JP2006213951A

JP2006213951A - 冷間加工性に優れ、浸炭時の結晶粒の粗大化を防止し、耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性に優れた浸炭部品用鋼

Info

Publication number: JP2006213951A
Application number: JP2005026193A
Authority: JP
Inventors: Motohiro Nishikawa; 元裕西川; Kazuhiko Hiraoka; 和彦平岡; Satoru Nakana; 悟中名
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2005-02-02
Filing date: 2005-02-02
Publication date: 2006-08-17

Abstract

【課題】球状化焼鈍後、冷間鍛造を行い、浸炭焼入焼戻し工程で製造される部品に対し、優れた加工性を有しながら、その後の浸炭でも結晶粒の粗大化を抑制し、優れた耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性を有する浸炭部品用鋼を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．２％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：０．４％、Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．０１５％、Ｃｒ：１．０％、Ｂ：０．００１５％、Ｔｉ：０．１５％、Ｎ：０．００６％、Ａｌ：０．０３０％、Ｍｏ：０．１％、Ｎｉ：１．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を用い、球状化焼鈍後、冷間鍛造を行い、切削等の機械加工を経て、浸炭焼入焼戻しすることで得られた、浸炭での結晶粒の粗大化を防止し、加工性を阻害することなく、優れた耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性をもつ浸炭部品用鋼である。
【選択図】なし

Description

本発明は、鋼を球状化焼鈍後、冷間鍛造を行い、切削等の機械加工を経て、焼準などの熱処理を行わずに、浸炭焼入焼戻し工程で製造される耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性に優れた浸炭部品用鋼に関する。

近年、エンジンの高出力化や部品の小型軽量化の目的から、自動車部品において高強度化のニーズがますます高まっている。例えば、自動車の差動歯車装置に用いられるディファレンシャルギアにおいては、自動車の急発進、急停止などによる衝撃的な荷重がかかる。このため、これらのギアには耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性が要求されている。

従来、自動車のディファレンシャルギアの多くは、例えば、ＪＩＳ規格鋼であるＳＣｒ４２０やＳＣＭ４２０などを熱間鍛造、もしくは冷間鍛造を行った後、機械加工で所定の形状にした後に、浸炭焼入焼戻しにて製造されている。しかし、これらの鋼では耐衝撃特性、耐衝撃疲労強度特性が十分ではなくなってきている。

そこで、耐衝撃特性や衝撃疲労特性を向上させるために、合金元素を多量に添加した鋼も使用されているが、冷間鍛造においては、球状化焼鈍後の硬さが高いため、成型性が悪く、金型寿命が悪いという問題がある。

一方、衝撃疲労特性を高める技術として、「耐低サイクル疲労特性に優れた浸炭部品」の発明が開示されている（例えば、特許文献１参照。）が、冷間加工性については特に記述はなく、実施例の成分では、冷間加工後に直接浸炭した場合には結晶粒の粗大化が生じ、耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性が低下してしまうという問題がある。

さらに、焼ならし処理が省略可能な冷間加工用肌焼鋼として、「肌焼鋼及び車両用部品」の発明が開示されている（例えば、特許文献２参照。）が、圧延または鍛造を施した後に冷間鍛造を行う方法が記載されているが、球状化焼鈍を施した後に冷間加工を行うものではなく、耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性については言及していない。

特開２００４−２３８７０２号公報特開２００２−２５６３８５号公報

本発明が解決しようとする課題は、球状化焼鈍後、冷間鍛造を１回もしくは数回を繰り返して行い、切削等の機械加工を経て、浸炭焼入焼戻し工程で製造される部品において、優れた冷間加工性を有しながら、冷間鍛造後の直接浸炭でも結晶粒の粗大化を抑制し、優れた耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性を有する浸炭部品用鋼を提供することである。ここで、冷間加工後の直接浸炭時には浸炭初期に非常に微細な初期オーステナイト粒が生成するため、浸炭中に粗大化が起きやすいという問題があるが、逆にこの微細なオーステナイト粒の粗大化を抑制することで、焼入・焼戻し後も非常に微細な結晶粒が維持できるので、耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性を向上させることができる。

上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項１の発明では、質量％で、Ｃ：０．１３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．１５〜０．６％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５〜０．０２％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｔｉ：０．１〜０．２％、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％を含有し、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．５〜２．０％の１種または２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼であって、該鋼を用いて球状化焼鈍後、冷間鍛造及び切削等の機械加工を経て、浸炭焼入焼戻し工程により浸炭部品に製造することを特徴とする耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性に優れた浸炭部品用鋼である。この場合、鋼の靭性を向上させる元素であるＭｏ、Ｎｉを適量添加して冷間加工性を大きく阻害しない程度とした。したがって、この鋼を用いることで、冷間鍛造前の球状化焼鈍後の硬さを８０ＨＲＢ以下とし、冷間鍛造を加工率６０％以上とし、さらに冷間鍛造後の直接浸炭焼入れにより結晶粒の粗大化を防止し、優れた耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性をもつ浸炭部品が得られる。

