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WO2012128222A1 - 熱処理変形の小さい機械構造用鋼材 - Google Patents

熱処理変形の小さい機械構造用鋼材 Download PDF

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WO2012128222A1
WO2012128222A1 PCT/JP2012/056907 JP2012056907W WO2012128222A1 WO 2012128222 A1 WO2012128222 A1 WO 2012128222A1 JP 2012056907 W JP2012056907 W JP 2012056907W WO 2012128222 A1 WO2012128222 A1 WO 2012128222A1
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steel
hardness
heat treatment
quenching
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藤松　威史
盛彦 中崎
康弘 松本
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Sanyo Special Steel Co Ltd
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Definitions

  • the present invention relates to machine structural steel used as power transmission parts such as gears and shafts used in automobiles, industrial machines, and the like, and more particularly to steel for machine structure with small heat treatment deformation.
  • heat treatment deformation increases the number of manufacturing processes in order to correct the deformation, or increases the part defect rate if it cannot be corrected.
  • heat treatment deformation increases the number of manufacturing processes in order to correct the deformation, or increases the part defect rate if it cannot be corrected.
  • this heat treatment deformation is considered to be affected by many factors besides the steel material, such as part shape, influence of pre-heat treatment processes, physical properties of refrigerants such as quenching oil, and non-uniform cooling. By doing so, the deformation of the heat treatment is reduced.
  • a material countermeasure a method has been proposed in which a soft ferrite phase is precipitated in the core of a hardened steel material to reduce heat treatment strain (see, for example, Patent Document 1).
  • the means for promoting the heat transfer coefficient is due to the convection of the coating material that promotes cooling provided in the portion where cooling is delayed or the coolant formed around the portion where cooling is delayed,
  • the means for reducing the heat transfer rate is said to be glass wool or a heat insulating coating material covering a portion where cooling is likely to proceed.
  • Patent Document 1 introduces a soft phase having a low strength inside the component, or the technique of Patent Document 2 does not change the heat treatment furnace itself.
  • Patent Document 3 is not necessarily a general-purpose means because it requires processing of individual heat-treated parts.
  • the present inventors ensure sufficient steel strength without relying on a soft layer such as ferrite, and even when cooling of parts is not uniform under a general technique such as oil quenching, Intensive research was conducted on steel that can keep heat treatment deformation small. As a result, the present inventors can suppress heat treatment deformation to be small by appropriately controlling the chemical composition of steel, the martensite transformation start temperature (Ms point), and the hardenability measured by the Jominy one-side quenching method. I found out.
  • an object of the present invention is to provide a steel material with less heat treatment deformation made of mechanical structural steel used as a power transmission component such as a gear or a shaft used in automobiles, industrial machines and the like.
  • a steel material for mechanical structure with small heat treatment deformation is in mass%, C: 0.16 to 0.35%, Si: 0.10 to 1.50%, Mn: 0.10 to 1.20%, P: 0 to 0.030%, S: 0 to 0.030%, Cr: 1.30-2.50%, Cu: 0 to 0.30%, Al: 0.008 to 0.800%, O: 0 to 0.0030%, N: 0.0020 to 0.0300% Ni: 0 to 3.00%, Mo: 0 to 0.50% Ti: 0 to 0.200%, Nb: 0 to 0.20% Comprising the balance Fe and inevitable impurities,
  • the steel material has a martensitic transformation start temperature (Ms point) of 460 ° C.
  • the ratio of the hardness J9 at a distance of 9 mm from the quenching end of the steel to the hardness J1.5 at a distance of 1.5 mm from the quenching end of the steel (J9) /J1.5) is in the range of 0.68 to 0.97, and the distance from the quenching end of the steel to the hardness J1.5 at a distance of 1.5 mm from the quenching end of the steel is 11 mm.
  • a steel material for machine structure is provided in which the ratio of the hardness J11 (J11 / J1.5) is in the range of 0.63 to 0.94.
  • the steel material does not substantially contain Ni, Mo, Ti and Nb or contains an inevitable impurity level.
  • the steel material includes one or two of Ni: 0.20 to 3.00% and Mo: 0.05 to 0.50% in mass%.
  • the steel material includes one or two of Ti: 0.020 to 0.200% and Nb: 0.02 to 0.20% in mass%.
  • the steel material is one or two of Ni: 0.20 to 3.00% and Mo: 0.05 to 0.50% in terms of mass%, and Ti. : 0.020 to 0.200% and Nb: 0.02 to 0.20%.
  • the steel for machine structural use with small heat treatment deformation is, in mass%, C: 0.16-0.35%, Si: 0.10-1.50%, Mn: 0.10-1.20%, P: 0 to 0.030%, S: 0 to 0.030%, Cr: 1.30 to 2.50%, Cu: 0 to 0.30%, Al: 0.008 to 0.800%, O : 0 to 0.0030%, N: 0.0020 to 0.0300%, Ni: 0 to 3.00%, Mo: 0 to 0.50%, Ti: 0 to 0.200%, Nb: 0 to Comprising 0.20%, consisting of the balance Fe and inevitable impurities, preferably consisting essentially of these elements and inevitable impurities, more preferably these elements and inevitable Consisting of only.
  • the steel material according to the present invention contains 0.16 to 0.35% of C, preferably 0.20 to 0.30%, more preferably 0.22 to 0.27%.
  • C is an element necessary for ensuring the strength after quenching and tempering of steel or the strength of the core after carburizing, quenching and tempering as machine structural parts, and is adjusted to a predetermined range in order to reduce heat treatment deformation. There is a need to. If the C content is less than 0.16%, the strength cannot be secured, and if it exceeds 0.35%, deformation due to heat treatment becomes too large.
