JP2004300473A - 窒化特性の優れた冷鍛用鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】変形抵抗が低く、限界加工率が高いため、冷鍛時の型、パンチへの負担を軽減して寿命を大幅に改善でき、かつ短時間の窒化処理で高い表面硬さと深い硬化深さの得られる窒化特性に優れた冷鍛用鋼及びその製造方法を提供すること。
【解決手段】重量比にしてＣ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．３０％未満、Ｍｎ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．５０〜１．５０％と、必要に応じてＳ：０．０５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．４０％以下の１種又は２種以上を含有し、かつＴｉ−４×Ｃ−３．４Ｎ≧０．２０を満足し、残部がＦｅ及び不純物元素からなる熱間圧延鋼材であって、ＴｉＣが分散析出したフェライトのみからなる組織を有し、硬さがＨｖ１３０以下である。
【選択図】 なし

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、窒化処理した場合に短時間の処理で高い表面硬さと深い硬化深さが得られ、かつ冷鍛性の優れた冷鍛用鋼及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
冷鍛部品は、自動車等の小物部品として非常に多く用いられている。これは冷鍛という加工法が、加工時に大きな力が必要で、加工に使用する金型、パンチ等に多大な負荷がかかるという欠点を除くと、切削加工等の他の加工法に比べ、高生産性、寸法精度良好、高い歩留といった優れた特徴を有しているためである。従って、これらの有利な特徴を活かせる部位には、積極的に冷鍛部品が使用されている。
【０００３】
しかしながら、前記した加工に伴う負荷が大きいという点は大きな課題であり、他の要求特性を劣化することなく、加工に必要な荷重を低く抑えることのできる材料の開発は以前から長期間継続して行われており、多数の特許出願がされている。
【０００４】
また、冷鍛部品の中には、使用時の環境から高強度かつ高面圧に耐えられることが要求される部品が多くあり、そのために、冷鍛後に浸炭や窒化等の表面硬化処理を行って使用される場合も多い。従って、優れた冷鍛性が要求されるのは勿論の事、それ以外に表面硬化処理特性についても同時に優れた材料の開発が強く要求されている。
【０００５】
特に、前記した表面硬化処理のうち、浸炭処理については、歪という大きな問題があるために、歪が重視される部品については、処理温度が変態点以下である窒化処理が行われるため、冷鍛性と窒化性の両方について優れた特性を有する鋼の開発が求められている。
【０００６】
しかしながら、通常広く行われている窒化処理方法であるガス窒化処理、ガス軟窒化処理は、浸炭処理に比較して歪を小さく抑えられるという利点がある一方で、その処理によって高い硬さの得られる範囲（Ｈｖ４００以上の硬さが得られる範囲）は、化合物層及びその直下の非常にわずかな範囲に限られ、その深さは、表面からわずか０．１〜０．２ｍｍ程度（ガス軟窒化処理で処理温度が約５７０℃×４ｈｒの場合）と浸炭処理に比べかなり浅い。この程度の硬化深さでは、高面圧が継続して負荷される環境では安心して使用できない。そのため、高面圧環境での使用を可能とするために、例えば０．３ｍｍを超える深い硬化深さを得ようとすると、処理時間を大幅に長くする必要があり（１０時間以上）、浸炭処理に比べ長時間の処理となって、生産性が著しく阻害されるという問題があった。
【０００７】
このように、窒化処理によって高い表面硬さと深い硬化深さを得るには、浸炭に比べ長時間の処理が必要となるため、できるだけ短時間の処理で高い表面硬さと深い硬化深さを得る必要がある。また、一方で前記したように冷鍛性についても優れた材料が要求される。このような冷鍛性と窒化性の両方について優れた鋼が強く求められていた。
【０００８】
冷鍛性、窒化性の両方について優れた鋼としては、例えば、特許文献１、２等に示される鋼が提案されている。
