JPH0576523B2 - - Google Patents
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- JPH0576523B2 JPH0576523B2 JP60185191A JP18519185A JPH0576523B2 JP H0576523 B2 JPH0576523 B2 JP H0576523B2 JP 60185191 A JP60185191 A JP 60185191A JP 18519185 A JP18519185 A JP 18519185A JP H0576523 B2 JPH0576523 B2 JP H0576523B2
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Description
産業上の利用分野
本発明は肌焼鋼の製造方法に関する。更に詳細
には本発明は、結晶粒の粗大化を抑制しつつ表面
効果処理を行い得る肌焼用鋼の製造方法に関す
る。 従来の技術 製造用炭素肌焼鋼および合金肌焼鋼は、産業機
械、建設機械、自動車等の動力伝達部品、摺動部
品などに使用されるが、耐摩耗性、高疲労強度、
高面圧強度が必要なため、肌焼処理、すなわち表
面硬化処理を施されるのが一般的である。表面硬
化には種々の方法があるが、浸炭焼入れあるいは
浸炭窒化焼入れは、鋼の特性向上効果が著しいた
め、現在でもその主流を占めている。しかし、浸
炭あるいは浸炭窒化処理では、通常900〜950℃で
数時間加熱するため、オーステナイト結晶粒が粗
大化しやすくなる。 そこで、その対策としてAlとＮをバランスよ
く添加し、Al窒化物によつて結晶粒の成長を抑
制する効果（ピンニング効果）によりオーステナ
イト結晶粒の粗大化を防止する方法が考えらてい
た。しかしながら、実際にはこのような対策だけ
では十分でなく、特に950℃以上の高温浸炭を行
つた場合には、オーステナイト粒の粗大化を防止
することは著しく困難となる。 そこで、従来からいろいろな検討がなされ、オ
ーステナイト粒の粗大化しにくい鋼として、例え
ば特公昭52−5003号、特公昭54−1647号、特公昭
57−1657号公報などに記載するようにNbを添加
した鋼が提案されている。 これらの提案の基本的な考え方は、いずれも
Nb炭窒化物を析出させてオーステナイト粒界に
おけるピンニング効果を活用しようとするもので
ある。しかし、この場合浸炭あるいは浸炭窒化処
理前の熱加工履歴によつて、その効果は大幅に変
化し、極めて不安定である。 発明が解決しようとする問題点 本発明の目的は上記した如き従来技術の問題を
解決することにあり、更に詳細には、Nb添加効
果を最大限に利用してオーステナイト粒の粗大化
を確実に防止しながら、構造用炭素鋼および合金
鋼の肌焼処理を実現することにある。 問題点を解決する手段 すなわち、本発明者らは、オーステナイト粒の
粗大化のない肌焼鋼を提供せんと鋭意実験、検討
を重ねた結果、浸炭あるいは浸炭窒化処理を行う
直前の段階で、固溶Nbが残存しないように、鋼
中に含有されるNbをすべてNb炭化物として微細
かつ均一に析出させることにより、Nbのピンニ
ング効果を最大限に発揮できることが判明した。
また、このためには、浸炭まるいは浸炭窒化処理
も含めて単なる熱処理で析出したNb炭窒化物は
ほとんど有効に作用せず、750℃〜1000℃の温度
範囲で加工したときに誘起析出する微細なNb炭
化物のみが有効であることが判明した。 更に、鋼に含有されるNbをすべてオーステナ
イト粒の粗大化を防止するのに有効なNb炭化物
として析出させるためには、上記の750℃〜1000
℃の温度範囲で20％以上の加工度で加工すること
が必要であり、また、Nb窒化物が残存するとき
には、これらを核にしてオーステナイト粒が成長
粗大化するため、加工前に1050℃以上の温度に加
熱して、予めNb窒化物の大半を固溶せしめこと
が必要であることを知見した。 また、本発明者らは検討を重ね、以下のことを
見出した。すなわち、Nb炭化物はNb窒化物より
固溶温度が高く、高温まで固溶しない。一方、
Nb窒化物は、加工ひずみを導入されると固溶温
度が低下する。従つて、加工を受けた冷間鍛造材
あるいは温間鍛造材に通常浸炭を行う場合や、さ
らには高温浸炭を行う場合には、Nb窒化物より
もNb炭化物の方が結晶粒粗大化の抑制には有効
であることが明らかとなつた。 従つて、本発明では、Ｎ含有量を規制するとと
もに、Ｎとの結合力がNbより強いAl、Tiおよび
Zrを添加してＮを固定し（すなわち、Al窒化物、
Ti窒化物、Zr窒化物を生成させ）、Nb炭化物の
生成の促進を図る。 更に、本発明者らは検討を進めた結果、Nb炭
化物を生成し得る固溶Nb（すなわち、固溶Ｎ量に
相当する化学当量分を差し引いたNb量）の総量
Nb*が鋼中に少なくとも0.01％以上の量で残存す
ることが必要であることが判明した。 従つて、本発明では、Nb含有量、Sol.Al含有
量、Ti含有量、Ｎ含有量およびZr含有量で規定
される固溶Nbの総量Nb*が0.01％より大である
ことを規定する。すなわち、Nb含有量、sol.Al
含有量、Ti含有量、Ｎ含有量およびZr含有量の
間に、下記の関係式が満足されることを要件とし
た。 Nb（％）−93／14〔Ｎ（％）−14／27Sol.Al
（％）−14／48Ti（％）−14／91Zr（％）〕≧0.01％ 従つて、本発明に従うと、 Ｃ：0.10〜0.45％、 Si：1.5％以下、 Mn：0.1〜1.5％、 Nb：0.01〜0.14％、 Ｎ：0.009％以下、 を含み、さらに、 Sol.Al：0.05％以下、 Ti：0.04％以下、 Zr：0.05％以下、 の１種または２種以上を含有し、残部がFeと不
