[go: up one dir, main page]

WO2019102584A1 - はだ焼鋼の鍛造熱処理品 - Google Patents

はだ焼鋼の鍛造熱処理品 Download PDF

Info

Publication number
WO2019102584A1
WO2019102584A1 PCT/JP2017/042212 JP2017042212W WO2019102584A1 WO 2019102584 A1 WO2019102584 A1 WO 2019102584A1 JP 2017042212 W JP2017042212 W JP 2017042212W WO 2019102584 A1 WO2019102584 A1 WO 2019102584A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
weight
steel
precipitates
forging
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2017/042212
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
芳彦 鎌田
康裕 中西
智晃 端野
利信 宮田
建壮 高橋
一樹 松嶌
絢子 服崎
隆司 兵恵
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Changzhou Gohsyu Automobile Parts Co Ltd
Gohsyu Corp
Original Assignee
Changzhou Gohsyu Automobile Parts Co Ltd
Gohsyu Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Changzhou Gohsyu Automobile Parts Co Ltd, Gohsyu Corp filed Critical Changzhou Gohsyu Automobile Parts Co Ltd
Priority to JP2019556050A priority Critical patent/JP6765551B2/ja
Priority to PCT/JP2017/042212 priority patent/WO2019102584A1/ja
Publication of WO2019102584A1 publication Critical patent/WO2019102584A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a forged heat-treated product using a wrought iron as a material.
  • carburized parts such as gears and pulleys used in transmissions and differentials of automobiles are hot forged (cold forging may be added in some cases, using the same for the following.) Using grilled steel. And normalizing to facilitate subsequent machining, machining, processing into the shape of the final part, carburizing and quenching, surface hardening, and further finish processing I was trying to get the parts.
  • Taiji Nishizawa, "Iron and Steel", 70th (1984) 15th, p. 194-202 Takeshi Fujimatsu, three others, “iron and steel", Vol. 93 (2007) No. 10, p. 35-40 Shuji Kinoshita, 2 others, “iron and steel", 59th (1973) third issue, p. 88 to 95 ⁇ ⁇ , 3 others, “iron and steel", '86-S 509, p. 103 Hiroaki Sakai, 4 other members, "Kobe Steel Technical Report", Vol. 61 (Apr. 2011) No. 1, p. 11-15
  • Patent Document 1 provides a forged component for reduced pressure high temperature carburizing treatment at 1050-1100 ° C. and a method for producing the same.
  • a forged product in which the size and the number of precipitated carbonitrides fall within the specified range, and a method of manufacturing the same. It is necessary to deposit a large amount of carbonitrides of a suitable size before carburizing in order to suppress coarsening of austenite grains by reduced pressure and high temperature carburizing treatment at 1050-1100 ° C. Before forging, it is heated to a high temperature of 1300 ° C.
  • Patent Document 2 provides "Steel material for hot forging and its manufacturing method, and hot forging blank using the steel member", and "matrix in microstructure in cross section perpendicular to rolling direction"
  • the area ratio is composed of bainite, ferrite and pearlite, and in an area of 1 ⁇ m 2, among AlN having a circle equivalent diameter of 10 nm or more, one having a circle equivalent diameter of 10-100 nm is 85% or more It is a steel material for hot forging.
  • the present invention relates to a "forged heat-treated product" before carburizing treatment using a steel for hot forging.
  • the metallographic structure of the matrix specified in Patent Document 2 repeats austenitizing twice to form ferrite + pearlite structure by normalizing treatment after eliminating the structure. It is a thing. Further, the precipitates of the matrix are solid-solved at the time of forging heating, and are formed again at the cooling process and normalizing treatment after forging after eliminating the precipitates, and the technique of Patent Document 2 is the present invention Is different from the “forged heat-treated product” of In addition, there is no stipulation as to the number of precipitates deposited, and there are no stipulations on the form of precipitation when the precipitates are deposited singly or in the form of two or more composites, etc. You can say that. In addition, the present invention does not define the method for producing the steel material.
  • Patent Document 3 makes the number of precipitates of AlN having a diameter of 0.1 ⁇ m or less in the matrix of the structure after hot rolling 5 pieces / ⁇ m 2 or more, ... Cold workability And a method of manufacturing the steel material for forming a halo which is excellent in the coarse grain preventing property at the time of carburizing.
  • the present invention relates to a "forged heat-treated product" before carburizing treatment using a steel material for hot forging, and does not specify the content of the matrix of the steel material, but specifies the manufacturing method of the steel material not.
  • Patent Documents 4 and 5 define a sintered steel material and a method of manufacturing the same as those of Patent Documents 2 and 3 and is different from the present invention.
  • the precipitation amount of Nb (CN) after hot rolling is 0.005% or more, the precipitation amount of AlN is 0.005% or less, and the diameter is 0.1 ⁇ m or less in the matrix of the steel 20 pieces of Nb (CN) / 100 ⁇ m 2 or more, structure fraction of bainite of 30% or less, ferrite grain size number of 8-11 is characterized by excellent anti-coarsening characteristics at the time of carburizing "Hardened steel", or "having 20 or more ⁇ m 2 or more of Nb (CN) with a diameter of 0.1 ⁇ m or less in the matrix of steel after hot forging” is excellent in anti-coarsening characteristics at the time of carburizing
  • the present invention defines “a shaped material for carburized parts” and defines Nb (CN) precipitates, which are different from the present invention.
  • the present invention variously investigates the simplification of the process, (1) forms by a method combining hot forging and cold working, or the carburizing temperature is 980 ° C. Even when reducing heat treatment time by reducing pressure and high temperature carburization up to (2), the step of heating the forging base material to a high temperature of 1300 ° C.
  • the forged heat-treated product of the present invention is used as a raw material, and is subjected to hot forging and heat treatment in the following steps (1) to (3).
  • Manufactured (1) A step of heating the material at 1100 to 1280 ° C. and forging at a temperature of 950 to 1200 ° C. The material used here does not have to be heat-treated to a high temperature of 1300 ° C. or more before hot forging.
  • the temperature is raised at a temperature rising rate in the range of 0.10 to 0.40 ° C./s, and the temperature reaches a predetermined normalizing temperature.
  • the time from 860 ° C in the warm process to cooling to 860 ° C in the cooling process after reaching the normal temperature is made less than 1800 s, and then it is cooled to 550 ° C at a cooling rate of 0.10 to 0.60 ° C / s.
  • a step of releasing the furnace from the normalizing furnace (note that the furnace can be removed from the normalizing furnace after being cooled to around normal temperature).
  • the furnace may be put out at that point.
  • forged parts can disperse fine precipitates such as AlN (Aluminum Nitride (hereinafter referred to as "AlN”) precipitates, so that austenite grains become abnormal during carburization. Grain growth is suppressed, and as a result, the carburizing and quenching strain of the carburized part is improved.
  • AlN AlN
  • a step of cold forging may be added under conventionally known manufacturing conditions.
  • Hala-yaki steel means “Haga-yaki steel” specified in JIS G 0203. However, depending on the size of the part, it may deviate from the standard of the hardenability improving element, which is also included as a target. Also, the term “heating rate” or “cooling rate” refers to the average heating rate or cooling rate between 800 and 500 ° C.
  • the forged heat-treated article of the present invention produced as described above has 20 or more and 10000 or less of AlN precipitates with a particle diameter of 1 to 100 nm per 1 ⁇ m 2 , and 1 ⁇ m 2 Ferrite + pearlite structure steel finely dispersed and precipitated with a correlation of f x x where f is the number of particles per unit and the average particle diameter is x nm, and C: 0.10 to 0.35% by weight, Si: 0.01 to 0.80 wt%, Mn: 0.30 to 1.80 wt%, P: 0.020 wt% or less, S: 0.020 wt% or less, Cu: 0.15 wt% or less, Ni : 2.50 wt% or less, Cr: 0.30 to 2.50 wt%, Mo: 1.00 wt% or less, Sol.
  • the number of AlN precipitates having a particle diameter of 5 to 40 nm precipitated as a single substance be 20 or more and 300 or less per 1 ⁇ m 2 .
  • the forged heat-treated product of the present invention is a carburized part used as a drive system component of a car or construction machine, among which a machine part used as a CVT pulley, a transmission gear, a differential gear, etc. 1) Environmental consideration (energy saving, CO 2 reduction), (2) reduction of carburizing and quenching strain, (3) suppression of abnormal grain growth of austenite grains during carburizing, (4) shortening of construction period, forged heat treatment product contributing to cost reduction Can be provided as
  • the forged heat-treated product of the wrought iron of the present invention utilizes minor elements such as Al and N contained in the steel, and optimizes the heating temperature and forging temperature of hot forging, and further the heat treatment conditions subsequent thereto.
  • the particle size is 1 to 100 nm, and the number of particles per unit area (1 ⁇ m 2 ) is 20 or more and 10000 or less, and the number per unit area is f and the average particle diameter is x nm, f ⁇ x
  • test specimens of 10 mm square are collected from the surface layer of the forged heat-treated product, embedded and polished, corroded with 1.5% nital solution for about 30 seconds, and gold-deposited.
  • -SEM Field Emission-Scanning Electron Microscope
  • FE-SEM Field Emission-Scanning Electron Microscope
  • the particle diameter is obtained by taking the electronic information of the image observed by FE-SEM into a digital microscope (manufactured by Keyence Corporation), measuring the area of each precipitated particle by the attached analysis software, and measuring the diameter of the equivalent circle. Converted to particle size.
  • AlN precipitates with a size of more than 100 nm are also present, their number is small, and their pinning effect is small compared to precipitates with a size of 1 to 100 nm, so precipitates with a size of more than 100 nm Was excluded from the subject.
  • a region including precipitates having a size of more than 100 nm and precipitates having a size of 100 nm or less from the FE-SEM observation sample is measured using an FIB (Focused Ion Beam).
  • the precipitates were collected and identified one by one by electron beam diffraction to confirm that the precipitates were AlN precipitates.
  • the particle size is 1 to 100 nm.
  • high temperature and long time treatment is performed in the austenite region at 930 ° C. for 6 hours.
  • coarsening should not occur because it affects the fatigue strength and wear resistance of the car part after carburizing and quenching.
  • Non-Patent Document 1 To suppress grain growth, fine precipitates such as AlN are used, but as described in Non-Patent Document 1, a large number of such fine precipitates are precipitated in steel and grain boundaries at the time of carburizing treatment It is known as an effective method to pin the movement (grain growth) of In this study, it is difficult to control the morphology of precipitates smaller than 1 nm, and in addition, when the size is 100 nm or more, the number of precipitates is small and the number of precipitates is large compared to precipitates of 1 to 100 nm in size. Since the effect on the effect is small, the range is set to 1 to 100 nm. The number of (1 ⁇ m 2 ) per unit area was 20 or more and 10000 or less.
  • the number of (1 ⁇ m 2 ) per unit area is set to 20 or more and 10000 or less from the practical point of view.
  • the number f per unit area (1 ⁇ m 2 ) of the fine precipitates and the average particle diameter x are controlled by the correlation of fxx.
  • f is the number of fine precipitates such as AlN per unit area (1 ⁇ m 2 )
  • x is the average particle diameter of the fine precipitates
  • the particle diameter range is defined as 1 to 100 nm.
  • the particle size is also 1 to 100 nm.
  • the number per unit area of the fine precipitates and the average particle diameter can not be controlled independently, but can be controlled within a fixed addition amount.
  • the magnitude of the pinning effect depends on the contact area with the inhibiting precipitate during grain boundary growth. That is, the pinning effect per precipitate increases as the particle size of the precipitate increases, and the effect decreases as the particle size decreases, so the pinning force per precipitate increases as the size of the precipitate approaches 100 nm.
  • Precipitation of AlN is generally performed by a normalizing process after forging. Although the temperature rise rate, treatment time, cooling rate and the like of the normalizing treatment will be separately described, here, the precipitation state of AlN will be described.
  • Non-Patent Document 1 As described in Non-Patent Document 1, as described above, the larger the number of finely divided AlN precipitates, the larger the overall pinning force, which is effective in suppressing the growth of austenite grains during carburizing treatment.
  • the form of precipitation may be a single precipitation or a complex precipitation in which a plurality of precipitates aggregate and precipitate, and it is necessary to define from the viewpoint of the pinning effect.
  • the size and the number of precipitates were described above, it was found in the present examination that in the case of two or more composite precipitates, the pinning effect is small even in the same size as single precipitates in composite precipitates. Photograph 3 in FIG.
  • raw Steel In general, carburized parts used in automobiles and construction machines are manufactured by carburizing and quenching using a hardened ferritic steel specified in JIS G 0203. Specifically, the low heat steel is defined as low carbon steel and low carbon alloy steel, and is mainly defined as the name of steel which is surface hardened by carburizing and used for carburized parts. ing.
  • C 0.10 to 0.35% by weight
  • Si 0.01 to 0.80% by weight
  • Mn 0.30 to 1.80% by weight
  • P 0.020% by weight or less
  • S 0.020% by weight or less
  • Cu 0.15% by weight or less
  • Ni 2.50% by weight or less
  • Cr 0.30 to 2.50% by weight
  • Mo 1.00 wt% or less
  • Al 0.020 to 0.060 wt%
  • Nb 0.060 wt% or less
  • Ti 0.050 wt% or less
  • N 0.010 to 0.025 wt%
  • O 0.0020 wt% or less (The balance consists of Fe and other unavoidable impurities).
  • C 0.10 to 0.35% by weight
  • Si is an element effective to improve the hardness after carburizing and quenching and to improve the strength of a carburized part. This effect is poor when the content is less than 0.10% by weight, while when it exceeds 0.35% by weight, the toughness is reduced and the impact strength is reduced.
  • Si 0.01 to 0.80% by weight
  • Si is an element effective in improving the hardenability of steel and improving the static strength.
  • Mn 0.30 to 1.80% by weight
  • Mn has a deoxidizing action and a desulfurizing action of molten steel, and is essential for improving the toughness of steel materials, but if its content is less than 0.30% by weight, the desired effect can not be obtained, If the content exceeds 80% by weight, the machinability is reduced, so the content is made 0.30 to 1.80% by weight.
