JP7111029B2

JP7111029B2 - 鋼部品の製造方法

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Publication number: JP7111029B2
Application number: JP2019036084A
Authority: JP
Inventors: 祐太今浪; 隆岩本; 公宏西村
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2019-02-28
Filing date: 2019-02-28
Publication date: 2022-08-02
Anticipated expiration: 2039-02-28
Also published as: JP2020139202A

Description

本発明は、建産機や自動車分野で用いられる機械構造用材料に供する、接触疲労に対する耐久性に優れた鋼部品の製造方法に関するものである。本発明で得られる鋼部品として、建産機分野では、例えば、走行減速機のギア（プラネタリーギアおよびサンギア等の歯車）、大型減速機のギア、油圧ポンプのバルブプレート、ボールねじのナット、サイクロン減速機の曲線板およびピン、並びに、直動軸受けのブロック等が挙げられ、同様に、自動車分野では、各種軸受、エンジンのピストンピン、カムシャフトおよびタイミングギア、変速機の歯車類（ミッシングギア、リングギア、サンギアおよびプラネリタギア等）、並びに、駆動系のデフベベルギア、トリポート、インナおよびボール等が挙げられる。また、建産機や自動車分野以外では、電気機器分野の風力発電機用の軸受や減速ギア等である。

鋼の疲労特性を向上させる熱処理として、浸炭焼入れ焼戻しがよく知られており、自動車用の歯車をはじめとし様々な部品に適用されている。ここで、浸炭は高温長時間で処理されるため、オーステナイト結晶粒が粗大に成長する場合がある。オーステナイト結晶粒の粗大化は疲労特性に悪影響を与えるため、このオーステナイト結晶粒の粗大化を防止することが重要である。

オーステナイト結晶粒の粗大化を防止する技術として、鋼中に微細析出物を分散させ結晶粒界の移動を阻止させる方法がある。例えば、特許文献１では、Nb炭化物の析出を活用する方法が、特許文献２では、Ti炭化物の析出を活用する方法が、それぞれ提案されている。

特公平５－35203号公報特開2003－201513号公報

近年、効率的な部品製造のため、熱間鍛造の冷間鍛造化や、冷間鍛造成形量の増大が進んでいる。その結果、従来の技術では浸炭時の結晶粒粗大化抑制が達成できないケースが増えている。すなわち、上記した特許文献１および２に記載の技術では、鍛造成形量が大きい場合や冷間鍛造のように塑性ひずみが大きな場合に、浸炭時の結晶粒粗大化を回避できないことが、従前の課題であった。

本発明は、上記の実情に鑑み開発されたものであり、微細結晶粒を有する鋼部品の製造方法について提案することを目的とする。

発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋼の浸炭時における結晶粒成長に及ぼす浸炭前組織の影響を鋭意研究した結果、浸炭処理の前に焼入れ処理を施しマルテンサイト組織を形成させることにより、その後に続く浸炭時の結晶粒粗大化を効果的に抑制可能であることを知見した。本発明は、上記の知見に基づくものであり、その要旨は次のとおりである。

１．鋼を鍛造および切削のいずれか一方または両方にて所望形状に加工し、次いで830℃以上に加熱後焼入れを施した後、浸炭処理または浸炭窒化処理を施す鋼部品の製造方法。

２．前記鋼は、
Ｃ：0.10～0.35質量％、
Si：0.01～0.70質量％、
Mn：0.30～1.50質量％、
Ｐ：0.1質量％以下、
Ｓ：0.5質量％以下、
Cr：0.30～2.00質量％、
Al：0.010～0.080質量％および
Ｎ：0.0040～0.0250質量％
を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有する前記１に記載の鋼部品の製造方法。

３．前記成分組成はさらに、
Mo：0.35質量％以下、
Cu：1質量％以下、
Ni：1質量％以下および
Ｂ：0.01質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記２に記載の鋼部品の製造方法。

４．前記成分組成はさらに、
Ti：0.1質量％以下、
Nb：0.1質量％以下、
Ｖ：0.1質量％以下、
Hf：0.1質量％以下、
Ta：0.1質量％以下および
Se：0.3質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記２または３に記載の鋼部品の製造方法。

