JP2001001031A - 冷間鍛造用ビレットの製造方法 - Google Patents
冷間鍛造用ビレットの製造方法Info
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Abstract
み率の冷間鍛造が可能な冷間鍛造用ビレットの製造方法
を提供する。 【解決手段】 冷間鍛造用ビレットの製造方法として、
棒状の鋼材を1回目の球状化焼鈍によって加工性を向上
させるとともにパーライトの微細化を図り、次に断面減
少率20%程度で引抜き加工してオーステナイト粒を微
細化し、その後、所望の寸法に切断する。次いで、2回
目の球状化焼鈍によって内部の炭化物の分散を促進し球
状化率を高める。
Description
せず高い変形能の冷間鍛造が連続して可能で且つ焼入れ
性を損なわない冷間鍛造用ビレットの製造技術に関す
る。
ク軸やコンロッド等の成形は熱間鍛造が主流であり、材
料を再結晶温度以上に加熱して鍛錬成形するのが一般的
である。
鋼がある。調質鋼は加熱(約1200℃)した後、焼入
れと焼戻しを施して強度及び靱性の向上を図ったもので
あり、クランク軸の素材として用いる炭素鋼には通常調
質が施される。また、非調質鋼は予めバナジウム等を添
加しておいた材料を加熱(約1200℃)した後、空冷
することで強度及び靱性の向上を図ったものである。
ランク軸の一部、即ちウォームやテーパ部等は他の部分
よりも高硬度が要求される。これらの部分を後に高周波
焼入れ等によって部分的に高硬度にするには、C(炭
素)が含まれていなければならないので、クランク軸用
の熱間鍛造の素材としては、JIS S48C(以下、
単にS48Cと記す)等の炭素鋼が用いられている。
45〜0.51wt%、Siが0.15〜0.35wt%以
下、Mnが0.6〜0.9wt%、Pが0.03wt%以
下、Sが0.035wt%以下、Cuが0.3wt%以下、
Niが0.2wt%以下、Crが0.2wt%以下が基準と
されている。
は、金型表面が摩耗しやすく、その結果鍛造品の精度が
悪くなり、鍛造後の機械加工による取代が大きくなって
加工効率が低下する。そして、レース加工代が大きい為
に機械台数も多くなり初期投資が膨大になる。また、熱
間鍛造にあっては、加熱後に鍛造するためにスケールが
発生し、更に離型剤等の塗布が必須になるので作業環境
を最適に保つことが困難である。
には初期投資の問題を解消することができるのである
が、最大の問題は変形能が小さく割れが発生してしまう
ことである。
続成形によって成形可能で、焼入れ性が良く、更に連続
成形の途中で軟化処理が不要な冷間鍛造用ビレットの製
造方法を提供することを目的とする。
製造方法は、棒材中の炭化物を球状化する第1の球状化
焼鈍工程と、所定の断面減少率で引抜き加工する引抜き
工程と、内部の炭化物の分散を促進し球状化率を高める
第2の球状化焼鈍工程を経て冷間鍛造用ビレットを製造
するようにした。尚、棒材を所望の寸法に切断する場合
には、前記引抜き工程と第2の球状化焼鈍工程との間で
行うのが好ましい。
の加工性を向上させて内部まで歪みを与えることができ
るようにするとともに、パーライトの微細化を図り、引
抜き工程では、焼鈍で生じたオーステナイト粒の微細化
を図って球状化速度を速める。また第2の球状化焼鈍で
は、炭化物の分散を図り、一層球状化率を高める。
ては、例えば材料組成として、C(炭素)が0.46〜
0.48wt%、Si(珪素)が0.14wt%以下、Mn
(マンガン)が0.55〜0.65wt%、P(リン)が
0.015wt%以下、S(硫黄)が0.015wt%以
下、Cu(銅)が0.15wt%以下、Ni(ニッケル)
が0.20wt%以下、Cr(クロム)が0.35wt%以
下含まれるビレットが好適である。
を施すことにより、冷間鍛造を連続して行っても、材料
割れ等が生じることがなく、また中間焼鈍を行わなくて
も成形できるようになり、特に据込み率の高い製品を成
形するのに適用すれば効果的である。
軸付きエンジン部品があるが、この軸付きエンジン部品
の成形は従来では熱間鍛造が主流であり、後加工で駄肉
を削除するため、切削加工や表面処理等を必要としてい
た。このことから、歩留りが悪く、材料費がかかってい