  • P 0.020% by weight or less] P is an impurity element and causes a reduction in strength.
  • Ni is an element effective to improve the hardenability of steel and the toughness after hardening and tempering, but it is not necessarily an element which must be added.
  • Cr 0.30 to 2.50% by weight
  • Cr is an element effective for improving the hardenability of the steel and the toughness after hardening and tempering, and 0.30 or more is contained. However, if it is added in excess of 2.50% by weight, the toughness and processability are reduced, so the content is made 0.30 to 2.50% by weight.
  • Mo 1.00 wt% or less
  • Mo is an element effective for improving the hardenability of the steel and the toughness after hardening and tempering, but it is not necessarily an element which must be added.
  • Nb carbides and Nb carbonitrides may be added because it combines with carbon C and nitrogen N in the steel to form Nb carbides and Nb carbonitrides, and prevents coarsening of austenite crystal grains during carburization.
  • it is necessary to temporarily dissolve Nb carbides and carbonitrides at the forging heating temperature, and it is necessary to finely precipitate Nb at the time of later standardizing. This is because the solid solution temperature of Nb carbides and carbonitrides is higher than that of AlN, and in the process of manufacturing steel products, Nb carbides and carbonitrides crystallized when solidified in continuous casting equipment are forged during heating It means that it is difficult to form a solid solution.
  • Nb is an element having the effect of suppressing the coarsening of austenite crystal grains, but also having an adverse effect when it is added.
  • addition of 0.060% by weight or less has an effect of preventing coarsening of austenite crystal grains during carburization without heating above 1300 ° C. before forging heating. .
  • the addition amount thereof is preferably smaller than 0.06% by weight, and the addition amount thereof is set to 0.06% by weight or less.
  • Ti 0.050% by weight or less
  • Ti like Nb, combines with carbon C and nitrogen N in the steel to form Ti carbide and Ti carbonitride or NbTi carbide and NbTi carbonitride, and prevents coarsening of austenite grains during carburization.
  • Nb element it is not necessary to add. Even if Ti is added in excess of 0.050% by weight, its effect is saturated and conversely, it causes only cost increase, and the addition amount is made 0.050% by weight or less.
  • N is Sol. It reacts with Al to form AlN, which has the effect of preventing coarsening of austenite grains during carburization. If the amount is less than 0.010% by weight, the effect of addition is small. On the other hand, if the amount is more than 0.025% by weight, the austenite grain coarsening preventing effect is saturated. In addition, Nb and Ti both form nitrides and the like, and similarly have the effect of suppressing the austenite grain coarsening. 0.010 to 0.025% by weight is required to exert the effect. From these, the addition amount of N was specified as 0.010 to 0.025% by weight.
  • O is present as a hard oxide such as Al 2 O 3 in steel, and reduces rolling fatigue strength of sliding surfaces such as carburized gears and carburized and quenched pulleys to reduce strength as an automobile part become. Therefore, O is removed as an oxide such as Al 2 O 3 or the like in the manufacturing process of the steel refining process and the casting process, and the content thereof is made 0.0020% by weight or less.
  • Hot forging heat treatment Manufacturing processes for pulleys for CVT, mission gears, differential gears, etc., manufactured using hot-rolled steel, are (1) hot forging, (2) normalizing treatment, (3) machining, ( 4) Carburizing treatment, (5) Shot peening and finish processing, etc. It is comprised by several processes.
  • this invention makes the object parts the pulley for CVT, a transmission gear, a differential gear etc.,
  • the hot forging comprised by the process of (1) and (2) among the processes of said (1)-(5) Targets heat-treated products.
  • the outline is briefly shown in FIG.
  • the constraint conditions of the manufacturing conditions defined for each process will be described.
  • Hot forging for hot forging, for example, the forging steel is heated from room temperature to a predetermined temperature by high frequency heating and forged, but it is carried out with a temperature rising time of 10 to 120 seconds. Is common. Only a guide is described here, as it varies with the capabilities of the device and the size of the material.
  • heating in the temperature range over 1150 degreeC it is preferable to heat in the temperature range over 1150 degreeC.
  • heating above 1280 ° C. can increase the solid solution amount of these fine precipitates having the pinning effect, and can increase the reprecipitation amount of the precipitate having the pinning effect, but In the case of heating in a temperature range exceeding ° C., the lifespan of the coil of the high frequency heating device is severely deteriorated, and the heating temperature is defined as 1100 to 1280 ° C.
  • C Forging temperature (950 to 1200 ° C) Hot forging is often performed for the purpose of forming a metal by hot and adjusting the size of the metal structure (graining).
  • the metal structure In order to size the metal structure, it is generally carried out utilizing recrystallization by hot forging, and it is preferable to carry out at 950 ° C. or higher.
  • hot forging is performed at a temperature of less than 950 ° C., depending on the additive element, (i) recrystallization may be largely suppressed, and grain size formation may not be possible.
  • Forging in a low temperature ⁇ region such as less than 950 ° C. causes precipitates such as AlN, Nb (CN), NbTi (CN), etc. to be process-induced-precipitated as relatively large precipitates. The amount of precipitation of fine nitrides and carbonitrides effective for the stopping effect will be reduced.
  • Cooling rate after hot forging The structure after hot forging of calcined steel is generally a mixed structure of ferrite + pearlite + partial bainite. Automobile parts such as CVT pulleys, transmission gears, differential gears, etc. manufactured using a hot forging process are formed by machining after hot forging, subjected to surface hardening treatment such as carburizing and quenching, and finished.
  • Non-Patent Document 2 when there is a difference in the metal structure before carburizing treatment, the austenite initial grain is greatly affected, and when the initial grain size becomes small, the driving force for grain growth of austenite crystal grains becomes large. In order to suppress abnormal grain growth, it is important to reduce the grain growth driving force by enlarging the ferrite + pearlite structure before carburizing treatment and enlarging the austenite initial grain during carburizing treatment.
  • normalizing heat treatment needs to be a ferrite + pearlite structure on machining, and it is general to perform normalizing heat treatment after hot forging .
  • the normalizing temperature is determined in a practical range between the side using parts (e.g. car maker) and the side supplying parts material (e.g. forging maker). It is decided each time in the range. In the case of a case-hardened steel, 910 ° C. or 920 ° C. is often used. In this patent, the range of 900 to 950 ° C. is assumed to be the normalizing temperature, but the definition of the normalizing temperature is not particularly defined.
  • Non-Patent Document 1 treatment for a long time in this temperature range promotes aggregation and coarsening of AlN precipitates, and as shown in Non-Patent Document 1, reduces the pinning effect of grain growth of austenite crystal grains. . That is, from the viewpoint of grain growth suppression of austenite crystal grains during carburizing treatment, it is preferable to shorten this treatment time as much as possible.
  • oxides scales
  • this oxide may be formed thick and remains after machining, and it is assumed that the roughness of the sliding surface in the final part is roughened to promote strength reduction and wear promotion.
  • Cooling rate during normalizing process The cooling rate from the normalizing temperature to 550 ° C. was set to 0.10 to 0.60 ° C./s. This means the cooling rate to obtain a ferrite + pearlite structure. More specifically, the slower the cooling rate, the more phase transformation from a high temperature results in a coarser ferrite + pearlite structure.
  • the ferrite + pearlite structure with a coarser metal structure before carburizing decreases the driving force for the growth of initial austenite crystal grains during carburizing treatment, and raises the coarsening start temperature of austenite grains.
  • the heat-treated stainless steel to be treated here be slower than 0.60 ° C./s to obtain a ferrite + pearlite structure.
  • the cooling rate was 0.10 to 0.60 ° C./s.
  • Table 1 shows chemical components of test materials (steel materials) used in Examples and Comparative Examples.
  • Steels A to C and E are steels included in the component range of this patent, but D steel has a large deviation from the component range of Al and N from the component range of this patent, and from F steel to H steel is Nb or It is a steel material in which the addition amount of Ti largely deviates from the range of this patent.
  • the material steel is melted using a vacuum melting furnace, cast into a mold and then die-cut and forged to a round bar of 80 mm in diameter by hot forging. Carried out in In this heating furnace heated at 1250 ° C., the die-cut ingot is charged and heated for about 1 hour, and after confirming that the ingot has reached 1250 ° C., the round steel is turned into a round steel with a hammer type forging machine Finished. Then, it peeled to the round bar 70 mm in diameter by peeling process, and it used for the trial manufacture in order to demonstrate the effect of this invention.
  • Table 2 shows a specific forging heat treatment trial example.
  • the material steel used for trial manufacture has not been heat-treated at 1300 ° C. or higher before forging as prescribed in Patent Document 1, and moreover, when forging from ingot to 80 mm bar steel, it is 1 hour at 1250 ° C. It was prepared by heating to a certain extent.
  • the developed steel of the present invention suppresses the Nb content of the material steel to 0.06% by weight or less, and fines such as AlN even if it is not pretreated at high temperatures exceeding 1300 ° C.
  • the metal structure of the prototype was an internal structure around 3 mm from the surface of the part, and the hardness was a surface hardness (HB).
  • HB surface hardness
  • Table 2 it converted into HRB hardness and described.
  • the metallographic structure and hardness are used to judge machinability, and if bainite is mixed with the metallographic structure and the hardness becomes HRB 87 or more, the chips connect and become an operation obstacle of the automatic processing line, so ferrite + pearlite structure and HRB ⁇ 87 As the judgment standard.
  • the carburizing treatment time was 2 hours, but the treatment time was 6 hours in combination with the diffusion time.
  • the carburized and quenched particle size measured by corrosion with picral is described, but when coarse particles of 50 ⁇ m or more are observed, it is indicated by x, and it was judged as coarse particles and it was regarded as NG.
  • Examples and comparative examples are specifically shown in Table 2 and will be described below.
  • Examples 1 to 3 and 9 to 11 of Table 2 show examples of the present invention
  • Examples 4 to 8 and 12 to 16 of Table 2 show comparative examples.
  • prototype example No. Nos. 1 to 3 are examples of the present patent satisfying the components of the steel material of the present patent and satisfying the forging conditions and heat treatment conditions.
  • the metallographic structure obtained was a ferrite + pearlite structure, and the machinability also remained in the range of 80 to 85 in HRB hardness, which was at a level at which there was no problem.
  • the shot blasting was also 50 to 60%, and could be simplified to about half the processing time as compared with the normal shot blasting.
  • Prototype No. 4 is a component system in which the content of Al and N deviates from the component of the present invention to a high degree, and coarse particles could not be suppressed even when carried out under the production conditions of the present patent, so it was regarded as NG. It is considered that this is because solid solution of AlN could not be sufficiently achieved even by heating at 1250 ° C.
  • Prototype No. It is considered that No.
  • the shot blasting time is 300%, and it has been found that descaling takes time due to an increase in the amount of scale formation, which is regarded as NG.
  • Prototype No. 7 is rough even if the forging heating temperature is as low as 1000 ° C. and the forging temperature is as low as 940 ° C. despite the component system to which Nb and Ti of the fine graining elements are added in combination. The result was that the granulation could not be prevented, and it was judged as NG.
  • Prototype No. In No. 8 the temperature raising rate at the time of normalizing was as fast as 1.00 ° C./s, and the cooling rate at the time of normalizing as fast as 0.85 ° C./s.
  • the component of the steel material is a component system in which Al and N are deviated to a high degree, sufficient dissolution of AlN can not be achieved even by forging heating at 1200 ° C. .
  • the carburized and quenched ⁇ grains are coarsened. That is, according to the present invention, if forging and normalizing treatment is carried out according to the specific components and manufacturing conditions, it is possible to achieve appropriate fine dispersion of AlN, and coarsening of carburized and quenched ⁇ grains can be eliminated, resulting in reduction of carburizing strain.
  • FIG. 2 shows the correlation between the number (f) of AlN precipitates per unit area (1 ⁇ m 2 ) and the average particle diameter (x nm).
  • the average particle size was used as the representative particle size of each sample. Further, one example of FE-SEM observation of prototype example 3 (example) of Table 2 is shown in photograph 1 shown in FIG.
  • Photo 4 shows the case of a long treatment time of 3000 s, and two composite precipitates were observed.
  • the heat-treated steel should basically be a component system that takes into consideration the coarsening during carburizing, and the steel made of a component system is a heat-resistant steel of the present invention. It is needless to say that it is possible to manufacture forged heat-treated products.
  • the present invention is not limited to the composition indicated in the above-mentioned example, In the range which does not deviate from the meaning The configuration can be changed as appropriate.
  • the forged heat-treated product of the present invention is excellent in machinability as long as (1) hot forging and heat treatment are optimized and (2) the form of precipitation of fine precipitates in the forged heat-treated product is controlled.
  • austenite grain coarsening can be suppressed and, at the same time, carburizing and quenching strain can be reduced, so that carburized parts used for drive system parts of automobiles and construction machines, among others, pulleys for CVT, transmission gears, differential gears It can be used suitably for the use which manufactures the machine part used as etc.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