５．前記成分組成はさらに、
Sn：0.1質量％以下および
Sb：0.1質量％以下
のいずれか１種または２種を含有する前記２から４のいずれかに記載の鋼部品の製造方法。

６．前記成分組成はさらに、
Pb：0.3質量％以下および
Bi：0.3質量％以下
のいずれか１種または２種を含有する前記２から５のいずれかに記載の鋼部品の製造方法。

本発明によれば、浸炭時の結晶粒粗大化を抑制し、微細結晶粒を有する鋼部品を得ることができる。

以下、本発明における鋼部品の製造方法を具体的に説明する。
＜鋼を鍛造および切削のいずれか一方または両方にて所望形状に加工し、次いで830℃以上に加熱後に焼入れを施した後、浸炭処理または浸炭窒化処理を施す＞
浸炭時のオーステナイト結晶粒の成長は、比較的粗大な結晶粒と比較的微細な結晶粒が隣接している場合に顕著となる。すなわち、大粒が小粒を侵食する過程が繰り返される結果、ごく少数の大粒が大面積を占めるようになる。浸炭前の組織がフェライト、パーライトおよびベイナイトのいずれか２種を複合する組織である場合、浸炭加熱時のオーステナイト核生成が不均一となり、これに起因して、比較的粗大なオーステナイト粒や比較的微細なオーステナイト粒が混合した、粒径分布の不均一なオーステナイト組織が形成される。このような不均一なオーステナイト組織では、前述した大粒が小粒を侵食する過程が促進され、結晶粒の粗大化が生じやすくなる。特に、冷間鍛造により不均一な塑性ひずみが導入された場合、オーステナイトの粒径分布が更に不均一となり結晶粒が粗大化しやすい。

一方、浸炭前の組織が主にマルテンサイトである場合、浸炭加熱時のオーステナイト核生成が均一に生じる結果、比較的粗大な結晶粒と比較的微細な結晶粒が隣接しないため、大粒による小粒の侵食が生じにくく、結晶粒の粗大化が抑制される。この際、浸炭前組織には残留オーステナイトを含んでもよい。この目的で、鋼を鍛造および切削のいずれか一方または両方にて所望形状に加工した後、830℃以上に加熱後、焼入れ処理を施すことによって、浸炭前組織をマルテンサイト化する工程が有効である。ここで、焼入れ時のオーステナイト化を促進するために、焼入れ処理の下限温度は830℃とし、同上限は結晶粒粗大化防止のために1200℃とすることが、適切である。更に好ましい焼入れ時の上限温度は1000℃である。
なお、焼入れ処理後に施す浸炭処理または浸炭窒化処理は、特に条件は限定されず一般的な条件でよい。

以下、本発明に用いる鋼について、その好適な成分組成を説明する。
Ｃ：0.10～0.35質量％
Ｃは、浸炭熱処理後の焼入れにより鋼部品の芯部の硬度を高めるために、0.10質量％以上の含有を必要とする。一方、含有量が0.35質量％を超えると、焼入れ後の鋼部品の芯部の靭性が低下するため、Ｃ量は0.10～0.35質量％の範囲に限定した。好ましくは、0.13～0.27質量％の範囲である。より好ましくは、0.15～0.25質量％の範囲である。

Si：0.01～0.70質量％
Siは、脱酸剤として必要であり、少なくとも0.01質量％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰なSiの添加は浸炭表層でのSiの優先酸化を促進し、粒界酸化層を形成させてしまう。かような粒界酸化層は疲労特性を低下する要因となるため、これを避けるべくSiの上限を0.70質量％に規定する。好ましくは0.05～0.65質量％である。さらに好ましくは、0.10～0.35質量％である。

Mn：0.30～1.50質量％
Mnは、焼入性の向上に有効な元素で有り、少なくとも0.30質量％の添加を必要とする。しかし、Mnの過剰な添加は、固溶強化による変形抵抗の上昇を招くため、上限を1.50質量％とした。好ましくは、0.40～1.30質量％である。

