JP2011017051A - 熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法 - Google Patents

熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2011017051A
JP2011017051A JP2009162483A JP2009162483A JP2011017051A JP 2011017051 A JP2011017051 A JP 2011017051A JP 2009162483 A JP2009162483 A JP 2009162483A JP 2009162483 A JP2009162483 A JP 2009162483A JP 2011017051 A JP2011017051 A JP 2011017051A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
rolling
steel
tin
hot forging
content
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.)
Granted
Application number
JP2009162483A
Other languages
English (en)
Other versions
JP5326885B2 (ja
Inventor
Makoto Egashira
Tatsuya Hasegawa
Kunio Hashiguchi
Hitoshi Matsumoto
斉 松本
国男 橋口
誠 江頭
達也 長谷川
Original Assignee
Sumitomo Metal Ind Ltd
住友金属工業株式会社
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 Sumitomo Metal Ind Ltd, 住友金属工業株式会社 filed Critical Sumitomo Metal Ind Ltd
Priority to JP2009162483A priority Critical patent/JP5326885B2/ja
Publication of JP2011017051A publication Critical patent/JP2011017051A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5326885B2 publication Critical patent/JP5326885B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • BPERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21KMAKING FORGED OR PRESSED METAL PRODUCTS, e.g. HORSE-SHOES, RIVETS, BOLTS OR WHEELS
    • B21K1/00Making machine elements
    • B21K1/28Making machine elements wheels; discs
    • B21K1/40Making machine elements wheels; discs hubs
    • BPERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21KMAKING FORGED OR PRESSED METAL PRODUCTS, e.g. HORSE-SHOES, RIVETS, BOLTS OR WHEELS
    • B21K25/00Uniting components to form integral members, e.g. turbine wheels and shafts, caulks with inserts, with or without shaping of the components

Abstract

【課題】転動疲労特性および冷間加工性に優れ、車輪用軸受装置におけるハブ輪等の機械構造用部品の素材として好適な熱間鍛造用圧延鋼材の提供。
【解決手段】C:0.48〜0.63%、Si:0.15〜0.35%、Mn:0.60〜0.90%、P:0.030%以下、S:0.035%以下、Cr:0.05〜0.20%、Al:0.060%以下、O:0.0015%以下、Ti:0.0016〜0.0040%およびN:0.0080〜0.0200%を含み、残部はFeおよび不純物からなる化学組成を有し、さらに、100μm2の面積中に長さが0.005〜0.100μmのTiNが10個以上析出している熱間鍛造用圧延鋼材。
【選択図】なし