可避的不純物からなり、かつNb含有量、sol.Al
含有量、Ti含有量、Zr含有量およびＮ含有量に
よつて下式の如く決定されるNb*が0.01％以上で
ある化学組成の鋼を、1050℃以上に加熱した後、
750℃〜1000℃の温度域で加工度20％以上の加工
を施すことを特徴とする結晶粒の粗大化しにくい
肌焼鋼の製造方法が提供される。 Nb*＝Nb（％）−93／14［Ｎ（％）−14／27s
ol.Al（％）−14／48Ti（％）−14／91Zr（％）］ 本発明にあつては、上記の鋼組成は下記の群
から群の中から選んだ少なくとも１種をさらに
含有してもよい。 群： Cr：1.5％以下、 Mo：0.3％以下、 Ni：2.0％以下。 群： Ｓ：0.04〜0.13％、 Pb：0.03〜0.35％、 Ca：0.001〜0.01％、 Te：0.005〜0.05％。 作 用 以下に本発明の方法において鋼の成分範囲およ
び製造条件を限定した理由を述べる。 (1) Ｃ Ｃは強度確保のための基本成分であり、肌焼
鋼として浸炭あるいは浸炭窒化焼入れ、焼戻し
後の中心部硬さHRＣ少なくとも20であること
が必要であり、このたえにはＣ量を少なくとも
0.05％以上含有することが必要である。また、
構造用部材として必要な特性である疲労強度
は、表層部に導入された圧縮残留応力によつて
大きく左右されるが、これは表面硬化後の表面
と中心部の硬度差に依存しており、硬度差が大
きいほど圧縮残留応力は大きくなり、疲労強度
も向上する。従つて、中心部硬さをあまり上昇
させると表面との硬度差が小さくなるので、疲
労強度の点から不利であるばかりでなく、耐衝
撃特性が著しく劣化する。この限界は、一般に
中心部硬さがHRC45程度であり、このためには
Ｃ量は0.40％以下に抑える必要がある。 しかしながら、本発明ではNb炭化物の生成
により固溶Ｃ量が減少することを考慮すると、
Ｃ量の下限値および上限値ともその分だけそれ
ぞれ増量する必要がある。従つて、Nb炭化物
の生成に必要なＣの量を0.05％と考え、含有量
の下限値を0.10％、上限値を0.45％とした。 (2) Si Siは通常、脱酸剤として添加されるが、場合
によつてはMn、Alの添加だけでも十分に脱酸
し得る。Siはフエライトに固溶して鋼の延靱
性、冷間加工性、切削性を低下せしめる元素で
あるため、少ないほど好ましいが、1.5％まで
はその弊害は小さいので、Si含有量の上限値を
1.5％と規定した。 (3) Mn Mnは脱酸剤として不可欠であるばかりでな
く、鋼の強度、靱性の向上にも効果がある。ま
た、肌焼鋼として重要な特性である焼入れ性の
向上に最も有効な元素であり、他の焼入れ性向
上元素との相乗作用を考慮して最低限0.10％添
加することが好ましい。しかし、1.5％を超え
て添加すると熱間加工性の劣化を招くととも
に、切削性が急激に低下し始める。従つて、
Mn含有量の下限値を0.1％、上限値を1.5％と
した。 (4) Nb Nbは750℃〜1000℃の温度域での加工中にＣ
と結合し、微細かつ均一なNb炭化物となる。
このNb炭化物がオーステナイト粒の粗大化を
抑制することになるが、この効果が発揮される
ためには少なくとも0.01％のNbを含有するこ
とが必要である。しかし、Nbを0.14％を超え
て添加すると固溶Ｃが著しく減少し、強度低下
を招く恐れがある。従つて、Nb含有量の下限
値を0.01％、上限値を0.14％とした。 (5) Sol.Al Alは通常脱酸剤として添加されるが、場合
によつてはSi、Mnの添加だけでも十分に脱酸
される。本発明においては、前述のようにNb
炭化物によるピンニング効果でオーステナイト
粒粗大化を抑止しようとするものであり、従つ
て、Nbの結合力がＣより強いＮはすべて固定
してしまう必要がある。このためには、Ｎとの
結合力がNbより強いAlを添加することは有効
であるが、添加量が多くなるほどアルミナ系の
介在物が増加して鋼の表面の疵が増加するとと
もに、生成するAl窒化物が凝集粗大化して、
Nb炭化物の微細分散化に悪影響を及ぼす。従
つて、Sol.Al添加量は少ないほど好ましいが、
0.05％まではその弊害はわずかであるので、
Sol.Alの含有量の上限値を0.05％とした。 (6) Ti Tiも前述のAlと同様、Nb炭化物生成のため
のＮの固定に極めて有効である。しかしなが
ら、生成するTiNは形状が大きく、切削性を
劣化させるので、Ti添加量は少ないほど好ま
しい。従つて、切削性劣化の小さい範囲の0.04
％以下をTiの含有範囲とした。 (7) Zr ZrはSol.AlやTiと同様にＮの固定に非常に
有効な元素である。しかしながら、多量に添加
すると切削性の劣化を招くとともに、Zr窒化
物が凝集粗大化してNb炭化物の微細分散化に
悪影響を及ぼす。このような悪影響を及ぼさな
いzr含有量の限界が0.05％であるので、上限値
を0.05％とした。 (8) Ｎ 本発明においては、前述したようにNb窒化
物の生成は好ましくないため、Ｎ固定のために
Sol.Al、Ti、Zrの添加を規定しているが、こ
れら元素の添加量は少ないほど好ましい。従つ
て、固定すべきＮの含有量も少ない方が好まし
い。そこでＮ含有量を0.009％以下と制限する
ことによつて、Ｎを固定するために添加される
Sol.Al、Ti、Zrの悪影響が全く無視できる程
度になる。従つて、Ｎ含有量の上限値を0.009
％とした。 (9) Cr Crは鋼の焼入れ性を向上させるとともに、
浸炭性を良好にし、浸炭後の耐摩耗性の向上に
も有効である。しかし、1.5％を超えてCrを添
加すると、過剰浸炭する傾向が大きくなり、表