  • the steel material according to the present invention contains 0.10 to 1.50%, preferably 0.20 to 1.00% of Si.
  • Si is an element necessary for deoxidation and is an effective element for imparting necessary strength and hardenability to steel. However, if the Si content is less than 0.10%, the effect cannot be obtained, and if it exceeds 1.50%, the machinability is lowered.
  • the steel material according to the present invention contains 0.10 to 1.20% of Mn, preferably 0.20 to 0.80%, more preferably 0.20 to 0.55%.
  • Mn is an element necessary for ensuring hardenability. However, if the Mn content is less than 0.10%, sufficient effect on hardenability cannot be obtained, and if it exceeds 1.20%, the machinability is lowered.
  • the steel material according to the present invention contains 0 to 0.030% of P, typically more than 0 and 0.030% or less.
  • P is an unavoidable element contained from scrap, but if its content exceeds 0.030%, it segregates at the grain boundary and deteriorates properties such as impact strength and bending strength.
  • the steel material according to the present invention contains 0 to 0.030% of S, typically more than 0 and 0.030% or less.
  • S is an element that improves machinability, but when its content exceeds 0.030%, MnS, which is a non-metallic inclusion, is generated, and the toughness and fatigue strength in the transverse direction are reduced.
  • the steel material according to the present invention contains 0 to 3.00% Ni, preferably 0.20 to 3.00% Ni.
  • Ni is an optional element that improves hardenability and toughness, and in order to obtain the effect, addition of 0.20% or more is preferable. However, if Ni is contained over 3.00%, the workability is remarkably lowered and the cost is increased.
  • the steel material according to the present invention contains 1.30 to 2.50% of Cr, preferably 1.50 to 2.25%.
  • Cr is an element necessary for ensuring hardenability. If the Cr content is less than 1.30%, a sufficient effect on hardenability cannot be obtained, and if it exceeds 2.50%, carburization is inhibited, and the machinability also decreases.
  • the steel material according to the present invention contains 0 to 0.50% Mo, preferably 0.05 to 0.50%.
  • Mo is an optional element that improves hardenability and toughness, and 0.05% or more of addition is necessary to obtain the effect. However, if Mo exceeds 0.50%, workability is reduced.
  • the steel material according to the present invention contains 0 to 0.30% of Cu, typically more than 0 and 0.30% or less.
  • Cu is an inevitable element contained from scrap, but has aging properties and has an effect of increasing strength. However, when the Cu content exceeds 0.30%, the hot workability is lowered.
  • the steel material according to the present invention contains 0.010 to 0.800% Al, preferably 0.014 to 0.600%.
  • Al is an element used as a deoxidizing material, and also binds to N and precipitates as AlN as will be described later, thereby bringing about an effect of suppressing grain coarsening. In order to obtain this effect, Al needs to be added in an amount of 0.010% or more. On the other hand, when Al is added in excess of 0.800%, large alumina inclusions are formed, and fatigue characteristics and workability are deteriorated.
  • the steel according to the present invention contains 0 to 0.0030%, typically more than 0 and 0.0030% or less, preferably 0.0020% or less.
  • O is an element inevitably contained in the steel. However, if O exceeds 0.0030%, workability and fatigue strength are reduced due to an increase in oxide.
  • the steel material according to the present invention contains N in an amount of 0.0020 to 0.0300%, preferably 0.0020 to 0.0200%.
  • N precipitates finely as AlN or Nb nitride in the steel and brings about an effect of preventing coarsening of crystal grains, and 0.0020% or more needs to be added to obtain the effect.
  • nitrides increase, and fatigue strength and workability decrease.
  • N is preferably 0.0020 to 0.0100% in order to avoid a decrease in fatigue strength due to excessive TiN formation.
  • the steel material according to the present invention contains 0 to 0.200% Ti, preferably 0.020 to 0.200%.
  • Ti is an optional element that combines with C in the steel to form carbides finely and has the effect of preventing grain coarsening. To obtain this effect, 0.020% or more of Ti is added. It is preferable. On the other hand, addition exceeding 0.200% impairs machinability.
  • the steel material according to the present invention contains 0 to 0.20% Nb, preferably 0.02 to 0.20%, more preferably 0.02 to 0.12%.
  • Nb forms carbides or nitrides, and has an effect of preventing crystal grain coarsening.
  • nano-order sized NbC or Nb (C, N) finely dispersed in steel suppresses the growth of crystal grains. If Nb is less than 0.02%, the effect cannot be obtained, and if it exceeds 0.20%, the amount of precipitates becomes excessive and the workability deteriorates.
  • the martensitic transformation start temperature (Ms point) is restricted to 460 ° C. or less, preferably 450 ° C. or less.
  • the reason why heat treatment deformation can be reduced by restricting the Ms point to 460 ° C. or lower is that martensite transformation occurs in a temperature range where the cooling performance of the refrigerant is high even if the parts are not evenly cooled when quenched. This is because it is possible to avoid this, and as a result, it is possible to prevent the time of martensitic transformation from being greatly shifted depending on the parts.
  • the heat treatment deformation refers to bending of a shaft-like component or falling or twisting of gear teeth.
  • the hardness J1.5 at a distance 1.5 mm from the quenching end of the steel product at a distance 9 mm from the quenching end of the steel product when measured by the Jomini-type one-end quenching method, the hardness J1.5 at a distance 1.5 mm from the quenching end of the steel product at a distance 9 mm from the quenching end of the steel product.
