(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１０〜．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：０．１０〜０．３０％、Ｎ：＜０．０１％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材を、鋳片から鋼片に圧延する際、１２５０℃〜１４００℃の温度範囲に加熱して熱間圧延を行い、一旦室温まで冷却した後、ついで、この鋼片をＡｃ3〜１０５０℃の温度範囲で加熱して圧延することを特徴とする転動疲労寿命および回転曲げ疲労寿命に優れたはだ焼き鋼の製造方法。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．１０〜．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：０．１０〜０．３０％、Ｎ：＜０．０１％を含有し、さらに選択的に、Ｃｒ：０．１５〜２．０％、Ｍｏ：０．０３〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜３．０％の中から少なくとも１種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材を、鋳片から鋼片に圧延する際、１２５０℃〜１４００℃の温度範囲に加熱して熱間圧延を行い、一旦室温まで冷却した後、ついで、この鋼片をＡｃ3〜１０５０℃の温度範囲で加熱して圧延することを特徴とする転動疲労寿命および回転曲げ疲労寿命に優れたはだ焼き鋼の製造方法。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．１０〜．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：０．１０〜０．３０％、Ｎ：＜０．０１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材を、鋳片から鋼片に圧延する際、１２５０℃〜１４００℃の温度範囲に加熱して熱間圧延を行い、一旦室温まで冷却した後、ついで、この鋼片をＡｃ3〜１０５０℃の温度範囲で加熱して圧延することを特徴とする転動疲労寿命および回転曲げ疲労寿命に優れたはだ焼き鋼の製造方法。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．１０〜．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：０．１０〜０．３０％、Ｎ：＜０．０１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、さらに選択的に、Ｃｒ：０．１５〜２．０％、Ｍｏ：０．０３〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜３．０％の少なくとも１種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材を、鋳片から鋼片に圧延する際、１２５０℃〜１４００℃の温度範囲に加熱して熱間圧延を行い、一旦室温まで冷却した後、ついで、この鋼片をＡｃ3〜１０５０℃の温度範囲で加熱して圧延することを特徴とする転動疲労寿命および回転曲げ疲労寿命に優れたはだ焼き鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【発明の属する技術分野】
本発明は、浸炭あるいは浸炭窒化処理を行って使用されるはだ焼き鋼で、転動疲労寿命および回転曲げ疲労寿命の優れたはだ焼き鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、機械構造用鋼で転動疲労寿命や回転曲げ疲労寿命を要する鋼は、対炭素鋼を浸炭あるいは浸炭窒化して使用している場合が多い。疲労強度の向上には、マトリックスの強化と結晶粒の安定化が必要であるが、浸炭あるいは浸炭窒化処理は高温で長時間熱処理されるため、結晶粒が粗大化しやすく、また、結晶粒が粗大化した場合、疲労強度が著しく劣化する。そのため、例えば、特開昭５６−１１６８５７号公報に記載の発明など、従来からＡｌやＮｂの炭窒化物で結晶粒の安定化を試みたものは多くあるが、結晶粒を粗大化させない量のみの添加量にとどまり、マトリックスの強化まで試みたものはなかった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
そこで本発明では、従来の浸炭あるいは浸炭窒化用鋼にＴｉを０．１０〜０．３０％と過剰に添加し、適切な温度で圧延を行うことにより、鋼中に微細なＴｉ炭化物を多数分散析出させ、結晶粒を安定化するとともに、転動疲労寿命および回転曲げ疲労強度を向上させたはだ焼き鋼の製造方法である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
