脆性的に破壊した。

Ｎｏ．２５で示す鋼種ではＭｏの量が過剰であったためにマルテンサイトが混在して、やはり曲げ矯正中に脆性的に破壊した。Ｎｏ．２６で示す鋼種は、化学成分は本発明範囲を満足するものの、冷却速度が速く、マルテンサイトが混在したために、曲げ強制ができなかった。Ｎｏ．２２〜２４で示す鋼種は、Ｃｒまたは／およびＶの析出強化が効いているために曲げ矯正無しのときの疲労強度は高いが、曲げ矯正後の疲労強度は低い。これは、曲げ矯正によって硬化した表面層にき裂が入りやすく、このき裂が疲労破壊の起点となって疲労強度の低下を招いたものと推察される。

本発明例のＮｏ．４〜６およびＮｏ．１４〜１７に見られるように、本発明で定める基本成分系にＮｂとＭｏを添加すると、曲げ矯正後の疲労強度は格段に増大する。また、本発明鋼の基本成分系にＣａやＳを添加すると、被削性がより一層改善され、クランクシャフト等の切削工程を経て製造される部品用素材として、より好適なものとなる。

本発明鋼の「ベイナイト＋フェライト＋パーライト」混合組織の代表的な組織写真である。 ベイニティック・フェライトが分散した旧オーステナイト粒のＳＥＭ写真である。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％およびＮ：０．０１５〜０．０３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、不純物中のＣｒ：０．１５％以下およびＶ：０．０２％以下であって、ベイナイト及びフェライトからなる混合組織またはベイナイト、フェライト及びパーライトからなる混合組織を有し、その混合組織中のベイナイト分率が５〜９０％であることを特徴とする軟窒化用非調質鋼。
2. 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１５〜０．０３０％、ならびにＮｂ：０．００３〜０．１％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％およびＢ：０．００１〜０．００５％の中から選んだ１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、不純物中のＣｒ：０．１５％以下およびＶ：０．０２％以下であって、ベイナイト及びフェライトからなる混合組織またはベイナイト、フェライト及びパーライトからなる混合組織を有し、その混合組織中のベイナイト分率が５〜９０％であることを特徴とする軟窒化用非調質鋼。
3. 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１５〜０．０３０％、ならびにＳ：０．０１〜０．１％およびＣａ：０．０００１〜０．００５％のうち１種または２種を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、不純物中のＣｒ：０．１５％以下およびＶ：０．０２％以下であって、ベイナイト及びフェライトからなる混合組織またはベイナイト、フェライト及びパーライトからなる混合組織を有し、その混合組織中のベイナイト分率が５〜９０％であることを特徴とする軟窒化用非調質鋼。
4. 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１５〜０．０３０％、ならびにＮｂ：０．００３〜０．１％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％およびＢ：０．００１〜０．００５％の中から選んだ１種以上と、Ｓ：０．０１〜０．１％およびＣａ：０．０００１〜０．００５％のうち１種または２種を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、不純物中のＣｒ：０．１５％以下およびＶ：０．０２％以下であって、ベイナイト及びフェライトからなる混合組織またはベイナイト、フェライト及びパーライトからなる混合組織を有し、その混合組織中のベイナイト分率が５〜９０％であることを特徴とする軟窒化用非調質鋼。

Images