  • the ratio of hardness J9 (J9 / J1.5) is in the range of 0.68 to 0.97, and the steel material has a hardness J1.5 at a distance of 1.5 mm from the quenching end of the steel material.
  • the ratio of the hardness J11 (J11 / J1.5) at a distance of 11 mm from the quenching end is in the range of 0.63 to 0.94. Within such a range, the heat treatment deformation of the steel material can be kept small.
  • the heat treatment deformation referred to here is a change in dimensions (length, diameter, thickness) before and after quenching of the part.
  • the mechanism by which heat treatment deformation is suppressed by appropriate control of Jominy hardenability has not yet been elucidated, but even if the hardenability of steel is too low or too high, heat treatment deformation is large. It has been experimentally clarified by the present inventors.
  • the comparative example No. 2 shown in Table 2 was used as a structural steel used as a power transmission component such as a gear or a shaft used in automobiles or industrial machines.
  • Steel consisting of 1 to 16 component composition, the balance Fe and inevitable impurities was melted in a vacuum induction melting furnace to obtain 100 kg of steel ingot.
  • the steel ingots of these inventive examples and comparative examples were heated at 1250 ° C. for 5 hours and then forged into a steel bar having a diameter of 32 mm.
  • normalizing was performed by heating and holding at 900 ° C. for 1.5 hours and then air cooling.
  • a test piece having a diameter of 20 mm and a length of 200 mm was produced from a steel bar having a diameter of 32 mm, and a groove having a depth of 5 mm, a width of 8 mm, and a length of 200 mm was applied to the side surface of the test piece.
  • the cooling rate was varied greatly depending on the portion in the test piece.
  • the length of the test piece after groove processing was measured. Then, after heating these test pieces at 930 ° C. for 1 hour, the temperature was lowered to 850 ° C. in the furnace, and further kept for 1 hour, and then quenched into quenching oil at 60 ° C. About the test piece fully cooled after hardening, the bending and length of the test piece were measured.
  • a test piece having a diameter of 3 mm and a length of 10 mm was determined from the above-mentioned normalized steel bar having a diameter of 32 mm, and the Ms point, which is the martensitic transformation start temperature of the steel material, was measured using a fully automatic transformation recording measuring device. .
  • the Ms point mentioned here is measured under the condition that the cooling process of the part is assumed.
  • test piece was prepared from the above-described forged steel bar with a diameter of 32 mm, and “steel hardenability test method (one end) specified in JIS G 0561”. The test was conducted under the conditions according to the quenching method) and evaluated.
  • Table 3 shows the measured Ms point of the example of the present invention, J1.5 of hardness at a distance of 1.5 mm, J9 of hardness at a distance of 9 mm, and a distance of 11 mm from the quenching end measured by the Jomini type one-end quenching method.
  • the respective values of the hardness J11, and the obtained values (J9 / J1.5) and (J11 / J1.5) are shown.
  • the bending (mm) evaluated after quenching the test piece and the absolute value (mm) of the difference in length of the test piece before and after the heat treatment are shown.
  • the martensite transformation start temperature that is, the Ms point is in the range of 372 to 442 ° C.
  • the following formula (1) of (J9 / J1.5) of this steel material ) Is in the range of 0.70 to 0.95
  • the value of the formula (2) shown below in (J11 / J1.5) is in the range of 0.65 to 0.90
  • the bend after heat treatment was 0.10 to 0.36 mm
  • the absolute value of the difference in length of the test piece before and after the heat treatment was 0.01 to 0.20 mm.
  • Table 4 shows the measured Ms point of the steel of the comparative example, J1.5 of the hardness at a distance of 1.5 mm from the quenching end measured by the Jomini type one-end quenching method, and J9 of the hardness at a distance of 9 mm.
  • Jominy hardenability which is J11 of hardness at a distance of 11 mm, and the obtained values of (J9 / J1.5) and (J11 / J1.5) are shown.
  • the bending (mm) after quenching of the test piece and the absolute value (mm) of the difference in length of the test piece before and after the heat treatment are shown.
  • the composition range excluding unavoidable impurities except for Fe, Ni, and Mo in steel materials is shown in Table 1, Ms point is set to 372 to 442 ° C below 460 ° C, and measured by Jomini type one-end quenching method
  • the value of (J9 / J1.5) calculated from the equation (1) is in the range of 0.70 to 0.95 and calculated from the equation (2) (J11 /J1.5) in the range of 0.65 to 0.90
  • the bending of the specimen after heat treatment is reduced to a small range of 0.10 to 0.36 mm
  • the length of the specimen before and after the heat treatment is further increased.
  • the absolute value of the difference in thickness could be suppressed to a small range of 0.01 to 0.20 mm.
  • the value obtained by the formula (1) and the formula (2) from the hardness measured by the Jomini type one-end quenching method (J9 / J1.5) is in the range of 0.68 to 0.97 15 examples in which the value of (J11 / J1.5) is outside the range of 0.63 to 0.94, the absolute value of the difference in length of the test piece before and after the heat treatment is 0.27 to 0 .45 mm, which is larger than the steel of the invention example. Therefore, among the comparative examples, there was no example in which the absolute value of the difference between the bending of the test piece after the heat treatment and the length of the test piece before and after the heat treatment was equivalent to that of the steel of the present invention.
  • heat treatment deformation is evaluated not by carburizing and quenching but by quenching. However, even when carburized and quenched, it is confirmed that the heat treatment deformation of the steel material satisfying the present claim is small.
  • the steel material of the present invention is used after tempering after quenching.