機械加工性が良く、実用温度域での浸炭処理でオーステナイト粒粗大化を生じないはだ焼鋼の鍛造熱処理品を提供するため、粒子径が１～１００ｎｍのＡｌＮ析出物が、１μｍ２当たり、２０個以上１００００個以下を有し、かつ、１μｍ２当たりの個数をｆ個、平均粒子径をｘｎｍとした場合にｆ≧ｘの相関で微細分散析出したフェライト＋パーライト組織鋼からなり、かつ、Ｃ：０．１０～０．３５重量％、Ｓｉ：０．０１～０．８０重量％、Ｍｎ：０．３０～１．８０重量％、Ｐ：０．０２０重量％以下、Ｓ：０．０２０重量％以下、Ｃｕ：０．１５重量％以下、Ｎｉ：２．５０重量％以下、Ｃｒ：０．３０～２．５０重量％、Ｍｏ：１．００重量％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０～０．０６０重量％、Ｎｂ：０．０６０重量％以下、Ｔｉ：０．０５０重量％以下、Ｎ：０．０１０～０．０２５重量％及びＯ：０．００２０重量％以下を含有するようにする。

Description

はだ焼鋼の鍛造熱処理品
　本発明は、はだ焼鋼を素材として使用した鍛造熱処理品に関するものである。
　従来、自動車の変速機や差動装置に使用される歯車やプーリーなどの浸炭部品は、はだ焼鋼を用いて熱間鍛造（冷間鍛造が付加される場合もある。以下同じ。）を行い、引き続き行われる機械加工を容易にさせるために焼準処理を行った後、機械加工を施して最終部品の形状に加工し、浸炭焼入れを行って表面硬化し、更に仕上げ加工をして最終部品を得るようにしていた。
　ところで、近年、環境対応の観点から、これらの部品に対する小型軽量化、それを実現するための部品形状の複雑化が進んでいる。
　すなわち、（１）これらの部品を小型化するためには、高強度化が必要であり、当該鍛造品の硬さが高くなって機械加工時の工具寿命が短くなる、（２）複雑な形状の部品を浸炭焼入れするため、浸炭焼入れ歪も大きくなっており部品としての不良率も増加してきている。
　このため、（１）熱間鍛造後に焼準処理を設けて鍛造部品を軟化させて工具寿命の改善を図るようにする試みや、（２）浸炭焼入れ歪による不良率の増加を防ぐため、熱間鍛造後に焼準処理などが行われてきた。
　全世界的な自動車の普及に伴い、極めて多量な部品の製造を余儀なくされ、（１）成形面では、熱間鍛造と冷間加工を組み合わせた工法、（２）浸炭処理では、従来のガス浸炭に加え高温ガス浸炭や減圧高温浸炭を行う工法や、浸炭と窒化を組み合わせた工法（浸炭窒化）などが採用されている。前者は機械加工の簡略化、後者は浸炭時間の短縮化や浸炭部品の高機能化を狙ったものであるが、浸炭処理温度によっては、オーステナイト粒の粗大化による部品の強度低下や浸炭焼入れ歪の増加などを招く場合があり、これらの工程の適正化やそれによるコストダウンなどが望まれていた。
　そして、この要請に応えるために、未満の文献に示すような各種技術が開発されてきた。
特開２０１５－１６０９６７号公報 国際公開第２０１５／０９８５２８号 特開２００４－２０４２６３号公報 特開２００５－１３３１５３号公報 特開２００８－１８９９８９号公報 国際公開第９９／０５３３３号
西沢泰二、「鉄と鋼」、第７０年（１９８４）第１５号、ｐ.１９４～２０２ 藤松威史、外３名、「鉄と鋼」、Ｖｏｌ．９３（２００７）Ｎｏ．１０、ｐ．３５～４０ 木下修司、外２名、「鉄と鋼」、第５９年（１９７３）第３号、ｐ．８８～９５ 柘植敏行、外３名、「鉄と鋼」、’８６－Ｓ５０９、ｐ．１０３ 酒井宏明、外４名、「神戸製鋼技報」、Ｖｏｌ．６１（Ａｐｒ．２０１１）Ｎｏ．１、ｐ．１１－１５
　ところで、特許文献１の技術は、１０５０－１１００℃の減圧高温浸炭処理用鍛造部品及びその製造方法を提供するものであり、当該浸炭処理でオーステナイト結晶粒の粗大化を起こさせないようにするため、炭窒化物の大きさと析出数を規定の範囲に入った鍛造品とその製造方法を規定するものである。１０５０－１１００℃の減圧高温浸炭処理でオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するため適切な大きさで多量の炭窒化物を浸炭処理前に析出させる必要があり、「鍛造用母材を、熱間鍛造の前に１３００℃以上の高温に加熱する。この高温加熱によって、鋼中に存在していた炭窒化物、つまり、ＡｌＮ及びＮｂ炭窒化物等を母相中に固溶させる作用効果が得られる。」としている。このような高温の熱処理を鍛造用母材に施すことは製造コストや製造サイクルタイムを無用に付加するため、実用上の大きな妨げとなっており、「鍛造用母材を、熱間鍛造の前に１３００℃以上の高温に加熱する。」ことが、大きな課題となっていた。また、１０５０－１１００℃の減圧高温浸炭処理でのオーステナイト結晶粒の粗大化を防止するため、「Ｎｂ添加量が少ない場合、ピン止め効果に寄与するＮｂ炭窒化物の量が不足して異常粒成長を抑制する作用が十分に得られなくなるので、Ｎｂ含有量の下限を０．０８％とする。」とＮｂを多量に添加させることにしている。Ｎｂの多量添加は添加コストの増大だけではなく、非特許文献５に記載されているように、連続鋳造鋳片の表面欠陥の増加をもたらし、鋼片手入れの頻度を増加させて製造コスト上昇を招く。当該非特許文献には、連続鋳造の３次冷却時間の延長で鋳造鋳片の組織制御をすることがその対策として記載されている。しかし、表面欠陥指数が半減することは記載されているが、そのための特別な設備を付与し、また製造のサイクルタイムを増加させる一方、完全に撲滅できている訳ではない。そのため、「Ｎｂ添加なし、或いは、添加量を極力少なくした鍛造用鋼材で、オーステナイト粒の粗粒化を抑制すること」が、大きな課題となっていた。このため、本発明は、「鍛造用母材を熱間鍛造の前に１３００℃以上の高温に加熱すること。」のない、かつ「Ｎｂ無添加、或いは、添加量を極力少なくした鍛造用母材」で製造する「鍛造熱処理品を提供する製造方法」を提案するものである。
　特許文献２の技術は、「熱間鍛造用鋼材及びその製造方法ならびにその鋼材を用いた熱間鍛造素形材」を提供するものであり、「圧延方向と垂直な断面におけるミクロ組織において、マトリックスが、面積率でベイナイトと、フェライト及びパーライトとで構成され、更に、面積１μｍ２中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮの内で、円相当直径が１０－１００ｎｍのものが８５％以上である熱間鍛造用鋼材」である。一方、本発明は、熱間鍛造用鋼材を用いた浸炭処理前の「鍛造熱処理品」に関わるものである。すなわち、本発明では鍛造と熱処理を施すことにより、特許文献２に規定するマトリックスの金属組織はオーステナイト化を２度繰り返して、その組織を消滅させた後の焼準処理でフェライト＋パーライト組織にするものである。またマトリックスの析出物は鍛造加熱時に固溶させて、その析出物を消滅させた後の鍛造後の冷却過程及び焼準処理時に再度形成させたものであり、特許文献２の技術は、本発明の「鍛造熱処理品」とは異なるものである。また、析出物の析出個数についても規定がなく、また析出物が単体で析出する場合、或いは２個或いは２個以上の複合で析出する場合などの析出形態などについての規定もなく、まったく異なる技術であるといえる。また、本発明は当該鋼材の製造方法を規定したものでもない。
　特許文献３の技術は、特許文献２と同様に「熱間圧延後の組織のマトリックス中に直径０．１μｍ以下のＡｌＮの析出物を５個／μｍ２以上とし、・・・冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れたはだ焼用鋼材とその製造方法」を提供するものである。一方、本発明は、熱間鍛造用鋼材を用いた浸炭処理前の「鍛造熱処理品」に関わるものであり、鋼材のマトリックスの内容を規定したものではなく、当該鋼材の製造方法を規定したものでもない。
　特許文献４及び５の技術は、特許文献２や３と同様にはだ焼鋼材やその製造方法を規定するものであり、本発明とは異なるものである。
　特許文献６の技術は、「熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量が０．００５％以上、ＡｌＮの析出量を０．００５％以下、鋼の母相中に直径０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）を２０個／１００μｍ２以上、ベイナイトの組織分率を３０％以下、フェライト結晶粒度番号を８－１１番とすることを特徴とする浸炭時の粗大化防止特性に優れたはだ焼鋼」、又は更に、「熱間鍛造後の鋼のマトリックス中に直径０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）を２０個／μｍ２以上有することを特徴とする浸炭時の粗大化防止特性に優れた浸炭部品用素形材」を規定したものであり、Ｎｂ（ＣＮ）析出物を規定するものであり、本発明とは異なるものである。
　なお、非特許文献の技術については、本発明の規定に関わる内容を記載するために引用した文献であり、以下の説明文の中で説明する。
　本発明は、上記従来の鍛造部品の製造に関する問題点に鑑み、工程の簡略化を種々検討し、（１）熱間鍛造と冷間加工を組み合わせた工法で成形したり、浸炭温度が９８０℃までの減圧高温浸炭で熱処理時間の短縮を図る場合でも、（２）鍛造前に鍛造用母材を１３００℃以上に高温加熱する工程を省略でき、（３）鍛造用鋼材にＮｂを０．０８％以上添加しなくても、（４）鍛造用鋼材の成分と鍛造加熱温度及び焼準条件の最適化を図って、ＡｌＮ析出物の析出形態の最適化を図れば、（５）実用温度域での浸炭処理でオーステナイト結晶粒の粗大化を生じない、或いは浸炭焼入れ歪の小さなはだ焼鋼の鍛造熱処理品を提供できることを見出したものである。
