(57)【要約】【課題】  焼入れ前の熱処理に拘わらず安定した高い焼入性が発揮できる靭性に優れた鋼を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５５％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．０２０〜０．１５０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．０７０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００１５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物で、上記のＴｉ量がＮ量の３．４２倍超で、最終部品の焼入れに先立ち、図１に示す１回以上１２００℃以上に加熱した後に０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度でＡｒ1点まで冷却処理した、焼入性および靱性に優れた機械構造用鋼。【選択図】      図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５５％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．０２０〜０．１５０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．０７０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、上記のＴｉ量はＮ量の３．４２倍超であり、連続鋳造もしくは造塊によって製造した鋼材を、最終部品の焼入れ工程に先立つ事前の熱処理工程として、１回以上１２００℃以上に加熱した後に０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度でＡｒ1点まで冷却処理したことを特徴とする焼入性および靱性に優れた機械構造用鋼。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５５％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．０２０〜０．１５０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．０７０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００１５％以下を含有し、さらに、Ｍｏ：０．０５％〜０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、上記のＴｉ量はＮ量の３．４２倍超であり、連続鋳造もしくは造塊によって製造した鋼材を、最終部品の焼入れ工程に先立つ事前の熱処理工程として、１回以上１２００℃以上に加熱した後に０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度でＡｒ1点まで冷却処理したことを特徴とする焼入性および靱性に優れた機械構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車や各種産業機械の分野にて、所定の形状に成形した後、ズブ焼入れして、材料を硬化する部品に使用される、例えば寒冷地のような低温環境での使用にも適する、焼入性および靱性に優れた機械構造用鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般的にクロム鋼、クロム・モリブデン鋼、ニッケル・クロム・モリブデン鋼のような、強靭鋼において、部品の形状や大きさによっては、不完全焼入れ組織が生成することがあり、この不完全焼入れ組織は疲労強度および靭性の低下を招く。そこで、不完全焼入れ組織の生成を抑制して疲労強度および靭性を改善するために、焼入性を向上させて完全焼入れ組織を得る必要がある。
【０００３】
焼入性の向上ならびに疲労特性の向上に関する従来の技術として、鋼成分中のＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＳｎおよびＯ量を低減することにより、球状化焼なまし材の冷間鍛造性の尺度である変形抵抗を低下させ、Ｂを添加した成分系における、ＣｒとＭｏの複合添加量を、Ｃｒ＋Ｍｏで０．３０〜０．８０質量％の範囲内として、高周波焼入性、ねじり疲労強度および転動疲労寿命の向上を図ることが出来るとした冷間鍛造用鋼が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。さらに、被削性改善のために、Ｓｉ含有量を低減し、焼ならし硬さを下げると共に、焼入性向上元素であるＢを添加することにより、Ｓｉ含有量の低減による焼入性低下を補い、安定した高周波焼入性を確保した高強度高周波焼入れ用鋼が提案されている（例えば、特許文献２参照）。また、冷間鍛造性を向上させるために、Ｓｉ、Ｍｎおよび固溶Ｎ量を低減し、Ａｌを０．１０％以上含有させることで球状化焼なましを施した鋼の高周波焼入れによる短時間加熱における均一オーステナイト化を促進し、高周波焼入性を向上した冷間鍛造用鋼が提案されている（例えば、特許文献３参照。）。また、Ｎｉなどの高価な元素を多量に含有することのない鋼でも、総Ａｌ％から総Ｎ％の２７／１４を減じた値を０．０２０％以上とすることで、優れた焼入性の鋼が得られることが提案されている（例えば、特許文献４参照。）。また、さらに、Ａｌだけでなく、Ｐ、Ｓｎの低減によって優れた低温靭性を示す鋼が提案されている（例えば、特許文献５参照。）。