Ｐ：0.1質量％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析し、靭性を低下させるため、その混入は低いほど望ましいが、0.1質量％までは許容される。好ましくは、0.02質量％以下である。また、下限については特に限定せずとも問題はないが、無駄な低Ｐ化は精錬時間を増長したり精錬コストを上昇させてしまうため、0.003％以上とするとよい。

Ｓ：0.5質量％以下
Ｓは、硫化物系介在物として存在し、被削性の向上に有効な元素であるが、過剰な添加は冷間鍛造性の低下を招くため、上限を0.5質量％とした。また、下限については特に限定しないが、過度の低Ｓ化は精錬コストを上昇させてしまうため、0.003％以上とするとよい。好ましくは0.004～0.3質量％であり、さらに好ましくは0.005～0.09質量％である。

Cr：0.30～2.00質量％
Crは、焼入性と焼戻し軟化抵抗の向上に寄与し、さらには炭化物の球状化促進にも有用な元素であるが、含有量が0.30質量％に満たないと、その添加効果に乏しい。一方、2.00質量％を超えると、過剰浸炭や残留オーステナイトの生成を促進し、疲労強度に悪影響を与える。よって、Cr量は0.30～2.00質量％の範囲に限定した。好ましくは、0.7～1.9質量％の範囲である。

Al：0.010～0.080質量％
Alは、酸化物を形成し脱酸に寄与する元素であるとともに、粗大化な酸化物系介在物の生成を抑止する作用を有するが、含有量が0.010質量％に満たないと、その添加効果に乏しい。しかし、過剰な添加は介在物の増加を招き、疲労破壊の起点を増やし、低疲労強度の原因となることから、上限を0.080質量％とした。好ましくは、0.015～0.080質量％であり、さらに好ましくは0.015～0.060質量％である。ちなみに、後述する選択添加成分であるＢは、固溶Ｂによる焼入れ性向上が疲労強度向上に有効であるから、この固溶Ｂを確保することを所期する場合は、0.035～0.070質量％の範囲が好適である。

Ｎ：0.0040～0.0250質量％
Ｎは、Alと結合し窒化物(AlN)を形成する。かようなAlNは微細に析出し浸炭加熱時の結晶粒を微細化させ疲労特性を改善させる作用を有する。しかし、過剰なNの添加はAlNの熱力学的安定性を向上させ過ぎて粗大なAlNを生成させてしまう。粗大なAlNが存在すると、微細なAlNの体積率を減少させ結晶粒微細化効果が発揮されなくなる。このため、0.0250質量％を上限とする。下限については、結晶粒微細化作用を得るため0.0040質量％以上とする。好ましくは0.0050～0.0180質量％であり、さらに好ましくは0.0100～0.0170質量％である。

以上の基本成分の残部は、Fe及び不可避的不純物である。ここで、上記した基本成分に加えて、本発明では、必要に応じて、更に、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。
Mo：0.35質量％以下、
Cu：１質量％以下、
Ni：１質量％以下および
Ｂ：0.01質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上

Mo：0.35質量％以下
Moは、焼入性と焼戻し軟化抵抗性の向上に寄与し、さらには浸炭異常層を低減する効果も示し、有用な元素であるため添加してもよい。しかし、含有量が0.35質量％超えでは、焼入性が過剰となり、圧延後の硬度が上昇し、鍛造性や被削性が低下する懸念がある。そのため、Mo含有量は0.35質量％以下の範囲に制限することが好ましい。なお、Moによる上記の焼入性、焼戻し軟化抵抗性の向上、浸炭異常層の低減の各効果を発現させるためには、Moは0.01質量％以上で含有されることが好ましい。さらに、好ましくは0.03～0.25質量％の範囲である。より好ましくは0.05～0.22質量％である。

Cu：１質量％以下
Cuは、焼入性の向上に寄与する元素である。この効果を得るためには、Cuは0.01質量％以上で含有されることが好ましい。一方、Cu含有量が１質量％を超えると、圧延材の表面肌が荒れてしまい、疵として残存する懸念がある。そこで、Cu量は１質量％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.015～0.500質量％の範囲である。更に好ましくは0.03～0.30質量％である。

