JP2012207257A

JP2012207257A - 転動疲労特性、高周波焼入性に優れる中炭素鋼

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Publication number: JP2012207257A
Application number: JP2011073060A
Authority: JP
Inventors: Hiroaki Goto; 洋昭後藤; Kazuya Hashimoto; 和弥橋本
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2011-03-29
Filing date: 2011-03-29
Publication date: 2012-10-25
Anticipated expiration: 2031-03-29
Also published as: JP5734050B2

Abstract

【課題】加工性、特に冷間加工性を低下させることなく、焼入性が向上でき、かつ、転動疲労特性の点で満足できる鋼材を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０３〜０．３０％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする。しかも、該鋼は上記組成のＡｌの含有量とＮの含有量から求められる固溶Ａｌの含有量が、該Ａｌ％から該Ｎ％の２７／１４を減じた値で０．０２０％以上を満足する転動疲労特性および高周波焼入性に優れた中炭素鋼である。
【選択図】図１

Description

本発明は自動車や各種産業機械の分野において、所定の形状に成形した後、高周波焼入れ処理により表面に硬化層を付与する部品に使用される、転動疲労特性、高周波焼入性に優れた中炭素鋼に関する。

機械構造用炭素鋼のうち、Ｃ：０．４０〜０．６０％を含有する中炭素鋼を用いた部品は、表面硬化処理の一つとして高周波焼入れが施される場合がある。一般的に、炭素鋼は質量効果が大きく、焼入性が比較的悪いため、高周波焼入れを施しても望まれる硬化層の硬さおよび深さが安定して得られない場合がある。特に、冷間加工を適用する鋼材には、軟化処理として球状化焼なましが施されるため、高周波焼入性は阻害される。よって、広範な寸法、工程であっても安定的な焼入れ硬さ、深さを得るためには焼入性向上が望まれる。

これらに対処する従来の技術として、鋼成分中のＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、およびＯ量を低減することにより、球状化焼なまし材の冷間鍛造性の尺度である変形抵抗を低下させ、Ｂを添加した成分系における、ＣｒとＭｏの複合添加量をＣｒ＋Ｍｏで０．３０〜０．８０％の範囲内として高周波焼入性、ねじり疲労強度および転動疲労寿命の向上を図ることができるとした冷間鍛造用鋼が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。さらに、被削性改善のために、Ｓｉ含有量を低減し、焼ならし硬さを下げるとともに、焼入性向上元素であるＢを添加することにより、Ｓｉ含有量の低減による焼入性の低下を補い、安定した高周波焼入性を確保した高強度高周波焼入用鋼が提案されている（例えば、特許文献２参照。）。また、冷間鍛造性を向上させるために、Ｓｉ、Ｍｎ、および固溶Ｎ量を低減し、Ａｌを０．１０％以上含有させることで球状化焼なましを施した鋼の高周波焼入れによる短時間加熱における均一オーステナイト化を促進し、高周波焼入性を向上した冷間鍛造用鋼が提案されている（例えば、特許文献３参照。）。

特開平５−５９４８６号公報特開平９−２４１７９４号公報特許第３７３８５０１号公報

しかし、上記の先行技術文献における、焼入性を向上させるＢの添加は、複合的に添加されるＴｉがＴｉＮを生成するため、転動疲労特性を劣化させる恐れがある。さらに焼入性を向上させるＣｒやＭｏの増量は素材の硬さを上昇させて加工性の低下を引き起こす。その上にＭｏは鋼材コストを上昇させる元素であるので、Ｍｏの添加は可能な限り避けたい。また、特許文献３の発明のように高周波焼入による焼入性向上のためにＡｌを添加する手法もあるが、合金元素量の低減、特にＳｉの低減は疲労特性を劣化させる。つまり、加工性と同時に焼入性を確保し、さらに疲労特性を向上することが従来技術では達成できていない。

そこで、本発明が解決しようとする課題は、加工性、特に冷間加工性を低下させることなく、焼入性が向上でき、かつ、転動疲労特性の点で満足できる鋼材を提供することである。

上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項１の手段では、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０３〜０．３０％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする鋼である。しかも、該鋼は上記組成のＡｌの含有量とＮの含有量から求められる固溶Ａｌの含有量が、該Ａｌ％から該Ｎ％の２７／１４を減じた値で０．０２０％以上を満足する、転動疲労特性および高周波焼入性に優れた中炭素鋼である。