【０００４】
しかし、これらの先行文献における、焼入性を向上させるＢの添加は、熱処理に対する焼入性ばらつきが大きく、熱処理変形等の問題がある。さらに、焼入性を向上させるＣｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉの増量添加は素材の硬さを上昇させて加工性の低下を引起す。さらに、ＭｏやＮｉは鋼材コストを上昇させる元素であるので、ＭｏやＮｉの必要以上の添加は可能な限り避けたい元素である。一方、特許文献４に提案の発明のように、焼入性向上を目的に、Ａｌ添加したものもあるが、合金元素の低減、特にＳｉの低減は疲労特性を劣化させる。また、特許文献４、特許文献５については、焼入れ前に少なくとも１回以上
１２００℃以上の温度に加熱した後、０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度でＡｒ1点まで冷却する処理によって、固溶Ａｌによって得られた焼入性向上効果が低下する。この原因は、鋼材中に固溶したＡｌが高温加熱によって出来た粗大な結晶粒界近傍に偏析することで、それに続く焼入れ加熱時に生成する新たな結晶粒界において、焼入性向上効果が得られるのに十分な固溶Ａｌ量が確保できなかったことによる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平５−５９４８６号公報
【特許文献２】特開平９−２４１７９４号公報
【特許文献３】特許第３７３８５０１号公報
【特許文献４】特開２０１２−２５１１８４号公報
【特許文献５】特開２０１３−３６０９６公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、上記した問題を解決するために、焼入れ前の熱処理工程の如何に拘わらず安定した高い焼入性が発揮できる靭性に優れた鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記の課題を解決するための本発明の第１の手段では、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５５％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．０２０〜０．１５０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．０７０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、上記のＴｉ量はＮ量の３．４２倍超であり、連続鋳造もしくは造塊によって製造した鋼材を、最終部品の焼入れ工程に先立つ事前の熱処理工程として、１回以上１２００℃以上に加熱した後に０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度でＡｒ1点まで冷却処理したことを特徴とする焼入性および靱性に優れた機械構造用鋼である。
【０００８】
第２の手段では、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５５％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．０２０〜０．１５０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．０７０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００１５％以下を含有し、さらに、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、上記のＴｉ量はＮ量の３．４２倍超であり、連続鋳造もしくは造塊によって製造した鋼材を、最終部品の焼入れ工程に先立つ事前の熱処理工程として、１回以上１２００℃以上に加熱した後に０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度でＡｒ1点まで冷却処理したことを特徴とする焼入性および靱性に優れた機械構造用鋼である。
【発明の効果】
【０００９】
本発明では、鋼成分のＴｉ量をＮ量の３．４２倍より多くすることで、鋼中のＮをすべてＴｉＮとして固定化し、結晶粒粗大化とＡｌＮ生成を抑制し、焼入時まで焼入性向上に十分な量の固溶Ａｌが確保できる。このことから、ズブ焼入れにより材料を硬化する部品に使用できる強度ならびに靭性に優れ、かつ寒冷地の環境下でも使用できる強靭な機械構造用鋼を得ることが出来た
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】事前の熱処理であるＡｒ1点まで冷却するヒートパターンの図。