上記の課題を解決するためのこの発明の手段は、請求項１の発明では、質量％で、Ｃ：０．１０〜．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：０．１０〜０．３０％、Ｎ：＜０．０１％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材を、鋳片から鋼片に圧延する際、１２５０℃〜１４００℃の温度範囲に加熱して熱間圧延を行い、一旦室温まで冷却した後、ついで、この鋼片をＡｃ3〜１０５０℃の温度範囲で加熱して圧延することを特徴とする転動疲労寿命および回転曲げ疲労寿命に優れたはだ焼き鋼の製造方法である。
【０００５】
請求項２の発明では、質量％で、Ｃ：０．１０〜．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：０．１０〜０．３０％、Ｎ：＜０．０１％を含有し、さらに選択的に、Ｃｒ：０．１５〜２．０％、Ｍｏ：０．０３〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜３．０％の中から少なくとも１種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材を、鋳片から鋼片に圧延する際、１２５０℃〜１４００℃の温度範囲に加熱して熱間圧延を行い、一旦室温まで冷却した後、ついで、この鋼片をＡｃ3〜１０５０℃の温度範囲で加熱して圧延することを特徴とする転動疲労寿命および回転曲げ疲労寿命に優れたはだ焼き鋼の製造方法である。
【０００６】
請求項３の発明では、質量％で、Ｃ：０．１０〜．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：０．１０〜０．３０％、Ｎ：＜０．０１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材を、鋳片から鋼片に圧延する際、１２５０℃〜１４００℃の温度範囲に加熱して熱間圧延を行い、一旦室温まで冷却した後、ついで、この鋼片をＡｃ3〜１０５０℃の温度範囲で加熱して圧延することを特徴とする転動疲労寿命および回転曲げ疲労寿命に優れたはだ焼き鋼の製造方法。
【０００７】
請求項４の発明では、質量％で、Ｃ：０．１０〜．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：０．１０〜０．３０％、Ｎ：＜０．０１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、さらに選択的に、Ｃｒ：０．１５〜２．０％、Ｍｏ：０．０３〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜３．０％の少なくとも１種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材を、鋳片から鋼片に圧延する際、１２５０℃〜１４００℃の温度範囲に加熱して熱間圧延を行い、一旦室温まで冷却した後、ついで、この鋼片をＡｃ3〜１０５０℃の温度範囲で加熱して圧延することを特徴とする転動疲労寿命および回転曲げ疲労寿命に優れたはだ焼き鋼の製造方法である。
【０００８】
本発明は上記のように、従来の機械構造用鋼にＴｉを０．１０〜０．３０％添加し、１２５０℃〜１４００℃の温度範囲に加熱して鋳片を鋼片に圧延し、ついで、Ａｃ3〜１０５０℃の温度範囲に加熱して製品圧延を行なうことにより、圧延ままで微細に分散析出したＴｉ炭化物が得られ、この微細に分散析出したＴｉ炭化物が結晶粒成長の阻止およびマトリックスの強化として働き、結晶粒の粗大化が起こらず、かつ転動疲労寿命および回転曲げ疲労強度に優れたはだ焼き鋼が得られる。
【０００９】
本発明の組成割合の限定理由を述べる。
Ｃは、焼入れ性を著しく向上させる元素であり、部品の機械的性質に対してはだ焼き鋼として要求される強さや衝撃値を得るためには最低０．１０％必要である。また、Ｃ量が増加すると強度が増すが、Ｃが０．４５％を超えると加工性が著しく低下するため、Ｃ量は、Ｃ：０．１０〜０．４５％とする。
【００１０】
Ｓｉは、焼入れ性に効果のある元素であるが、０．０５％未満では脱酸効果が十分でなく、０．５０％を超えると加工性が著しく低下するため、０．０５〜０．５０％とする。
【００１１】
Ｍｎは、鋼の焼入れ性に効果のある元素であるが、０．２％未満では焼入れ性が不足し、１．５％を超えると加工性が低下するため、０．２〜１．５％とする。
【００１２】
Ｔｉは、鋼中にＴｉ炭化物の形で微細分散し、転動疲労寿命を向上させ、また焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制する元素であるが、０．１０％以下では、その効果が少なく、また、０．３０％を超えると加工性が低下するため、含有量を０．１０〜０．３０％とする。
【００１３】
Ｎは、本発明鋼では必要ないばかりか、Ｎ量が増えると疲労強度に有害なＴｉ窒化物が増えるため、Ｎ：＜０．０１％とする。
【００１４】
Ｂは、極く微量の添加によって、鋼の焼入性を著しく向上させる元素であるが、０．０００５％未満ではその効果は十分ではなく、０．００５％を超えると、逆に焼入性を低下させ靭性を劣化させる。そのため、含有量を０．０００５〜０．００５％とする。