面層に綱状のセメンタイトが生成して、疲労強
度、耐ピツチング性を大幅に劣化させるので、
Cr含有量の上限値を1.5％とした。 (10) Mo MoもCrと同様、焼入れ性、浸炭性を向上さ
せる元素である。また、Si、Mn、Crと異な
り、Feより酸化ポテンシヤルが低いため、浸
炭時に酸化されにくく、従つて表面層にできる
いわゆる浸炭異常層（不完全焼入れ層）の生成
を抑制する作用がある。さらに、Moを焼入れ
焼戻し脆化を阻止する効果もある。従つて、添
加量が多いほど好ましいが、高価な元素である
ため、Mn、Cr等の他の焼入れ性向上元素と複
合添加させることを考慮すれば、肌焼鋼として
Moを0.3％を超えて添加することは得策ではな
い。従つてMo含有量の上限値を0.3％とした。 (11) Ni Niも焼入れ性向上元素であり、また靱性を
著しく向上させる効果を有する。さらにMoと
同様浸炭異常層も抑制するが、高価な元素であ
り、浸炭性を阻害する作用も有するので、多量
添加は好ましくない。従つて、Ni含有量の上
限値を2.0％とした。 なお、Ｃ、Si、Mn、Cr、Mo、Niはオース
テナイト粒粗大化挙動には影響しない。 (12) Ｓ、Pb、Ca、Te これら元素は、任意添加元素であつて、浸炭
あるいは浸炭窒化処理前に切削を施す場合の切
削性向上に有効である。切削方法、切削速度、
切り込み深さなどに応じて、これら元素の１種
または２種以上を添加するのが好ましい。な
お、これらの元素はオーステナイト粒粗大化傾
向と浸炭性には全く影響を及ぼさない。 構造用鋼の切削性を高めるのに必要な最少限
の添加量は、Ｓ：0.04％、Pb：0.03％、Ca：
0.001％、Te：0.005％である。またＳは0.13
％、Pbは0.35％を越えると強度、靱性の低下が
著しくなり、Caは製鋼技術上0.001％を越えて
添加することは困難であり、Teは0.05％を越
えると熱間加工性が急激に低下するので、Ｓに
ついては下限値を0.04％、上限値を0.13％、Pb
については下限値を0.3％、上限値を0.35％、
Caについては下限値を0.001％、上限値を0.01
％、Teについては下限値を0.005％、上限値を
0.05％とした。 (13) Nb、Sol.Al、Ti、Ｎの関係式 本発明では、既に述べたようにNb炭化物を
析出させる必要があり、このためにNbと結合
し得るＮ含有量を規制し、さらにSol.Al、Ti、
Zrを添加してＮの固定を図つている。従つて、
オーステナイト粒粗大化阻止のためには、Ｃの
結合し得るNbの量Nb*が少なくとも0.01％以
上必要であるので、Nb*の下限値を0.01％とし
た。 次の製造条件を限定した理由を述べる。 (1) 加熱温度 本発明は、均一分散した微細なNb炭化物に
よりオーステナイト粒の粗大化を防止しようと
するものである。このためには、単なる熱処理
（浸炭あるいは浸炭窒化処理も含む）で析出さ
せたNb炭化物では効果が小さく、不十分であ
るが、一方、加工誘起析出したNb炭化物はオ
ーステナイト粒の粗大化防止のためには極めて
有効である。また、加工前の加熱時にNb炭窒
化物が多量に残存していると、残存炭窒化物を
核にして成長粗大化するため、加工前には1050
℃以上の温度に加熱して、予めNb炭窒化物は
大半を固溶せしめる必要がある。従つて、加工
により微細なNb炭化物を十分に析出させるた
めには、予め存在しているNb炭窒化物を固溶
させねばならず、このためには1050℃以上の温
度で加熱する必要がある。 (2) 加工温度範囲 本発明は上述のとおり、加工誘起析出した
Nb炭化物のピンニング効果を最大限利用する
ものである。1000℃を超える温度域および750
℃より低い温度域での加工では、目標とする均
一微細なNb炭化物の析出は実現できないため、
加工温度の下限を750℃、上限を1000℃とした。 (3) 加工度 更に、加工度が20％未満では微細なNb炭化
物は一部析出するものの、固溶Nbが残留する。
固溶Nbを残留させると微細なNb炭化物が後工
程の熱処理で凝集粗大化して、オーステナイト
粒成長阻止効果が小さくなる。このため、含有
Nbをすべて炭化物として析出させることが必
要であり、加工度の範囲を20％以上に規定し
た。 以下に方法、発明を実施例により説明するが、
これらの実施例は本発明の単なる例示であつて、
本発明の技術的範囲をなんら制限するものではな
い。 実施例 第１表に示す39種類の鋼を高周波誘導溶解炉に
てそれぞれ溶解し、鍛造により50φmmに成形して
試片素材を準備した。 これらの試片を1150℃に１時間加熱した後、
900℃まで空冷し、その後直ちに条鋼圧延機を用
いて30φmm（減面率：43.8％）まで圧延した。ま
た試片No.５については39φmm（4.9％）、37φmm
（14.4％）、35φmm（23.4％）、32φmm（36％）、さら
に28φmm（51％）まで圧延した。試片No.５につい
てはさらに1150℃に加熱後1100℃、1050℃、980
℃、800℃、770℃、700℃、650℃までそれぞれ空
冷し、その後直ちに30φmmに圧延した。圧延後、
それぞれ10mmの厚さに切断し、950℃、４時間保
持後水冷した後ピクリン酸飽和水溶液に界面活性
剤を添加した腐食液で旧オーステナイト粒界を現
出させ、オースナイト粒度判定を行つた。 第１表には、Nb炭化物をつくり得るNb量、
Nb*の計算値と、900℃で30φmmまで圧延した試
片のオーステナイト粒度を併記している。 試片No.１〜No.27は本発明に係る鋼であり、試片
No.28〜30はNb含有量ないしNb*量の点で、試片
No.31、32はＮ含有量の点で、試片No.33、34はSol.