【図２】ジョミニー式一端焼入れ試験片を示し、中央は試験片の全体を、左側は試験片の左端面を、右側は試験片の右端面を示す図。
【図３】左図は焼入れ処理のヒートパターン、右図は焼戻し処理のヒートパターンをそれぞれ示す図。
【図４】右図は棒鋼からなる鋼材中周のシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す鋼材の平面図と左図は模式的に示す鋼材と該鋼材かられたＶノッチを有するシャルピー衝撃試験片を示す図。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本願発明における強靱鋼の化学成分の各成分の限定理由について説明する。なお、これらにおいて、以下、％は質量％である。
【００１２】
Ｃ：０．２５〜０．５５％
Ｃは強度を付与するために必要な元素である。しかし、Ｃは０．２５％未満では、焼入れ後の硬さが確保できない。一方、Ｃは０．５５％を超えると靭性が低下するとともに素材の硬さが上昇して加工性が劣化する。そこで、Ｃは０．２５〜０．５５％とし、好ましくは０．３５〜０．４５％とする。
【００１３】
Ｓｉ：０．１０〜０．５５％
Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であり、鋼に必要な焼入性を付与し強度を高めるために添加する。さらに、Ｓｉは転動疲労特性の向上に有効な元素でもある。しかし、Ｓｉは０．１０％未満では、それらの効果は確保できない。一方、Ｓｉは０．５５％を超えると靭性が低下するとともに素材の硬さが上昇して加工性が劣化する。そこで、Ｓｉは０．１０〜０．５５％とし、好ましくは、０．１５〜０．３５％とする。
【００１４】
Ｍｎ：０．５０〜１．２０％
Ｍｎは鋼の脱酸に有効な元素であり、鋼に必要な焼入性を付与し強度を高めるために添加する。しかし、Ｍｎは０．５０％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Ｍｎは１．２０％を超えると、靭性が低下するとともに素材の硬さが上昇して加工性が劣化する。そこで、Ｍｎは０．５０〜１．２０％とし、好ましくは０．６０〜０．８５％とする。
【００１５】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは粒界に偏析することで靭性および疲労特性を低下させる。このため、Ｐは０．０３０％以下に極力低減する必要があり、好ましくは０．０２０％以下に低減する。
【００１６】
Ｓ：０．０３０％以下
ＳはＭｎと結びついてＭｎＳを形成して被削性を改善する。そこで、Ｓは被削性の改善のために添加しても良いが、一方、ＭｎＳの形成により冷間加工性および靭性を低下させる。そこで、Ｓは０．０３０％以下とする。
【００１７】
Ｃｒ：０．８０〜２．００％
Ｃｒは鋼の焼入性確保のため必要な元素であるが、０．８０％未満では、その効果が十分に得られない。一方、Ｃｒは２．００％を超えると素材硬度を上昇させ、加工性を低下させる。そこで、Ｃｒは０．８０〜２．００％とし、好ましくは０．９０〜１．５０％とする。
【００１８】
Ｍｏ：０．０５〜０．３０％
Ｍｏは鋼の焼入性および靭性の向上に有効な元素であるが、０．０５％未満では、その効果が十分に得られない。一方、Ｍｏは鋼材の加工性のコストを上昇させるため、Ｍｏは０．３０％を上限とする。そこで、Ｍｏは０．０５〜０．３０％とする。
【００１９】
Ａｌ：０．０２０〜０．１５０％
Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であり、さらに焼入性を向上させる効果がある。しかし、Ａｌは０．０２０％未満では、脱酸および焼入性の効果が十分に得られないため、好ましくは０．０４％以上とする。一方、Ａｌの多量添加は靭性および冷間加工性、結晶粒度特性を悪化するため、Ａｌは０．１５０％以下とする。そこで、Ａｌは０．０２０〜０．１５０％とし、好ましくは０．０４０〜０．０５０％とする。
【００２０】
Ｔｉ：０．０２０〜０．０７０％
ＴｉはＮと結びついてＴｉＮの形成により結晶粒粗大化を防止すると共に、ＡｌＮの生成を抑制することで、固溶Ａｌを確保してＡｌ添加による焼入性向上の効果を引き出す効果がある。そこで、Ｔｉは０．０２０％以下とする。一方、Ｔｉの添加量が０．０７０％を超えると、過剰なＴｉＮの生成により被削性が悪化する。そこで、Ｔｉは０．０２０〜０．０７０％とし、好ましくは０．０２０〜０．０５０％とする。
【００２１】
３．４２Ｎ％＜Ｔｉ％
鋼の焼入性に有効に作用する固溶ＡｌがＮと結合してＡｌＮとならないよう焼入れ処理以前にＮを完全にＴｉに固定する必要がある。そこで、３．４２Ｎ％＜Ｔｉ％、すなわち鋼成分のＴｉ量をＮ量の３．４２倍より多くする。
【００２２】
Ｎ：０．０１００％以下
ＮはＡｌＮの生成し、固溶Ａｌを減少させることで、Ａｌ添加による焼入性向上の効果を低下させる元素である。そこで、Ｎは０．０１００％以下、好ましくは０．００８０％以下とする。
【００２３】
Ｏ：０．００１５％以下