請求項２の発明では、質量％で、Ｃ：０．１３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．１５〜０．６％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５〜０．０２％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｔｉ：０．０２５〜０．０５％、Ｎｂ：０．０３〜０．２％、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％を含有し、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．５〜２．０％の１種または２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼であって、該鋼を用いて球状化焼鈍後、冷間鍛造及び切削等の機械加工を経て、浸炭焼入焼戻し工程により浸炭部品に製造することを特徴とする耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性に優れた浸炭部品用鋼である。この場合、冷間鍛造前の球状化焼鈍後の硬さを８０ＨＲＢ以下とし、加工率６０％以上の冷間加工を行い、冷間鍛造後の直接浸炭でも結晶粒の粗大化を防止し、鋼の靭性を向上させる元素であるＭｏ、Ｎｉを適量添加し、冷間加工性を阻害することなく、優れた耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性をもつ浸炭部品が得られる。

本発明に用いる鋼の成分範囲の限定理由を述べる。なお、％は質量％とする。

Ｃ：Ｃは機械構造用部品として浸炭処理後の芯部強度を確保するために必要な元素であり、０．１３％未満ではその効果が十分に得られず、反対に０．２５％を超えると部品の芯部の靭性を低下させ、冷間加工性を低下させる。そのため、含有量を０．１３〜０．２５％とした。

Ｓｉ：Ｓｉは脱酸のために必要な元素であり、０．０３％未満ではその効果が十分得られず、０．１５％を超えると冷間加工性を低下させると共に浸炭時の粒界酸化層の形成を助長し、耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性を低下させる。そのため、含有量を０．０３〜０．１５％とした。なお、さらに冷間加工性を向上させるためには、０．０３〜０．１％が望ましい。

Ｍｎ：Ｍｎは焼入性を確保するのに必要な元素であり、０．１５％未満ではその効果が十分得られず、０．６％を超えると冷間加工性を低下させる。そのため、含有量を０．１５〜０．６％とした。なお、さらに冷間加工性を向上させるためには、０．１５〜０．４％が望ましい。

Ｃｒ：Ｃｒは焼入性、浸炭性を向上させ、球状化焼鈍時の球状化を促進する元素であるが、０．５％以下ではその効果が小さく、２．０％を超えると冷間加工性を低下させる。そのため、含有量を０．５〜２．０％とした。

Ｂ：Ｂは極微量の添加によって鋼の焼入性を著しく向上させ、耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性を向上させる元素であるが、０．０００５％未満ではその効果は十分ではなく、０．００５０％を超えると逆に焼入性、耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性を低下させる。そのため、含有量を０．０００５〜０．００５０％とした。

Ｔｉ：Ｔｉは鋼中のｆｒｅｅ−Ｎを固定し、Ｂの焼入性、耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性を向上させると共に、Ｔｉ炭化物、Ｔｉを含有する複合炭化物を微細に析出させることによって浸炭時のオーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制するために必要な元素である。ところで、Ｎｂを含有していないか含有していても０．０３％未満の場合は、冷間鍛造後の直接浸炭において、結晶粒の粗大化を抑制するためには、Ｔｉの含有量が０．１％未満では、その効果は十分ではなく、０．２％を超えると析出物の量が過剰になり、冷間加工性あるいは切削加工性を低下させる。そのため、Ｎｂを含有していないか０．０３％未満の場合は、Ｔｉの含有量を０．１〜０．２％とした。しかし、Ｎｂを０．０３〜０．２％含有する場合は、ｆｒｅｅ−Ｎを固定するのに必要な量すなわちＴｉの含有量は０．０２５〜０．０５％でよいので、Ｔｉの含有量は０．０２５〜０．０５％とした。ただし、ｆｒｅｅ−Ｎを固定するためにＴｉ＞３．４Ｎを満たす量を含むものとする。

Ｎｂ：Ｎｂは炭化物、窒化物を形成し、Ｔｉ同様にオーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制する効果があるが、冷間鍛造後又は温間鍛造後の直接浸炭において、０．０３％未満ではその効果は十分ではなく、０．２％を超えると析出物の量が過剰になり、冷間加工性あるいは切削加工性を低下させる。そのため、含有量を０．０３〜０．２％とした。

Ｍｏ：Ｍｏは焼入性および靭性を向上させる元素であるが、０．０５％未満ではその効果が小さく、０．５％を超えると冷間加工性を低下させる。そのため、含有量を０．０５〜０．５％とした。