【００１５】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉは、焼入れ性、靱性、疲労寿命の向上に効果のある元素で選択的に１種以上添加できるが、少なすぎると効果がなく、多すぎると効果は飽和する。そこで、Ｃｒ：０．１５〜２．０％、Ｍｏ：０．０３〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜３．０％とする。
【００１６】
本発明による製造方法は、上記化学成分を含有する鋼を対象とし、鋳片から鋼片に圧延する際、１２５０℃〜１４００℃の温度範囲に加熱して熱間圧延を行い、ついでこの鋼片をＡｃ3〜１０５０℃の温度範囲で加熱して圧延するものである。ここで、鋳片を１２５０℃〜１４００℃の温度範囲に加熱して、鋼片に圧延するのは、一旦、Ｔｉ炭化物を完全に固溶さすためであり、１２５０℃未満の加熱ではＴｉ炭化物の固溶が不十分であり、また加熱炉の耐用性から１４００℃以下とする。次に、鋼片をＡｃ3〜１０５０℃の温度範囲で加熱して圧延するのは、圧延段階で微細なＴｉ炭化物を鋼中に多数分散析出させるためで、１０５０℃を超える温度に加熱すると微細なＴｉ炭化物が得られず、またＡｃ3 未満の加熱温度では、フェライトや炭化物が残り、圧延後の組織において均一な組織が得られないためである。
【００１７】
【発明の実施の形態】
表１に示す化学成分組成の供試鋼（比較鋼１〜４、発明鋼１〜４）を真空溶解炉で溶製し、鋳片を１６７ｍｍφの鋼片に圧延して、ついで、６５ｍｍφおよび２０ｍｍφに圧延し、焼きならし後、スラスト型寿命試験片（６０ｍｍφ×４．５ｍｍＴ）および回転曲げ疲労試験片（８．０ｍｍ×１７ｍｍＬ）に加工し、試験片に供した。
【００１８】
また、本発明の実施の形態の鋼組成を表１の発明鋼１〜４に示す。発明鋼１はＳ２０ＣにＴｉを０．１５９％添加したものであり、発明鋼２は発明鋼１にＣｒとＭｏを添加したものである。発明鋼３は、発明鋼１のＳｉ、Ｍｎを低減し、Ｂを添加したものであり、発明鋼４は発明鋼１にＣｒを添加したものである。これらの鋼を、まず、１２５０℃〜１４００℃の温度に加熱し圧延を行い、ついでＡｃ３  〜１０５０℃の温度に加熱して、圧延を行い素材として用いる。
【００１９】
【実施例】
まず、転動疲労寿命試験の試験条件を示す。表１に示す種々の成分組成材を６５ｍｍφ棒鋼に圧延し、６０ｍｍφ×４．５ｍｍＴに加工し、９３０℃×６時間で浸炭焼入れ焼き戻し処理を行い、スラスト型転動寿命試験を行った。試験条件は最大ヘルツ応力５．２４ＧＰａ、応力繰返し数１８００ｃｐｍで累積破損確率１０％（Ｌ１０）の繰返し数の比で評価した。
【００２０】
次に、回転曲げ疲労試験の試験条件を示す。表１に示す種々の成分組成材を２０ｍｍφ棒鋼に圧延し、平行部８．０ｍｍφ×１７ｍｍＬの平滑試験片に加工し、９３０℃×６時間で浸炭焼入れ焼き戻し処理をを行い、回転曲げ疲労試験片を行った。試験条件は回転数３０００ｒｐｍで１０７回疲労時間強度（疲労限強度）の比で評価した。
【００２１】
表１に今回実験に用いた鋼の成分を示す。比較鋼１はＳ２０Ｃ鋼であり、比較鋼２は、比較鋼１にＣｒとＭｏを含有させた鋼である。比較例３は比較例１のＳｉ、Ｍｎを低減し、Ｂを添加したものであり、比較例４は、比較例３にＣｒを含有させた鋼である。
【００２２】
これに対し、発明鋼１〜４は比較鋼に対して、Ｔｉを添加した鋼で、本発明の実施の形態を示す実施例である。
【００２３】
【表１】
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【００２４】
次に、表１に示す鋼を表２に示す温度範囲に加熱して、熱間圧延を行い素材を製造し、試験片を作成して、転動疲労試験機および回転曲げ疲労試験機を用いて試験を行い、累積破損率１０％（Ｌ１０）の応力繰返し回数における比較例１（Ｓ２０Ｃ鋼）の寿命を１、あるいは、１０７  回疲労時間強度における比較例１の疲労強度を１とし、これに対する寿命比及び疲労強度比で評価を行った。
【００２５】
その結果を表２に示す。表２より、比較鋼１に対しＴｉを０．１５９％添加した発明鋼１は転動疲労寿命および回転曲げ疲労寿命が向上していることがわかる。しかしながらＮｏ．２およびＮｏ．３は圧延温度が不適切なので、その効果はあまり大きくなく、圧延温度が適切なＮｏ．４が最も効果が大きい。同様に、比較鋼２に対しＴｉを０．１５５％添加した発明鋼２は転動疲労寿命および回転曲げ疲労寿命が向上しており、特に圧延温度が最も適切な、Ｎｏ．８が最も効果が大きい。発明鋼７および発明鋼８も同様である。
【００２６】
【表２】
0003544460.tif 000003
【００２７】
以上の試験の結果、Ｔｉを添加し適切な加熱条件で圧延することによって、転動疲労寿命および回転曲げ疲労寿命が向上していることがわかる。また、実施例は比較例に対して浸炭時の結晶粒も安定しており、Ｔｉ炭化物の微細な析出物が確認された。
【００２８】
【発明の効果】
以上説明した通り、本発明による鋼は、Ｔｉを０．０１〜０．３０％添加し、適切な加熱温度で圧延することにすることにより、転動疲労寿命および回転曲げ疲労寿命が向上するという優れた効果を有するものである。さらにＢを極く微量添加して鋼の焼入性を著しく向上させている。まはさらにＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉを選択的に添加してさらに焼入れ性、靱性、疲労寿命を向上させている。