Ni：１質量％以下
Niは、焼入性の向上に寄与するとともに、靱性の向上に有用な元素である。これらの効果を得るためには、Niは0.01質量％以上で含有されることが好ましい。一方、１質量％を超えて含有されても、上記の効果が飽和する。よって、Ni含有量は１質量％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは、0.015～0.5質量％の範囲である。更に好ましくは、0.03～0.3質量％である。

Ｂ：0.01質量％以下
Ｂは、粒界に偏析し、拡散型変態を抑制することによる、焼入性の向上に有効であり、加えて粒界を強化し、疲労亀裂の発生および進展を抑制し疲労強度を向上させる効果もある。Ｂによるこの効果を得るためには、0.0003質量％以上でＢを含有させることが好ましい。一方、0.01％を超えると、靱性が低下するため、Ｂ量は0.01質量％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは、0.0005～0.0050質量％の範囲である。更に好ましくは0.0007～0.0020質量％である。

さらに、必要に応じて、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。
Nb：0.1質量％以下、
Ti：0.1質量％以下、
V：0.1質量％以下、
Hf：0.1質量％以下、
Ta：0.1質量％以下および
Se：0.3質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上

Nb：0.1質量％以下
Nbの添加は浸炭時の結晶粒粗大化を抑制して疲労特性を改善させる作用がある。しかし、0.1質量％を超えて添加しても、その効果は飽和するのみであるためNb含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005～0.080質量％である。さらに好ましくは、0.01～0.06質量％である。

Ti：0.1質量％以下
Tiの添加は鋳造後の表面割れを抑制する効果がある。しかし、0.1質量％を超えて添加しても、その効果は飽和するのみであるため、Ti含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005～0.080質量％である。さらに好ましくは、0.01～0.06質量％である。

Ｖ：0.1質量％以下
Ｖは、鋼中でVCを形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Ｖによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％以上でＶを含有させることが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加しても合金コストが高価となるばかりであり、結晶粒の粗大化防止効果は飽和する。よって、Ｖ含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005～0.080質量％である。さらに好ましくは、0.01～0.06質量％である。

Hf：0.1質量％以下
Hfは、鋼中で炭化物を形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Hfによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％でHfを添加することが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加すると、鋳造凝固時に粗大な析出物を生成し、粗粒化抑制能の低下や疲労強度の劣化を招くおそれがあるため、Hfの含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005～0.060質量％である。さらに好ましくは、0.01～0.05質量％である。

Ta：0.1質量％以下
Taは、鋼中で炭化物を形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Taによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％でTaを添加することが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加すると、鋳造凝固時に割れを生じやすくなり、圧延および鍛造後でも疵が残存してしまう懸念があるため、Taの含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005～0.060質量％である。さらに好ましくは、0.01～0.05質量％である。

Se：0.3質量％以下
Seは、MnやCuと結合し、鋼中に析出物として分散する。Se析出物は浸炭熱処理温度域で析出物成長がほとんど起こらず安定に存在しており、オーステナイト粒径のピン止め効果が高い。このため、Se添加は結晶粒の粗大化防止に有効であるが、この効果を得るためには、少なくとも0.001質量％以上でSeを添加することが好ましい。一方、0.3質量％を超えて添加しても、結晶粒の粗大化防止効果は飽和する。このため、Se含有量は0.3質量％とすることが好ましい。より好ましくは、0.005～0.100質量％である。さらに好ましくは、0.008～0.090質量％である。

同様に、必要に応じて、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。
Sn：0.1質量％以下および
Sb：0.1質量％以下
のいずれか１種または２種を含有

Sb：0.1質量％以下
Sbは、鋼材表面の脱炭を抑制し、表面硬度の低下を防止するために有効な元素である。この効果を発現させるためには、Sbは0.0003質量％以上含有させることが好ましい。一方、過剰な添加は鍛造性を劣化させることから、Sbの含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.001～0.050質量％であり、更に好ましくは、0.0015～0.0350質量％である。