Description

本発明は、熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法に関する。詳しくは、カシメ加工等の厳しい冷間加工が施される車輪用軸受装置におけるハブ輪等の機械構造用部品の素材として好適に使用できる熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法に関する。さらに詳しくは、転動疲労特性および冷間加工性に優れ、前記した機械構造用部品の素材として好適な熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法に関する。
図1の(a)に示すように、車輪軸受用装置は主にハブ輪、内輪、転動体、外輪から構成される。このうちハブ輪は一般に熱間鍛造によって概ねの形状に形成され、ユニットに組立てられる。そして、その後、図1の(b)に示すように、ハブ輪には内輪を拘束するために、軸部に対し冷間でカシメ加工が施される。
また、車輪用軸受装置におけるハブ輪は転走面を有するため、転動疲労特性が要求される。そのため、一般に、ハブ輪は高周波焼入れして製造され、高周波焼入れ後に高い硬さが要求される。
したがって、ハブ輪の素材となる鋼としては、C含有量の高いものが使用されるので、加工の際の変形抵抗が大きくなってしまう。このため、所要の形状に熱間鍛造を行う場合、その際の加熱は1200℃あるいはそれを超えるような高温で行われることが多い。
さらに、ハブ輪等の機械構造用部品では、前述のカシメ加工等の厳しい冷間加工の際に割れが発生することがある。
そこで、加工性に優れた鋼として、例えば、特許文献1に「軸受用鋼」が、また、特許文献2に「熱間鍛造鋼」が開示されている。
特開平2−54739号公報 特開2003−277878号公報
前述の特許文献1で提案された鋼は、粗大なTiNが転動疲労特性、冷間加工性および温間加工性を低下させることから、Tiの含有量を極力低く抑える必要があるということを技術的思想とする鋼である。
しかしながら、この特許文献1で提案された鋼の場合には、熱間鍛造時の加熱温度が1200℃を超えるような場合には、その後の厳しい冷間加工の際に割れが発生することがあり、安定した冷間加工性を有しているといえるものでなかった。
特許文献2で提案された鋼は、粗大なオーステナイト粒が多いとかしめ加工等の冷間加工時に割れが発生するために、成分の適正化と鍛造条件の適正化を行なうこと、具体的には、
(i)TiやNb、V等の炭窒化物はピンニング粒子として有効であるものの、この炭窒化物は冷間加工時の加工限界を低下させるために、(Ti+Nb+V)≦0.01%の範囲に制限すること、
(ii)1100〜1200℃に加熱後、仕上げ温度900℃以上、加工率30%以上の条件で熱間鍛造を行うこと、
を技術的思想とする鋼である。
しかしながら、この特許文献2で提案された鋼の場合には、1100〜1200℃に加熱して熱間鍛造を行なう際には冷間加工性は問題にならないものの、熱間鍛造の加熱温度が1200℃を超えてしまうような時には、その後の厳しい冷間加工で割れが発生することがあり、特許文献1と同様安定した冷間加工性を有しているとはいえなかった。
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、熱間鍛造時の加熱温度が1200℃を超えるような場合であっても、その後の厳しい冷間加工で割れを抑制できる、転動疲労特性および冷間加工性に優れ、車輪用軸受装置におけるハブ輪等の機械構造用部品の素材として好適な熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、先ず、カシメ加工で生ずる割れに対して加工部分に存在する粗大パーライト粒が影響を及ぼしていること、さらにその粗大パーライト粒は熱間鍛造を行うときの加熱時に生じる粗大オーステナイト粒に起因すること、を知見した。
Ti、NbおよびVの炭窒化物は、1100℃程度の加熱温度であれば、ピンニング粒子として作用し、オーステナイト粒の成長を抑制することができるが、熱間鍛造時の加熱温度が1200℃を超えてしまうような場合には、Ti、NbおよびVの炭窒化物はマトリックスに溶解してしまう。このため、上述の炭窒化物をピンニング粒子として用いることはできない。
そこで、本発明者らは、熱間鍛造時に1200℃を超えるような高温に加熱してもマトリックスに容易に固溶せず、ピンニング粒子として作用してオーステナイト粒の成長を抑え、カシメ加工等厳しい冷間加工を施す際の割れ発生が防止でき、しかも、転動疲労特性にも悪影響を及ぼすことのない析出物について種々の検討を行った。その結果、下記(a)〜(c)の知見を得た。
(a)TiNは、転動疲労特性を低下させるため、転動疲労特性が要求されるようなハブ輪や軸受等の用途に適用される鋼ではTiやNは好ましくない元素とされ、通常不純物であるTiやNは極力少なくすることが常識的に行なわれてきた。しかしながら、このようなTiNであっても特定サイズの微細な状態で、鋼材中に特定量分散するように制御すれば、転動疲労特性を劣化させることがなく、しかも、熱間鍛造時に加熱温度が1200℃を超えてもマトリックス中に容易に固溶せず、ピンニング粒子としての効果を有し、熱間鍛造加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。