本発明における中炭素鋼の化学成分の限定理由を以下に説明する。なお、以下において％は質量％を示す。

Ｃ:０．３５〜０．６０％
Ｃは、必要な強度および高周波焼入れ硬さを確保するために必要な元素である。しかし、０．３５％未満では高周波焼入れ後の表面硬さが確保できず、転動疲労寿命が低下する。一方、０．６０％を超えると靭性が低下するとともに素材の硬さが上昇するため被削性や冷間加工性等の加工性の劣化は避けられない。そこで、Ｃは０．３５〜０．６０％とし、望ましくは０．４５〜０．５５％とする。

Ｓｉ:０．１０〜０．５０％
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、鋼に必要な焼入性を付与し強度を高めるために添加する。さらに、Ｓｉは焼戻し軟化抵抗を向上させる、すなわち金属接触時の温度上昇による硬さ低下を抑制するため転動疲労特性の向上に有効な元素でもあるが、０．１０％未満ではその効果は確保できない。一方、０．５０％を超えると靭性が低下するとともに素材の硬さが上昇して加工性が劣化する。そこで、Ｓｉは０．１０〜０．５０％とし、望ましくは０．１５〜０．３５％とする。

Ｍｎ：０．５０〜１．２０％
Ｍｎは、鋼の脱酸に有効な元素である。さらに、鋼の焼入性を向上させるために非常に有効な元素であり、焼入性向上により不完全焼入れ組織のない完全なマルテンサイト組織を得ることは転動疲労特性を向上させる効果がある。鋼に必要な焼入性を付与し、強度を高めるために、０．５０％以上を添加する。しかし、１．２０％を超えると靭性が低下するとともに素材の硬さが上昇して加工性が劣化する。そこで、Ｍｎは０．５０〜１．２０％し、望ましくは０．６０〜１．００％とする。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不可避不純物として粒界に偏析し、０．０３０％を超えると靭性、疲労特性を低下させる。そこで、Ｐは０．０３０％以下とする。

Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、不可避不純物としてＭｎＳの介在物を形成して冷間加工性、靭性を低下させる。そこで、Ｓは０．０３０％以下とする。

Ｃｒ：０．３０％以下
Ｃｒは、焼入性を向上させる元素であるが、高周波焼入れの際に炭素のマトリックス中への固溶を阻害するため、高周波焼入性が低下する。そこで、Ｃｒは０．３０％以下とする。

Ａｌ：０．０３〜０．３０％
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素であり、さらにＮと結合しＡｌＮを生成するため、結晶粒粗大化の抑制に有効である。また、固溶Ａｌすなわち［Ａｌ％−（２７／１４）×Ｎ％］≧０．０２０％において焼入性が向上し、焼入れ時の不完全焼入れ組織を抑制する効果がある。しかし、Ａｌは多すぎると非金属介在物を生成して疲労強度が低下する。そこで、Ａｌは０．０３〜０．３０％とし、望ましくは０．０５％〜０．２５％とする。

Ｎ：０．０１５０％以下
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを生成するため結晶粒粗大化の抑制に有効である。しかし、Ｎは多すぎると、固溶Ａｌ％を確保するためにＡｌを増量させる必要があるため、Ｎは０．０１５０％以下とし、望ましくは０．０１００％以下とする。

Ｏ：０．００２０％以下
Ｏは、０．００２０％を超えて含有すると、転動疲労寿命を低下させる酸化物系介在物を生成する。そこで、この転動疲労寿命を低下させる酸化物系介在物の生成を抑制するために、Ｏは０．００２０％以下とし、望ましくは０．００１５％以下とする。

上記した手段とすることで、加工性、特に冷間加工性を低下させることなく、焼入性が向上でき、かつ転動疲労特性の点で満足できる鋼材を得ることができる。

スラスト型転動疲労試験片を示し、（ａ）は平面図、（ｂ）は側面図である。

表１に示す化学組成の鋼を１００ｋｇ真空溶解炉で溶製し、得られた鋼を１１５０℃で熱間鍛造し、φ６５ｍｍ、φ３２ｍｍおよびφ２０ｍｍの３種の丸棒鋼に製造し、これらの棒鋼を８６５℃に６０分間保持し空冷して焼ならし処理を行い、続いて球状化焼なまし処理を施した。