  • the steel material is processed into a part by the limitation of the steel component, the Ms point which is the martensitic transformation start temperature, and the limitation of the hardenability measured by the Jominy one-side quenching method. Heat treatment deformation when hardening for hardening or carburizing and quenching can be reduced.
  • a steel material according to the present invention is a steel material applicable to power transmission parts such as gears and shafts used in automobiles and industrial machines.

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Abstract

　自動車や産業機械などに使用されるギヤやシャフトなどの動力伝達用の部品として用いられる機械構造用鋼からなる熱処理変形の少ない鋼材が提供される。この鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１６～０．３５％、Ｓｉ：０．１０～１．５０％、Ｍｎ：０．１０～１．２０％、Ｐ：０～０．０３０％、Ｓ：０～０．０３０％、Ｃｒ：１．３０～２．５０％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ａｌ：０．００８～０．８００％、Ｏ：０～０．００３０％、Ｎ：０．００２０～０．０３００％、Ｎｉ：０～３．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる。鋼材は４６０℃以下のマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を有し、ジョミニー式一端焼入法により測定した場合に、鋼材の焼入端からの距離１．５ｍｍにおける硬さＪ１．５に対する、鋼材の焼入端からの距離９ｍｍにおける硬さＪ９の比（Ｊ９／Ｊ１．５）が０．６８～０．９７の範囲にあり、かつ、硬さＪ１．５に対する、鋼材の焼入端からの距離１１ｍｍにおける硬さＪ１１の比（Ｊ１１／Ｊ１．５）が０．６３～０．９４の範囲にある。

Description

熱処理変形の小さい機械構造用鋼材 関連出願の相互参照
　この出願は、２０１１年３月１８日に出願された日本国特許出願２０１１－６１２０９号に基づく優先権を主張するものであり、その全体の開示内容が参照により本明細書に組み込まれる。
　本発明は、例えば、自動車や産業機械などに使用されるギヤやシャフトなどの動力伝達部品として用いられる機械構造用鋼に関し、特に熱処理変形の小さい機械構造用鋼に関する。
　焼入れ等の熱処理によって発生する鋼材の変形（以下「熱処理変形」という。）は、その変形を矯正するために製造工程数が増えたり、矯正しきれない場合には部品不良率が増加したり、あるいは駆動系部品として組み込んだ場合に変形に起因して騒音や振動を発生させるといった悪影響がある。したがって、熱処理変形をできる限り小さく抑えることが実用上非常に重要な課題となっている。
　従来、この熱処理変形は鋼材以外にも部品形状、熱処理前工程の影響、焼入油などの冷媒の物性値、冷却の不均一性といった多数の要因に影響を受けると考えられ、それらを適正化することによる熱処理変形の軽減が図られている。例えば、材料対策として、焼き入れ鋼材の芯部に軟質のフェライト相を析出させて熱処理歪みを軽減する方法が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。
　また、冷却方法からのアプローチとして、従来型の油焼入れではなく加圧ガス冷却を利用する方法が提案されている（例えば、特許文献２参照。）。また、熱伝達率を促進あるいは低減する手段を用いて被冷却物の均一冷却化を図る方法が提案されている（例えば、特許文献３参照。）。
　なお、特許文献３において、熱伝達率を促進する手段は、冷却が遅れる部位に設けられた冷却を促進する被膜材または冷却が遅れる部位の周りに形成された冷却剤の対流によるものであり、熱伝達率の低減手段は、冷却が進行しやすい部位を覆うグラスウールまたは断熱被膜材によるとされている。
特開１９９７－１１１４０８号公報 特開２００８－１２１０６４号公報 特開２０１０－１７４２８９号公報
　しかしながら、上記で提案されている従来の方法において、特許文献１の技術では、部品内部に強度の低い軟質相が導入されることや、特許文献２の技術では、熱処理炉そのものを変更しなければならないことや、特許文献３の技術では、個々の熱処理部品に対する処理が必要になることなどで、必ずしも汎用的な手段ではなかった。
　一方、本発明者らは、フェライトのような軟質層に頼らずに十分な鋼材強度を確保した上で、油焼入れなどの一般的な手法の下で部品の冷却が不均一となる場合でも、熱処理変形が小さく抑えられる鋼に関して鋭意研究を行った。その結果、本発明者らは、鋼の化学成分、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）、ジョミニー式一端焼入法により測定される焼入性を適切に制御することによって熱処理変形が小さく抑えられることを知見した。
　したがって、本発明の目的は、自動車や産業機械などに使用されるギヤやシャフトなどの動力伝達用の部品として用いられる機械構造用鋼からなる熱処理変形の少ない鋼材を提供することである。
　本発明の一態様によれば、熱処理変形の小さい機械構造用鋼材であって、該鋼材が、質量％で、
　Ｃ：０．１６～０．３５％、
　Ｓｉ：０．１０～１．５０％、
　Ｍｎ：０．１０～１．２０％、
　Ｐ：０～０．０３０％、
　Ｓ：０～０．０３０％、
　Ｃｒ：１．３０～２．５０％、
　Ｃｕ：０～０．３０％、
　Ａｌ：０．００８～０．８００％、
　Ｏ：０～０．００３０％、
　Ｎ：０．００２０～０．０３００％
　Ｎｉ：０～３．００％、
　Ｍｏ：０～０．５０％
　Ｔｉ：０～０．２００％、
　Ｎｂ：０～０．２０％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
　該鋼材が、４６０℃以下のマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を有し、
　ジョミニー式一端焼入法により測定した場合に、該鋼材の焼入端からの距離１．５ｍｍにおける硬さＪ１．５に対する、該鋼材の焼入端からの距離９ｍｍにおける硬さＪ９の比（Ｊ９／Ｊ１．５）が０．６８～０．９７の範囲にあり、かつ、該鋼材の焼入端からの距離１．５ｍｍにおける硬さＪ１．５に対する、該鋼材の焼入端からの距離１１ｍｍにおける硬さＪ１１の比（Ｊ１１／Ｊ１．５）が０．６３～０．９４の範囲にある、機械構造用鋼材が提供される。
　本発明の好ましい一態様によれば、上記鋼材はＮｉ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＮｂを実質的に含まないか又は不可避不純物のレベルで含む。
　本発明の別の好ましい一態様によれば、上記鋼材は、質量％で、Ｎｉ：０．２０～３．００％及びＭｏ：０．０５～０．５０％の１種または２種を含む。
　本発明の別の好ましい一態様によれば、上記鋼材は、質量％で、Ｔｉ：０．０２０～０．２００％及びＮｂ：０．０２～０．２０％の１種または２種を含む。
　本発明の別の好ましい一態様によれば、上記鋼材は、質量％で、Ｎｉ：０．２０～３．００％及びＭｏ：０．０５～０．５０％の１種または２種と、Ｔｉ：０．０２０～０．２００％及びＮｂ：０．０２～０．２０％の１種または２種とを含む。
　以下に本発明を具体的に説明する。特段の明示が無いかぎり、本明細書において「％」は質量％を意味する。
　本発明による熱処理変形の小さい機械構造用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１６～０．３５％、Ｓｉ：０．１０～１．５０％、Ｍｎ：０．１０～１．２０％、Ｐ：０～０．０３０％、Ｓ：０～０．０３０％、Ｃｒ：１．３０～２．５０％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ａｌ：０．００８～０．８００％、Ｏ：０～０．００３０％、Ｎ：０．００２０～０．０３００％、Ｎｉ：０～３．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２０％を含み（comprising）、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるものであり、好ましくはこれらの元素および不可避的不純物から実質的になり（consisting essentially of）、より好ましくはこれらの元素および不可避的不純物のみからなる（consisting of）。
　本発明による鋼材はＣを０．１６～０．３５％、好ましくは０．２０～０．３０％、より好ましくは０．２２～０．２７％含む。Ｃは、機械構造用部品として鋼材の焼入焼戻し後の強度もしくは浸炭焼入焼戻し後の芯部強度を確保するために必要な元素であるとともに、熱処理変形を小さくするために所定の範囲に調整する必要がある。Ｃの含有量が０．１６％未満では強度を確保できず、０．３５％を超えると熱処理による変形が大きくなり過ぎる。
　本発明による鋼材はＳｉを０．１０～１．５０％、好ましくは０．２０～１．００％含む。Ｓｉは、脱酸に必要な元素であるとともに、鋼に必要な強度、焼入性を付与するために有効な元素である。しかし、Ｓｉの含有量が０．１０％未満ではその効果が得られず、１．５０％を超えると機械加工性を低下させる。
　本発明による鋼材はＭｎを０．１０～１．２０％、好ましくは０．２０～０．８０％、より好ましくは０．２０～０．５５％含む。Ｍｎは、焼入性を確保するために必要な元素である。しかし、Ｍｎの含有量が０．１０％未満では焼入性への効果は十分に得られず、１．２０％を超えると機械加工性を低下させる。
　本発明による鋼材はＰを０～０．０３０％、典型的には０を超えて０．０３０％以下含む。Ｐは、スクラップから含有される不可避な元素であるが、その含有量が０．０３０％を越えると粒界に偏析して衝撃強度や曲げ強度などの特性を低下させる。
　本発明による鋼材はＳを０～０．０３０％、典型的には０を超えて０．０３０％以下含む。Ｓは、被削性を向上させる元素であるが、その含有量が０．０３０％を越えると非金属介在物であるＭｎＳを生成して横方向の靱性および疲労強度を低下する。
　本発明による鋼材はＮｉを０～３．００％、好ましくは０．２０～３．００％含む。Ｎｉは、焼入性および靱性を向上させる任意元素であり、その効果を得るためには０．２０％以上の添加が好ましい。しかし、Ｎｉは３．００％を超えて含有すると加工性を著しく低下させ、かつ、コストアップとなる。