Al含有量の点で、試片No.35〜37はTi含有量の点
で、試片No.38、39はZr含有量の点で本発明の範
囲外の比較鋼である。
には本発明は、結晶粒の粗大化を抑制しつつ表面
効果処理を行い得る肌焼用鋼の製造方法に関す
る。 従来の技術 製造用炭素肌焼鋼および合金肌焼鋼は、産業機
械、建設機械、自動車等の動力伝達部品、摺動部
品などに使用されるが、耐摩耗性、高疲労強度、
高面圧強度が必要なため、肌焼処理、すなわち表
面硬化処理を施されるのが一般的である。表面硬
化には種々の方法があるが、浸炭焼入れあるいは
浸炭窒化焼入れは、鋼の特性向上効果が著しいた
め、現在でもその主流を占めている。しかし、浸
炭あるいは浸炭窒化処理では、通常900〜950℃で
数時間加熱するため、オーステナイト結晶粒が粗
大化しやすくなる。 そこで、その対策としてAlとＮをバランスよ
く添加し、Al窒化物によつて結晶粒の成長を抑
制する効果（ピンニング効果）によりオーステナ
イト結晶粒の粗大化を防止する方法が考えらてい
た。しかしながら、実際にはこのような対策だけ
では十分でなく、特に950℃以上の高温浸炭を行
つた場合には、オーステナイト粒の粗大化を防止
することは著しく困難となる。 そこで、従来からいろいろな検討がなされ、オ
ーステナイト粒の粗大化しにくい鋼として、例え
ば特公昭52−5003号、特公昭54−1647号、特公昭
57−1657号公報などに記載するようにNbを添加
した鋼が提案されている。 これらの提案の基本的な考え方は、いずれも
Nb炭窒化物を析出させてオーステナイト粒界に
おけるピンニング効果を活用しようとするもので
ある。しかし、この場合浸炭あるいは浸炭窒化処
理前の熱加工履歴によつて、その効果は大幅に変
化し、極めて不安定である。 発明が解決しようとする問題点 本発明の目的は上記した如き従来技術の問題を
解決することにあり、更に詳細には、Nb添加効
果を最大限に利用してオーステナイト粒の粗大化
を確実に防止しながら、構造用炭素鋼および合金
鋼の肌焼処理を実現することにある。 問題点を解決する手段 すなわち、本発明者らは、オーステナイト粒の
粗大化のない肌焼鋼を提供せんと鋭意実験、検討
を重ねた結果、浸炭あるいは浸炭窒化処理を行う
直前の段階で、固溶Nbが残存しないように、鋼
中に含有されるNbをすべてNb炭化物として微細
かつ均一に析出させることにより、Nbのピンニ
ング効果を最大限に発揮できることが判明した。
また、このためには、浸炭まるいは浸炭窒化処理
も含めて単なる熱処理で析出したNb炭窒化物は
ほとんど有効に作用せず、750℃〜1000℃の温度
範囲で加工したときに誘起析出する微細なNb炭
化物のみが有効であることが判明した。 更に、鋼に含有されるNbをすべてオーステナ
イト粒の粗大化を防止するのに有効なNb炭化物
として析出させるためには、上記の750℃〜1000
℃の温度範囲で20％以上の加工度で加工すること
が必要であり、また、Nb窒化物が残存するとき
には、これらを核にしてオーステナイト粒が成長
粗大化するため、加工前に1050℃以上の温度に加
熱して、予めNb窒化物の大半を固溶せしめこと
が必要であることを知見した。 また、本発明者らは検討を重ね、以下のことを
見出した。すなわち、Nb炭化物はNb窒化物より
固溶温度が高く、高温まで固溶しない。一方、
Nb窒化物は、加工ひずみを導入されると固溶温
度が低下する。従つて、加工を受けた冷間鍛造材
あるいは温間鍛造材に通常浸炭を行う場合や、さ
らには高温浸炭を行う場合には、Nb窒化物より
もNb炭化物の方が結晶粒粗大化の抑制には有効
であることが明らかとなつた。 従つて、本発明では、Ｎ含有量を規制するとと
もに、Ｎとの結合力がNbより強いAl、Tiおよび
Zrを添加してＮを固定し（すなわち、Al窒化物、
Ti窒化物、Zr窒化物を生成させ）、Nb炭化物の
生成の促進を図る。 更に、本発明者らは検討を進めた結果、Nb炭
化物を生成し得る固溶Nb（すなわち、固溶Ｎ量に
相当する化学当量分を差し引いたNb量）の総量
Nb*が鋼中に少なくとも0.01％以上の量で残存す
ることが必要であることが判明した。 従つて、本発明では、Nb含有量、Sol.Al含有
量、Ti含有量、Ｎ含有量およびZr含有量で規定
される固溶Nbの総量Nb*が0.01％より大である
ことを規定する。すなわち、Nb含有量、sol.Al
含有量、Ti含有量、Ｎ含有量およびZr含有量の
間に、下記の関係式が満足されることを要件とし
た。 Nb（％）−93／14〔Ｎ（％）−14／27Sol.Al
（％）−14／48Ti（％）−14／91Zr（％）〕≧0.01％ 従つて、本発明に従うと、 Ｃ：0.10〜0.45％、 Si：1.5％以下、 Mn：0.1〜1.5％、 Nb：0.01〜0.14％、 Ｎ：0.009％以下、 を含み、さらに、 Sol.Al：0.05％以下、 Ti：0.04％以下、 Zr：0.05％以下、 の１種または２種以上を含有し、残部がFeと不
可避的不純物からなり、かつNb含有量、sol.Al
含有量、Ti含有量、Zr含有量およびＮ含有量に
よつて下式の如く決定されるNb*が0.01％以上で
ある化学組成の鋼を、1050℃以上に加熱した後、
750℃〜1000℃の温度域で加工度20％以上の加工
を施すことを特徴とする結晶粒の粗大化しにくい
肌焼鋼の製造方法が提供される。 Nb*＝Nb（％）−93／14［Ｎ（％）−14／27s