【０００９】
【特許文献１】
特開平５−１７１３４７号公報
【特許文献２】
特開平１０−３０６３４３号公報
【００１０】
このうち、特許文献１に記載の発明は、Ｃｒ、Ｖ、Ａｌを適量添加して軟窒化処理後の表面硬さ、硬化深さの向上を図るとともに、Ｃ、Ｍｎ量の調整により圧延後の組織をフェライト＋パーライトの２相組織として冷鍛性についても優れた特性を確保可能にしたことを特徴とするものである。
【００１１】
また、特許文献２に記載の発明は、軟窒化処理後の芯部硬さを改善するために、Ｃｕを添加し、かつ窒化処理後の硬化深さを改善するため、フェライトの平均粒径を４０μｍ以下として、窒化処理中のＣ、Ｎの拡散促進を図ったことを特徴とするものである。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、前記した従来の発明には次の問題がある。
前記した特許文献１、２等のように冷鍛性と窒化特性を両立する鋼の開発が行われてきたことにより、従来鋼に比べれば冷鍛性、窒化特性の両特性についてバランスのとれた鋼を得ることができた。しかし、改善されたといっても、特許文献１、２に記載の鋼は、焼ならし処理後においてＨｖ１００台の中間程度の硬さとなり、冷鍛が困難な硬さレベルではないものの、冷鍛時の金型、パンチへの負担は依然としてかなり大きいことに変わりはない。この負荷を確実に小さいものとするためには、少なくともＨｖ１００代前半の硬さとする必要がある。また、窒化特性についても、従来鋼に比べれば改善されているものの、浸炭処理に比べれば硬化深さ、処理時間の点で依然として劣っている。短時間で深い硬化深さを得るには、浸炭処理の場合と同様に、処理温度を高くするという方法があるが、従来提案された鋼に高い処理温度で窒化すると、硬化深さを深くする点で効果が大きいが、生成される窒化物が通常温度での処理に比べ大きく成長し、粗大化するため、得られる表面硬さが低下して、窒化処理による効果が低下するという問題がある。
【００１３】
本発明は、熱間圧延後にＨｖ１００台前半以下の低い硬さが得られ、冷鍛時の必要荷重を低減することができ、かつ通常の窒化処理に比べ高温で処理しても従来鋼に通常温度での窒化処理を行った場合と比較して同等以上の表面硬さを得ることができ、大幅に窒化処理時間を短縮することのできる窒化特性の優れた冷鍛用鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
請求項１の発明は、重量比にしてＣ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．３０％未満、Ｍｎ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．５０〜１．５０％を含有し、かつＴｉ−４×Ｃ−３．４Ｎ≧０．２０を満足し、残部がＦｅ及び不純物元素からなる熱間圧延鋼材であって、ＴｉＣが分散析出したフェライトのみからなる組織を有し、硬さがＨｖ１３０以下であることを特徴とする窒化特性の優れた冷鍛用鋼である。
【００１５】
本発明の特徴は、Ｔｉを多量に添加することにより、熱間圧延後に鋼中のＣをＴｉＣとして析出させ、Ｃが固溶強化による強度向上効果を及ぼさないようにして、Ｈｖ１３０以下の低い硬さを達成可能にした点と、Ｔｉを多量添加したことにより、高温でも硬さの低下しにくい窒化物を形成させ、窒化処理の高温度化を可能にした点にある。
【００１６】
従来の冷鍛用鋼の開発に対する考え方は、通常Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等合金元素の添加が固溶強化等の理由で冷鍛性にとって悪影響を与えることがわかっているため、これらの元素の添加量をできるだけ抑制するという考え方が強く、組織面から大幅に考え方を変えたアプローチについてはほとんどされていなかった。本発明者等は、鋼の強度向上の主要因がＣの強化によるものであるという点に注目し、Ｃによる強化をできるだけ抑制する方法がないかを組織の変更も含めて検討を行った。そして、Ｃと結合しやすい元素の添加効果について詳細に検討し、Ｔｉを添加することで、鋼中ＣをＴｉＣとして析出させ、Ｃが固溶強化に寄与しないフェライト単相からなる鋼とすることで、変形抵抗を大幅に低減できることを新規に見出したものである。