(b)特定サイズの微細なTiNを鋼材中に特定量分散するように制御するには、極微量のTiを含有させるとともに、Nを特定量含有させた上で、分塊圧延および棒鋼圧延の熱間圧延時の加熱温度および加熱保持時間、なかでも加熱保持時間を制限することが重要である。
(c)その結果、TiNの析出物を粗大化させずに鋼材中に微細分散させることができ、ハブ輪等の機械構造用部品を製造する際の熱間鍛造時の加熱温度が1200℃を超えるような場合であっても、その後のカシメ加工のような厳しい冷間加工時の割れの発生を抑制することができる。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記(1)に示す熱間鍛造用圧延鋼材および(2)に示す熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法にある。
(1)質量%で、C:0.48〜0.63%、Si:0.15〜0.35%、Mn:0.60〜0.90%、P:0.030%以下、S:0.035%以下、Cr:0.05〜0.20%、Al:0.060%以下、O:0.0015%以下、Ti:0.0016〜0.0040%およびN:0.0080〜0.0200%を含み、残部はFeおよび不純物からなる化学組成を有し、さらに、100μm2の面積中に長さが0.005〜0.100μmのTiNが10個以上析出していることを特徴とする熱間鍛造用圧延鋼材。
なお、残部としての「Feおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップ、あるいは環境等から混入するものを指す。
(2)上記(1)に記載の化学組成を有する鋳片を、1200℃以上の温度域で60min以上加熱し、かつ下記の式(1)を満たす条件で棒鋼に圧延することを特徴とする熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法。
Y=(T1+273)×log(t1+t2 T(2))≦6.7×103・・・(1)
なお、式(1)におけるTは加熱温度(℃)、tは加熱保持時間(s)、添え字1は分塊圧延工程、添え字2は棒鋼圧延工程を表し、T(2)=(T2+273)/(T1+273)を意味する。
すなわち、T1は分塊圧延工程の加熱温度(℃)、T2は棒鋼圧延工程の加熱温度(℃)、t1は分塊圧延工程の加熱保持時間(s)、t2は棒鋼圧延工程の加熱保持時間(s)である。
本発明の熱間鍛造用圧延鋼材は、転動疲労特性および冷間加工性に優れるので、車輪用軸受装置におけるハブ輪等の機械構造用部品の素材として用いるのに好適である。
車輪軸受用装置の構成を模式的に説明する図である。同図(a)は、車輪軸受用装置がハブ輪、内輪、転動体、外輪から構成されていることを示す図であり、また、同図(b)は、内輪を拘束するために軸部に対し冷間でカシメ加工が施されたハブ輪の状況を説明する図である。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「%」は「質量%」を意味する。
(A)鋼材の化学組成
C:0.48〜0.63%
Cは、引張強さを高め、また、高周波焼入れを施工する場合にはマルテンサイト硬さを高める作用がある。こうした効果を確保するには、Cを0.48%以上含有させる必要がある。一方、Cの含有量が0.63%を超えると、引張強さが高くなりすぎて冷間加工性および被削性が大きく低下する。したがって、Cの含有量を0.48〜0.63%とした。なお、Cの含有量は0.53%以上とすることが好ましく、また0.58%以下とすることが好ましい。
Si:0.15〜0.35%
Siは、脱酸作用を有すると同時に、転動疲労寿命を高める作用を有する元素である。これらの効果を確保するには、Siを0.15%以上含有させる必要がある。しかしながら、Siの含有量が0.35%を超えると、その効果が飽和するばかりか、熱間延性の劣化を招く。したがって、Siの含有量を0.15〜0.35%とした。なお、Siの含有量は0.30%以下とすることが好ましい。
Mn:0.60〜0.90%
Mnは、引張強さを向上させる作用がある。その効果を得るためには、Mnを0.60%以上含有させる必要がある。一方、Mnの含有量が0.90%を超えると、引張強さが高くなりすぎて、冷間加工性および被削性が大きく低下する。したがって、Mnの含有量を0.60〜0.90%とした。なお、Mnの含有量は0.75%以上とすることが好ましく、また0.85%以下とすることが好ましい。
P:0.030%以下
Pは、鋼中に不純物として含まれる元素であり、その含有量が多くなって、特に0.030%を超えると、偏析して転動疲労特性を劣化させてしまう。したがって、Pの含有量を0.030%以下とした。なお、Pの含有量は0.025%以下とすることが好ましい。
S:0.035%以下
Sは、鋼中に不純物として含まれる元素である。またSは、Mnと結合してMnSを形成し、添加すれば被削性を高める作用を有する。しかしながら、その含有量が多くなって、特に0.035%を超えると、MnSが転動疲労特性を劣化させてしまう。したがって、Sの含有量を0.035%以下とした。Sの含有量は0.015%以下とすることが好ましい。
Cr:0.05〜0.20%