ol.Al（％）−14／48Ti（％）−14／91Zr（％）］ 本発明にあつては、上記の鋼組成は下記の群
から群の中から選んだ少なくとも１種をさらに
含有してもよい。 群： Cr：1.5％以下、 Mo：0.3％以下、 Ni：2.0％以下。 群： Ｓ：0.04〜0.13％、 Pb：0.03〜0.35％、 Ca：0.001〜0.01％、 Te：0.005〜0.05％。 作 用 以下に本発明の方法において鋼の成分範囲およ
び製造条件を限定した理由を述べる。 (1) Ｃ Ｃは強度確保のための基本成分であり、肌焼
鋼として浸炭あるいは浸炭窒化焼入れ、焼戻し
後の中心部硬さHRＣ少なくとも20であること
が必要であり、このたえにはＣ量を少なくとも
0.05％以上含有することが必要である。また、
構造用部材として必要な特性である疲労強度
は、表層部に導入された圧縮残留応力によつて
大きく左右されるが、これは表面硬化後の表面
と中心部の硬度差に依存しており、硬度差が大
きいほど圧縮残留応力は大きくなり、疲労強度
も向上する。従つて、中心部硬さをあまり上昇
させると表面との硬度差が小さくなるので、疲
労強度の点から不利であるばかりでなく、耐衝
撃特性が著しく劣化する。この限界は、一般に
中心部硬さがHRC45程度であり、このためには
Ｃ量は0.40％以下に抑える必要がある。 しかしながら、本発明ではNb炭化物の生成
により固溶Ｃ量が減少することを考慮すると、
Ｃ量の下限値および上限値ともその分だけそれ
ぞれ増量する必要がある。従つて、Nb炭化物
の生成に必要なＣの量を0.05％と考え、含有量
の下限値を0.10％、上限値を0.45％とした。 (2) Si Siは通常、脱酸剤として添加されるが、場合
によつてはMn、Alの添加だけでも十分に脱酸
し得る。Siはフエライトに固溶して鋼の延靱
性、冷間加工性、切削性を低下せしめる元素で
あるため、少ないほど好ましいが、1.5％まで
はその弊害は小さいので、Si含有量の上限値を
1.5％と規定した。 (3) Mn Mnは脱酸剤として不可欠であるばかりでな
く、鋼の強度、靱性の向上にも効果がある。ま
た、肌焼鋼として重要な特性である焼入れ性の
向上に最も有効な元素であり、他の焼入れ性向
上元素との相乗作用を考慮して最低限0.10％添
加することが好ましい。しかし、1.5％を超え
て添加すると熱間加工性の劣化を招くととも
に、切削性が急激に低下し始める。従つて、
Mn含有量の下限値を0.1％、上限値を1.5％と
した。 (4) Nb Nbは750℃〜1000℃の温度域での加工中にＣ
と結合し、微細かつ均一なNb炭化物となる。
このNb炭化物がオーステナイト粒の粗大化を
抑制することになるが、この効果が発揮される
ためには少なくとも0.01％のNbを含有するこ
とが必要である。しかし、Nbを0.14％を超え
て添加すると固溶Ｃが著しく減少し、強度低下
を招く恐れがある。従つて、Nb含有量の下限
値を0.01％、上限値を0.14％とした。 (5) Sol.Al Alは通常脱酸剤として添加されるが、場合
によつてはSi、Mnの添加だけでも十分に脱酸
される。本発明においては、前述のようにNb
炭化物によるピンニング効果でオーステナイト
粒粗大化を抑止しようとするものであり、従つ
て、Nbの結合力がＣより強いＮはすべて固定
してしまう必要がある。このためには、Ｎとの
結合力がNbより強いAlを添加することは有効
であるが、添加量が多くなるほどアルミナ系の
介在物が増加して鋼の表面の疵が増加するとと
もに、生成するAl窒化物が凝集粗大化して、
Nb炭化物の微細分散化に悪影響を及ぼす。従
つて、Sol.Al添加量は少ないほど好ましいが、
0.05％まではその弊害はわずかであるので、
Sol.Alの含有量の上限値を0.05％とした。 (6) Ti Tiも前述のAlと同様、Nb炭化物生成のため
のＮの固定に極めて有効である。しかしなが
ら、生成するTiNは形状が大きく、切削性を
劣化させるので、Ti添加量は少ないほど好ま
しい。従つて、切削性劣化の小さい範囲の0.04
％以下をTiの含有範囲とした。 (7) Zr ZrはSol.AlやTiと同様にＮの固定に非常に
有効な元素である。しかしながら、多量に添加
すると切削性の劣化を招くとともに、Zr窒化
物が凝集粗大化してNb炭化物の微細分散化に
悪影響を及ぼす。このような悪影響を及ぼさな
いzr含有量の限界が0.05％であるので、上限値
を0.05％とした。 (8) Ｎ 本発明においては、前述したようにNb窒化
物の生成は好ましくないため、Ｎ固定のために
Sol.Al、Ti、Zrの添加を規定しているが、こ
れら元素の添加量は少ないほど好ましい。従つ
て、固定すべきＮの含有量も少ない方が好まし
い。そこでＮ含有量を0.009％以下と制限する
ことによつて、Ｎを固定するために添加される
Sol.Al、Ti、Zrの悪影響が全く無視できる程
度になる。従つて、Ｎ含有量の上限値を0.009
％とした。 (9) Cr Crは鋼の焼入れ性を向上させるとともに、
浸炭性を良好にし、浸炭後の耐摩耗性の向上に
も有効である。しかし、1.5％を超えてCrを添
加すると、過剰浸炭する傾向が大きくなり、表
面層に綱状のセメンタイトが生成して、疲労強
度、耐ピツチング性を大幅に劣化させるので、
Cr含有量の上限値を1.5％とした。 (10) Mo MoもCrと同様、焼入れ性、浸炭性を向上さ
せる元素である。また、Si、Mn、Crと異な