　上記目的を達成するため、本発明のはだ焼鋼の鍛造熱処理品は、はだ焼鋼を素材として使用し、下記（１）～（３）の工程で熱間鍛造及び熱処理を行うことで製造される。
（１）素材を１１００～１２８０℃で加熱し、９５０～１２００℃の温度で鍛造する工程。ここで用いる素材は、熱間鍛造前に１３００℃以上の高温に加熱処理する必要はない。
（２）鍛造後の冷却は自然空冷、或いは制御冷却したとしても、０．１～２℃／ｓの範囲で冷却する工程。
（３）引き続き焼準処理を実施する工程では、焼準の昇温過程では０．１０～０．４０℃／ｓの範囲の昇温速度で昇温し、所定の焼準温度に到達する昇温過程での８６０℃から焼準温度到達後冷却過程での８６０℃に冷却されるまでの時間を１８００ｓ以下とし、引き続き０．１０～０．６０℃／ｓの冷却速度で５５０℃まで冷却されて、焼準炉から炉出しされる工程（なお、焼準炉からの炉出しを、常温付近まで冷却した後に行うこともできる。）。ここで、５５０℃より高い温度でフェライトパーライト変態が完了したことを判断できる場合は、その時点で炉出ししてもよい。
（４）これらの工程を経ることにより、鍛造部品はＡｌＮ（Aluminum Nitride（窒化アルミニウム）。以下、「ＡｌＮ」という。）析出物などの微細析出物の分散が図れて、浸炭時にオーステナイト粒の異常粒成長が抑制され、結果的には浸炭部品の浸炭焼入れ歪が改善されることになる。
（５）なお、用途によっては、従来公知の製造条件で、冷間鍛造する工程を付加することもできる。
　ここで、「はだ焼鋼」とは、JIS G 0203に規定される「はだ焼鋼」を意味する。ただし、部品の大きさによっては、焼入れ性向上元素の規格を逸脱する場合があり、それらも対象として含む。また、「昇温速度」或いは「冷却速度」とは８００～５００℃間の平均昇温速度或いは平均冷却速度を指す。
　このようにして製造された本発明のはだ焼鋼の鍛造熱処理品は、粒子径が１～１００ｎｍのＡｌＮ析出物が、１μｍ２当たり、２０個以上１００００個以下を有し、かつ、１μｍ２当たりの個数をｆ個、平均粒子径をｘｎｍとした場合にｆ≧ｘの相関で微細分散析出したフェライト＋パーライト組織鋼であり、かつ、Ｃ：０．１０～０．３５重量％、Ｓｉ：０．０１～０．８０重量％、Ｍｎ：０．３０～１．８０重量％、Ｐ：０．０２０重量％以下、Ｓ：０．０２０重量％以下、Ｃｕ：０．１５重量％以下、Ｎｉ：２．５０重量％以下、Ｃｒ：０．３０～２．５０重量％、Ｍｏ：１．００重量％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０～０．０６０重量％、Ｎｂ：０．０６０重量％以下、Ｔｉ：０．０５０重量％以下、Ｎ：０．０１０～０．０２５重量％及びＯ：０．００２０重量％以下を含有する（残部は、Ｆｅ及びその他不可避な不純物からなる。）ことを特徴とする。
　ここで、前記ＡｌＮ析出物の内、単体で析出している粒子径が５～４０ｎｍのＡｌＮ析出物が、１μｍ２当たり、２０個以上３００個以下であることが好ましい。
　本発明のはだ焼鋼の鍛造熱処理品は、自動車や建産機の駆動系部品に使用される浸炭部品、中でも、ＣＶＴ用プーリー、ミッションギア、デファレンシャルギアなどとして使用される機械部品を、（１）環境配慮（省エネルギ、ＣＯ２削減）、（２）浸炭焼入れ歪の軽減、（３）浸炭時のオーステナイト粒の異常粒成長抑制、（４）工期短縮、コストダウンに寄与する鍛造熱処理品として提供できるものである。
本発明の鍛造熱処理部品の製造工程の説明図である。 ＡｌＮ析出物の単位面積（１μｍ２）当たりの個数（ｆ個）と平均粒子径（ｘｎｍ）との相関を示すグラフである。 鍛造熱処理部品のＦＥ－ＳＥＭ観察の一例を示す組織写真である。
　以下、本発明のはだ焼鋼の鍛造熱処理品の実施の形態を、実施例に基づいて説明する。
　本発明のはだ焼鋼の鍛造熱処理品は、鋼に含有されているＡｌやＮなどの微量元素を活用し、熱間鍛造の加熱温度や鍛造温度、更にそれに引き続く熱処理条件を最適化してＡｌＮ析出物を粒子径で１～１００ｎｍ、単位面積当たり（１μｍ２）２０個以上１００００個以下を有し、かつ単位面積当たりの個数をｆ個、平均粒子径をｘｎｍとした場合にｆ≧ｘの相関で微細分散析出したフェライト＋パーライト組織鋼にすることにより、機械加工前の軟化や浸炭時の粗粒化抑制、浸炭焼入れ歪の低減などを、可能ならしめるものである。
　なお、ここで示すＡｌＮ析出物は、当該鍛造熱処理品の表層部から１０ｍｍ角の試験片を採取し、埋め込み研磨後、１．５％ナイタール液で約３０秒間腐食し、金蒸着した後、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出形走査型電子顕微鏡（Field Emission - Scanning Electron Microscope））（以下、「ＦＥ－ＳＥＭ」という。）にて観察した。測定は４万倍の倍率で４視野の観察を行い、合計３０μｍ２の被検面積からＡｌＮ析出物の大きさと個数を測定した。
　ＡｌＮ析出物は短冊状が主体であり、一部塊状のものもあったので、測定したＡｌＮ析出物の面積を、円面積に置き換え、その円の直径を粒子径とした。
　ＡｌＮ析出物としての同定はＥＤＸ分析（エネルギ分散型Ｘ線分析（Energy dispersive X-ray spectrometry））で行ったが、１００ｎｍ以下の大きさでは判別が困難であった。そのため未固溶と推定される５００ｎｍレベルの析出物を同定して、Ａｌのピークが存在するもののみをＡｌＮと判断し、その付近に存在する１００ｎｍ以下のものをＡｌＮ析出物と想定し、その粒子径と個数を計測した。ピン止め力を算出するためには、本来単位体積当たりの個数を測定する必要があるが、ＦＥ－ＳＥＭ観察のため単位面積当たりの個数を測定し、表記としては１μｍ２当たりの個数を用いることとした。
　ここで、粒子径は、ＦＥ－ＳＥＭで観察した画像の電子情報をデジタルマイクロスコープ（キーエンス社製）に取り込み、付属の解析ソフトにより、個々の析出粒子の面積を測定し、相当円の直径に換算して粒子径とした。
　なお、１００ｎｍを越える大きさのＡｌＮ析出物なども存在するが、その数は少なく、１～１００ｎｍの大きさの析出物と比しそのピン止め効果は小さいので、１００ｎｍを越える大きさの析出物は対象から除外した。
　また、計測した析出物についてはＦＥ－ＳＥＭ観察試料から１００ｎｍを越える大きさの析出物及び１００ｎｍ以下の大きさの析出物を含む領域をＦＩＢ（収束イオンビーム装置（Focused Ion Beam））を用いて採取し、電子線回析でそれぞれ代表の１個ずつ析出物の同定を行ってＡｌＮ析出物と確認している。
　発明を構成する鍛造熱処理品の析出物の析出形態を規定した理由を以下に示す。
　粒子径は１～１００ｎｍとした。浸炭焼入れ処理では、例えば、９３０℃で６時間とオーステナイト域で高温長時間処理される。浸炭焼入れ処理時のオーステナイト粒の粒成長においては、浸炭焼入れ後の自動車部品の疲労強度や耐摩耗性に影響を及ぼすため粗粒化を生じてはならないとされている。粒成長を抑制するため、ＡｌＮなどの微細析出物を活用するが、非特許文献１に記載されているように、このような微細析出物を鋼中に多数析出させ、浸炭処理時の粒界の移動（粒成長）をピン止めすることが効果的な手法として知られている。本検討の中で１ｎｍより小さく析出物の形態を制御することは難しく、加えて１００ｎｍ以上の大きさでは析出物の数が少なく析出数の多い１～１００ｎｍの大きさの析出物に比しそのピン止め効果への影響は小さいのでその範囲を１～１００ｎｍとした。
　単位面積当たり（１μｍ２）の個数は２０個以上１００００個以下とした。単位面積当たり２０個未満の場合、十分なピン止め効果がなく、１００００個を超えて析出させるためには鍛造加熱温度で一旦ＡｌＮを固溶させて再析出させる必要があるが、固溶させるためには鍛造加熱温度の制約もあり、ＡｌとＮの添加量には上限もあるので、析出量はその固溶量に依存し、その上限と下限はおのずと決まってくる。本特許では実用的な面から単位面積当たり（１μｍ２）の個数は２０個以上１００００個以下とした。
　微細析出物の単位面積（１μｍ２）当たりの個数ｆと平均粒子径ｘはｆ≧ｘの相関で制御することとした。ここで、ｆは単位面積当たり（１μｍ２）のＡｌＮなどの微細析出物の個数、ｘは微細析出物の平均粒子径であり、粒子径の範囲を１～１００ｎｍと規定しているので、平均粒子径も１～１００ｎｍとした。この微細析出物の単位面積当たりの個数と平均粒子径は独立で制御できるものではなく、一定の添加量の中で制御されるものである。一方、ピン止め効果の大きさは粒界成長に際し阻害析出物との接触面積に依存する。つまり、析出物１個当たりのピン止め効果は析出物の粒径が大きいほど大きくなり、小さくなるほどその効果は小さくなるので、析出物の大きさが１００ｎｍに近づくほど、１個当たりのピン止め力が大きくなるが、析出物の総数は少なくなる。すなわち、析出物の総体積量が同じ時、析出総数が多い方が析出物の総断面積は大きくなるので、全体のピン止め効果を考慮すると微細な析出物の個数を増やすとピン止め効果は大きくなる。そのため、平均粒子径（ｘ）と単位面積当たりの個数（ｆ）はｆ≧ｘの相関で制御することとした。