Crは、転動疲労特性を向上させる作用を有する。この効果を得るには、Crを0.05%以上含有させる必要がある。しかしながら、Crの含有量が0.20%を超えると、冷間加工性および被削性が劣化する。したがって、Crの含有量を0.05〜0.20%とした。なお、Crの含有量は0.10%以上とすることが好ましい。
Al:0.060%以下
Alは、脱酸剤として添加される。しかしながら、Alは酸化物系介在物を形成しやすく、Alの含有量が多くなって、特に0.060%を超えると、酸化物系介在物に起因する転動疲労特性の劣化を招く。したがって、Alの含有量を0.060%以下とした。Alの含有量は、好ましくは、0.040%以下で、さらに好ましくは、0.035%以下である。
なお、Alの含有量については、特に下限を設ける必要はないが、Al含有量の過度の低減は、脱酸効果が十分に得られず鋼の清浄性が低下するとともに、製造コストの増大を招く。そのため、Alの含有量は0.010%以上とすることが好ましい。少なくともAlを0.010%含んでおれば、脱酸効果は十分である。
O:0.0015%以下
Oは、鋼中において、主として酸化物系介在物として存在し、転動疲労特性を損なう不純物元素である。Oの含有量が多くなって、特に0.0015%を超えると、転動疲労特性の低下が大きくなるので、Oの含有量を0.0015%以下とした。なお、Oの含有量は0.0013%以下とすることが好ましい。
Ti:0.0016〜0.0040%
Tiは、本発明における重要な元素である。すなわち、0.48〜0.63%という高いC含有量を有する鋼を1200℃を超えるような高い温度域に加熱した場合であっても、TiがNと結合した微細なサイズのTiNが特定の析出密度で分散しておれば、このTiNがピンニング粒子として作用し、オーステナイト粒の成長を抑えるので、高い冷間加工性を確保することができる。しかも、その微細分散したTiNは転動疲労特性にも悪影響を及ぼすことがない。上記の微細分散したTiNのピンニング粒子としての作用効果を得るには、0.0016%以上のTiを含有させる必要がある。しかしながら、Tiの含有量が多くなって、特に0.0040%を超えると、TiNのサイズが大きくなることが避けられないので、転動疲労特性が劣化する。したがって、Tiの含有量を0.0016〜0.0040%とした。なお、Tiの含有量は0.0020%以上とすることが好ましく、また0.0030%以下とすることが好ましい。
N:0.0080〜0.0200%
Nは、本発明における重要な元素である。すなわち、NがTiと結合した微細なサイズのTiNが特定の析出密度で分散しておれば、このTiNがピンニング粒子として作用し、オーステナイト粒の成長を抑えるので、高い冷間加工性を確保することができる。しかも、その微細分散したTiNは転動疲労特性にも悪影響を及ぼすことがない。上記の微細分散したTiNのピンニング粒子としての作用効果を得るには、0.0080%以上のNを含有させる必要がある。しかしながら、Nの含有量が多くなって、特に0.0200%を超えると、TiNのサイズが大きくなることが避けられないので、転動疲労特性が劣化する。したがって、Nの含有量を0.0080〜0.0200%とした。なお、Nの含有量は0.0100%以上とすることが好ましく、また0.0150%以下とすることが好ましい。
(B)TiNのサイズと析出密度
1200℃を超えるような高い温度域に加熱した場合であっても、TiNがピンニング粒子として作用してオーステナイト粒の成長を抑え、高い冷間加工性の確保を可能にし、しかも、そのTiNが転動疲労特性にも悪影響を及ぼすことがないようにするためには、100μm2の面積中に0.005〜0.100μmのTiNが10個以上析出していなければならない。
これは、先ず、TiNのサイズが0.005μm未満の場合には、1200℃を超えるような高い温度域への加熱によってマトリックスに固溶し、ピンニング粒子として作用しないので、オーステナイト粒が粗大化して冷間加工性の低下が避けられないからである。
次に、TiNのサイズが0.100μmを超える場合には、転動疲労特性が劣化する場合があるからである。
そして、たとえTiNのサイズが0.005〜0.100μmであっても、100μm2の面積中に10個以上析出していなければ、オーステナイト粒が粗大化して冷間加工性の低下が避けられない場合があるからである。
(C)熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法
前記(1)に示した本発明に係る熱間鍛造用圧延鋼材は、前記(2)に示した熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法、具体的には、前記(A)項で述べた化学組成を有する鋳片を、1200℃以上の温度域で60min以上加熱し、かつ、
Y=(T1+273)×log(t1+t2 T(2))≦6.7×103・・・(1)
の式(1)を満たす条件で棒鋼等に圧延することによって、製造することができる。
なお、式(1)におけるTは加熱温度(℃)、tは加熱保持時間(s)、添え字1は分塊圧延工程、添え字2は棒鋼圧延工程を表し、T(2)=(T2+273)/(T1+273)を意味する。
鋳片の偏析を軽減するためには、通常、鋳片を圧延する際の加熱温度を高くするとともに、加熱保持時間を長くすることが望ましいとされている。