【００１７】
但し、本発明の場合、窒化特性の向上という大きなもう１つの課題があり、Ｔｉを添加し、Ｃの固溶強化を抑制したことが、窒化特性の向上に有利かどうかは、さらに検討が必要である。特に本発明では、窒化処理の処理時間短縮を目的としており、前記したＴｉ添加鋼の窒化特性だけでなく、他の添加元素についても様々に変化させて、高温窒化処理時の表面硬さを調査した。その結果、他の添加元素を利用した場合に比べ、前記Ｔｉ添加鋼が高温で窒化した際の表面硬さの低下を最小限に抑えることができ、６００℃を超える温度で窒化処理しても、Ｈｖ６５０以上の表面硬さが得られることを見出し、本発明の完成に到ったものである。
次に請求項１の発明における化学成分等の条件の限定理由について、以下に説明する。
【００１８】
Ｃ：０．０３〜０．２０％
Ｃは固溶強化により冷鍛時の変形抵抗を上昇させるため、冷鍛性のみを考えれば、できるだけ低減することが好ましい。しかしながら、実使用時の強度確保のためには、必要不可欠な元素であり、少なくとも０．０３％以上、好ましくは０．０５％以上の含有が必要である。また、多量に添加すると、冷鍛時の変形抵抗が上昇する原因になるととともに、熱間圧延後にフェライト単相からなる組織を得るのに多量のＴｉが必要となってコスト高となるので、上限を０．２０％とした。
【００１９】
Ｓｉ：０．３０％未満
本発明鋼は、前記したようにＴｉの多量添加が特徴である。Ｔｉを多量添加するとオ−ステナイト化に必要な温度が大幅に上昇し、通常の焼入温度（８５０〜９００℃程度）では焼入処理後にマルテンサイト組織が得られなくなる。また、Ｓｉもフェライトを安定にさせる元素であるため、多量の含有はオ−ステナイト化温度の上昇につながり、さらに必要な焼入温度が上昇することになる。本発明鋼は内部硬さ改善のため、焼入処理する場合があるため、多少の温度上昇はやむを得ないが、できるだけ低い温度での焼入処理を可能にするため、Ｓｉの添加については脱酸に必要な最低限の量に抑え、上限を０．３０％未満に限定した。なお、Ｓｉは冷鍛性低下の原因となる元素であるので、上限を厳しく規制し、０．１５％以下とするのがより好ましい。
【００２０】
Ｍｎ：１．００％以下
Ｍｎは固溶強化により硬さ向上に寄与する元素であるとともに、靭性向上に効果のある元素である。従って、適量の添加であれば、本発明にとって有益な効果を及ぼす元素である。しかしながら、添加しすぎると被削性が低下し、機械加工性が劣化するとともに、冷鍛性、窒化処理後の硬化深さが低下する原因となるため、上限を１．００％とした。
【００２１】
Ｃｒ：０．５０〜１．５０％
Ｃｒは本発明鋼を窒化処理した場合において、表面硬化層の硬さ向上に効果のある元素であり、０．５０％以上の含有が必要である。しかしながら、多量の含有は窒素の拡散速度の低下につながり、表面硬さは上昇するが、目的とする硬化深さを得ることが難しくなるので、上限を１．５０％とした。
【００２２】
Ａｌ：０．０４０％以下
Ａｌは鋼の精錬時に脱酸のために必要な元素である。しかし、Ａｌを含有するとＣｒと同様に窒素の拡散速度の低下につながり、窒化処理した際の硬化深さが低下するとともに、アルミナ系介在物が増加して、鋼材製造時及び冷鍛時に割れ、表面疵等が発生しやすくなり、製造が難しくなる。本発明では、窒化処理を短時間に実施可能な鋼の提供を最重要視しているため、Ａｌは脱酸のために必要な最低限の量の含有に抑える必要があり、上限を０．０４０％とした。
【００２３】
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、これが介在物となって存在する。このＴｉＮの大きな介在物が存在した場合、高面圧が負荷された環境で継続使用すると、破壊の起点となる可能性がある。また、窒化処理前の時点で存在するＴｉＮは窒化処理によって形成されるＴｉＮに比較して粗大であり、内部硬さの向上にはほとんど寄与しない。従って、Ｎの存在による影響は、ＴｉＮ介在物の生成により窒化後の表面硬さ向上に効果を及ぼすＴｉ量を減少や、前記介在物の生成による疲労特性の低下等、悪影響のみである。よって、このようなＮはできるだけ低減することが好ましく、その上限を０．０１００％とした。好ましくは、０．００８０％以下とするのが良い。