　ＡｌＮの析出は、鍛造後の焼準処理で行うのが一般的である。焼準処理の昇温速度や処理時間、冷却速度などは別途説明するが、ここではＡｌＮの析出状態について説明する。非特許文献１にも記され、前述のとおり、ＡｌＮ析出物は微細に数多く析出させるほど全体のピン止め力が大きくなり、浸炭処理時のオーステナイト粒の成長を抑制するのに効果的である。ただし、その析出形態は大きさに加え、単独析出や複数の析出物が集合して析出する複合析出する場合もあり、ピン止め効果の観点から規定する必要がある。析出する大きさと析出数については前述したが、２つ以上の複合析出する場合の複合析出物では単体析出と同じ大きさでもそのピン止め効果は小さくなることが本検討の中で判明した。図３の写真３に単体析出の例、写真４に２個の複合析出の例、写真５に３個の複合析出の例について、それぞれＦＥ－ＳＥＭで観察した観察例を示す。本発明においては、「単体で析出して、その析出粒子径が５～４０ｎｍの析出物が、１μｍ２当たり合計で２０～１００００個、好ましくは２０～３００個が析出している鍛造熱処理品」を、本発明の効果が最大限生かせる状態と規定した。単位面積当たりの析出数が多い程ピン止め効果が大きいが、ＡｌＮ析出物を固溶させ得る鍛造加熱に上限があり、また、ＡｌとＮの添加量も上限があるので、実用的な面から「好ましくは２０～３００個が析出している鍛造熱処理品」と規定した。
　本発明の効果を発揮させるための具体的な手法について、以下に説明する。
１．素材鋼
　一般に自動車や建産機に用いられる浸炭部品は、JIS G 0203に規定されるはだ焼鋼を用い浸炭焼入れして製造される。
　はだ焼鋼とは、具体的には、低炭素鋼及び低炭素合金鋼と規定されており、主として、浸炭焼入れによって表面硬化される鋼で、浸炭部品に使用される鋼の呼称として定義されている。
　ここで、素材として使用するはだ焼鋼には、Ｃ：０．１０～０．３５重量％、Ｓｉ：０．０１～０．８０重量％、Ｍｎ：０．３０～１．８０重量％、Ｐ：０．０２０重量％以下、Ｓ：０．０２０重量％以下、Ｃｕ：０．１５重量％以下、Ｎｉ：２．５０重量％以下、Ｃｒ：０．３０～２．５０重量％、Ｍｏ：１．００重量％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０～０．０６０重量％、Ｎｂ：０．０６０重量％以下、Ｔｉ：０．０５０重量％以下、Ｎ：０．０１０～０．０２５重量％及びＯ：０．００２０重量％以下を含有する（残部は、Ｆｅ及びその他不可避な不純物からなる。）はだ焼鋼を使用する。
　素材として使用するはだ焼鋼の成分範囲を規定した理由を以下に示す。
［Ｃ：０．１０～０．３５重量％］
　Ｃは、浸炭焼入れ後の硬さを向上させて、浸炭部品の強度の向上に有効な元素である。この効果は、含有量が０．１０重量％未満では乏しく、一方で、０．３５重量％を超えると、靭性の低下、衝撃強度の低下を生じる。
［Ｓｉ：０．０１～０．８０重量％］
　Ｓｉは、鋼の焼入れ性の向上、静的強度の向上に有効な元素である。この効果は、含有量が０．０１重量％未満では乏しく、所望の静的強度が確保できず、一方で、０．８０重量％を超えると靭性の劣化を招くことになるので、その含有量を０．０１～０．８０重量％とした。
［Ｍｎ：０．３０～１．８０重量％］
　Ｍｎは、溶鋼の脱酸作用及び脱硫作用があり、鋼材の靭性向上に不可欠なものであるが、その含有量が０．３０重量％未満では所望の効果を得ることができず、他方１．８０重量％を超えて含有させると被削性の低下を来すことから、その含有量を０．３０～１．８０重量％とした。
［Ｐ：０．０２０重量％以下］
　Ｐは、不純物元素であり、強度低下をもたらす。このため、０．０２０重量％以下に規制する。
［Ｓ：０．０２０重量％以下］
　Ｓは、不純物元素であり、強度低下をもたらす。このため、０．０２０重量％以下に規制する。
［Ｃｕ：０．１５重量％以下］
　Ｃｕは、不純物元素であり、かつ焼入れ性向上効果を有するためこれを規制して，鋼の焼入れ性を安定化させる必要がある。そのためには、０．１５重量％以下に規制する必要がある。
［Ｎｉ：２．５０重量％以下］
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性及び焼入れ・焼戻し後の靭性を向上させるのに有効な元素であるが、必ずしも添加しなければならない元素でもない。ただし、２．５０重量％を超えて添加してもその効果は飽和し、逆に加工性を損なうため、２．５０重量％以下とした。
［Ｃｒ：０．３０～２．５０重量％］
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性及び焼入れ・焼戻し後の靭性を向上させるのに有効な元素で、０．３０以上含有させる。ただし、２．５０重量％を超えて添加すると靭性及び加工性を低下させるため、０．３０～２．５０重量％とした。
［Ｍｏ：１．００重量％以下］
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性及び焼入れ・焼戻し後の靭性を向上させるのに有効な元素であるが、必ずしも添加しなければならない元素でもない。ただし、１．００重量％を超えて添加してもその効果は飽和傾向にあり、添加コストの上昇を招くため、１．００重量％以下とした。
［Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０～０．０６０重量％］
　Ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）は、鋼中のＮと反応してＡｌＮを形成し、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果がある。０．０２０重量％未満では添加効果が少なく、一方、０．０６０重量％を超えて添加しても、オーステナイト結晶粒粗大化防止効果が飽和してしまう。そこで０．０２０～０．０６０重量％と規定した。
［Ｎｂ：０．０６０重量％以下］
　Ｎｂは、添加しなくてもよい元素である。ただし、鋼中の炭素Ｃ及び窒素Ｎと結合して、Ｎｂ炭化物及びＮｂ炭窒化物を形成し、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果があるため添加してもよい。その効果を発揮させるには、一旦Ｎｂの炭化物や炭窒化物を鍛造加熱温度で固溶させておく必要があり、後の焼準時に微細に析出させる必要がある。これはＮｂの炭化物や炭窒化物の固溶温度がＡｌＮに比べて高く、鋼材を製造するプロセスの内、連続鋳造設備内で凝固する時に晶出するＮｂの炭化物や炭窒化物が鍛造加熱時に固溶しにくいことを意味する。このため、特許文献１に記載されるように、０．０８重量％を超えて添加させる場合、Ｎｂの炭化物や炭窒化物を固溶させるために熱間鍛造前に一旦１３００℃を越える高温に加熱する工程を加える必要が生じ、又は非特許文献５に記載されているが、連続鋳造鋳片の表面欠陥を増加させる。すなわち、Ｎｂはオーステナイト結晶粒の粗大化抑制効果を有するものの、添加した場合の弊害も伴う元素である。しかし、０．０６０重量％以下の添加であれば、鍛造加熱前に１３００℃を超えて加熱しなくても、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果を有することを確認している。ただし、非特許文献５に記載の表面欠陥を抑制する意味では、その添加量は０．０６重量％より少ないほどよく、その添加量は０．０６重量％以下とした。
［Ｔｉ：０．０５０重量％以下］
　Ｔｉは、Ｎｂと同じく、鋼中の炭素Ｃ及び窒素Ｎと結合して、Ｔｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物或いはＮｂＴｉ炭化物及びＮｂＴｉ炭窒化物を形成し、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果があるがＮｂ元素と同様添加しなくともよい。Ｔｉは０．０５０重量％を超えて添加してもその効果は飽和し、逆にコスト上昇を招くだけであり、その添加量は０．０５０重量％以下とした。
［Ｎ：０．０１０～０．０２５重量％］
　Ｎは、鋼中のＳｏｌ．Ａｌと反応してＡｌＮを形成し、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果がある。０．０１０重量％未満では添加効果が少なく、一方、０．０２５重量％を超えて添加しても、オーステナイト結晶粒粗大化防止効果が飽和してしまう。また、ＮｂやＴｉとも窒化物等を形成し、同様にオーステナイト結晶粒の粗大化抑制に効果を及ぼす。その効果を発揮させるのは０．０１０～０．０２５重量％が必要とされている。これらより、Ｎの添加量は０．０１０～０．０２５重量％と規定した。
［Ｏ：０．００２０重量％以下］
　Ｏは、鋼中ではＡｌ２Ｏ３などの硬い酸化物として存在し、浸炭歯車や浸炭焼入れされたプーリーなどの摺動面の転動疲労強度を低下させ、自動車部品としての強度を低下させることになる。そのため、Ｏは鋼の精錬プロセスや鋳造プロセスの製造工程でＡｌ２Ｏ３などの酸化物として除去し、その含有量を０．００２０重量％以下にしている。
２．熱間鍛造熱処理
　はだ焼鋼を用いて製造されるＣＶＴ用プーリー、ミッションギア、デファレンシャルギアなどの製造工程は、（１）熱間鍛造、（２）焼準処理、（３）機械加工、（４）浸炭処理、（５）ショットピーニングや仕上げ加工、など複数の工程で構成されている。
　そして、本発明はＣＶＴ用プーリー、ミッションギア、デファレンシャルギアなどを対象部品としており、上記（１）～（５）の工程の内、（１）及び（２）の工程で構成される熱間鍛造熱処理品を対象とする。図１にその概要を簡単に示す。