Ｏは酸化物系介在物を生成して鋼の疲労寿命を低下する元素である。そこで、疲労寿命を低下させる酸化物系介在物の生成を抑制するために、Ｏは０．００１５％以下とし、好ましくは０．００１０％以下とする。
【００２４】
発明者らは、これらの本発明の鋼の化学成分において、以下のことを見出した。すなわち、本発明では、Ｔｉの添加によるＴｉＮの晶出が焼入れ前の結晶粒径の粗大化を抑えて比較的均一に固溶Ａｌを鋼中に分散させたことと、Ｔｉの添加によってＮをＡｌＮの形成以前にＴｉＮとして固定することで、固溶ＡｌがＡｌＮとして減少することを防いだことにより、焼入れ前の熱処理に拘わらず高い焼入れ性を示す材料を製造できることを見出した。
【００２５】
ここで、本発明の実施の形態について、表および図面を参照して以下に説明する。
表１に示すＦｅおよび不可避不純物を除く化学成分からなる本発明の比較鋼および実施鋼を、それぞれ１００ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、インゴットに鋳造して鋼片とした。これらの鋼片を１１５０℃に加熱して４時間保持した後、直径３５ｍｍおよび５０ｍｍの棒鋼に鍛伸した。なお、表１中の固溶Ａｌ％は、固溶Ａｌ％＝Ａｌ％−固溶Ｎ％×（２７／１４）より求めた値であり、固溶Ｎ％は、固溶Ｎ％＝Ｎ％−Ｔｉ％×（１４／４８）より求めた値である。なお、固溶Ａｌ％および固溶Ｎ％は、添加した総Ａｌ量および総Ｎ量の一部であるため、これらの値は負の値をとらず、上式にて計算上０以下となる場合は０とする。
【００２６】
【表１】
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【００２７】
表１において、３．４２Ｎ％＜Ｔｉ％の欄を、満足するものは○を記し、満足しないものは×を記している。本発明の実施鋼のＮｏ．１１〜２５は、いずれも固溶Ａｌ量が焼入性向上に必要な量である０．０２０％以上存在しており、かつ、３．４２Ｎ％＜Ｔｉ％を満たしている。一方比較鋼のＮｏ．１、Ｎｏ．４、Ｎｏ．７では３．４２Ｎ％＜Ｔｉ％を満たしているが、他の成分に請求項外れがある。また、比較鋼のＮｏ．１０は成分に請求項外れはないが、３．４２Ｎ％＜Ｔｉ％を満たしていないため、焼入性向上に必要な固溶Ａｌ量が不足している。
【００２８】
上記のこれらの棒鋼を、先ず、図１に示すヒートパターンのように、１２５０℃に加熱し１２０分保持した後、毎秒０．５℃の冷却速度でＡｒ1点に冷却する事前の熱処理を行なった。これらの棒鋼のうち、直径３５ｍｍの棒鋼１を用いて図２に示すジョミニー式一端焼入れ試験片３（以下、「試験片３」という。）を作製した。この試験片３をＪＩＳ  Ｇ０５６１に準じて８４５〜９２５℃に加熱した後、図２の右側のφ２８ｍｍの方を上、左側のφ２５ｍｍの方を下にして地面と垂直になるように吊り下げ、下端からφ２５ｍｍの面にのみ当たるように水を噴水させ続け、試験片３を焼入れした。試験片３が完全に冷却された後、φ２５ｍｍの側面を０．４〜０．５ｍｍだけ該側面と平行に研磨し、水冷端から１．５ｍｍの位置の硬さ（Ｊ１．５とする）と２０ｍｍの位置の硬さ（Ｊ２０とする）を測定し、焼入性に及ぼす炭素量の影響を考慮して、Ｊ２０の値をＪ１．５の値で割って規格化した。また、図１の熱処理を加えたφ５０ｍｍの棒鋼１に硬さ３５ＨＲＣを狙った図３の焼入焼戻し処理をし、図４のように、材料中周部（半径の１／２位置）からＪＩＳ  ２ｍｍＶノッチ４のシャルピー衝撃試験片２を作製、低温での使用も考慮して−４０℃にてシャルピー衝撃試験を実施した。このジョミニー値とシャルピー衝撃値を表２に示す。
【００２９】
【表２】
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【００３０】
表２に示すように、本発明の実施例であるＮｏ．１１〜２５の実施鋼は、固溶Ａｌ量を質量％で０．０２０％以上存在させて、３．４２Ｎ％＜Ｔｉ％を満足するものとすることで、焼入性が向上し、Ｊ２０／Ｊ１．５の値の０．６０〜０．９８であり、目標値である０．５倍以上となった。また、焼入性が向上したため、−４０℃におけるシャルピー衝撃値が目標値である２７Ｊ以上となった。
【００３１】
一方で、比較鋼のＮｏ．１〜９の各鋼のジョミニー式一端焼入れ試験の結果のＪ２０／Ｊ１．５の値は、Ｎｏ．８とＮｏ．９を除くＮｏ．１〜１０では、０．１０〜０．３７であり、目標値よりも低い値となった。なお、成分は請求項に収まっていたＮｏ．１０だが、成分のバランスにより固溶Ａｌ量が十分に確保されず、低い焼入性の値を示した。比較鋼のＮｏ．８とＮｏ．９は、Ｊ２０／Ｊ１．５の値がＮｏ．８で０．７５、Ｎｏ．９で０．８５といずれも高い値となり、高い焼入性を示した。しかし、Ｎｏ．８はＡｌＮの過剰析出で、さらにＮｏ．９は、表１に示すように、高Ｃ（Ｃ：０．６５％）かつ高Ｍｎ（Ｍｎ：１．３１％）であることによって、−４０℃の衝撃値が目標値の２７Ｊを未達となった。
【符号の説明】
【００３２】
１  鋼材
２  シャルピー衝撃試験片
３  ジョミニー式一端焼入れ試験片
４  Ｖノッチ
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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