JP3539529B2 - 冷間鍛造性、高周波焼入れ性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用等の機械部品に使用される機械構造用鋼に関し、とくに、高周波焼入れ処理を施される、例えば等速ジョイント用アウターレースなど、転動部品に用いて好適な機械構造用鋼に関する。
【0002】
【従来の技術】
近年、環境問題から、自動車部材に対して部品の軽量化の要求が強く、この点から自動車用部材の高強度化が要求されている。また、自動車用エンジンの高出力化に伴い、部品の大型化・重量増を避ける意味から、特に等速ジョイントアウターレースなどの駆動系部品に対し、高強度化による軽量化、および転動疲労寿命の向上など耐久性の向上が極めて強く要求されるようになっている。
【0003】
従来、自動車用部材などの機械構造用部材は、熱間圧延棒鋼に熱間鍛造、あるいはさらに焼きならし、焼なまし処理を施し、切削、冷間鍛造等により所定の形状に加工したのち、高周波焼入れ焼戻しを行い、機械構造用部材として重要な特性を確保しているのが一般的である。しかし最近では、熱間鍛造では、寸法精度が悪く、その後重切削する必要があることから、球状化焼なまし後に冷間鍛造により加工するプロセスが採用される傾向にある。
【0004】
高周波焼入れは、表層部のみを焼入れする一種の表面硬化処理であり、鋼材の強度や疲労特性の向上を図る目的で行われており、部品の最終品質を決定している。このようなことから、部品の高強度化には、C量の増加により高周波焼入れ焼戻し後の硬さを上昇させる手段が容易に考えられる。現在は、C:0.48%のS48Cが冷間鍛造を施す用途の鋼材として利用されている。しかし、C量の増加は、とくに、C:0.50%以上の鋼においては、冷間鍛造時の変形抵抗が高くなりすぎ、冷間鍛造機の能力を超える場合が生じるという問題があった。このような状況から、鋼中C量を高めても、冷間鍛造が可能な鋼材の開発が要望され、たとえば、特開平2−129341号公報には、高周波焼入れ性および冷間鍛造性が優れた鋼材が提案されている。この鋼材は、フェライトの変形抵抗を低下させるため、Siの添加を制限し、C、Nと結合し易いTiを添加し、さらに焼入れ性の増加のためBを添加し、Mn、Cr量を適正化することにより、冷間鍛造性を損なうことなく高周波焼入れ後の硬さを高めることで高強度化を図るものである。しかしながら、この鋼材によっても、転動疲労寿命の向上に限界があることが判明した。すなわち、特開平2−129341号公報に記載された技術では、Tiの添加により、Bの高周波焼入れ性に対する効果を確保している。このため、硬質のTiNが多量に存在しており、これらが転動疲労の剥離の起点となることから、転動疲労寿命の向上に限界があるという問題があった。
【0005】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記した状況に鑑み、冷間鍛造性、高周波焼入れ性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼を提供することを目的にする。本発明では、機械部品として現在使用されているS48C鋼と同等あるいはそれ以上の冷間鍛造性、高周波焼入れ性を有し、かつより一層高い転動疲労寿命を有する機械構造用鋼を目標とする。
【0006】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記問題点を有利に解決するため鋭意検討した結果、鋼中Ti量を低く制限し、BおよびAlを適正量添加することにより、球状化焼なまし後の冷間鍛造性および高周波焼入れ性を損なうことなく、高周波焼入れ後の転動疲労寿命を著しく向上できることを新たに見いだし、本発明を構成した。
【0007】
すなわち、本発明は、重量比で、C:0.40〜0.75%、Si:1.20%以下、Mn:0.65%以下で、かつ、Si+1.8Mn:1.50%以下、S:0.020%以下、Al:0.1〜0.5%、Cr:0.30%未満、B:0.0003〜0.0050%、Ti:0.005%未満、N:0.007%以下、O:0.0020%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする冷間鍛造性、高周波焼入れ性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼である。また、本発明は、重量比で、C:0.40〜0.75%、Si:1.20%以下、Mn:0.65%以下で、かつ、Si+1.8Mn:1.50%以下、S:0.020%以下、Al:0.1〜0.5%、Cr:0.30%未満、B:0.0003〜0.0050%、Ti:0.005%未満、N:0.007%以下、O:0.0020%以下を含み、さらに、Mo:0.05〜0.20%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする冷間鍛造性、高周波焼入れ性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼である。