【００２４】
Ｔｉ：０．５０〜１．５０％
Ｔｉは、鋼中ＣをＴｉＣとして析出させるとともに、熱間圧延後の組織をフェライト単相とし、Ｃの固溶強化が強度に寄与しない組織とするために必要不可欠な元素である。また、Ｔｉは硬い窒化物を形成し、通常より高温で窒化処理した場合でも目標とする表面硬さを確保するために必要な元素でもある。従って、これらの効果を十分に得るためには、ある程度多量に添加しないと達成されないため、含有率の下限を０．５０％とした。但し、多量に添加しすぎるとマトリックスの脆化を招くとともに、コスト高となるため、上限を１．５０％とした。
【００２５】
Ｔｉ（％）−４Ｃ（％）−３．４Ｎ（％）≧０．２０（％）
Ｔｉは鋼中のＣ、Ｎと結合してＴｉＣ、ＴｉＮを生成する。ＴｉＣは後述するように焼入処理によってＴｉＣを固溶させたとしても、その後の窒化処理時の加熱によって鋼中に析出してくる。また、窒化処理前の時点で既に存在しているＴｉＮは、前記した通り、マトリックスの強化に寄与しない。従って、優れた窒化特性を得るためには、このようなＴｉＣ、ＴｉＮの生成によって消費されるＴｉを除いた有効Ｔｉ量を一定量以上確保する必要がある。有効Ｔｉ量はＴｉ（％）−４Ｃ（％）−３．４Ｎ（％）により求めることができ、最低でもこの値を０．２０％以上とする必要がある。
【００２６】
以上説明した範囲に含有成分を調整することにより、変形抵抗が低く、冷鍛性が優れ、かつ窒化処理を高温で実施可能な冷鍛用鋼を得ることができる。
【００２７】
次に、化学成分以外の限定理由について、以下に説明する。
本発明鋼は溶解し、所定の精錬を行い、熱間圧延したままの状態では、多量のＴｉを含有している影響から、鋼中Ｃの大部分がＴｉＣとなって析出するため、マトリックス中のＣ濃度が０に近くなり、フェライト中にＴｉＣが析出した組織となる。前記したように、この組織とすることにより、鋼中Ｃが、固溶強化に寄与しないため、変形抵抗が低く、冷鍛性の非常に優れた鋼を得ることができる。
【００２８】
但し、圧延ままの状態では、一部のＴｉＣが圧延時の加熱によって固溶したままとなっており、この固溶ＴｉＣの影響で冷鍛性に悪影響を生じる可能性がある。そこで、後述するように析出処理を行って、ＴｉＣを析出させておくことが好ましい。これにより、変形抵抗を確実に下げることができるとともに、限界加工率の向上も図ることができる。なお、硬さの上限をＨｖ１３０としたのは、１３０以下という硬さレベルは、従来の冷鍛用軟窒化鋼では安定して達成することは困難であるが、本発明鋼では容易に達成することができるレベルであり、本発明の効果を十分に得ることができるからである。好ましくはＨｖ１２０以下とするのが良い。
【００２９】
しかしながら、本発明鋼は、冷鍛性が優れている反面、硬さが低いので、実際の使用環境の中では、その負荷に対して内部硬さが不足する可能性がある。その場合には、冷鍛等で所定の部品形状に加工後、焼入処理（１０００℃以上の加熱が必要）を実施し、組織をマルテンサイトとすることにより、必要な硬さを確保することができる。
【００３０】
以上説明したように、本発明鋼は、非常に低い変形抵抗で冷鍛が可能になるので、金型やパンチ寿命の大幅な向上が期待できる。このように、本発明鋼は、冷鍛性が非常に優れており、窒化処理の有無に関係なく、冷鍛部品として使用することが可能である。但し、ガス窒化処理、ガス軟窒化処理等の方法で窒化処理する場合には、前記した通り、従来より高温で処理することが可能になるので、短い処理時間で高い表面硬さと深い硬化深さを得ることができる。
【００３１】
窒化処理について具体的に説明すると、通常の処理温度（約５５０〜５８０℃）に比べ高温（６００℃以上）で行うことにより、比較的短時間の処理（４時間程度）でＨｖ６５０以上の高い硬さと深い硬化深さを得ることができる。なお、内部硬さ改善のため、窒化処理前に焼入を実施した場合には、この窒化処理による加熱によって組織が焼もどされ、焼もどしマルテンサイト組織となって若干硬度が低下するが、最終的にＨｖ１５０以上の内部硬さを得ることができる。ここで、表面硬さ、硬化深さは、その定義を明確にするため、本特許では、表面硬さが、表面から０．０５ｍｍの位置における硬さ、硬化深さは、硬さがＨｖ４００となる深さとする。