その後、上記のφ６５ｍｍの丸棒鋼を、図１に示す形状のスラスト型転動疲労試験片１の粗形に加工し、周波数６０ｋＨｚの高周波加熱を行った後に水焼入れし、１５０℃で９０分保持する焼戻し処理を行った。その後、さらにこの粗形を仕上げ加工して、外径Ｌ₁が６０ｍｍ、内径Ｌ₂が２０ｍｍからなる孔２および厚さＤが５．５ｍｍの形状に形成し、さらに表面をラップ仕上げして０．２μｍ以下の研磨を行ってスラスト型転動疲労試験片１とした。このスラスト型転動疲労試験片１を用い、スラスト型転動疲労試験機によって、最大接触面圧５．３ＧＰａで転動疲労試験を行った。スラスト型転動疲労試験片１にはく離を生じるまでのサイクル数をＬ₁₀寿命として求めてスラスト型転動疲労寿命とした。表２にＬ₁₀寿命および下記の方法で求めた高周波焼入性を示した。

さらに、上記のφ３２ｍｍの丸棒鋼を、φ２５ｍｍに旋削した後、周波数６０ｋＨｚの高周波加熱を行った後、水焼入れし、１５０℃で９０分保持する焼戻し処理を行って、断面のビッカース硬さ分布を測定した。硬化層の深さは、５００Ｈｖ以上の硬さを有する表面からの距離とした。

さらに、上記のφ２０ｍｍの丸棒鋼は、φ１４ｍｍで、高さ２１ｍｍの冷間据込み性試験片に加工し、端面拘束圧縮試験により変形抵抗を求めた。変形抵抗は圧縮率６０％における値とし、この変形抵抗を表２に示した。

表２において、網掛けをしている部分は、高周波焼入れ後の表面硬さが６００Ｈｖ未満であるもの、硬化層深さが２ｍｍ未満であるもの、スラスト型転動疲労寿命のＬ₁₀寿命が８×１０⁶サイクル未満であるもの、および変形抵抗が１２００ＭＰａ以上であるものである。

以上、表１および表２における発明鋼のＮｏ．Ａ〜Ｎｏ．Ｉは、表面硬さが６５０Ｈｖ以上であり、硬化層深さが２ｍｍ以上であり、スラスト型転動疲労寿命のＬ₁₀が８×１０⁶サイクル以上であるため、優れた高周波焼入性と転動疲労特性を有している。なお、Ａｌ含有量を０．１０％より高めた発明鋼のＮｏ．Ｂ、Ｎｏ．Ｃ、Ｎｏ．ＤおよびＮｏ．Ｇは高周波焼入れ深さが３ｍｍ超であり、Ｓｉ含有量を０．３５％より高めた発明鋼のＮｏ．Ｄ、Ｎｏ．Ｅ、Ｎｏ．ＧおよびＮｏ．Ｈ、並びにＣ含有量を０．６０％に高めた発明鋼Ｎｏ．Ｉは、転動疲労寿命のＬ₁₀寿命が１０×１０⁶サイクル以上であった。

これに対し、比較鋼のＮｏ．Ｋ、Ｎｏ．ＬおよびＮｏ．Ｎは高周波焼入れ深さが２ｍｍ未満であり、比較鋼のＮｏ．Ｊ、Ｎｏ．ＮおよびＮｏ．Ｏは転動疲労寿命のＬ₁₀寿命が８×１０⁶サイクル未満である。また、比較鋼のＮｏ．Ｍは、高周波焼入れ深さおよび転動疲労寿命がともに良好であるが、変形抵抗が最も高い値を示している。このように、これらの比較鋼は、表１に網かけで示すように、その成分元素のいずれかが本発明における請求項に規定する成分範囲から外れるものである。

１スラスト型転動疲労試験片
２孔
Ｌ₁ 外径
Ｌ₂ 内径
Ｄ厚さ

Claims

質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０３〜０．３０％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、上記組成のＡｌの含有量とＮの含有量から求められる固溶Ａｌの含有量が、該Ａｌ％から該Ｎ％の２７／１４を減じた値で０．０２０％以上を満足することを特徴とする転動疲労特性および高周波焼入性に優れた中炭素鋼。