たが、これを連続した冷間鍛造で成形できれば、歩留り
を向上させて材料費も削減できる。
した図面に基づき説明する。図1は本発明に係る冷間鍛
造用ビレットの製造方法の工程図、図2は冷間引抜き率
と限界据込み率の関係を表すグラフである。
に示すような工程で製造され、素材の好適な成分組成と
しては、以下の(表1)に示すように、C(炭素)が
0.46〜0.48wt%、Si(珪素)が0.14wt%
以下、Mn(マンガン)が0.55〜0.65wt%、P
(リン)が0.015wt%以下、S(硫黄)が0.01
5wt%以下、Cu(銅)が0.15wt%以下、Ni(ニ
ッケル)が0.20wt%以下、Cr(クロム)が0.3
5wt%以下含まれる鋼材とし、これは熱間鍛造素材であ
るS48Cの成分組成を基本にし、焼入れ性確保のため
C量をS48Cと同等にするとともに、材料割れの要因
になりやすいSi、P、S及びCuの量を削減した成分
組成にしたものである。
由を記す。ただし、本発明に係る調質方法(ビレットの
製造方法)を適用し得る材料の組成割合はこれに限定さ
れるものではない。
きな効果をもつ元素であり、機械的性質、特に材料強
度、焼入れ性の面から重要である。即ち、クランク軸に
あっては全体的に所定の機械的強度を必要とするととも
に、ウォーム及びテーパ部など局部的に高硬度が要求さ
れる。このように局部的に高硬度が要求される部分を機
械加工後に高周波焼入れで硬度を上げるために、本実施
例では、Cの割合を0.46〜0.48wt%とした。
過程で殆ど除去されるが、製鋼過程の最後に脱酸剤とし
て添加されることがあり、S48Cでは0.15〜0.
35wt%含まれ、一部は鋼中に入りフェライトに固溶す
るが、鍛造性を阻害するので冷間鍛造素材としては除去
することが好ましく、本実施例では0.14wt%以下と
した。
酸剤として添加されるため、S48Cには0.60〜
0.90wt%含まれている。このMnはSと結合して硫
化マンガンとして鋼中に分散し、一部はフェライト中に
固溶するが、Sに結合しやすいMnはMnSとなり、こ
のMnSは鍛造成形時の割れの起点となりやすい為、低
減させることが望ましいが、フェライト中に固溶するM
nは焼きを入りやすくし、結晶粒の成長を抑える。この
ため、本実施例ではMn量を0.55〜0.65wt%に
した。
まれる場合は鉄の一部と化合してリン化鉄になるが、P
がフェライト中に固溶するとフェライトは伸びが減じら
れるようになり、常温における衝撃値も減じられて加工
時に割れが生じやすくなる。そしてこのPはS48Cで
は0.03wt%まで許容されており、冷間鍛造素材とし
ては、この許容値が高すぎる。そこで本実施例では、P
の割合を0.015wt%以下とした。
り、このMnSは冷間鍛造時に生じる表面割れの起点と
なり、S48Cでは0.035wt%まで許容されている
が、冷間鍛造素材としては、許容値が高すぎる。そこで
本実施例では、Sの割合を0.015wt%以下とした。
いため、表面に富化して赤熱脆性を起こすので、概ね当
量のNiを添加して赤熱脆性を防止する。一方CuはPと
同様に微量の含有によりフェライト硬さを増加させ、冷
間鍛造性を損うことが考えられる為、本実施例では、
0.15wt%以下とした。
を増し、低温脆性を防止し、耐食性を改善するため、S
48Cと同量添加する。更にCrは焼入性、焼戻し抵抗
を大にし、耐食性を高め安定した炭化物を作りやすいた
め、本実施例では、S48Cと同量程度含有せしめた。
材に対して、図1に示すように、酸洗を行った後、第1
回目の球状化焼鈍を行い、セメンタイトを球状化して素
材全体の加工性を向上させ、内部まで歪みを与えること
ができるようにするとともに、パーライトの微細化を図
る。
は740℃で6時間保持した後、20℃/hで680℃
まで降温させ、その後、炉冷する手順で行った。
工を行い、限界据込み率の向上を図る。ここで図2は球
状化焼鈍を施した鋼材の冷間引抜き率(断面減少率)と
限界据込み率の関係を示すグラフであるが、冷間引抜き
率(断面減少率)が20%程度で限界据込み率を最大に
することができることが分る。このことは従来から知ら
れている。
据込み率が上がる理由は、引抜きを実施することで、焼
鈍時のオーステナイト粒が微細化し、球状化速度を速め
ることができるからだと推定される。本実施例では、最
大の限界据込み率が得られるよう、冷間引抜き率(断面
減少率)約20%で引抜いた。因みに、冷間引抜き率
(断面減少率)は、図1に示すように、加工前の径がD
で加工後の径がdの場合、(D2−d2)/D2×100
で表される値である。
れを酸洗した後、2回目の球状化焼鈍を行い、炭化物の
分散を図るとともに球状化率を高めた。そして本実施例
では、この2回目の球状化焼鈍は、図1に示すように、
750℃で2時間保持した後、20℃/hで730℃ま
で降温させ、その後降温率を15℃/hに下げて680
℃まで降温させ、その後炉冷する手順で行う。
ば、ショットブラスト、ボンデ処理を行って表面調整を
行い、冷間鍛造用ビレットとする。
状化焼鈍の調質を施したビレットの金属組織の相違を図
3〜図5に示す。ここで、図3(a)及び(b)は丸棒
素材の金属組織を示す顕微鏡写真であり、(a)は10
0倍、(b)は400倍である。また、図4(a)及び
(b)は引抜き前に球状化焼鈍を行わないず引抜き後に
球状化焼鈍を行って得たビレットの金属組織を示す顕微
鏡写真であり、(a)は100倍、(b)は400倍で
ある。更に、図5(a)及び(b)は引抜きの前後にそ
れぞれ球状化焼鈍を行って得たビレットの金属組織を示
す顕微鏡写真であり、(a)は100倍、(b)は40
0倍である。
に、引抜き前に球状化焼鈍を行わなかったビレットにつ
いては、素材に比較して、炭化物は球状化しているが、
パーライト組織が所々に残っており、これに比べて、引
抜き前と引抜き後に球状化焼鈍を行った場合は、炭化物
が微細化して分散しており、引抜き工程を挟んだ2回の
球状化処理が有効に作用していることが推察される。
球形に近く良好)の向上とビレット硬度の低下は、成形
性を良好にするために効果的であり、脱炭層深さ(表層
のフェライト化)の浸透は、表層部の伸び率の向上に効
果的である。
った。材料の成分組成は、Cが0.46〜0.48wt
%、Siが0.14wt%以下、Mnが0.55〜0.6
5wt%、Pが0.015wt%以下、Sが0.015wt%
以下、Cuが0.15wt%以下、Niが0.20wt%以
下、Crが0.35wt%以下、残部はFeと不純物であ
る。
(材料1)、引抜き前に球状化焼鈍を行わなずに引抜き
率を20%とした場合(材料2)、引抜き前と引抜き後
に球状化焼鈍を行い引抜き率を20%とした場合(材料
3)の各材料の金属組織(1000倍)を図6(A)〜
(C)に示す。
ト比(b/a×100)は、(表2)に示すように、材
料1については506%、材料2については347%、
材料3については300%であった。そして、各材料を
用いて、冷間鍛造(据込み)を行った。据込み率は図7
に示すように(L1−L2)/L1×100=90(%)
とした。この時の各材料の割れ発生率は、それぞれ35
%、4%及び0%であった。したがって、球状化焼鈍を
2回実施することにより、炭化物の結晶は、より球形に
近づき、冷間鍛造の際に割れが生じにくくなることが判
った。
う場合の球状化レベルとビレット硬度(HRC)と脱炭
層深さ(mm)を比較すると図7の通りであった。ここ
で、球状化レベル(数値が少ないほど球形に近く良好)
の向上とビレット硬度の低下は、成形性を良好にするた
めに効果的であり、脱炭層深さ(表層のフェライト化)
の浸透は、表層部の伸び率の向上に効果的である。
行った結果は、上記(表2)に通りであり、図8に示す
ように、(L1−L2)/L1×100=90(%)の据
込み試験を行ったところ、引抜き前に球状化焼鈍を行わ
なかった場合では、割れが発生したのに対し、引抜き前
と引抜き後に球状化焼鈍を行った場合で、引抜き率を1
8%〜20%とした場合は割れが発生しなかった。因み
に、引抜き前に球状化焼鈍を行わない場合の据込み限界
は、70〜75%であるのに対して、引抜き前と引抜き
後に球状化焼鈍を行った場合の据込み限界は90%以上
であることが確認され、本発明の有効性が立証された。
用して、図9に示すような複数段階の冷間鍛造を連続し
て行ってクランク軸を成形すれば、成形途中で中間焼鈍
することなく、連続成形することができる。また、焼入
れ性も良好である。
ば、棒材から冷間鍛造用ビレットを製造する際、第1の
球状化焼鈍工程において、棒材中の炭化物を球状化し、
引抜き工程において所定の断面減少率で引抜き加工する
とともに、所望の寸法に切断して、第2の球状化焼鈍工
程で内部の炭化物の分散を促進し球状化率を高めるよう
にしたので、連続した冷間鍛造により高い据込み率で成
形できる。
軸付き部品を製造するにあたり、従来では熱間鍛造で成
形していたため、後工程で切削加工等の後処理が必要に
なり、また加熱炉設備等の費用がかかるとともに、工程
系列の段取り換えが頻繁に発生する等の問題があった
が、これらの問題を解消することができる。
工程図
ラフ
顕微鏡写真であり、(a)は100倍、(b)は400
倍である。
わないず引抜き後に球状化焼鈍を行って得たビレットの
金属組織を示す顕微鏡写真であり、(a)は100倍、
(b)は400倍である。
状化焼鈍を行って得たビレットの金属組織を示す顕微鏡
写真であり、(a)は100倍、(b)は400倍であ
る。
EM写真(1000倍)
球状化焼鈍を行う場合と行わない場合の球状化レベル、
硬度、表層組織の比較図
鍛造する鍛造工程の説明図
45〜0.51wt%、Siが0.15〜0.35wt%、
Mnが0.6〜0.9wt%、Pが0.03wt%以下、S
が0.035wt%以下、Cuが0.3wt%以下、Niが
0.2wt%以下、Crが0.2wt%以下が基準とされて
いる。
続成形によって成形可能で、更に連続成形の途中で軟化
処理が不要な冷間鍛造用ビレットの製造方法を提供する
ことを目的とする。
の加工性を向上させて内部まで歪みを与えることができ
るようにするとともに、パーライトの微細化を図り、引
抜き工程では素材内部に変形エネルギーを一部蓄積する
ことによって焼鈍中に生じるオーステナイト粒の微細化
を図って球状化速度を速める効果を得る。また第2の球
状化焼鈍では、炭化物の分散を図り、一層球状化率を高
める。
据込み率が上がる理由は、引抜きを実施することで、第
2の焼鈍時にオーステナイト粒が微細化し、球状化速度
を速めることができるからだと推定される。本実施例で
は、最大の限界据込み率が得られるよう、冷間引抜き率
(断面減少率)約20%で引抜いた。因みに、冷間引抜
き率(断面減少率)は、図1に示すように、加工前の径
がDで加工後の径がdの場合、(D2−d2)/D2×1
00で表される値である。
状化焼鈍の調質を施したビレットの金属組織の相違を図
3〜図5に示す。ここで、図3(a)及び(b)は丸棒
素材の金属組織を示す顕微鏡写真であり、(a)は10
0倍、(b)は400倍である。また、図4(a)及び
(b)は引抜き前に球状化焼鈍を行わないで引抜き後に
球状化焼鈍を行って得たビレットの金属組織を示す顕微
鏡写真であり、(a)は100倍、(b)は400倍で
ある。更に、図5(a)及び(b)は引抜きの前後にそ
れぞれ球状化焼鈍を行って得たビレットの金属組織を示
す顕微鏡写真であり、(a)は100倍、(b)は40
0倍である。
ト比(b/a×100)は、(表2)に示すように、材
料1については506%、材料2については347%、
材料3については300%であった。そして、各材料を
用いて、冷間鍛造(据込み)を行った。据込み率は図7
に示すように(L1−L2)/L1×100=90(%)
とした。この時の各材料の割れ発生率は、それぞれ35
%、5%及び0%であった。したがって、球状化焼鈍を
2回実施することにより、炭化物の結晶は、より球形に
近づき、冷間鍛造の際に割れが生じにくくなることが判
った。
工程図
ラフ
顕微鏡写真であり、(a)は100倍、(b)は400
倍である。
わないで引抜き後に球状化焼鈍を行って得たビレットの
金属組織を示す顕微鏡写真であり、(a)は100倍、
(b)は400倍である。
状化焼鈍を行って得たビレットの金属組織を示す顕微鏡
写真であり、(a)は100倍、(b)は400倍であ
る。
EM写真(1000倍)
球状化焼鈍を行う場合と行わない場合の球状化レベル、
硬度、表層組織の比較図
鍛造する鍛造工程の説明図
Claims (4)
- 【請求項1】 棒材中の炭化物を球状化する第1の球状
化焼鈍工程と、この第1の球状化焼鈍工程の後に所定の
断面減少率で引抜き加工する引抜き工程と、この引抜き
工程の後に内部の炭化物の分散を促進し球状化率を高め
るために行う第2の球状化焼鈍工程からなることを特徴
とする冷間鍛造用ビレットの製造方法。 - 【請求項2】 請求項1に記載の冷間鍛造用ビレットの
製造方法において、前記引抜き工程における引抜き率を
約20%にしたことを特徴とする冷間鍛造用ビレットの
製造方法。 - 【請求項3】 請求項1に記載の冷間鍛造用ビレットの
製造方法において、前記引抜き工程と第2の球状化焼鈍
工程との間で、棒材を所望の寸法に切断することを特徴
とする冷間鍛造用ビレットの製造方法。 - 【請求項4】 請求項1に記載の冷間鍛造用ビレットの
製造方法において、前記素材の成分割合は、C(炭素)
が0.46〜0.48wt%、Si(珪素)が0.14wt
%以下、Mn(マンガン)が0.55〜0.65wt%、
P(リン)が0.015wt%以下、S(硫黄)が0.0
15wt%以下、Cu(銅)が0.15wt%以下、Ni
(ニッケル)が0.20wt%以下、Cr(クロム)が
0.35wt%以下であることを特徴とする冷間鍛造用ビ
レットの製造方法。
Priority Applications (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP17380399A JP4596577B2 (ja) | 1999-06-21 | 1999-06-21 | 冷間鍛造用ビレットの製造方法 |
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US10/789,322 US20040261918A1 (en) | 1999-05-20 | 2004-02-26 | Billet for cold forging, method of manufacturing billet for cold forging, method of continuously cold-forging billet, method of cold-forging |
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---|---|---|---|
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JP4596577B2 JP4596577B2 (ja) | 2010-12-08 |
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Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP2786827A4 (en) * | 2011-12-01 | 2016-01-06 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | RELATED COMPONENT |
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JPH08253809A (ja) * | 1995-03-14 | 1996-10-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工硬化した球状化組織を有する鋼材の軟化焼鈍方法 |
-
1999
- 1999-06-21 JP JP17380399A patent/JP4596577B2/ja not_active Expired - Fee Related
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Cited By (2)
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US10105778B2 (en) | 2011-12-01 | 2018-10-23 | Mitsubishi Heavy Industries Engine & Turbocharger, Ltd. | Joint part |
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