【0008】
【発明の実施の形態】
まず、本発明における、成分組成の限定理由について説明する。
C:0.40〜0.75%
Cは、高周波焼入れ性への影響が最も大きい元素であり、焼入れ硬化層の硬さおよび深さを高めるうえで有用である。その効果を得るためには少なくとも0.40%以上必要である。しかし、0.75%を超えると効果が飽和するため、0.75%を上限とした。
【0009】
Si:1.20%以下、Mn:0.65%以下でかつ、Si+1.8Mn:1.50%以下
SiおよびMnはいずれも、球状化焼なまし処理時に、フェライト中に固溶し、フェライトを強化する元素で、冷間鍛造時の変形抵抗を上昇させるため、本発明では可能なかぎり低減する。フェライトの軟化のために許容できる上限は、単独では、Siは1.20%で、Mnは0.65%であるが、SiとMn合計ではSi+1.8Mnで1.50%である。好ましくはSi+1.8Mnで0.40〜1.00%である。
【0010】
S:0.020%以下
SはMnと結合してMnSを形成し、冷間鍛造性を低下させるため極力低減することが望ましいが、0.020%までは許容できる。したがって、Sは0.020%以下とする。
Al:0.1〜0.5%
Alは、強力な脱酸剤として、鋼中O量の低減に有効な元素であり、さらに、Nと結合しAlNを形成して、Bの高周波焼入れ性向上効果を発揮させるのに有効に作用する。0.1%未満では、この効果が小さく、また、0.5%を超えて添加しても上記効果が飽和するうえ、過剰のAlが基地に固溶して冷間鍛造性を劣化させる。このため、Alは0.1〜0.5%の範囲とした。なお、好ましくは、0.15〜0.40%の範囲である。
【0011】
Cr:0.30%未満
Crは、球状化焼なまし時に、炭化物中に固溶し、高周波焼入れ時に炭化物を難溶解性とし、高周波焼入れ性を劣化させ、疲労特性を低下させるが、0.30%未満の添加であれば許容される。
B:0.0003〜0.0050%
Bは、焼入れ性を高め、高周波焼入れ時の焼入れ深さを高めるのに有効である。この効果は、0.0003%以上の添加で認められる。しかし、0.0050%を超えると鋳片割れを生じ易くなり、生産性を劣化させる。そのため、上限は0.0050%とする。好ましくは0.0010〜0.0040%である。
【0012】
Ti:0.005%未満
Tiは、Nと結合し硬質なTiNを形成し、転動疲労寿命を低下させるため、0.005%未満に低減することが望ましい。
N:0.007%以下
Nは、フェライト中に固溶した場合には歪時効を生じ、冷間鍛造時の変形抵抗を増加させ、あるいはBと結合しBNを形成した場合にはBの高周波焼入れ性向上効果を阻害するため、極力低減することが望ましい。上記Al量との兼ね合いから0.007%までは許容できるため、0.007%を上限とした。
【0013】
O:0.0020%以下
Oは、酸化物を形成し、冷間鍛造性および転動疲労寿命を低下させるため、極力低減するのが望ましいが、0.002%までは許容できる。このため、0.002%を上限とした。
Mo:0.05〜0.20%
Moは、焼入れ性向上に有用な元素であり、高周波焼入れ性が特に要求される場合に添加する。焼入れ性の向上は、0.05%以上の添加で効果が認められるが、0.20%を超えると著しく硬化し冷間鍛造時の変形抵抗が上昇する。このため、Moは0.05〜0.20%の範囲とした。
【0014】
その他、不可避的不純物を含有するが、特にPは、鋼を硬化させる元素であり、また、結晶粒界等に偏析し、材質を劣化させるため、極力低減するのが望ましく0.015%以下とするのが好ましい。
本発明鋼の製造方法は、常法にしたがい製造すればよくとくに限定しない。溶製方法は、転炉あるいは電気炉で溶製し、RH脱ガス等の真空脱ガス、取鍋での精錬などを付加してもよい。溶鋼は連続鋳造法あるいは造塊法で凝固させ、凝固させた後、熱間圧延あるいは熱間・温間鍛造を経て所定の形状の素材とする。これら素材は、必要により焼ならしを施した後、球状化焼なましを行う。次いで、切削、鍛造などの冷間加工により所望の形状に仕上げられ、さらに、高周波焼入れ焼戻しなどの熱処理により、所望の特性を付与される。
【0015】
【実施例】
表1に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により400×560mmのブルームとしたのち熱間圧延により35mmφの棒鋼とした。ついで、これら棒鋼に焼ならし、球状化焼なましを施し、下記に示す試験を実施し、その結果を表2に示す。
【0016】
【表1】
【0017】
【表2】
【0018】
(1)冷間鍛造試験
上記棒鋼から機械加工により、冷間鍛造試験用として、15mmφ×22.5mmの円柱状試験片を採取した。冷間鍛造試験は端面完全拘束の条件で、遂次圧縮を行い、限界圧縮率および圧縮率70%での変形抵抗を求めた。冷間鍛造試験は1鋼種あたり10個の試験片を用いた。ここで、限界圧縮率は、試験片の50%が割れを発生する圧縮率をいう。