　本発明による鋼材はＣｒを１．３０～２．５０％、好ましくは１．５０～２．２５％含む。Ｃｒは、焼入性を確保するために必要な元素である。Ｃｒの含有量が１．３０％未満では焼入性への効果は十分に得られず、２．５０％を超えると浸炭を阻害し、また機械加工性も低下する。
　本発明による鋼材はＭｏを０～０．５０％、好ましくは０．０５～０．５０％含む。Ｍｏは、焼入性および靱性を向上させる任意元素であり、その効果を得るには０．０５％以上の添加が必要である。しかし、Ｍｏは０．５０％を超えて含有すると加工性を低下させる。
　本発明による鋼材はＣｕを０～０．３０％、典型的には０を超えて０．３０％以下含む。Ｃｕは、スクラップから含有される不可避な元素であるが、時効性を有し、強度を上昇させる効果がある。しかし、Ｃｕの含有量が０．３０％を超えると熱間加工性を低下する。
　本発明による鋼材はＡｌを０．０１０～０．８００％、好ましくは０．０１４～０．６００％含む。Ａｌは、脱酸材として使用される元素であり、また後述のようにＮと結合してＡｌＮとして析出して結晶粒粗大化抑制効果をもたらす。この効果を得るため、Ａｌは０．０１０％以上の添加が必要である。一方、Ａｌを０．８００％を超えて添加すると大型のアルミナ系介在物を形成し、疲労特性および加工性を低下する。
　本発明による鋼材はＯを０～０．００３０％、典型的には０を超えて０．００３０％以下、好ましくは０．００２０％以下含む。Ｏは、鋼中に不可避的に含有される元素である。しかし、Ｏが０．００３０％を超えて含有されると酸化物の増加による加工性や疲労強度の低下を招く。
　本発明による鋼材はＮを０．００２０～０．０３００％、好ましくは０．００２０～０．０２００％含む。Ｎは、鋼中でＡｌＮやＮｂ窒化物として微細析出し、結晶粒粗大化を防止する効果をもたらし、その効果を得るために０．００２０％以上添加する必要がある。しかし、０．０３００％を超えると窒化物が増加し、疲労強度や加工性が低下する。ただし、特にＴｉを０．０２０％以上含有する鋼においては、ＴｉＮの過剰生成による疲労強度の低下を避けるため、Ｎは０．００２０～０．０１００％とするのが好ましい。
　本発明による鋼材はＴｉを０～０．２００％含み、好ましくは０．０２０～０．２００％含む。Ｔｉは、鋼中のＣと結び付いて炭化物を微細に形成し、結晶粒粗大化を防止する効果をもたらす任意元素であるが、その効果を得る場合には、Ｔｉを０．０２０％以上添加することが好ましい。一方、０．２００％を超える添加は機械加工性を損なう。
　本発明による鋼材はＮｂを０～０．２０％、好ましくは０．０２～０．２０％、より好ましくは０．０２～０．１２％含む。Ｎｂは、炭化物あるいは窒化物を形成し、結晶粒粗大化防止効果をもたらす。特に鋼中に微細に分散したナノオーダーサイズのＮｂＣまたはＮｂ（Ｃ，Ｎ）が結晶粒の成長を抑制する。Ｎｂが０．０２％未満では、その効果は得られず、０．２０％を超えると析出物の量が過剰となり加工性を低下する。
　本発明による鋼材においては、鋼材の熱処理変形を小さくするために、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を４６０℃以下、好ましくは４５０℃以下に規制する。Ｍｓ点を４６０℃以下に規制することで熱処理変形を小さくできる理由は、焼入れした際に、部品の冷却がたとい不均一であっても、冷媒の冷却性能が高い温度域でマルテンサイト変態が起こることを回避でき、その結果、マルテンサイト変態の時期が部品の部位によって大きくずれることが抑制できるからである。なお、この場合の熱処理変形とは、軸状の部品の曲がりやギヤの歯の倒れやねじれのことである。
　本発明による鋼材においては、ジョミニー式一端焼入法により測定した場合に、該鋼材の焼入端からの距離１．５ｍｍにおける硬さＪ１．５に対する、該鋼材の焼入端からの距離９ｍｍにおける硬さＪ９の比（Ｊ９／Ｊ１．５）が０．６８～０．９７の範囲にあり、かつ、該鋼材の焼入端からの距離１．５ｍｍにおける硬さＪ１．５に対する、該鋼材の焼入端からの距離１１ｍｍにおける硬さＪ１１の比（Ｊ１１／Ｊ１．５）が０．６３～０．９４の範囲にあるようにする。このような範囲内であると、鋼材の熱処理変形を小さく抑えることができる。ここで言う熱処理変形とは、部品の焼入れ前後における寸法（長さ、径、厚み）の変化のことである。なお、ジョミニー焼入性の適切な制御によって、熱処理変形が抑制されるメカニズムについては、未だ解明できていないが、鋼材の焼入性が低すぎても、また、高すぎても熱処理変形が大きくなることが本発明者らによって実験的に明らかとなっている。
　上述したような鋼成分の限定、Ｍｓ点の限定、及びジョミニー式一端焼入法により測定される焼入性の限定により、鋼材を部品に加工した後、部品を硬化させるための焼入れや浸炭焼入れを行った場合の熱処理変形を小さくすることができる。この結果、本発明は、部品の歩留の向上、部品の矯正工程の簡略化や廃止、あるいは騒音および振動対策のためのギヤの歯面研削の省略が可能になるといった有益な効果を奏することができる。
　本発明に係る鋼材を以下の例に基づいて具体的に説明する。