Sn：0.1質量％以下
Snは、鋼材表面の耐食性を向上させるために有効な元素である。耐食性向上の観点からは、Snは0.003質量％以上含有させることが好ましい。一方、過剰な添加は鍛造性を劣化させることから、Snの含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.0010～0.0500質量％であり、更に好ましくは、0.0015～0.0350質量％である。

同様に、必要に応じて、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。
Pb：0.3質量％以下および
Bi：0.3質量％以下
のいずれか１種または２種を含有
Pb、Biは、切削時の切屑を微細化する効果があり、切屑処理性を向上させる場合、これらの元素添加が有効である。この効果を得るために、PbおよびBiは0.01質量％以上の添加が好ましい。しかしながら、これらの元素を過度に添加しても切屑処理性の向上効果は飽和する。従って、合金コスト上昇を抑えるため、PbおよびBi量の上限値を0.3質量％とする。より好ましいPb量およびBi量は0.01～0.20質量％、更には0.01～0.10質量％である。
以上説明した選択元素を添加する場合、基本成分並びに添加元素以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。

以下、実施例に従って、本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。しかし、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内にて適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

表１に示す成分組成の鋼を溶製し、熱間圧延により直径45mmの丸棒に成形した。得られた棒鋼よりφ15 mm×22.5mmの試験片を採取し、高さ減少率85％の冷間圧縮を施した。これらの試験片に830～1000℃で保持後に焼入れを施した。また、冷間圧縮を施さずに同様に焼入れを施した試験片、および同様の冷間圧縮を施して焼入れを施さない試験片、も作製した。

次に、これら冷間圧縮実施材および冷間圧縮未実施材に、焼入れ実施した試験片並びに焼入れ未実施の試験片を930℃で３時間の浸炭熱処理に供した。浸炭熱処理は、浸炭期カーボンポテンシャル1.0質量％で２時間、拡散期カーボンポテンシャル0.8質量％で１時間とし、850℃にて焼入れ、120℃油中で冷却した。その後、180℃で１時間保持後に空冷する焼戻し処理を施した。焼戻し後、試験片の断面を鏡面研磨およびエッチングし、光学顕微鏡を用いて旧オーステナイト粒を観察した。直径50μm以上の結晶粒が認められた場合、結晶粒が粗大化したと判定した。直径50μｍ以上の結晶粒が存在しない場合は、結晶粒粗大化が抑制できていると判定した。その試験結果を表２から５に示す。
表２から５に示すように、本発明に従えば、浸炭時の結晶粒粗大化がなく、微細結晶粒を有する鋼部品が得られる。

Claims

Ｃ：0.10～0.35質量％、
Si：0.01～0.70質量％、
Mn：0.30～1.50質量％、
Ｐ：0.1質量％以下、
Ｓ：0.5質量％以下、
Cr：0.30～2.00質量％、
Al：0.010～0.080質量％および
Ｎ：0.0040～0.0250質量％
を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有する、鋼を鍛造および切削のいずれか一方または両方にて所望形状に加工し、次いで830℃以上に加熱後焼入れ（但し、浸炭焼入れおよび浸炭窒化焼入れを除く）を施した後、浸炭処理または浸炭窒化処理を施す（但し、焼入れ、軟窒化処理、浸炭焼入れ、焼戻しを該順序で行う場合を除く）鋼部品の製造方法。
前記成分組成はさらに、
Mo：0.35質量％以下、
Cu：1質量％以下、
Ni：1質量％以下および
Ｂ：0.01質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の鋼部品の製造方法。
前記成分組成はさらに、
Ti：0.1質量％以下、
Nb：0.1質量％以下、
Ｖ：0.1質量％以下、
Hf：0.1質量％以下、
Ta：0.1質量％以下および
Se：0.3質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の鋼部品の製造方法。
前記成分組成はさらに、
Sn：0.1質量％以下および
Sb：0.1質量％以下
のいずれか１種または２種を含有する請求項１から３のいずれかに記載の鋼部品の製造方法。
前記成分組成はさらに、
Pb：0.3質量％以下および
Bi：0.3質量％以下
のいずれか１種または２種を含有する請求項１から４のいずれかに記載の鋼部品の製造方法。