　以下に、工程ごとに定められている製造条件について、その制約条件について説明する。
（１）熱間鍛造
（ａ）昇温時間
　熱間鍛造する場合、例えば、高周波加熱で素材鋼を室温から所定の温度に加熱して鍛造するが、１０～１２０秒の昇温時間で行うのが一般である。装置の能力及び素材の大きさにより変化するために、ここでは目安のみ記載する。
（ｂ）加熱温度（１１００～１２８０℃）
　鍛造荷重を考慮すると、荷重を低くするために１１００℃以上に加熱することが必要であるが、ＡｌＮ析出物など微細析出物を浸炭時におけるオーステナイト結晶粒のピン止め効果を発揮させるためには、一旦固溶させて適切な温度域で再析出させる必要がある。そのためには、１１５０℃以上を越える温度域で加熱するのが好ましい。一方、１２８０℃を越えて加熱すると、これらピン止め効果の有する微細析出物の固溶量を増加させることができ、ピン止め効果を有する析出物の再析出量を増加させることができるが、１２８０℃を越える温度域で加熱する場合の高周波加熱装置のコイルの寿命劣化が激しく、加熱温度は１１００～１２８０℃と規定した。
（ｃ）鍛造温度（９５０～１２００℃）
　熱間鍛造は熱間で金属を成形することと、金属組織の大きさを整える（整粒化）ことを目的に実施することが多い。金属組織を整粒化するには、熱間鍛造による再結晶を活用して行うのが一般で、９５０℃以上で行うのが好ましい。また、９５０℃未満の温度で熱間鍛造を行う場合、添加元素によっては（ｉ）再結晶が大きく抑制され、整粒化できない場合がある。また、（ii）９５０℃未満のような低温γ域での鍛造は、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＮｂＴｉ（ＣＮ）などの析出物を比較的大きな析出物として加工誘起析出させてしまうので、ピン止め効果に有効な微細窒化物や炭窒化物の析出量を減じてしまうことになる。一方、１２００℃を超えて鍛造すると、析出物の析出は伴わないが鍛造後の粒成長が著しく速く、異常粒成長する場合があり、せっかく熱間鍛造で再結晶させて整粒化しても、結果として混粒になる場合もあるので、鍛造温度は９５０℃～１２００℃とした。
（ｄ）熱間鍛造後の冷却速度
　はだ焼鋼の熱間鍛造後の組織はフェライト＋パーライト＋一部ベイナイトの混合組織が一般である。熱間鍛造工程を用いて製造されるＣＶＴ用プーリー、ミッションギア、デファレンシャルギアなどの自動車部品は、熱間鍛造後に機械加工で成形され、浸炭焼入れなどの表面硬化処理を施されて、仕上げ加工の後自動車部品として使用される。この過程の内、熱間鍛造のままの状態ではベイナイト組織など硬い金属組織が混入される場合が多く、機械加工性を劣化（工具摩耗の増加や切り屑の切断性低下）させるので、機械加工前に焼準処理を行って機械加工性を改善するのが一般である。
　非特許文献２には、浸炭処理前の金属組織に差があるとオーステナイト初期粒に大きく影響を受け、初期粒が小さくなるとオーステナイト結晶粒の粒成長の駆動力が大きくなるので、浸炭処理時の異常粒成長を抑制するには、浸炭処理前のフェライト＋パーライト組織を大きくし、浸炭処理時のオーステナイト初期粒を大きくすることにより粒成長駆動力を低下させることが重要としている。ここで、単に浸炭前組織を大きくすることだけでなく、焼準処理で均一で大きなフェライト＋パーライト組織を得るためには鍛造後の組織を整粒に整える必要がある。すなわち、浸炭後の焼入組織が前組織の混粒を引き継ぐと、浸炭焼入品の疲労強度の低下や摩耗が促進されたり、浸炭焼入歪を生じるとされており、鍛造後の冷却速度は金属組織制御を目的に自然冷却、或いは０．１～２℃／ｓの範囲で制御する必要がある。すなわち、２℃／ｓより速い速度で冷却する場合、ベイナイトやマルテンサイト組織が導入され、焼準後の組織が混粒となり、浸炭時のオーステナイト結晶粒の異常粒成長を引き起こしやすくなる。一方、０．１０℃／ｓより遅く冷却されると粗いフェライト＋パーライト組織がより得られやすくなるが、この粗くなる効果は限定的でコストのみ増えるため、０．１０℃／ｓを下限とした。これらより、熱間鍛造後の冷却速度は自然冷却、或いは０．１０～２℃／ｓとした。
（２）焼準処理
　焼準熱処理は上記（ｄ）でも説明したように、機械加工の上でフェライト＋パーライト組織とする必要があり、熱間鍛造後には焼準熱処理を行うのが一般である。
（ａ）焼準処理時の昇温速度
　所定の焼準温度まで昇温する時の昇温速度は、０．１０～０．４０℃／ｓの速度で実施する必要がある。すなわち、焼準熱処理の昇温過程では非特許文献３に示すようにＡｌＮ析出物が析出しやすく、特に６００℃～７００℃でＡｌＮの析出処理を施すとオーステナイト結晶粒の粗大化開始温度が高くなって、粗大化しにくいことが知られている（非特許文献４参照。）。この粗大化防止効果のあるＡｌＮ析出物を微細に数多く析出させるためには、非特許文献３に記載されているように降温過程より昇温過程での析出が効果的である。これらの析出には０．４０℃／ｓより遅い昇温速度で昇温しなければピン止めに必要なＡｌＮの析出量を確保できない。一方，０．１０℃／ｓより更に遅い速度で昇温しても、ピン止め効果が飽和する一方、コストの上昇を招くため、０．１０℃／ｓを下限とした。
（ｂ）焼準処理時の焼準温度
　焼準温度は定めはない。コロナ社の鉄鋼材料（岡本正三著）の教科書によると「亜共析組織の鋼ならばＡｃ３点以上の温度まで加熱してオーステナイト化する」程度の記述である。一般に、焼準温度は部品を使用する側（例えば、カーメーカー）と部品素材を納入する側（例えば、鍛造メーカー）の間で、実用的な範囲で決めるのが通常で、９００～９５０℃の範囲で都度決められている。はだ焼鋼の場合、９１０℃或いは９２０℃がよく使用されている。本特許では９００～９５０℃の範囲を焼準温度と想定するが、焼準温度の規定は特には定めない。
（ｃ）焼準温度に到達する昇温過程の８６０℃から降温過程の８６０℃までの処理時間
　実質的なオーステナイト温度域の処理時間を規定するものである。はだ焼鋼で製造された熱間鍛造部品を確実に焼準炉の中でオーステナイト化するには、８６０℃以上の温度に加熱する必要がある。一方、オーステナイト域に加熱されると、ＡｌＮ析出物はその一部が鋼中に固溶し、保持時間とともに凝集・粗大化することが報告されている（非特許文献２及び３参照。）。すなわち、この温度域で長時間処理することはＡｌＮ析出物の凝集・粗大化を促進し、非特許文献１に示されるように、オーステナイト結晶粒の粒成長のピン止め効果を低下させることになる。すなわち、浸炭処理時のオーステナイト結晶粒の粒成長抑制の観点からは、この処理時間を極力短くすることが好ましい。
　ところで、オーステナイト化された状態で保持される場合、大気中の酸素から完全に遮断されるか、或いは真空雰囲気中に保持されない限り、その表面には酸化物（スケール）が生成される。この酸化物は場合によっては厚く生成される場合もあり、機械加工後も残存し、最終部品での摺動面の粗さを粗くして、強度低下や摩耗促進することが想定される。この意味においても、長時間処理は好ましくなく、よってこの間の処理時間を１８００ｓ以下とした。
（ｄ）焼準処理時の冷却速度
　焼準温度から５５０℃までの冷却速度は０．１０～０．６０℃／ｓとした。これはフェライト＋パーライト組織を得るための冷却速度を意味する。更に説明すれば、この冷却速度を遅くすればするほど、高温からの相変態となるため、より粗いフェライト＋パーライト組織が得られる。非特許文献２によれば、浸炭前の金属組織が粗いフェライト＋パーライト組織ほど浸炭処理時の初期オーステナイト結晶粒の成長の駆動力を低下させ、オーステナイト結晶粒の粗粒化開始温度を高くすることができるとしている。ここで対象となるはだ焼鋼は、フェライト＋パーライト組織を得るには０．６０℃／ｓより遅くすることが必要である。しかし、０．１０℃／ｓを超えて遅くしても熱処理に要する処理時間が長くなり、処理コストの増加を招く。よって、０．１０～０．６０℃／ｓの冷却速度とした。ただし、５５０℃まで必ず炉内で規定の冷却速度で徐冷する必要はなく、フェライト＋パーライト組織が完了したことを判断できる手段がある場合は、その時点で空冷してもよい。
　以下、より具体的な実施例及び比較例を示しながら本発明の効果を説明する。
　表１に、実施例及び比較例に使用した供試材（鋼材）の化学成分を示す。Ａ鋼からＣ鋼及びＥ鋼は本特許の成分範囲に含まれる鋼材であるが、Ｄ鋼はＡｌとＮの添加量が本特許の成分範囲から大きく外れ、Ｆ鋼からＨ鋼まではＮｂ或いはＴｉの添加量が本特許の範囲から大きく外れた鋼材である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　素材鋼は、真空溶解炉を用いて溶解し、鋳型に鋳込んだ後、型抜きして熱間鍛造により直径８０ｍｍの丸棒に鍛造した、この時の鍛造加熱は重油バーナーで加熱する加熱炉中で実施した。１２５０℃加熱したこの加熱炉中に、型抜きした鋳塊を装入して、約１時間加熱した後、鋳塊が１２５０℃に到達したことを確認後、ハンマー式の鍛造機で丸鋼に仕上げた。その後、ピーリング加工により直径７０ｍｍの丸棒に皮むきして、本発明の効果を実証するための試作に用いた。
　表２に、具体的な鍛造熱処理試作例を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本試作は直径７０ｍｍ素材鋼を用い、表２に示す条件でＣＶＴ部品に鍛造熱処理した後、金属組織と表面硬度を調査した。ここで、試作に用いた素材鋼は特許文献１に規定される鍛造前に１３００℃以上の加熱処理を実施しておらず、しかも鋳塊から８０ｍｍの棒鋼に鍛造する際も１２５０℃で１時間程度の加熱で準備したものである。本発明の開発鋼は表１に示すように素材鋼のＮｂの含有量を０．０６重量％以下に抑えており、１３００℃を越える高温加熱の前処理を実施しなくてもＡｌＮなどの微細析出物は、本特許に示す鍛造加熱温度で十分固溶され、鍛造後の焼準処理時に微細析出することを確認している。
　ここで、試作品の金属組織は、部品の表面から３ｍｍ付近の内部組織を、硬度は表面硬度（ＨＢ）を測定した。ただし、表２中にはＨＲＢ硬度に換算して表記した。金属組織と硬度は機械加工性の判断に用い、金属組織にベイナイトが混じりＨＲＢ８７以上の硬さになると、切粉が繋がり自動加工ラインの運転障害になるので、フェライト＋パーライト組織でかつＨＲＢ＜８７を判断基準とした。また、鍛造熱処理後はショットブラスト処理を行い、従来法で実施していた処理時間（目視観察で表面スケール除去までの時間）に比較して、本焼準処理での処理時間の比率を求めることで、その改善効果を示した。
　ショットブラストは０．８ｍｍ径の鋼球を用い、その投射時間の削減割合で効果を示した。機械加工後浸炭焼入を行い、浸炭焼入粒度を測定した。
　浸炭焼入粒度に関しては、通常のガス浸炭焼入で実施して測定した。なお、浸炭温度は表中に記載したが、焼入温度は８５０℃で３０分保持した後実施した。ここで浸炭処理時間は２時間としたが、拡散時間を合わせて処理時間は６時間とした。表中にはピクラルで腐食して測定した浸炭焼入粒度を記載したが、５０μｍ以上の粗大粒が観察された場合は、×で示し、粗粒化したと判断しＮＧとした。
　表２に実施例及び比較例を具体的に示すが、以下にその説明をする。
　表２の試作例１～３及び９～１１に本発明の実施例を、表２の試作例４～８及び１２～１６に比較例を示す。
　表２に示すように、試作例Ｎｏ．１～３は本特許の鋼材の成分を満足し、鍛造条件、熱処理条件も満足している本特許の実施例である。いずれも、得られた金属組織はフェライト＋パーライト組織であり、機械加工性に関してもＨＲＢ硬度で８０～８５の範囲で推移しており、問題ないレベルであった。また、ショットブラスト処理も５０～６０％であり、通常のショットブラスト処理に比較して約半分の処理時間に簡略化できた。表２、図１に示す焼準時間を１８００ｓ以下と短くすることにより、浸炭焼入れ粒度に関しても２５μｍ以下のサイズであり、粗粒化を生じていなかった。
　試作例Ｎｏ．４はＡｌとＮの含有量が本特許の成分から高めに外れた成分系であり、本特許の製造条件で実施しても粗粒化を抑制することができなかったのでＮＧとした。これは、１２５０℃加熱でもＡｌＮの固溶が十分に図れなかったためと考えられる。
　試作例Ｎｏ．５は鍛造温度が９４０℃と低く、鍛造時に加工誘起析出したＡｌＮ析出物が１００ｎｍ程度の比較的大きく析出した結果、浸炭処理時のピン止め効果が薄れたためと思われる。また、本試作は焼準後の冷却速度が０．９０℃／ｓと速く、表面硬度がＨＲＢ８７、金属組織がフェライト＋パーライト＋ベイナイトとなっている。焼準時の冷却速度は０．６０℃／ｓより遅くしないと金属組織にベイナイトが混入し、硬い組織になることが判明し、機械加工性が劣化するのでＮＧとした。
　試作例Ｎｏ．６は焼準時の８６０℃以上の処理時間が３０００ｓとなっており、１８００ｓを大幅に超えた条件で試作している。１０５０℃鍛造加熱・９００℃鍛造した本試作では、８６０℃以上の温度域で１８００ｓ以上の処理を行うと、ピン止め効果を発揮するＡｌＮの析出物が、ｆ＝５、ｘ＝１８０とｆ≧ｘの関係を満たさず、固溶・凝集化されてピン止め効果を失い、浸炭焼入れγ粒の粗粒化を招いている。加えて、ショットブラスト時間が３００％となっており、スケール生成量増加により脱スケールに時間を要することが判明し、ＮＧとしている。
　試作例Ｎｏ．７は細粒化元素のＮｂとＴｉを併せて添加した成分系にもかかわらず、鍛造加熱温度を１０００℃と低くし、鍛造温度を９４０℃まで低くすると他の製造条件を満足しても粗粒化を防げない結果となっており、ＮＧとした。
　試作例Ｎｏ．８は、焼準時の昇温速度を１．００℃／ｓと速くし、かつ焼準時の冷却速度を０．８５℃／ｓと速めたものである。鋼材の成分はＡｌとＮが高めに外れた成分系であり、１２００℃鍛造加熱でも十分なＡｌＮの固溶が図れず、加えて焼準時の昇温速度と冷却速度を速めた試作条件である。鍛造加熱時に十分なＡｌＮの固溶が図れず、かつ焼準時にＡｌＮの析出を図れなかった結果、浸炭焼入れγ粒が粗粒化している。
　すなわち、本発明は、特定の成分と製造条件に従って鍛造焼準処理を実施すれば、適切なＡｌＮの微細分散が図れて、浸炭焼入れγ粒の粗粒化が排除でき、結果として浸炭歪の軽減された、疲労強度の高いＣＶＴ用プーリー、ミッションギア、デファレンシャルギアなどが製造できることが判明した。
　ちなみに試作例Ｎｏ．１～８のＡｌＮ析出物の析出状況は、表２にも併記しているが、Ｎｏ．１：ｘ＝２０ｎｍ、ｆ＝５００個／μｍ２、Ｎｏ．２：ｘ＝１５ｎｍ、ｆ＝１３０個／μｍ２、Ｎｏ．３：ｘ＝２５ｎｍ、ｆ＝１００個／μｍ２、Ｎｏ．４：ｘ＝２００ｎｍ、ｆ＝４個／μｍ２、Ｎｏ．５：ｘ＝１００ｎｍ、ｆ＝１０個／μｍ２、Ｎｏ．６：ｘ＝１８０ｎｍ、ｆ＝５個／μｍ２、Ｎｏ．７：ｘ＝５００ｎｍ、ｆ＝３個／μｍ２、Ｎｏ．８：ｘ＝３００ｎｍ、ｆ＝３個／μｍ２であった。
　図２に、ＡｌＮ析出物の単位面積（１μｍ２）当たりの個数（ｆ個）と平均粒子径（ｘｎｍ）との相関を示す。
　ここで、ｘを平均粒子径として用いたのは、すべての析出物の粒子径を図２にプロットできないので、平均粒子径を各サンプルの代表の粒子径として用いた。
　また、図３に示す写真１には表２の試作例３（実施例）のＦＥ－ＳＥＭ観察の一例を、写真２には表２の試作例８（比較例）のＦＥ－ＳＥＭ観察の一例を示す。
　また、Ｅ鋼を用い、焼準処理時の８６０℃以上のオーステナイト域の処理時間によるＡｌＮ析出物の析出形態の変化を調べた。処理時間は３００ｓ、３０００ｓ、６０００ｓの３条件である。その時の析出物のＦＥ－ＳＥＭ観察写真が、図３に示す、写真３（Ｎｏ．９）、写真４（Ｎｏ．１０）、写真５（Ｎｏ．１１）に相当する。析出形態の違いによるピン止め効果の差異を評価するためには、実用温度の中でも高い浸炭温度の９８０℃で実施した。浸炭時間を２時間、拡散時間と合わせて６時間とした。Ｎｏ．９はＡｌＮ析出物は単独析出が主体で平均粒子径ｘが１６ｎｍ、単位面積（１μｍ２）当たりの個数ｆが１５０個で、オーステナイト粒径が１５μｍであり粗粒化しない。Ｎｏ．１０はｘ＝３３ｎｍ、ｆ＝７０個であり、同じ９８０℃浸炭でオーステナイト粒径が２４μｍと粒成長していた。写真４は３０００ｓの長時間処理した場合であり、２個の複合析出した析出物が観察された。３００ｓ処理で析出した析出物が部分的に固溶し、再析出・凝集化しており平均粒子径は３３ｎｍと大きくなり、析出個数はｆ＝７０個と低下し、ピン止め効果が減じられていた。Ｎｏ．１１は更に６０００ｓという長時間処理したサンプルである。３個以上複合析出した析出物も認められ凝集化が更に促進されていた。長時間処理のため析出物は５１ｎｍと平均粒子径が大きくなるが、析出個数はｆ＝１００個と増加しているが、ピン止め効果は改善されずオーステナイト粒径が２９μｍと更に粒成長するも粗粒化は回避されていた。すなわち、８６０℃以上の温度域で長時間保持されるとＡｌＮ析出物は固溶、再析出・凝集の工程を経て、単独析出から２個或いは２個以上の複合析出物として析出し、同じ大きさの析出物でもピン止め効果が小さくなることが判り、ＡｌＮ析出物の内、単体で析出している粒子径が５～４０ｎｍのＡｌＮ析出物が、１μｍ２当たり、２０個以上３００個以下であることが好ましいことがいえる。
　試作例Ｎｏ．１２～Ｎｏ．１６は、Ｎｂ或いはＴｉの添加量が本特許から大きく外れた比較鋼であるＦ鋼、Ｇ鋼、Ｈ鋼を用い、本発明の条件に従って試作した実施例であるが、ＡｌＮよりＮｂやＴｉの方が窒化物の生成傾向が強く、ＮｂやＴｉの窒化物や炭窒化物或いはＮｂとＴｉの複合窒化物や複合炭窒化物と推定される大きな未固溶の析出物が観察され、浸炭焼入材には５０μｍ以上のオーステナイト結晶粒の粗大粒が認められＮＧと判定された。
　試作例Ｎｏ．１２～１６の析出物の析出状況を表２、図２に示すが、Ｎｏ．１２：ｘ＝１０００ｎｍ、ｆ＝１個／μｍ２、Ｎｏ．１４：ｘ＝２０００ｎｍ、ｆ＝１個／μｍ２、Ｎｏ．１５：ｘ＝３０００ｎｍ、ｆ＝１個／μｍ２、Ｎｏ．１６：ｘ＝４０００ｎｍ、ｆ＝１個／μｍ２であった。Ｎｏ．１３は観察視野内で析出物が認められず、ｆ＝０個／μｍ２であり、表２、図２にデータを示すことができなかった。
　従来より議論されているように、はだ焼鋼は基本的には浸炭時の粗粒化に配慮した成分系とする必要があり、成分系の配慮された鋼で本発明のはだ焼鋼の鍛造熱処理品の製造が可能であることはいうまでもないことである。
　以上、本発明のはだ焼鋼の鍛造熱処理品について、その実施形態に基づいて説明したが、本発明は上記実施例に記載した構成に限定されるものではなく、その趣旨を逸脱しない範囲において適宜その構成を変更することができるものである。
　本発明のはだ焼鋼の鍛造熱処理品は、（１）熱間鍛造と熱処理を最適化し、（２）鍛造熱処理品の微細析出物の析出形態を制御すれば、機械加工性に優れ、浸炭時のオーステナイト粒粗大化を抑制でき、併せて、浸炭焼入れ歪の軽減を実現できることから、自動車や建産機の駆動系部品に使用される浸炭部品、中でも、ＣＶＴ用プーリー、ミッションギア、デファレンシャルギアなどとして使用される機械部品を製造する用途に好適に用いることができる。

Claims (2)

  1. 　粒子径が１～１００ｎｍのＡｌＮ析出物が、１μｍ２当たり、２０個以上１００００個以下を有し、かつ、１μｍ２当たりの個数をｆ個、平均粒子径をｘｎｍとした場合にｆ≧ｘの相関で微細分散析出したフェライト＋パーライト組織鋼であり、かつ、Ｃ：０．１０～０．３５重量％、Ｓｉ：０．０１～０．８０重量％、Ｍｎ：０．３０～１．８０重量％、Ｐ：０．０２０重量％以下、Ｓ：０．０２０重量％以下、Ｃｕ：０．１５重量％以下、Ｎｉ：２．５０重量％以下、Ｃｒ：０．３０～２．５０重量％、Ｍｏ：１．００重量％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０～０．０６０重量％、Ｎｂ：０．０６０重量％以下、Ｔｉ：０．０５０重量％以下、Ｎ：０．０１０～０．０２５重量％及びＯ：０．００２０重量％以下を含有することを特徴とするはだ焼鋼の鍛造熱処理品。
  2. 　前記ＡｌＮ析出物の内、単体で析出している粒子径が５～４０ｎｍのＡｌＮ析出物が、１μｍ２当たり、２０個以上３００個以下であることを特徴とする請求項１に記載のはだ焼鋼の鍛造熱処理品。
PCT/JP2017/042212 2017-11-24 2017-11-24 はだ焼鋼の鍛造熱処理品 Ceased WO2019102584A1 (ja)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019556050A JP6765551B2 (ja) 2017-11-24 2017-11-24 はだ焼鋼の鍛造熱処理品
PCT/JP2017/042212 WO2019102584A1 (ja) 2017-11-24 2017-11-24 はだ焼鋼の鍛造熱処理品

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2017/042212 WO2019102584A1 (ja) 2017-11-24 2017-11-24 はだ焼鋼の鍛造熱処理品

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019102584A1 true WO2019102584A1 (ja) 2019-05-31

Family

ID=66630993

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2017/042212 Ceased WO2019102584A1 (ja) 2017-11-24 2017-11-24 はだ焼鋼の鍛造熱処理品

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JP6765551B2 (ja)
WO (1) WO2019102584A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110284069A (zh) * 2019-07-30 2019-09-27 马鞍山钢铁股份有限公司 一种中碳车轮钢及其热处理方法及车轮的制备方法
JP2019183266A (ja) * 2018-03-30 2019-10-24 株式会社神戸製鋼所 肌焼用鋼
JP2021127504A (ja) * 2020-02-14 2021-09-02 日本製鉄株式会社 軸受軌道用鋼材、および軸受軌道

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015098528A1 (ja) * 2013-12-24 2015-07-02 新日鐵住金株式会社 熱間鍛造用鋼材およびその製造方法ならびにその鋼材を用いた熱間鍛造素形材
JP2015160967A (ja) * 2014-02-26 2015-09-07 愛知製鋼株式会社 減圧高温浸炭処理用鍛造部品及びその製造方法
JP2016199784A (ja) * 2015-04-09 2016-12-01 大同特殊鋼株式会社 結晶粒粗大化防止特性に優れた高温浸炭部品用素材及びその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015098528A1 (ja) * 2013-12-24 2015-07-02 新日鐵住金株式会社 熱間鍛造用鋼材およびその製造方法ならびにその鋼材を用いた熱間鍛造素形材
JP2015160967A (ja) * 2014-02-26 2015-09-07 愛知製鋼株式会社 減圧高温浸炭処理用鍛造部品及びその製造方法
JP2016199784A (ja) * 2015-04-09 2016-12-01 大同特殊鋼株式会社 結晶粒粗大化防止特性に優れた高温浸炭部品用素材及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
TSUGE TOSHIYUKI ET AL: "Effects of AIN precipitation on grain coarsening behavoiur in carburizing steels", TETSU-TO HAGANE, vol. 73, no. 13, 1987, pages s1299, ISSN: 0021-1575 *

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019183266A (ja) * 2018-03-30 2019-10-24 株式会社神戸製鋼所 肌焼用鋼
CN110284069A (zh) * 2019-07-30 2019-09-27 马鞍山钢铁股份有限公司 一种中碳车轮钢及其热处理方法及车轮的制备方法
JP2021127504A (ja) * 2020-02-14 2021-09-02 日本製鉄株式会社 軸受軌道用鋼材、および軸受軌道
JP7464822B2 (ja) 2020-02-14 2024-04-10 日本製鉄株式会社 軸受軌道用鋼材、および軸受軌道

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2019102584A1 (ja) 2020-08-20
JP6765551B2 (ja) 2020-10-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2418296B1 (en) Case hardening steel superior in cold workability, machinability and fatigue characteristics after carburized quenching and method of production of same
JP4956146B2 (ja) 鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法並びに浸炭部品
TWI424067B (zh) 膚鍛鋼、滲碳零件及膚鍛鋼之製造方法
JP5927868B2 (ja) 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法
CN103443316B (zh) 表面硬化钢及其制造方法、以及使用表面硬化钢的机械构造零件
US20130048156A1 (en) Case hardening steel and manufacturing method thereof
CN105960475B (zh) 热作工具材料以及热作工具的制造方法
JP4352261B2 (ja) 歯車
JP6182489B2 (ja) 優れた冷間鍛造性を有し、浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能な肌焼鋼
EP3173500B1 (en) Hot-working tool material, method for manufacturing hot-working tool, and hot-working tool
CN103703150B (zh) 热加工工具钢以及制造热加工工具钢的方法
WO2019102584A1 (ja) はだ焼鋼の鍛造熱処理品
JP6521089B2 (ja) 機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品
WO2018061396A1 (ja) はだ焼鋼の鍛造熱処理品
JPWO2010116555A1 (ja) 冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法
JP6551225B2 (ja) 高周波焼入れ歯車
US20050205168A1 (en) Crankshaft
JP4940849B2 (ja) 減圧浸炭部品およびその製造方法
JP6172378B2 (ja) 肌焼鋼鋼線
JP2005281857A (ja) ブローチ加工性に優れた窒化部品用素材及びその素材を用いた窒化部品の製造方法
JP7368697B2 (ja) 浸炭歯車用鋼、浸炭歯車及び浸炭歯車の製造方法
WO2025170066A1 (ja) 積層造形用熱間工具鋼粉末および熱間工具鋼積層造形品
WO2025197624A1 (ja) 積層造形用熱間工具鋼粉末および熱間工具鋼積層造形品
CN119907721A (zh) 热作工具钢的制造方法及热作工具钢
JP2023004760A (ja) 歯車

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 17932736

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

DPE1 Request for preliminary examination filed after expiration of 19th month from priority date (pct application filed from 20040101)
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019556050

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 17932736

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1