しかしながら、前記(A)項で述べた化学組成を有する鋼に良好な冷間加工性を具備させるためには、加熱温度を高くしたり、加熱保持時間を長くすることは望ましくない。
すなわち、本発明の熱間鍛造用圧延鋼材において、鋳造後の冷却過程でTiはNと結合し、TiNとして析出する。このTiNが析出した鋳片を圧延する際、いたずらに加熱温度を高くしたり、加熱保持時間を長くした場合には、TiNはオストワルド成長により凝集粗大化し、TiNの析出密度が低くなり、熱間鍛造加熱時の粗粒化の抑制効果が消失してしまう。また、粗大化したTiNにより転動疲労特性も劣化してしまう。
そこで、鋳片を圧延する際に、圧延機の負荷を軽減するために加熱温度の下限を1200℃とし、また、中心部まで均熱させるために加熱保持時間を60min以上とした上で、上述した式(1)を満たす条件で圧延すれば、TiNの凝集粗大化を抑制することができ、それによって熱間鍛造加熱時のオーステナイト粒の粗大化を容易に抑制できる。
以下、式(1)について説明する。
TiNのオストワルド成長の程度は、加熱温度T(℃)と加熱時間t(s)に影響される。そこで、TiNのオストワルド成長の程度を焼戻しパラメータ「(T+273)×log(t)」で整理することを考えた。
棒鋼は、鋳片を分塊圧延と棒鋼圧延の2段階の圧延工程で製造することが一般的である。そこで、分塊圧延工程および棒鋼圧延工程における、加熱温度をそれぞれ、T1(℃)およびT2(℃)、加熱保持時間をそれぞれ、t1(s)およびt2(s)とすると、それぞれの圧延工程の焼戻しパラメータは、「(T1+273)×logt1」および「(T2+273)×logt2」となる。
ここで、棒鋼圧延工程の加熱時に起こるのに等しいTiNのオストワルド成長を、分塊圧延工程の加熱温度T1(℃)で起こす場合に要する時間x(s)を求めてみる。
棒鋼圧延工程におけるTiNのオストワルド成長の焼戻しパラメータ(T2+273)×logt2は、分塊圧延工程の加熱温度T1(℃)を使って式(a)のように表すことができる。
(T2+273)logt2=(T1+273)logx・・・(a)、
ここで、T(2)=(T2+273)/(T1+273)とすると、棒鋼圧延工程の加熱時に起こるのに等しいTiNのオストワルド成長を、分塊圧延工程の加熱温度T1(℃)で起こす場合に要する時間x(s)は、式(b)のように表すことができる。
x=t2 T(2)・・・(b)、
そして、加熱温度T2(℃)、加熱保持時間t2(s)の棒鋼圧延工程に起こるTiNのオストワルド成長の程度を、分塊圧延工程の加熱温度T1(℃)と加熱保持時間x(s)で表すことにより、分塊圧延工程と棒鋼圧延工程の圧延工程2回分のTiNのオストワルド成長の程度Yは、分塊圧延工程1回分のパラメータとして、式(c)のように表すことができ、さらに式(b)を式(c)に代入することによって、式(d)を得ることができる。
Y=(T1+273)×log(t1+x)・・・(c)、
Y=(T1+273)×log(t1+t2 T(2))・・・(d)。
このようにして求められた式(d)のパラメータY、TiNのサイズおよび析出個数の関係を詳細に調査した結果、Yの値が6.7×103以下であれば、前記(1)に示した本発明に関わる熱間鍛造用圧延鋼材を得ることができる。
以上のことから、TiNのオストワルド成長の程度を表すパラメータとして、式(1)を規定した。
Y=(T1+273)×log(t1+t2 T(2))≦6.7×103・・・(1)。
なお、Yの値が規定範囲内であっても、分塊圧延工程および棒鋼圧延工程の加熱温度は、省エネルギーの観点から1300℃以下とするのが好ましく、1270℃以下とするのがより好ましい。また、Yの値が規定範囲内であっても、分塊圧延工程および棒鋼圧延工程の加熱保持時間は、省エネルギーの観点から18000s(300min)以下とするのが好ましく、14400s(240min)以下とするのがより好ましい。
なお、上記の式(d)で示したTiNのオストワルド成長の程度を表すパラメータYは、分塊圧延と棒鋼圧延の2段階の圧延工程で棒鋼を製造する一般的な場合である。
圧延工程の回数をi段階として行う場合のTiNのオストワルド成長の程度を表すパラメータY’は式(e)のように表すことができ、この場合にはY’の値が6.7×103以下であれば、前記(1)に示した本発明に関わる熱間鍛造用圧延鋼材を得ることができる。
Y’=(T1+273)×log{Σ(ti T(i))}・・・(e)。
ここで、T(i)=(Ti+273)/(T1+273)を意味する。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表1に示す化学組成を有する鋼1〜16を70トン転炉によって溶解し、連続鋳造により鋳片とした後、表2に示す条件で、180mm×180mmの鋼片に分塊圧延し、その後さらに棒鋼圧延して、直径55mmおよび直径60mmの棒鋼を作製した。
なお、表1中の鋼1〜7、鋼14および鋼15は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼であり、一方、鋼8〜13および鋼16は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
上記のようにして作製した直径55mmの棒鋼を用いて、TiNの析出密度および冷間加工性の調査を行った。