り、Feより酸化ポテンシヤルが低いため、浸
炭時に酸化されにくく、従つて表面層にできる
いわゆる浸炭異常層（不完全焼入れ層）の生成
を抑制する作用がある。さらに、Moを焼入れ
焼戻し脆化を阻止する効果もある。従つて、添
加量が多いほど好ましいが、高価な元素である
ため、Mn、Cr等の他の焼入れ性向上元素と複
合添加させることを考慮すれば、肌焼鋼として
Moを0.3％を超えて添加することは得策ではな
い。従つてMo含有量の上限値を0.3％とした。 (11) Ni Niも焼入れ性向上元素であり、また靱性を
著しく向上させる効果を有する。さらにMoと
同様浸炭異常層も抑制するが、高価な元素であ
り、浸炭性を阻害する作用も有するので、多量
添加は好ましくない。従つて、Ni含有量の上
限値を2.0％とした。 なお、Ｃ、Si、Mn、Cr、Mo、Niはオース
テナイト粒粗大化挙動には影響しない。 (12) Ｓ、Pb、Ca、Te これら元素は、任意添加元素であつて、浸炭
あるいは浸炭窒化処理前に切削を施す場合の切
削性向上に有効である。切削方法、切削速度、
切り込み深さなどに応じて、これら元素の１種
または２種以上を添加するのが好ましい。な
お、これらの元素はオーステナイト粒粗大化傾
向と浸炭性には全く影響を及ぼさない。 構造用鋼の切削性を高めるのに必要な最少限
の添加量は、Ｓ：0.04％、Pb：0.03％、Ca：
0.001％、Te：0.005％である。またＳは0.13
％、Pbは0.35％を越えると強度、靱性の低下が
著しくなり、Caは製鋼技術上0.001％を越えて
添加することは困難であり、Teは0.05％を越
えると熱間加工性が急激に低下するので、Ｓに
ついては下限値を0.04％、上限値を0.13％、Pb
については下限値を0.3％、上限値を0.35％、
Caについては下限値を0.001％、上限値を0.01
％、Teについては下限値を0.005％、上限値を
0.05％とした。 (13) Nb、Sol.Al、Ti、Ｎの関係式 本発明では、既に述べたようにNb炭化物を
析出させる必要があり、このためにNbと結合
し得るＮ含有量を規制し、さらにSol.Al、Ti、
Zrを添加してＮの固定を図つている。従つて、
オーステナイト粒粗大化阻止のためには、Ｃの
結合し得るNbの量Nb*が少なくとも0.01％以
上必要であるので、Nb*の下限値を0.01％とし
た。 次の製造条件を限定した理由を述べる。 (1) 加熱温度 本発明は、均一分散した微細なNb炭化物に
よりオーステナイト粒の粗大化を防止しようと
するものである。このためには、単なる熱処理
（浸炭あるいは浸炭窒化処理も含む）で析出さ
せたNb炭化物では効果が小さく、不十分であ
るが、一方、加工誘起析出したNb炭化物はオ
ーステナイト粒の粗大化防止のためには極めて
有効である。また、加工前の加熱時にNb炭窒
化物が多量に残存していると、残存炭窒化物を
核にして成長粗大化するため、加工前には1050
℃以上の温度に加熱して、予めNb炭窒化物は
大半を固溶せしめる必要がある。従つて、加工
により微細なNb炭化物を十分に析出させるた
めには、予め存在しているNb炭窒化物を固溶
させねばならず、このためには1050℃以上の温
度で加熱する必要がある。 (2) 加工温度範囲 本発明は上述のとおり、加工誘起析出した
Nb炭化物のピンニング効果を最大限利用する
ものである。1000℃を超える温度域および750
℃より低い温度域での加工では、目標とする均
一微細なNb炭化物の析出は実現できないため、
加工温度の下限を750℃、上限を1000℃とした。 (3) 加工度 更に、加工度が20％未満では微細なNb炭化
物は一部析出するものの、固溶Nbが残留する。
固溶Nbを残留させると微細なNb炭化物が後工
程の熱処理で凝集粗大化して、オーステナイト
粒成長阻止効果が小さくなる。このため、含有
Nbをすべて炭化物として析出させることが必
要であり、加工度の範囲を20％以上に規定し
た。 以下に方法、発明を実施例により説明するが、
これらの実施例は本発明の単なる例示であつて、
本発明の技術的範囲をなんら制限するものではな
い。 実施例 第１表に示す39種類の鋼を高周波誘導溶解炉に
てそれぞれ溶解し、鍛造により50φmmに成形して
試片素材を準備した。 これらの試片を1150℃に１時間加熱した後、
900℃まで空冷し、その後直ちに条鋼圧延機を用
いて30φmm（減面率：43.8％）まで圧延した。ま
た試片No.５については39φmm（4.9％）、37φmm
（14.4％）、35φmm（23.4％）、32φmm（36％）、さら
に28φmm（51％）まで圧延した。試片No.５につい
てはさらに1150℃に加熱後1100℃、1050℃、980
℃、800℃、770℃、700℃、650℃までそれぞれ空
冷し、その後直ちに30φmmに圧延した。圧延後、
それぞれ10mmの厚さに切断し、950℃、４時間保
持後水冷した後ピクリン酸飽和水溶液に界面活性
剤を添加した腐食液で旧オーステナイト粒界を現
出させ、オースナイト粒度判定を行つた。 第１表には、Nb炭化物をつくり得るNb量、
Nb*の計算値と、900℃で30φmmまで圧延した試
片のオーステナイト粒度を併記している。 試片No.１〜No.27は本発明に係る鋼であり、試片
No.28〜30はNb含有量ないしNb*量の点で、試片
No.31、32はＮ含有量の点で、試片No.33、34はSol.