Ｎｉ：Ｎｉは焼入性および靭性を向上させる元素であるが、０．５％未満ではその効果が十分ではなく、２．０％を超えると冷間加工性を低下させる。そのため、含有量を０．５〜２．０％とした。

Ｎ：Ｎは０．０１％を超えて含有するとＴｉＮが増加し、疲労特性を低下させる。そのため、含有量を０．０１％以下とした。

Ｐ：Ｐは素材硬さを高くし、浸炭時にオーステナイト粒界に偏析し、粒界脆化を起こす元素であり、０．０２５％を超えると強度低下が顕著になるため、その含有量を０．０２５％以下とした。なお、さらに衝撃特性を向上させるためには、０．０１５％以下が望ましい。

Ｓ：ＳはＭｎＳ、ＴｉＳとなり、被削性を向上させる元素であるが、０．００５％未満ではその効果が十分得られず、０．０２％を超えると冷間加工性を低下させる。そのため、含有量を０．００５〜０．０２％とした。

Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として必要な元素であるが、０．００５％未満ではその効果は十分ではなく、０．０５％を超えるとアルミナ系の酸化物が増加し、疲労特性、加工特性を低下させる。そのため、含有量を０．００５〜０．０５％とした。

本発明により、球状化焼鈍後に、冷間鍛造を行い、そのまま浸炭焼入焼戻しで製造される浸炭部品において、冷間鍛造性を阻害することなく、耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性を向上させることができた。このことにより、上記工程により製造される浸炭部品の小型軽量化が可能になり、ディファレンシャルギアにおいては４ピニオン型を２ピニオン型へ変更できるなどの優れた効果を奏する。

本発明を実施するための最良の形態を説明する。質量％で、Ｃ：０．１７％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：０．３％、Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．０１５％、Ｃｒ：１．５％、Ｂ：０．００２％、Ｎ：０．００６％、Ｍｏ：０．１％、Ｎｉ：１．５％、Ｔｉ：０．１５％及び残部Ｆｅ並びに不可避不純物からなる鋼を球状化焼鈍を行い、硬さ８０ＨＲＢ以下にした後、皮膜処理を施し、冷間鍛造にて所定の形状に成形し、必要な部分を切削加工した後、９３０℃×６Ｈｒの浸炭焼入焼戻し処理を行い、表面のＣ量を０．７〜０．８５％とする。さらに望ましくは、冷間鍛造時にリンを含有する皮膜処理を行っている場合には、浸炭時の衝撃強度の低下原因になる浸リンを防止するために浸炭前に皮膜を洗浄除去し、もしくは、表面に圧縮残留応力を付加し、浸炭部品の衝撃疲労強度をさらに向上させるために浸炭処理後に表面にショットピーニング処理を施すものとする。

表１に示す種々の化学成分の鋼を１００ｋｇ真空溶解炉で溶製した。なお、表１において、実施例４〜６中のＭｏの含有量および実施例１〜３のＮｉの含有量は本発明に用いる鋼の電気炉を使用する溶製において、不可避不純物として含有されるものであり、これらは有為な作用を示すものではない。

表１において、比較鋼１〜３はそれぞれＪＩＳ鋼のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０、ＳＮＣＭ４２０に該当する鋼である。比較鋼４、５は耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性を向上させるために、多量のＭｏ、Ｎｉを添加した鋼である。比較例６〜８は浸炭時のオーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制するためにＮｂを含有し、耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性を向上させるために多量のＭｏを添加した鋼である。比較例９は、ボロン添加鋼に結晶粒度の粗大化を抑制するためにＮｂを０．０５％添加した鋼である。比較例１０〜１４はボロン添加鋼に結晶粒度の粗大化を防止するためにＴｉを添加した鋼で、比較例１０はＴｉを０．０５３％添加したものであり、比較例１１はＴｉを０．０９５％添加したものであり、比較例１２はＴｉを０．１５％添加したものである。また、比較例１３、１４もＴｉを０．１５％添加したものであるが、比較例１３は耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性を向上させるためにＭｏを０．６０％添加した鋼であり、比較例１４は耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性を向上させるためにＮｉを３．０％添加した鋼である。

浸炭部品に模して試験片により冷間鍛造の実施例を表１に示す。表１に示す化学組成の鋼を用い、１２５０℃で３５ｍｍφの棒鋼に鍛伸し、９２５℃で６０分焼ならしを行い、最高点温度７５０〜７９０℃で球状化焼鈍を行い、いったん室温まで冷却した後に、２０ｍｍφに冷間圧伸した。その後、図１に示す角１０ｍｍ×１０ｍｍ、１０ＲＣノッチの衝撃試験片、図２に示すφ１５ｍｍ×長さ１７０ｍｍ、５ＲＣノッチの衝撃疲労試験片をそれぞれ切削により作製し、９３０℃×６時間の浸炭及び拡散処理を行い、８３０℃に３０分保持した後、６０℃の油に焼入を行い、１８０℃で９０分の焼戻しを行い、それぞれ衝撃試験及び衝撃疲労試験に供するものとした。この時、表面のＣ濃度は０．８％をねらい、有効硬化層深さは１ｍｍをねらった。

上記の方法により得られた各試験片を用い、衝撃試験及び衝撃疲労試験をそれぞれ行った。衝撃試験は、シャルピー衝撃試験機を用いて破断時の全エネルギーを測定した。一方、衝撃疲労試験は、松村式衝撃疲労試験機を用いて繰り返し衝撃エネルギーが４０ｋｇｆ・ｃｍ（＝３．９Ｎ・ｍ）の時の破断までのサイクル数を測定した。また、球状化焼鈍後の硬さはロックウェル硬度計にて測定した。

表２に冷間鍛造の試験結果を示し、表３に温間鍛造の試験結果を示す。これらの試験において、球状化焼鈍後の硬さは８０ＨＲＢ以下を合格とし、各表２、３の浸炭後の混粒発生状況で結晶粒度特性を整細粒を○、一部混粒を△、全面混粒を×で示し、これらにおいて、浸炭後に混粒の発生したものは不合格とした。また、衝撃強度は２０Ｊ／ｃｍ²以上を合格とし、衝撃疲労寿命は１０００回以上を合格とした。表中の不合格の項目には網掛けを施した。

比較例１〜５は、鋼の成分として結晶粒の粗大化抑制元素が添加されておらず、冷間鍛造後の浸炭後に混粒が発生しており、衝撃強度も衝撃疲労寿命も低い値となっている。比較例６はＮｂを０．０２５％添加しており、比較例１０、１１もそれぞれＴｉを０．０５３％、０．０９５％添加しているが、添加量が少ないため、いずれにおいても混粒しており、衝撃強度、衝撃疲労寿命ともに低い値となっている。比較例９、１２は混粒は発生していないが、Ｍｏ、Ｎｉを添加していないため、衝撃強度、衝撃疲労寿命ともやや低い値となっている。比較例１３、１４は衝撃強度、衝撃疲労寿命とも高い値を示すが、球状化焼鈍後の硬さが高いために冷間鍛造には適さない。

上記の比較例の鋼に対し、実施例の鋼においては、いずれの鋼でも混粒は認められない。実施例１〜１１は、Ｂ添加鋼にＴｉを０．１〜０．２％添加し、さらに、そのうちの実施例１〜３、及び実施例７〜１１はＭｏを、実施例４〜１１はＮｉをそれぞれ本発明の所定量を添加した鋼である。なお、実施例１〜３のＮｉ及び実施例４〜６のＭｏはそれぞれ不可避不純物として含有されるものである。なお、この実施例１〜１１は、Ｎｂを含有していないので、Ｔｉは０．１〜０．２％の範囲としている。しかし、実施例１〜１１のいずれの鋼においても球状化焼鈍後の硬さは８０ＨＲＢ以下であり、衝撃強度、衝撃疲労寿命とも目標値に達している。

また、実施例１２〜１５はＮｂを０．０３〜０．２％を添加し、さらにＭｏ、Ｎｉをそれぞれ所定量添加した鋼である。この場合は、Ｎｂを０．０３〜０．２％の範囲を添加しているのでＴｉは０．０２５〜０．０５％の範囲としている。いずれの鋼においても球状化焼鈍後の硬さは８０ＨＲＢ以下であり、衝撃強度、衝撃疲労寿命とも目標値に達している。

衝撃試験片の形状を示す図で（ａ）は断面形状を、（ｂ）は側面を示す。衝撃疲労試験片の形状の側面を示す図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．１３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．１５〜０．６％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５〜０．０２％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｔｉ：０．１〜０．２％、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％を含有し、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．５〜２．０％の１種または２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を用いて球状化焼鈍後、冷間鍛造及び切削等の機械加工を経て、浸炭焼入焼戻し工程により製造することを特徴とする耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性に優れた浸炭部品用鋼。
質量％で、Ｃ：０．１３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．１５〜０．６％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５〜０．０２％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｔｉ：０．０２５〜０．０５％、Ｎｂ：０．０３〜０．２％、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％を含有し、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．５〜２．０％の１種または２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を用いて球状化焼鈍後、冷間鍛造及び切削等の機械加工を経て、浸炭焼入焼戻し工程により製造することを特徴とする耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性に優れた浸炭部品用鋼。