すなわち、上記直径55mmの棒鋼のR/2部(「R」は棒鋼の半径を表す。)の縦断面から抽出レプリカ法によって試料を採取し、透過型電子顕微鏡観察を行ってTiNの析出密度を調査した。具体的には、倍率を30000倍として20視野観察し、長さが0.005〜0.100μmであるTiNの個数を数え、これを面積100μm2あたりの個数に換算した。
また、上記直径55mmの棒鋼の中心部から直径38.5mmで長さ55mmの試験片を採取し、先ず、熱間押出し試験に供した。すなわち、上記の試験片を1220℃に10min加熱した後、1100℃で減面率60%の押出し加工を行い、直径23.1mmで長さ85mmの形状にし、大気中で放冷した。次いで、上記の熱間押出し品の中心部から直径14mmで長さ21mmの試験片を採取し、圧縮率60%、すなわち長さを12.6mmに圧縮する冷間圧縮試験を行った。なお、上記の冷間圧縮試験における試験数は、各鋼について5とし、割れが発生する確率を求めた。
上記の方法で、熱間鍛造および冷間カシメ加工を模擬し、冷間加工性の評価を行った。
なお、熱間押出し品の中心部から採取した上記の直径14mmで長さ21mmの試験片を樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、ナイタル腐食液で腐食してパーライト粒度番号を測定することも行った。パーライト粒度番号は縦断面の任意5点を100倍の視野で測定し平均した。
さらに、上記のようにして作製した直径60mmの棒鋼から採取した試験片を用いて、表3に示す条件で転動疲労試験を行い、転動疲労特性を調査した。
先ず、上記直径60mmの棒鋼から、厚さ10mmの素形材をスライスして採取した。次いで、上記の直径60mmで厚さ10mmの素形材の片面を、有効硬化層深さが2〜3mmとなるように、周波数20kHz、出力150kW、加熱保持時間5sの条件で高周波焼入れを行い、その後、150℃で1時間加熱保持して大気中で放冷する焼戻しを行った。
さらに、上記の「高周波焼入れ−焼戻し」した素形材について、高周波焼入れを行った面の反対側の面を研削し、その後さらに、高周波焼入れを行った面の表面をラッピング加工することによって、直径60mmで厚さ5.0mmの転動疲労試験片を作製して、転動疲労試験に供した。
なお、転動疲労試験は、スラスト型の転動疲労試験機を用いて、前記表3に示すとおり、最大接触面圧5490MPa、繰返し速度1800cpm(cycle per minute)の条件で行い、転動疲労試験結果は、ワイブル分布確率紙上にプロットし、10%破損確率を示すL10寿命によって転動疲労特性を評価した。
表4に、上記の各試験結果をまとめて示す。
表4から、本発明で規定する条件を満たす鋼1〜7を用いた試験番号1〜7の場合、いずれも良好な冷間加工性を有しており、また、転動疲労特性にも優れていることが明らかである。
これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号8〜16の場合、少なくとも冷間加工性と転動疲労特性のいずれかの点で劣っている。
具体的には、試験番号8の場合、鋼8のN含有量が本発明で規定する上限の0.0200%を超えているため、冷間加工性は良好であるものの、L10寿命が短く、転動疲労特性の点で劣っている。
試験番号9および試験番号10の場合、鋼9および鋼10のN含有量が本発明で規定する下限の0.0080%より少なく、さらに、100μm2の面積中に析出するサイズが0.005〜0.100μmであるTiNの個数も本発明で規定する下限の10個より少ないので、いずれも転動疲労特性は良好であるものの、冷間加工性の点で劣っている。
試験番号11の場合、鋼11のTi含有量が本発明で規定する上限の0.0040%を超えているため、冷間加工性は良好であるものの、L10寿命が短く、転動疲労特性の点で劣っている。
試験番号12の場合、鋼12のTi含有量が本発明で規定する下限の0.0016%より少なく、さらに、100μm2の面積中に析出するサイズが0.005〜0.100μmであるTiNの個数も本発明で規定する下限の10個より少ないため、転動疲労特性は良好であるものの、冷間加工性の点で劣っている。
試験番号13の場合、鋼13のO含有量が本発明で規定する上限の0.0015%を超えているため、冷間加工性は良好であるものの、L10寿命が短く、転動疲労特性の点で劣っている。
試験番号14よび試験番号15の場合、鋼14および鋼15の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、TiNが凝集粗大化し、その結果100μm2の面積中に析出するサイズが0.005〜0.100μmであるTiNの個数が本発明で規定する下限の10個より少なくなり、冷間加工性と転動疲労特性の双方において劣っている。
試験番号16の場合、鋼16のTi含有量が本発明で規定する下限の0.0016%より少なく、また、Nの含有量も本発明で規定する下限の0.0080%より少なく、さらに、100μm2の面積中に析出するサイズが0.005〜0.100μmであるTiNの個数も本発明で規定する下限の10個より少ないので、冷間加工性の点で劣っている。
本発明の熱間鍛造用圧延鋼材は、転動疲労特性および冷間加工性に優れるので、車輪用軸受装置におけるハブ輪等の機械構造用部品の素材として用いるのに好適である。この熱間鍛造用圧延鋼材は、例えば、本発明の方法によって得ることができる。