本発明は、短時間（４時間程度）の窒化処理で、０．３５ｍｍ以上、最適な条件で行った場合には、０．５０ｍｍ程度の深い硬化深さを容易に得ることができる。
【００３２】
次に請求項２に記載の発明は、請求項１の発明鋼に加えて、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．４０％以下のうちの１種又は２種以上をさらに含有させたことを特徴とするものである。これらの元素は、請求項１の鋼の特性をさらに向上させるために必要に応じて含有させることができる。以下それぞれの成分の添加量の限定理由について説明する。
【００３３】
Ｓ：０．０５０％以下
Ｓは被削性向上のために必要に応じて少量含有させることができる。本発明鋼は熱間圧延後の素材を熱間鍛造、冷間鍛造等の塑性加工によって所定の形状に加工されるが、さらに最終製品の寸法に精度良く仕上げるため、機械加工が行われる場合がある。従って、機械加工の内容によってはＳを少量添加して被削性を向上させた鋼を使用することが望ましい。但し、多量の添加は硫化物系介在物を増加させ、高面圧負荷の環境において折損の原因となるため、上限を０．０５０％とした。
【００３４】
Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：０．３０％以下
Ｎｉ、Ｍｏはマトリックスの強度向上と靭性の向上に効果のある元素であり、必要に応じて請求項１記載の鋼に加えて、さらに含有させることができる。しかし、どちらも高価の元素であって、添加するほどコストが増加するとともに、一定量以上の添加はコスト増に見合う効果が得られないため、その上限をＮｉが１．００％、Ｍｏは０．３０％とした。
【００３５】
Ｖ：０．４０％以下
ＶはＴｉ、Ｃｒと同様に窒化処理後の表面硬化層の硬さ向上のために効果のある元素であり、必要に応じて含有させることのできる元素である。しかしながら、多量に含有させるとＣｒと同様に窒素の拡散の抵抗となり、表面硬さは向上するが、硬化深さが低下する原因となるとともに、コスト高となるので、上限を０．４０％とした。
【００３６】
次に、請求項３の発明は、請求項１または２に記載した窒化鋼の製造方法に関する発明である。化学成分の限定理由については既に説明した通りであるので、以下製造条件の限定理由について説明する。
【００３７】
前記した通り、本発明鋼ではＴｉを多量に添加しており、圧延後においてはＴｉＣが析出したフェライト単相からなる組織となって、変形抵抗が低く、冷鍛性の優れた鋼とすることができる。しかしながら、圧延時の加熱により一部のＴｉＣが固溶するため、そのままの状態だと、冷鍛性に悪影響が生じる可能性がある。そこで、請求項３では、圧延後さらに７５０〜９５０℃に加熱する熱処理を行って、一部の固溶しているＴｉＣを析出させることにより、さらに冷鍛性が改善される。また、この熱処理により限界加工率の改善も図ることができる。
【００３８】
温度の下限を７５０℃としたのは、この温度未満ではＴｉＣの析出が不十分となるためであり、上限を９５０℃としたのは、組織の一部がオーステナイト化し、ＴｉＣが析出ではなく固溶し始めるからである。なお、この析出処理は温度だけを比較すると、従来の冷鍛用鋼等で広く実施されている焼ならし処理と温度が重複しており、何ら相違がないかのようにみえる。しかし、通常行われている焼ならし処理は加熱によって組織をオーステナイト化することが前提の熱処理であるのに対し、本発明鋼の場合、Ｔｉを多量添加しているため、オーステナイト化温度は上昇して、少なくとも１０００℃以上、Ｔｉ量によってはそれ以上の高い温度でないと、完全にオーステナイト化しない。従って、本発明における析出処理は、オーステナイト化していない状態での熱処理であり、通常の焼ならし処理とは根本的に相違する熱処理となる。
【００３９】
なお、加熱後の冷却は、通常空冷で行えば良いが、強制空冷等多少の冷却条件の変更は硬さに大きな影響がないので、行っても良い。
以上説明したように析出処理を実施することにより、冷鍛性をさらに改善することができる。
【００４０】
【実施例】
次に、本発明鋼の特徴を比較例と対比して、実施例により説明する。表１に実施例として用いた供試鋼の化学成分を示す。なお、供試鋼は短時間に多数の成分の鋼の評価をするため、本発明鋼、比較鋼については、３０ｋｇ真空誘導溶解炉によって溶解した鋼塊を用い、実際の圧延温度相当の９５０℃に加熱して直径１５ｍｍの丸棒に鍛伸することにより準備し、従来鋼については実際に生産された圧延鋼材から入手し、同様に９５０℃に加熱して直径１５ｍｍの丸棒に鍛伸することにより準備したものである。なお、鍛伸後全ての供試材について９００℃×１ｈｒ、空冷の条件で熱処理（Ａ〜Ｑ鋼については、固溶しているＴｉＣを析出させるため。またＲ〜Ｔ鋼については焼ならし処理に相当）を行った。Ａ〜Ｑ鋼については、この熱処理の影響を調べるため、熱処理前の供試材についても冷鍛性の評価を実施した。
【００４１】
【表１】

【００４２】
表１において、Ａ〜Ｍ鋼は本発明の成分範囲内の鋼であり、Ｎ〜Ｓ鋼はいずれかの成分又は有効Ｔｉ量が本発明で規定する範囲を外れている比較鋼であり、Ｔ鋼は従来鋼であるＪＩＳのＳＡＣＭ６４５である。
【００４３】
これら各供試鋼について、内部硬さ（９００℃×１ｈｒの熱処理後、焼入後、窒化処理後）及び窒化処理後の表面硬さ、硬化深さ、冷鍛性（据込加工による荷重と限界加工率）の測定を行った。以下に試験方法について説明する。
【００４４】
内部硬さは、焼入後に得られる内部硬さの確認と、窒化処理による硬さ低下がどの程度となるかを正確に評価するために、前記した鍛伸材から直径１０ｍｍ、高さ１５ｍｍの試験片を作製し、それぞれの熱処理直後における硬さを測定したものである。なお、焼入は、焼入温度による影響を把握するため、９５０℃、１０００℃と熱間鍛造される場合の一般的な温度である１２００℃の３水準にて熱処理（温度保持時間３０分→水冷）を行った。但し、従来鋼であるＴ鋼、比較鋼であるＲ、Ｓ鋼はＴｉを含有していないので、前記したような多量にＴｉを添加したことによる内硬低下の問題はなく、焼入処理の必要はないことから、焼入処理を行うことなく後述の窒化特性の評価を実施した。
【００４５】
冷鍛性は、鍛伸材から準備した直径１０ｍｍ、高さ１５ｍｍの試験片を同心円溝付の耐圧板を用いて据込み率５０％の条件で圧縮加工した際の荷重と、割れが生じ始める加工率（限界加工率）を測定することにより評価した。なお、限界加工率は、据込み率７５％まで試験を実施し、最後まで割れ発生が認められなかったものは、後述の表２に○で示した。
【００４６】
窒化特性は、焼入温度を１２００℃で行った試験片について、通常の窒化処理温度に比べ高温である６００℃、６５０℃の２水準でガス軟窒化処理を行って、処理後の表面硬さ、硬化深さを測定することにより評価した。なお、前記した定義に示す通り、測定した表面硬さは、表面から０．０５ｍｍの位置での値であり、硬化深さは、Ｈｖが４００となる深さで示したものである。結果を表２，表３に示す。
【００４７】
【表２】

【００４８】
【表３】

【００４９】
表２，表３から明らかなように、本発明鋼であるＡ〜Ｍ鋼は、９００℃×１ｈｒの熱処理後においては、前記したようにＴｉＣが析出したフェライト単相の組織となっており、Ｈｖ１００程度の非常に低い硬さとなっていた。この硬さはＴｉを含有していない比較鋼であるＲ、Ｓ鋼と比べ著しく低く、据込み率５０％における荷重も、Ｒ、Ｓ鋼に比べかなり低い値を示した。また、限界加工率も全て７５％以上と非常に優れていた。さらに、表２及び表３には析出処理前においての試験結果も示したが、析出処理前後において限界加工率で若干の改善が確認できたが、析出処理前でも７０％以上、一部は７５％以上の高い限界加工率を有していた。また、硬さについても、組織が同様にＴｉＣが析出したフェライト単相の組織となっていることから、析出処理後に比べ若干高いもののＨｖ１０３〜１２８と低く、低い荷重で加工が可能であることが確認できた。
【００５０】
また、焼入後の硬さについては、１０００℃以上の温度で焼入処理を施すことにより、組織がマルテンサイト組織となり、焼入温度１０００℃で硬さがＨｖ１８０程度、１２００℃での焼入処理により、硬さがＨｖ２５３〜２９７と大幅に上昇した。本発明鋼にとって焼入処理は必須ではないが、強度を必要とする部位に使用する場合には、このように焼入処理することにより、必要とする内部硬さを確保することができる。なお、焼入温度が高いほど高い焼入硬さが得られるのは、温度が高いほどＴｉＣが多量に固溶して焼入後のマルテンサイト組織中の炭素含有率が上昇し、Ｃの固溶強化による強度向上効果が大きく得られるためである。