　自動車や産業機械などに使用されるギヤやシャフトなどの動力伝達用の部品として用いられる機械構造用鋼として、表１に示す本発明例のＮｏ．１～２３の成分組成と残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる機械構造用鋼を真空誘導溶解炉にて溶製し、１００ｋｇの鋼塊を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記の本発明例と同様に、自動車や産業機械などに使用されるギヤやシャフトなどの動力伝達用の部品として用いられる機械構造用鋼として、表２に示す比較例のＮｏ．１～１６の成分組成と残部Ｆｅと不可避不純物からなる鋼を真空誘導溶解炉にて溶製し、１００ｋｇの鋼塊を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　先ず、これらの本発明例および比較例の鋼塊を１２５０℃で５時間加熱した後、直径３２ｍｍの棒鋼に鍛伸した。次に、９００℃で１．５時間加熱保持した後に空冷する焼ならしを行った。続いて、直径３２ｍｍの棒鋼から直径２０ｍｍ、長さ２００ｍｍの試験片を作製し、その試験片の側面に深さ５ｍｍ、幅８ｍｍ、長さ２００ｍｍの溝加工を施した。この溝加工によって焼き入れた際に、試験片内の部位によって冷却速度に大きく差がつくようにした。また、溝加工後の試験片の長さを測定した。続いて、これらの試験片を９３０℃で１時間加熱した後、炉内で８５０℃まで降温し、さらに１時間保持した後、６０℃の焼入油中へ焼き入れた。焼入れ後、十分に冷えた試験片について、試験片の曲りおよび長さを測定した。
　なお、熱処理後の曲りについては、試験片の両端をＶブロックで保持し、試験片を一周回転させたときの試験片の中央部の円周上の最大変位と最小変位をダイヤルゲージで測定し、最大変位と最小変位の差を２で割ることにより求めた。この測定の際、試験片の円周上に存在する溝の底の部分の変位は無視するものとした。また、寸法変化の指標として、熱処理前後の試験片の長さの差を求め、その絶対値を評価した。
　また、上記の焼ならし後の直径３２ｍｍの棒鋼から直径３ｍｍで長さ１０ｍｍの試験片を割り出し、鋼材のマルテンサイト変態開始温度であるＭｓ点を、全自動変態記録測定装置を用いて測定した。ここで言うＭｓ点は部品の冷却過程を想定した条件下で測定されるものであり、本実施の形態においては、上記した直径２０ｍｍの溝付き試験片の油温６０℃の場合の油焼入れを想定して、焼入れ時の冷却速度を３０℃／ｓとして測定している。鋼材のジョミニー式一端焼入法による焼入性の測定については、上記の鍛伸した直径３２ｍｍの棒鋼から試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｇ　０５６１に規定される「鋼の焼入性試験方法（一端焼入方法）」に準じた条件の下で試験を行って評価した。
　表３に本発明例の測定されたＭｓ点、ジョミニー式一端焼入法で測定した焼入端からの、距離１．５ｍｍにおける硬さのＪ１．５、距離９ｍｍにおける硬さのＪ９および距離１１ｍｍにおける硬さのＪ１１のそれぞれの値、また、求めた（Ｊ９／Ｊ１．５）の値および（Ｊ１１／Ｊ１．５）の値を示す。さらに、上記試験片の焼入れ後に評価した曲り（ｍｍ）、および、熱処理前後の試験片の長さの差の絶対値（ｍｍ）を示す。発明例のＮｏ．１～２３からなる鋼材では、表３に示すように、マルテンサイト変態開始温度すなわちＭｓ点が３７２～４４２℃の範囲にあり、この鋼材の（Ｊ９／Ｊ１．５）の下記に示す式（１）の値が０．７０～０．９５の範囲にあり、（Ｊ１１／Ｊ１．５）の下記に示す式（２）の値が０．６５～０．９０の範囲にあり、熱処理後の曲りは０．１０～０．３６ｍｍで、熱処理前後の試験片の長さの差の絶対値は０．０１～０．２０ｍｍであった。
　ただし、
　（Ｊ９／Ｊ１．５）＝（ジョミニー式一端焼入法により測定される焼入れ端からの距離９ｍｍの硬さ）÷（ジョミニー式一端焼入法により測定される焼入れ端からの距離１．５ｍｍの硬さ）……（１）
　（Ｊ１１／Ｊ１．５）＝（ジョミニー式一端焼入法により測定される焼入れ端からの距離１１ｍｍの硬さ）÷（ジョミニー式一端焼入法により測定される焼入れ端からの距離１．５ｍｍの硬さ）……（２）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　同様に、表４に比較例の鋼の測定されたＭｓ点、ジョミニー式一端焼入法により測定した焼入端からの距離１．５ｍｍにおける硬さのＪ１．５、距離９ｍｍにおける硬さのＪ９および距離１１ｍｍにおける硬さのＪ１１であるジョミニー焼入性、また、求めた（Ｊ９／Ｊ１．５）の値および（Ｊ１１／Ｊ１．５）の値を示す。さらに、上記試験片の焼入れ後の曲り（ｍｍ）、および、熱処理前後の試験片の長さの差の絶対値（ｍｍ）を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　上記の発明例のＮｏ．１～２３では、鋼材のＦｅおよびＮｉ、Ｍｏを除く不可避不純物を除いた組成範囲を表１に示すものとし、Ｍｓ点を４６０℃以下の３７２～４４２℃とし、ジョミニー式一端焼入法により測定される焼入性を適切に制御して、式（１）から計算される（Ｊ９／Ｊ１．５）の値を０．７０～０．９５の範囲、式（２）から計算される（Ｊ１１／Ｊ１．５）の値を０．６５～０．９０の範囲とすることによって、熱処理後の試験片の曲りを０．１０～０．３６ｍｍの小さな範囲に、さらに熱処理前後の試験片の長さの差の絶対値を０．０１～０．２０ｍｍの小さな範囲に抑えることができた。
　これに対し、上記の比較例のＮｏ．１～１６の、鋼材のＦｅおよびＮｉ、Ｍｏを除く不可避不純物を除いた組成範囲を表２に示すものでは、Ｎｏ．２、Ｎｏ．１６の２例を除く、残りの１４例は本発明の組成範囲から外れるものであった。これらＮｏ．１～１６の比較例の鋼のうち、測定されたＭｓ点が４６０℃を超える１０例は、熱処理後の試験片の曲りが０．４９～０．７６ｍｍであり、発明例の鋼に比べ大きい。また、これらＮｏ．１～１６の比較鋼のうち、ジョミニー式一端焼入法によって測定した硬さから式（１）、および式（２）により求まる（Ｊ９／Ｊ１．５）が０．６８～０．９７の範囲外であり、および（Ｊ１１／Ｊ１．５）の値が０．６３～０．９４の範囲外である１５例は、熱処理前後の試験片の長さの差の絶対値が０．２７～０．４５ｍｍとなり、発明例の鋼に比べて大きい。したがって、比較例のうちで熱処理後の試験片の曲りおよび熱処理前後の試験片の長さの差の絶対値が共に本発明例の鋼と同等のものは１例も無かった。
　測定したＭｓ点が請求の範囲を外れる比較例のＮｏ．１～３、５～７、９、１０、１４、１５と比較して、Ｍｓ点が請求の範囲を満足する本発明例のＮｏ．１～２３は、熱処理後の試験片の曲りが小さく、熱処理変形が抑制されている。また、（Ｊ９／Ｊ１．５）の値および（Ｊ１１／Ｊ１．５）の値が請求の範囲を外れる比較例のＮｏ．１、３～１６に比べて、（Ｊ９／Ｊ１．５）の値および（Ｊ１１／Ｊ１．５）の値が請求の範囲を満足する発明例のＮｏ．１～２３は、熱処理前後の試験片の長さの差の絶対値が小さく、熱処理変形が抑えられている。なお、本実施の形態では、浸炭焼入れでは無く、焼入れによって熱処理変形を評価しているが、浸炭焼入れした場合でも、本請求項を満たす鋼材の熱処理変形が小さいことを確認している。なお、本発明例の鋼材は焼入れ後に焼戻しを施してから使用される。
　以上から、本発明における鋼成分の限定およびマルテンサイト変態開始温度であるＭｓ点の限定およびジョミニー式一端焼入法により測定される焼入性の限定により、鋼材を部品に加工した後、部品を硬化させるための焼入れや浸炭焼入れを行った場合の熱処理変形を小さくすることができる。このような本発明による鋼材は、自動車や産業機械などに使用されるギヤやシャフトなどの動力伝達用の部品に適用しうる鋼材である。

Claims (10)

  1. 　熱処理変形の小さい機械構造用鋼材であって、該鋼材が、質量％で、
    　Ｃ：０．１６～０．３５％、
    　Ｓｉ：０．１０～１．５０％、
    　Ｍｎ：０．１０～１．２０％、
    　Ｐ：０～０．０３０％、
    　Ｓ：０～０．０３０％、
    　Ｃｒ：１．３０～２．５０％、
    　Ｃｕ：０～０．３０％、
    　Ａｌ：０．００８～０．８００％、
    　Ｏ：０～０．００３０％、
    　Ｎ：０．００２０～０．０３００％、
    　Ｎｉ：０～３．００％、
    　Ｍｏ：０～０．５０％、
    　Ｔｉ：０～０．２００％、
    　Ｎｂ：０～０．２０％
    を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
    　該鋼材が、４６０℃以下のマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を有し、
    　ジョミニー式一端焼入法により測定した場合に、該鋼材の焼入端からの距離１．５ｍｍにおける硬さＪ１．５に対する、該鋼材の焼入端からの距離９ｍｍにおける硬さＪ９の比（Ｊ９／Ｊ１．５）が０．６８～０．９７の範囲にあり、かつ、該鋼材の焼入端からの距離１．５ｍｍにおける硬さＪ１．５に対する、該鋼材の焼入端からの距離１１ｍｍにおける硬さＪ１１の比（Ｊ１１／Ｊ１．５）が０．６３～０．９４の範囲にある、機械構造用鋼材。
  2. 　前記鋼材が、質量％で、Ｃ：０．１６～０．３５％、Ｓｉ：０．１０～１．５０％、Ｍｎ：０．１０～１．２０％、Ｐ：０～０．０３０％、Ｓ：０～０．０３０％、Ｃｒ：１．３０～２．５０％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ａｌ：０．００８～０．８００％、Ｏ：０～０．００３０％、Ｎ：０．００２０～０．０３００％、Ｎｉ：０～３．００％、Ｍｏ：０～０．５０％Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２０％、残部Ｆｅおよび不可避不純物のみからなる、請求項１に記載の機械構造用鋼材。
  3. 　前記鋼材が、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＮｂを実質的に含まない、請求項１に記載の機械構造用鋼材。
  4. 　前記鋼材が、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＮｂを実質的に含まない、請求項２に記載の機械構造用鋼材。
  5. 　前記鋼材が、質量％で、Ｎｉ：０．２０～３．００％及びＭｏ：０．０５～０．５０％の１種または２種を含む、請求項１に記載の機械構造用鋼材。
  6. 　前記鋼材が、質量％で、Ｎｉ：０．２０～３．００％及びＭｏ：０．０５～０．５０％の１種または２種を含む、請求項２に記載の機械構造用鋼材。
  7. 　前記鋼材が、質量％で、Ｔｉ：０．０２０～０．２００％及びＮｂ：０．０２～０．２０％の１種または２種を含む、請求項１に記載の機械構造用鋼材。
  8. 　前記鋼材が、質量％で、Ｔｉ：０．０２０～０．２００％及びＮｂ：０．０２～０．２０％の１種または２種を含む、請求項２に記載の機械構造用鋼材。
  9. 　前記鋼材が、質量％で、Ｎｉ：０．２０～３．００％及びＭｏ：０．０５～０．５０％の１種または２種と、Ｔｉ：０．０２０～０．２００％及びＮｂ：０．０２～０．２０％の１種または２種とを含む、請求項１に記載の機械構造用鋼材。
  10. 　前記鋼材が、質量％で、Ｎｉ：０．２０～３．００％及びＭｏ：０．０５～０．５０％の１種または２種と、Ｔｉ：０．０２０～０．２００％及びＮｂ：０．０２～０．２０％の１種または２種とを含む、請求項２に記載の機械構造用鋼材。
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