Claims (2)

  1. 質量%で、C:0.48〜0.63%、Si:0.15〜0.35%、Mn:0.60〜0.90%、P:0.030%以下、S:0.035%以下、Cr:0.05〜0.20%、Al:0.060%以下、O:0.0015%以下、Ti:0.0016〜0.0040%およびN:0.0080〜0.0200%を含み、残部はFeおよび不純物からなる化学組成を有し、さらに、100μm2の面積中に長さが0.005〜0.100μmのTiNが10個以上析出していることを特徴とする熱間鍛造用圧延鋼材。
  2. 請求項1に記載の化学組成を有する鋳片を、1200℃以上の温度域で60min以上加熱し、かつ下記の式(1)を満たす条件で棒鋼に圧延することを特徴とする熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法。
    Y=(T1+273)×log(t1+t2 T(2))≦6.7×103・・・(1)
    なお、式(1)におけるTは加熱温度(℃)、tは加熱保持時間(s)、添え字1は分塊圧延工程、添え字2は棒鋼圧延工程を表し、T(2)=(T2+273)/(T1+273)を意味する。
JP2009162483A 2009-07-09 2009-07-09 熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法 Active JP5326885B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2009162483A JP5326885B2 (ja) 2009-07-09 2009-07-09 熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2009162483A JP5326885B2 (ja) 2009-07-09 2009-07-09 熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2011017051A true JP2011017051A (ja) 2011-01-27
JP5326885B2 JP5326885B2 (ja) 2013-10-30