【００５１】
このように焼入処理により組織をマルテンサイトとして硬さを向上させ、その後窒化処理した場合には、焼もどし効果により若干硬さが低下するものの、窒化温度が６５０℃と非常に高くした場合でもＨｖ１８０以上の内部硬さを確保することができた。
【００５２】
但し、焼入温度が９５０℃と低い場合には、Ｈｖ１５０程度の不十分な硬さしか得られなかった。これは、この温度ではＴｉＣの固溶が不十分となってＣの固溶強化による効果が不十分になるためと、本発明のＴｉ含有鋼は、９５０℃では完全にオーステナイト単相の状態にならないため、マルテンサイトのみの組織が得られないためである。
【００５３】
また、本発明鋼は、窒化特性についても著しく優れた結果を示した。すなわち、わずか４時間の処理で通常の窒化処理では到底不可能な０．３５〜０．５５ｍｍの硬化深さを達成するとともに、表面硬さもＨｖ６６０〜７６２と非常に高い値を示した。
【００５４】
一方、比較鋼であるＮ〜Ｓ鋼は、一部の成分が本発明で規定した範囲外であるため、優れた結果が得られなかった。具体的には、Ｎ鋼は、Ｓｉ含有率が高いため、限界加工率が劣るものであり、Ｏ鋼は、Ｍｎ含有率が高く、Ｐ鋼は、有効Ｔｉ量が少ないため、硬化深さが低下したものであり、Ｑ鋼はＣ含有率が高いため、限界加工率が劣るものである。また、Ｔｉを含有していないＲ、Ｓ鋼は、焼入処理しなくても窒化処理後においてＨｖ１５０以上の内部硬さが得られるが、冷鍛性が本発明鋼に比べ著しく劣る（変形抵抗が高い）とともに、硬化深さが０．０５〜０．１５ｍｍと浅く、かつ高温窒化処理後の表面硬さが大きく劣るものである。さらに、従来の窒化鋼であるＳＡＣＭ６４５は、表面硬さが優れるものの、硬化深さが著しく劣り、かつ内部硬さが著しく高く、冷鍛はほとんど不可能である。本実施例における評価でも据込みは低い加工率で割れが発生したため、結果は示していない。
【００５５】
【発明の効果】
以上説明した通り、本発明鋼は、多量のＴｉを添加して、圧延後にＴｉＣが析出したフェライト単相からなる組織とすることにより、Ｈｖ１３０以下の低い硬さを達成できるので、変形抵抗が低く、かつ高い限界加工率が得られる。さらに、７５０〜９５０℃で析出処理して、圧延時に固溶しているＴｉＣを十分に析出させることにより、さらに変形抵抗、限界加工率が向上し、冷鍛性が改善される。
【００５６】
このように、本発明鋼は、冷鍛性に非常に優れているので、加工が複雑で金型等への負担が大きい冷鍛部品に適用すると、型、パンチ寿命を大幅に改善することができ、非常に効果的である。
【００５７】
また、本発明鋼はＴｉの多量添加によって通常より高温での窒化処理を可能にしているので、短時間処理で高い表面硬さと深い硬化深さを得ることができる。従って、窒化処理が必要な部品の生産性を大幅に改善することができ、産業への貢献は極めて大きいものである。

Claims (3)

1. 重量比にしてＣ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．３０％未満、Ｍｎ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．５０〜１．５０％を含有し、かつＴｉ−４×Ｃ−３．４Ｎ≧０．２０を満足し、残部がＦｅ及び不純物元素からなる熱間圧延鋼材であって、ＴｉＣが分散析出したフェライトのみからなる組織を有し、硬さがＨｖ１３０以下であることを特徴とする窒化特性の優れた冷鍛用鋼。
2. 請求項１記載の鋼に加えて、Ｓ：０．０５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．４０％以下の１種又は２種以上をさらに含有させたことを特徴とする窒化特性の優れた冷鍛用鋼。
3. 請求項１または２に記載の成分からなる鋼を熱間圧延後、７５０〜９５０℃に加熱後冷却するという析出処理を行うことを特徴とする窒化特性の優れた冷鍛用鋼の製造方法。