(2)高周波焼入れ試験
上記棒鋼から機械加工により、12mmφ×100mm の試験片を採取し、これに周波数15kHzの高周波焼入れ装置を用いて焼入れし、 150℃×60min の焼戻しを施して、表面硬さ、有効硬化深さを測定した。ここで、有効硬化深さとはHv392 以上の硬さとなる表面からの距離をいう。
(3)転動疲労試験
上記棒鋼から機械加工により、12mmφ×22mmの試験片を採取し、ラジアル型転動疲労試験機により転動疲労寿命を求めた。試験条件は、ヘルツ最大接触応力:600kgf/mm2、繰り返し応力数:約46500cpm、潤滑:#65タービン飛沫油である。これら試験結果がワイブル分布に従うものとして確率紙上にプロットし、B10寿命(累積破損確率:10%での剥離発生までの総負荷回数)を求めた。各鋼の転動疲労寿命を鋼No. 1を基準として、鋼No. 1の寿命に対する比で評価した。
【0019】
鋼No. 1はS48Cの従来鋼で、限界圧縮率63%、変形抵抗856MPaの冷間鍛造性を、表面硬さHRC55.0 、有効硬化深さ2.3mm の高周波焼入れ性を有している。
鋼No.23 は本発明範囲よりAlが低くTiの高い、特開平2−129341号相当鋼である。No. 1に比べてC量が高く、冷間鍛造性、高周波焼入れ性ならびに転動疲労寿命のいずれも鋼No. 1と同等以上である。
【0020】
鋼No. 2〜13は、本発明例であり、表面硬さHRC59.1 〜62.7、有効硬化深さ 2.5〜3.2mm と鋼No. 1にくらべ高い高周波焼入れ性を有している。また、限界圧縮率は63〜65%と鋼No. 1と同等であり、圧縮率70%における変形抵抗は 756〜847MPaと鋼No. 1にくらべ低く、すぐれた冷間鍛造性を有している。さらに、B10寿命は鋼No. 1の 1.8〜10.7倍と優れており、No. 23の 1.2よりも高い。
【0021】
一方、鋼No.14 〜22は比較例である。
鋼No.14 はCが本発明範囲外であるため、冷間鍛造性は鋼No. 1と同等以上であるが、転動疲労寿命が鋼No. 1にくらべ劣り、さらに、高周波焼入れ性のうち表面硬さがHRC53.5 と鋼No. 1にくらべ低い。
鋼No.15 はCが、鋼No.16 、17はSi+Mnが、鋼No.22 はSが本発明範囲外であるため、高周波焼入れ性、転動疲労寿命いずれも鋼No. 1あるいはNo.23 にくらべ優れているが、限界圧縮率が低いか、変形抵抗が高いかで、冷間鍛造性は鋼No. 1に比較し不十分である。
【0022】
鋼No.18 はCrが、鋼No.19 はBが本発明範囲外であるため、冷間鍛造性は鋼No. 1と同等以上で、転動疲労寿命は鋼No. 1あるいはNo.23 より優れており、表面硬さは鋼No. 1より高いが、有効硬化深さが 2.0mmと鋼No. 1より劣り、高周波焼入れ性が不十分である。
鋼No.20 はTiが、鋼No.21 はOが本発明範囲外であるため、鋼No. 1にくらべ転動疲労寿命の改善が認められない。
【0023】
【発明の効果】
本発明によれば、S48C鋼と同等あるいはそれ以上の冷間鍛造性を有し、かつ高周波焼入れ性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼材を容易に得ることができ、機械部品、とくに転動部品の高品質化に寄与でき、産業上の利用価値は大である。
Claims (2)
- 重量比で、
C:0.40〜0.75%、
Si:1.20%以下、
Mn:0.65%以下、
で、かつ、Si+1.8Mn:1.50%以下、
S:0.020%以下、
Al:0.1〜0.5%、
Cr:0.30%未満、
B:0.0003〜0.0050%、
Ti:0.005%未満、
N:0.007%以下、
O:0.0020%以下
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする冷間鍛造性、高周波焼入れ性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼。 - 重量比で、
C:0.40〜0.75%、
Si:1.20%以下、
Mn:0.65%以下、
で、かつ、Si+1.8Mn:1.50%以下、
S:0.020%以下、
Al:0.1〜0.5%、
Cr:0.30%未満、
B:0.0003〜0.0050%、
Ti:0.005%未満、
N:0.007%以下、
O:0.0020%以下
を含み、さらに、
Mo:0.05〜0.20%
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする冷間鍛造性、高周波焼入れ性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼。
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