Family

ID=43595041

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2009162483A Active JP5326885B2 (ja) 2009-07-09 2009-07-09 熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP5326885B2 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012132786A1 (ja) * 2011-03-29 2012-10-04 株式会社神戸製鋼所 肌焼鋼およびその製造方法、並びに肌焼鋼を用いた機械構造部品
JP2012197932A (ja) * 2011-03-07 2012-10-18 Jtekt Corp 車輪用転がり軸受装置の製造方法
JP2014037592A (ja) * 2012-08-20 2014-02-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal 熱間圧延棒鋼または線材

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11140582A (ja) * 1997-11-11 1999-05-25 Kawasaki Steel Corp 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法
JP2004183016A (ja) * 2002-11-29 2004-07-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 高周波焼入れ用棒鋼
JP2004225073A (ja) * 2003-01-20 2004-08-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間鍛造非調質用棒鋼

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11140582A (ja) * 1997-11-11 1999-05-25 Kawasaki Steel Corp 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法
JP2004183016A (ja) * 2002-11-29 2004-07-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 高周波焼入れ用棒鋼
JP2004225073A (ja) * 2003-01-20 2004-08-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間鍛造非調質用棒鋼

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012197932A (ja) * 2011-03-07 2012-10-18 Jtekt Corp 車輪用転がり軸受装置の製造方法
EP2684626A4 (en) * 2011-03-07 2016-05-18 Jtekt Corp METHOD OF MANUFACTURING A WHEEL BEARING DEVICE
WO2012132786A1 (ja) * 2011-03-29 2012-10-04 株式会社神戸製鋼所 肌焼鋼およびその製造方法、並びに肌焼鋼を用いた機械構造部品
JP2012207244A (ja) * 2011-03-29 2012-10-25 Kobe Steel Ltd 肌焼鋼およびその製造方法、並びに肌焼鋼を用いた機械構造部品
CN103443316A (zh) * 2011-03-29 2013-12-11 株式会社神户制钢所 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
KR101520208B1 (ko) 2011-03-29 2015-05-13 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 기소강 및 그의 제조 방법, 및 기소강을 이용한 기계 구조 부품
US9297051B2 (en) 2011-03-29 2016-03-29 Kobe Steel, Ltd. Case hardening steel, method for producing same, and mechanical structural part using case hardening steel
JP2014037592A (ja) * 2012-08-20 2014-02-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal 熱間圧延棒鋼または線材

Also Published As

Publication number Publication date
JP5326885B2 (ja) 2013-10-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101599163B1 (ko) 비조질 기계 부품용 선재, 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품과 그들의 제조 방법
JP5378512B2 (ja) 浸炭部品およびその製造方法
TWI448567B (zh) 軸承用鋼
JP2016534230A (ja) 高硬度熱間圧延鋼材製品及びその製造方法
JP6107437B2 (ja) 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法
EP2418296B1 (en) Case hardening steel superior in cold workability, machinability and fatigue characteristics after carburized quenching and method of production of same
KR101113575B1 (ko) 가공성이 우수한 표면 경화 강관과 그 제조 방법
JP5927868B2 (ja) 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法
WO2011062012A1 (ja) 低温焼鈍用鋼線及びその製造方法
JP4725401B2 (ja) 鋼製部品及びその製造方法
TWI447234B (zh) 熱處理應變小之膚鍛鋼材
JP5433111B2 (ja) 軸受用造塊材および製造方法
JP5862802B2 (ja) 浸炭用鋼
JP5397247B2 (ja) 熱間圧延棒鋼または線材
JP4888277B2 (ja) 熱間圧延棒鋼または線材
JP5026626B2 (ja) 冷間鍛造性に優れた鋼線及びその製造方法
EP2692888B1 (en) Case hardening steel, method for producing same, and mechanical structural part using case hardening steel
JP5742801B2 (ja) 熱間圧延棒鋼または線材
JP4381355B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ1600MPa級以上の鋼およびその成型品の製造方法
JP2007162128A (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
KR20130010908A (ko) 표면경화강 및 그 제조 방법
JP2007302974A (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5812048B2 (ja) 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP2004315890A (ja) 転動疲労寿命の優れた鋼材及びその製造方法
KR20120084816A (ko) 베어링 강

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20110825

A711 Notification of change in applicant

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A712

Effective date: 20121011

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20121011

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20130520

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20130528

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20130606

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20130625

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20130708

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 5326885

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350