Al含有量の点で、試片No.35〜37はTi含有量の点
で、試片No.38、39はZr含有量の点で本発明の範
囲外の比較鋼である。
【表】
【表】
第１表からわかるように、本発明鋼はすべてオ
ーステナイト粒度は８番以上の整細粒になつてい
るのに対し、比較鋼の試片No.28〜34、38、39はい
ずれも５番以下の粗粒になつている。 また、第１図はTi含有量以外は実質的に同一
成分である試片No.３、７、８、35、36、37を超硬
合金P20のバイトで切込み0.8mm、送り0.25mm／
rev.、無潤滑で切削試験を行つた時のバイトのフ
ランク摩耗が0.2mmになるまでの時間をTi含有量
で整理したものである。第１図に示すように、
Ti含有量が0.05％を超えると工具寿命は急激に低
下している。 次に第２図は試片No.５のオーステナイト粒度と
圧延温度の関係を示すが、本発明の範囲をはずれ
ると、急激にステナイト粒が粗大化することがわ
かる。 さらに第３図には、同じく試片No.５のオーステ
ナイト粒度と圧延加工度（減面率）の関係を示す
が、本発明範囲をはずれるとやはり急激に粗粒化
し始めている。 効 果 以上に説明の如く本発明は、Nbのピンニング
効果を最大限発揮せしめるため、1050℃以上の温
度に加熱してNbを完全に固溶させ、ついで1000
℃〜750℃の温度範囲で20％以上の加工を行うこ
とによつてNb炭化物を微細に加工誘起析出せし
め、更に鋼の化学組成を調整することによつて
Nbを固溶温度の高いNb炭化物として析出させる
ことに特徴を有するものである。このため、Nb
含有量のうちNb炭化物となりうるNbの総量Nb*
を0.01％以上と規定している。 このようにして本発明の方法により処理された
鋼材は高温度の表面硬化熱処理を受けてもオース
テナイト粒が粗大化せず、焼入後の熱処理ひずみ
が小さく、かつ母材の靱性が優れ良好な耐摩耗
性、疲労強度および面圧強度を有する肌焼鋼が提
供出来る。
ーステナイト粒度は８番以上の整細粒になつてい
るのに対し、比較鋼の試片No.28〜34、38、39はい
ずれも５番以下の粗粒になつている。 また、第１図はTi含有量以外は実質的に同一
成分である試片No.３、７、８、35、36、37を超硬
合金P20のバイトで切込み0.8mm、送り0.25mm／
rev.、無潤滑で切削試験を行つた時のバイトのフ
ランク摩耗が0.2mmになるまでの時間をTi含有量
で整理したものである。第１図に示すように、
Ti含有量が0.05％を超えると工具寿命は急激に低
下している。 次に第２図は試片No.５のオーステナイト粒度と
圧延温度の関係を示すが、本発明の範囲をはずれ
ると、急激にステナイト粒が粗大化することがわ
かる。 さらに第３図には、同じく試片No.５のオーステ
ナイト粒度と圧延加工度（減面率）の関係を示す
が、本発明範囲をはずれるとやはり急激に粗粒化
し始めている。 効 果 以上に説明の如く本発明は、Nbのピンニング
効果を最大限発揮せしめるため、1050℃以上の温
度に加熱してNbを完全に固溶させ、ついで1000
℃〜750℃の温度範囲で20％以上の加工を行うこ
とによつてNb炭化物を微細に加工誘起析出せし
め、更に鋼の化学組成を調整することによつて
Nbを固溶温度の高いNb炭化物として析出させる
ことに特徴を有するものである。このため、Nb
含有量のうちNb炭化物となりうるNbの総量Nb*
を0.01％以上と規定している。 このようにして本発明の方法により処理された
鋼材は高温度の表面硬化熱処理を受けてもオース
テナイト粒が粗大化せず、焼入後の熱処理ひずみ
が小さく、かつ母材の靱性が優れ良好な耐摩耗
性、疲労強度および面圧強度を有する肌焼鋼が提
供出来る。
第１図は、超硬合金のバイトで切削試験を行つ
たときのTi含有量とフランク摩耗との関係を示
すグラフである。 第２図はオーステナイト粒度と圧延温度の関係を
示すグラフである。第３図は、オーステナイト粒
度と圧延加工度の関係を示すグラフである。
たときのTi含有量とフランク摩耗との関係を示
すグラフである。 第２図はオーステナイト粒度と圧延温度の関係を
示すグラフである。第３図は、オーステナイト粒
度と圧延加工度の関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.10〜0.45％、 Si：1.5％以下、 Mn：0.1〜1.5％、 Nb：0.01〜0.14％、 Ｎ：0.009％以下、 を含み、さらに、 sol.Al：0.05％以下、 Ti：0.04％以下、 Zr：0.05％以下、 の１種または２種以上を含有し、残部がFeと不
可避的不純物からなり、かつNb含有量、sol.Al
含有量、Ti含有量、Zr含有量およびＮ含有量に
よつて下式の如く決定されるNb*が0.01％以上で
ある化学組成の鋼を、1050℃以上に加熱した後、
750℃〜1000℃の温度域で加工度20％以上の加工
を施すことを特徴とする結晶粒の粗大化しにくい
肌焼鋼の製造方法。 Nb*＝Nb（％）−93／14［Ｎ（％）−14／27s
ol.Al（％）−14／48Ti（％）−14／91Zr（％）］ ２ Ｃ：0.10〜0.45％、 Si：1.5％以下、 Mn：0.1〜1.5％、 Nb：0.04〜0.14％、 Ｎ：0.009％以下、 を含み、さらに、 sol.Al：0.05％以下、 Ti：0.04％以下、 Zr：0.05％以下、 の１種または２種以上を含有し、さらに、 Cr：1.5％以下、 Mo：0.3％以下、 Ni：2.0％以下、 の１種または２種以上を含有し、残部がFeと不
可避的不純物からなり、かつNb含有量、sol.Al
含有量、Ti含有量、Zr含有量およびＮ含有量に
よつて下式の如く決定されるNb＊が0.01％以上
である化学組成の鋼を、1050℃以上に加熱した
後、750℃〜1000℃の温度域で加工度20％以上の
加工を施すことを特徴とする結晶粒の粗大化しに
くい肌焼鋼の製造方法。 Nb*＝Nb（％）−93／14［Ｎ（％）−14／27s
ol.Al（％）−14／48Ti（％）−14／91Zr（％）］ ３ Ｃ：0.10〜0.45％、 Si：1.5％以下、 Mn：0.1〜1.5％、 Nb：0.04〜0.14％、 Ｎ：0.009％以下、 を含み、さらに、 sol.Al：0.05％以下、 Ti：0.04％以下、 Zr：0.05％以下、 の１種または２種以上を含有し、さらに、 Ｓ：0.04〜0.13％、 Pb：0.03〜0.35％、 Ca：0.001〜0.01％、 Te：0.005〜0.05％、 の１種または２種以上を含有し、残部がFeと不
可避的不純物からなり、かつNb含有量、sol.Al
含有量、Ti含有量、Zr含有量およびＮ含有量に
よつて下式の如く決定されるNb*が0.01％以上で
ある化学組成の鋼を、1050℃以上に加熱した後、
750℃〜1000℃の温度域で加工度20％以上の加工
を施すことを特徴とする結晶粒の粗大化しにくい
肌焼鋼の製造方法。 Nb*＝Nb（％）−93／14［Ｎ（％）−14／27s
ol.Al（％）−14／48Ti（％）−14／91Zr（％）］ ４ Ｃ：0.10〜0.45％、 Si：1.5％以下、 Mn：0.1〜1.5％、 Nb：0.04〜0.14％、 Ｎ：0.009％以下、 を含み、さらに、 sol.Al：0.05％以下、 Ti：0.04％以下、 Zr：0.05％以下、 の１種または２種以上を含有し、さらに、 Cr：1.5％以下、 Mo：0.3％以下、 Ni：2.0％以下、 の１種または２種以上を含有し、なおさらに、 Ｓ：0.04〜0.13％、 Pb：0.03〜0.35％、 Ca：0.001〜0.01％、 Te：0.005〜0.05％、 の１種または２種以上を含有し、残部がFeと不
可避的不純物からなり、かつNb含有量、sol.Al
含有量、Ti含有量、Zr含有量およびＮ含有量に
よつて下式の如く決定されるNb*が0.01％以上で
ある化学組成の鋼を、1050℃以上に加熱した後、
750℃〜1000℃の温度域で加工度20％以上の加工
を施すことを特徴とする結晶粒の粗大化しにくい
肌焼鋼の製造方法。 Nb*＝Nb（％）−93／14［Ｎ（％）−14／27s
ol.Al（％）−14／48Ti（％）−14／91Zr（％）］
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18519185A JPS6247425A (ja) | 1985-08-23 | 1985-08-23 | 肌焼鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18519185A JPS6247425A (ja) | 1985-08-23 | 1985-08-23 | 肌焼鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6247425A JPS6247425A (ja) | 1987-03-02 |
| JPH0576523B2 true JPH0576523B2 (ja) | 1993-10-22 |
Family
ID=16166448
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18519185A Granted JPS6247425A (ja) | 1985-08-23 | 1985-08-23 | 肌焼鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6247425A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2535899B2 (ja) * | 1987-04-08 | 1996-09-18 | 大同特殊鋼株式会社 | 構造用鋼 |
| JP2546045B2 (ja) * | 1990-08-20 | 1996-10-23 | 日本鋼管株式会社 | 肌焼鋼 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60159155A (ja) * | 1984-01-26 | 1985-08-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐粗粒化性にすぐれた温間鍛造用肌焼鋼 |
-
1985
- 1985-08-23 JP JP18519185A patent/JPS6247425A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6247425A (ja) | 1987-03-02 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |