JP3756272B2

JP3756272B2 - Manufacturing method of hot forged parts with excellent wear resistance

Info

Publication number: JP3756272B2
Application number: JP30158296A
Authority: JP
Inventors: 豊明江口
Original assignee: JFE Bars and Shapes Corp
Current assignee: JFE Bars and Shapes Corp
Priority date: 1996-11-13
Filing date: 1996-11-13
Publication date: 2006-03-15
Anticipated expiration: 2016-11-13
Also published as: JPH10137888A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、耐摩耗性に優れた熱間鍛造部品の製造方法、特に、圧入されるベアリング等の部品との嵌合い部に生じるフレッチング（微小滑り）摩耗を大幅に軽減することができる、耐摩耗性に優れた熱間鍛造部品の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車のクランクシャフト、ハブ等の機械部品は、従来Ｓ４５Ｃに代表される機械構造用鋼を熱間鍛造して、鍛造まま部品を調製し、次いで、このようにして調製した鍛造まま部品に焼入れ焼戻し処理を施して、即ち、調質処理を施して粗部品を調製し、次いで、このようにして調製した粗部品に仕上げ加工を施して製造される。このように鍛造まま部品に調質処理を施すのは、製品部品に強靱性を持たせるためである。
【０００３】
しかしながら、工程省略、省エネルギー化の観点から、鍛造後に放冷または風冷ままで所望の強靱性を得ることができる非調質鋼が広く採用されている。このような非調質鋼からなる熱間鍛造まま部品は、調質処理が施こされることなく、そのまま冷却され、次いで、軸部に切削等の機械加工が施こされて製品部品に仕上げられる。
【０００４】
上記機械部品が例えばクランクシャフトである場合、クランクシャフトが繰返し曲げを受けると、クランクシャフトに圧入されるベアリングのインナーレースとクランクシャフトとの嵌合い部に応力が集中する結果、この嵌合い部にフレッチングによるフレッチング摩耗が生じる。このフレッチング摩耗の程度が進行すると、クランクシャフトとしての機能が失われる。
【０００５】
図１および図２を参照しながらフレッチング摩耗について説明する。図１は、車軸１とこれにプレスばめされたベアリング２との嵌合い部における応力分布を示す図である。図２は、ベアリング２との嵌合い部において上下方向に繰返し曲げを受ける車軸１を示す概念図である。
【０００６】
図１および図２に示すように、フレッチング摩耗は、車軸１とベアリング２との嵌合い部において、最も大きな応力（Ｐ）を受ける部分、即ち、嵌合い部の両端部３において生じやすい。
【０００７】
従来の非調質鋼は、例えば、特開昭６２−９６６５３号公報、特開平４−９９２４９号公報、特開平７−２３３４３５号公報に開示されているように、フェライト＋パーライト組織を基本とするものであって、靱性を確保する点からもフェライトの面積率が１０から４０％と高かった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、フェライト相は、軟質で面圧のかかった状態において１０から１００μｍフレッチングが繰り返されると、この軟質なフェライト相に応力が集中する結果、変形しやすくなり、このために磨耗粉が生じる。この磨耗粉は、赤褐色に酸化したざらざらした酸化磨耗粉である。この酸化磨耗粉は、一般の滑り磨耗と異なり、磨耗面から排出されない。従って、磨耗が更に磨耗を促進することになる。
【０００９】
このようなことから、従来の非調質鋼は、熱間鍛造ままで使用することができないので、上述したような嵌合い部には、高周波焼入れ、あるいは、タフトライド等の表面硬化処理を施して、耐磨耗性の向上を図る必要があった。
【００１０】
しかしながら、このような表面硬化処理を行うことは製造工程が増えることになって、コスト増につながっていた。本願発明者は、上述したような問題点に鑑み、耐磨耗性に優れた熱間鍛造部品の製造方法を開発すべく鋭意研究を重ねた。この結果、以下のような知見を得た。
【００１１】
（１）フレッチング磨耗の特徴は、著しい酸化磨耗粉の形成であり、磨耗過程における酸化磨耗粉は、アブレシブ（研磨）作用として磨耗を促進する作用を有していることは上述した通りである。そこで、この酸化磨耗粉によるアブレシブ磨耗を防止することが重要になる。そのために酸化磨耗粉の発生原因となる応力が集中する軟質なフェライト相を極力少なくし、できれば、その発生を抑止して、硬質なパーライト単相組織とすることが望ましい。
（２）従来の非調質鋼の欠点は、降伏応力（ＹＳ）が低いことである。磨耗は、表層部の鋼が組成変形することによって進行することから、磨耗を抑制するには、鋼を組成変形しにくくする必要がある。即ち、磨耗を抑制するには、降伏応力を従来の調質鋼並みに高くする必要がある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
この発明は、上述したような知見に基づきなされたものであって、請求項１記載の発明は、Ｃ：０．５５から０．６０％、Ｓｉ：０．０１から０．５０％、Ｍｎ：０．３から２．０％、Ｃｒ：０．０１から２．００％、Ｖ：０．０３から０．２０％、Ｎ：０．００５０から０．０２００％（以上、重量％）、残部：鉄および不可避的不純物からなり、下式Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋１．５Ｖによって表される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．８０から１．１０％の範囲内の鋼を、１１５０から１３００℃の範囲内の加熱温度の基で所望の部品形状に熱間鍛造して、鍛造まま部品を調製し、次いで、このようにして調製した前記鍛造まま部品を、０．２から１０℃／ｓｅｃの範囲内の冷却速度で空冷して、下記機械的性質を有し、ブリネル硬さ（ＨＢ）：２５０から２９０、降伏応力（ＹＰ）：６００Ｎ／ｍｍ²以上、伸び（Ｅｌ）：１５％以上、且つ、フェライト面積率（ｆ_F）が５％以下のパーライトを主体とする金属組織を有する粗部品を調製し、次いで、このようにして調製した前記粗部品における他部品との嵌合い部を、前記嵌合い部の表面粗さが５から２５μｍの範囲内になるように仕上げ加工を施すことに特徴を有するものである。
【００１３】
請求項２記載の発明は、前記鋼は、Ｔｉ、ＮｂおよびＡｌのうちの少なくとも１種を、０．００５から０．１００重量％の範囲内で更に含んでいることに特徴を有するものである。
【００１４】
【発明の実施の形態】
次に、この発明における必須成分元素を、上述したように限定した理由について説明する。
【００１５】
Ｃ（炭素）：炭素は、鋼の強度を確保する上および組織をパーライトにする上で重要な元素である。しかしながら、炭素含有量が０．５５重量％（以下、単に％と記載する。）未満では、組織をパーライトにすることが困難である。一方、炭素含有量が０．６０％を超えると鋼の強度が高くなり過ぎて、切削性が低下するばかりか、靱性も低下する。従って、この発明においては、炭素含有量を、０．５５から０．６０％の範囲内に限定した。
【００１６】
Ｓｉ（シリコン）：シリコンは、脱酸材として重要な元素であり、このために、０．０１％以上含有させる必要がある。一方、シリコンは、フェライト形成元素であり、その含有量が０．５０％を超えるとフェライトが発生しやすくなると共に介在物が増加して、靱性が低下する等の問題が生じる。従って、この発明においては、シリコン含有量を０．０１から０．５０％の範囲内に限定した。
【００１７】
Ｍｎ（マンガン）：マンガンは、鋼の靱性を確保するのに重要な元素であり、硫化鉄（ＦｅＳ）の発生を防止して靱性を確保するには、０．３％以上含有させる必要がある。一方、マンガン含有量が２．０％を超えると、鋼が硬くなり過ぎて、靱性が低下する等の問題が生じる。従って、この発明においては、マンガン含有量を、０．３から２．０％の範囲内に限定した。
【００１８】
Ｃｒ（クロム）：クロムは、鋼の焼入れ性を高めて、フェライトの発生を抑制するのに重要な元素であり、この目的を達成するために、０．０１％以上含有させる必要がある。一方、クロム含有量が２．００％を超えると組織の中にベイナイトが混在する割合が高くなって、靱性が低下する。従って、この発明においては、クロム含有量を。０．０１から２．００％の範囲内に限定した。
【００１９】
Ｖ（バナジウム）：バナジウムは、窒素と結合して鍛造後の冷却中に窒化物（ＶＮ）を析出させて鋼を強化し、降伏応力を高めるのに重要な元素であり、この目的を達成するために、０．０３％以上含有させる必要がある。一方、バナジウム含有量が０．２０％を超えると、バナジウムは、フェライトを形成しやすくなるので、フェライトの面積率が多くなる。従って、この発明においては、バナジウム含有量を、０．０３から０．２０％の範囲内に限定した。
【００２０】
Ｎ（窒素）：窒素は、バナジウムの析出硬化を有効なものにするために必要であるが、窒素が０．００５０％未満では、降伏応力（ＹＳ）を高めるのに、多量のバナジウムが必要となる。一方、窒素含有量が０．０２００％を超えても、上述した効果は変わらないばかりか、靱性が低下する。従って、この発明においては、窒素含有量を、０．００５０から０．０２００％の範囲内に限定した。
【００２１】
次に、上記必須成分元素に付加的に添加する付加的成分元素を、上述したように限定した理由について説明する。
【００２２】
Ｔｉ（チタン）：チタンは、結晶粒を微細化して鋼の靱性を確保する作用を有している。従って、この発明においては、必要に応じて、チタンを付加的に添加する。しかしながら、チタン含有量が０．００５％未満では、上述した作用による効果が十分に現れない。一方、チタン含有量が０．１００％を超えても、上述した作用による効果は変わらないばかりか、逆に、靱性を低下を低下させる。従って、チタン含有量は、０．００５から０．１００％の範囲内に限定した。
【００２３】
Ｎｂ（ニオブ）：チタンと同様な理由によって、ニオブ含有量は、０．００５から０．１００％の範囲内に限定した。
【００２４】
Ａｌ（アルミニウム）：チタンと同様な理由によって、アルミニウム含有量は、０．００５から０．１００％の範囲内に限定した。
【００２５】
なお、上記成分元素の他に、鋼には、不可避的不純物として、Ｐ（燐）、Ｃｕ（カッパ）等が含まれている。また、切削性を向上させるために、Ｓ（硫黄）、Ｃａ（カルシウム）、Ｐｂ（鉛）等の快削性向上元素を添加しても良い。更に、Ｎｉ（ニッケル）、Ｍｏ（モリブデン）等を焼入れ性向上のために添加しても良い。
【００２６】
次に、下式で表される炭素当量（Ｃｅｑ）を、上述したように限定した理由について説明する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋１．５Ｖ
炭素当量が０．８０％未満では、所望の硬さが得られず、一方、１．１０％を超えると、硬くなり過ぎて、切削性および靱性が低下する。従って、この発明においては、炭素当量を０．８０から１．１０％の範囲内に限定した。
【００２７】
次に、熱間鍛造の際の加熱温度を、上述したように限定した理由について説明する。加熱温度が１１５０℃未満では、鍛造時の鋼の変形抵抗が大きく、鍛造治具の寿命が短くなる。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化して、鍛造部品に十分な靱性を確保することができない。従って、この発明においては、熱間鍛造の際の加熱温度を１１５０から１３００℃の範囲内に限定した。
【００２８】
次に、鍛造後の冷却速度を、上述したように限定した理由について説明する。冷却速度が０．２℃／ｓｅｃ未満では、所望の強度を得ることが困難であり、しかも、組織内のフェライト面積が多くなってフレッチング磨耗が生じやすくなる。一方、１０℃／ｓｅｃを超える冷却速度は、強力な扇風機を使用しても得ることが困難であり、水冷、油冷等、他の冷却手段を採用する必要がある。従って、設備費が高くなり非調質鋼のメリットが相殺されてしまう。従って、この発明においては、鍛造後の冷却速度を０．２から１０℃／ｓｅｃの範囲内に限定した。
【００２９】
次に、機械的性質を、上述したように限定した理由について説明する。ブリネル硬さ（ＨＢ）を２５０から２９０の範囲内に限定したのは、ブリネル硬さが２５０未満では、部品の疲労強度を確保することができず、一方、２９０を超えると、切削性が低下するからである。
【００３０】
降伏応力（ＹＰ）を６００Ｎ／ｍｍ²以上に限定したのは、次の理由による。即ち、部品の磨耗は、相手材との接触部分が塑性変形することによって進行する。この塑性変形を抑制するためには、降伏応力を６００Ｎ／ｍｍ²以上に限定する必要があるからである。
【００３１】
伸び（Ｅｌ）を１５％以上に限定したのは、次の理由による。即ち、自動車の足廻り部品には、突然の衝撃により折損しないように、高い靱性が要求される。この高い靱性を確保するためには、伸びを１５％以上に限定する必要があるからである。
【００３２】
次に、フェライト面積率（ｆ_F）が５％以下のパーライトを主体とする金属組織に限定するのは、次の理由による。即ち、フェライト＋パーライト組織中のフェライトが５％を超えると、軟質なフェライト相に応力が集中して、磨耗が促進する。磨耗を抑制するには、フェライト面積率が５％以下、望ましくは、０％であることが必要である。このとき、パーライト中には、靱性を低下させない範囲内において、ベイナイト等の低温変態組織が一部混入することは差し支えない。
【００３３】
次に、他部品との嵌合い部の表面粗さが５から２５μｍの範囲内になるように、切削等により仕上げ加工するのは、以下の理由による。部品の表面粗さは、フレッチング磨耗に大きな影響を及ぼす。なお、表面粗さは、通常実施されている方法であって、ＪＩＳＢ０６０１に基づき、触針式粗さ計を使用して、算術平均粗さ（Ｒａ）を測定した結果である。
【００３４】
図３に、車軸１と、これより粗い表面を有するベアリング２との接触の概念図を示す。図３に示すように、車軸１の表面がある程度粗いときには、車軸１の表面の山部１Ａが弾性変形して接線方向（Ｓ）の動きを吸収する。また、車軸１表面の山部１Ａがベアリング２と接触することによって発生した酸化磨耗粉は、車軸１表面の谷部１Ｂ内に入り込むことによって、磨耗の進行が抑制される。
【００３５】
しかしながら、車軸１の表面粗さが５μｍ未満では、上述した磨耗の進行の抑制効果が十分に現れず、一方、２５μｍを超えても、上述した効果は変わらない。
【００３６】
上述した現象を実証するために、次のような試験を行った。試験片は、後述する表１における本発明試験片Ｎｏ．１を使用した。そして、切削により表面粗さを変化させて、表面粗さとフレッチング磨耗量との関係について調べた。この結果を図４に示す。図４から明らかなように、表面粗さが５μｍ未満では、フレッチング磨耗量が急激に増加するが、表面粗さが２５μｍを超えてもフレッチング磨耗量は顕著に変化しないことが分かった。
【００３７】
フレッチング磨耗試験は、図５の概略図で示すフレッチング磨耗試験装置により、次のようにして行った。即ち、台座４上に、両側にベアリング２を嵌め込んだ車軸１を固定部材５を介して固定し、ベアリング２に、振動数：４０Ｈｚ、振幅：８０μｍの条件で上下に１００万回振動を加振機６によって付与した。そして、このときの車軸１のフレッチング磨耗量を測定した。フレッチング磨耗量は、車軸１に付着した酸化磨耗粉を刷毛で取り除いた後の車軸１の重量を測定し、その重量損失によって求めた。
【００３８】
従って、この発明においては、他部品との嵌合い部の表面粗さを５から２５μｍの範囲内に限定した。次に、この発明を実施例によって更に詳細に説明する。
【００３９】
表１に示す成分組成および炭素当量を有する７０ｍｍφの鋼材Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１を１１５０から１３００℃の範囲内の温度に加熱し、それぞれ熱間鍛造して自動車部品としてのハブを調製した。次いで、このようにして調製した鍛造ままハブを、ブリネル硬さ（ＨＢ）、降伏応力（ＹＰ）、伸び（Ｅｌ）およびフェライト面積率（ｆ_F）が表１に示すような値となるように、０．２から１０℃／ｓｅｃの範囲内の冷却速度で空冷した。
【００４０】
次いで、このようにして空冷した鍛造ままハブに、切削によって仕上げ加工を施して、表１に示すような表面粗さを有する製品ハブを製造した。なお、Ｎｏ．１２の従来鋼Ｓ４５Ｃによる製品ハブは、鍛造後、焼入れ焼戻し処理を施して製造したものである。
【００４１】
そして、このようにして製造した製品ハブから本発明試験片、比較試験片および従来試験片を切り出し、各試験片を、引張試験、硬さ試験、組織試験およびフレッチング磨耗試験に供した。フレッチング磨耗試験は、上述したフレッチング磨耗試験装置により行った。
【００４２】
【表１】

【００４３】
表１から明らかなように、炭素当量、ブリネル硬さ（ＨＢ）、降伏応力（ＹＰ）、伸び（Ｅｌ）およびフェライト面積率（ｆ_F）が何れも本発明範囲内である本発明試験片Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３は、フレッチング磨耗量が比較試験片および従来試験片より少なく、後述する調質材である従来試験片Ｎｏ．１２と同等かそれ以上の優れた特性を有していた。
【００４４】
これに対して、比較試験片Ｎｏ．４は、Ｃ、Ｍｎ含有量およびＣｅｑの値が本発明範囲を下回り、このためにＨＢ、ＹＰが本発明範囲より低く、フェライト面積率は、本発明範囲を上回っていた。従って、フレッチング磨耗量は、本発明試験片より多かった。比較試験片Ｎｏ．５は、Ｃ含有量およびＣｅｑの値が本発明範囲を上回るために、ＨＢが本発明範囲より高く、組織もベイナイトであった。従って、フレッチング磨耗量は、それほど多くないものの、Ｅｌが本発明範囲より低かった。比較試験片Ｎｏ．６は、Ｍｎ含有量が本発明範囲を上回り、Ｖ含有量が本発明範囲を下回るためにＹＰが本発明範囲より低かった。従って、フレッチング磨耗量は、本発明試験片より多かった。比較試験片Ｎｏ．７は、Ｃｒ含有量が本発明範囲を上回るために、Ｅｌが本発明範囲より低かった。比較試験片Ｎｏ．８は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎが何れも本発明範囲を上回るために、Ｅｌが本発明範囲より低かった。比較試験片Ｎｏ．９は、Ｔｉが本発明範囲を上回り、Ｎが本発明範囲を下回るので、ＹＰが本発明範囲より低かった。従って、フレッチング磨耗量は、本発明試験片に比べて多かった。
【００４５】
また、非調質材である従来試験片Ｎｏ．１０およびＮｏ．１１は、何れもフェライト面積率が本発明範囲を上回るので、フレッチング磨耗量は、本発明試験片に比べて著しく多かった。これに対して、調質材である従来試験片Ｎｏ．１２は、Ｅｌおよびフレッチング磨耗量共に、優れた特性を有していた。
【００４６】
【発明の効果】
以上説明したように、この発明によれば、焼入れ焼戻しや、切削後の表面硬化処理を施すことなく、耐フレッチング磨耗に優れた熱間鍛造部品の製造が可能となるといった有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】車軸とこれにプレスばめされたベアリングとの嵌合い部における応力分布を示す図である。
【図２】ベアリングとの嵌合い部において上下方向に繰返し曲げを受ける車軸を示す概念図である。
【図３】車軸と、これより粗い表面を有するベアリングとの接触状態を示す概念図である。
【図４】表面粗さとフレッチング磨耗量との関係を示すグラフである。
【図５】フレッチング磨耗試験装置を示す概略図である。
【符号の説明】
１：車軸
１Ａ：山部
１Ｂ：谷部
２：ベアリング
３：嵌合いの端部
４：台座
５：固定部材
６：加振機[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention provides a method for manufacturing a hot forged part having excellent wear resistance, and in particular, can significantly reduce fretting (micro-slip) wear occurring in a fitting part with a press-fitted bearing or other parts. The present invention relates to a method for producing a hot forged part having excellent wear characteristics.
[0002]
[Prior art]
Machine parts such as crankshafts and hubs of automobiles are hot-forged with mechanical structural steel, typically represented by S45C, to prepare parts as forged, and then quenched and tempered into the forged parts thus prepared. A rough part is prepared by performing a treatment, that is, a tempering process is performed, and then the rough part thus prepared is subjected to a finishing process. The reason why the tempering process is performed on the part as it is forged is to provide the product part with toughness.
[0003]
However, from the viewpoint of omitting the process and saving energy, non-tempered steel that can obtain desired toughness while being allowed to cool or wind cooled after forging is widely adopted. The hot forged parts made of such non-tempered steel are cooled as they are without being tempered, and then machined such as cutting is applied to the shaft to finish the product parts. It is done.
[0004]
In the case where the mechanical part is a crankshaft, for example, when the crankshaft is repeatedly bent, stress concentrates on the fitting portion between the inner race of the bearing press-fitted into the crankshaft and the crankshaft. Fretting wear due to fretting occurs. As the degree of fretting wear progresses, the function as a crankshaft is lost.
[0005]
The fretting wear will be described with reference to FIGS. FIG. 1 is a diagram showing a stress distribution in a fitting portion between an axle 1 and a press-fitted bearing 2. FIG. 2 is a conceptual diagram showing the axle 1 that is repeatedly bent in the vertical direction at the fitting portion with the bearing 2.
[0006]
As shown in FIGS. 1 and 2, fretting wear is likely to occur at a portion that receives the greatest stress (P) in the fitting portion between the axle 1 and the bearing 2, that is, at both end portions 3 of the fitting portion.
[0007]
Conventional non-tempered steel is based on a ferrite + pearlite structure as disclosed in, for example, Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 62-96653, 4-99249, and 7-233435. In terms of securing toughness, the area ratio of ferrite was as high as 10 to 40%.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
However, if the ferrite phase is soft and is subjected to fretting at a surface pressure of 10 to 100 μm, stress is concentrated on the soft ferrite phase, resulting in deformation easily, resulting in wear powder. This wear powder is a rough oxidation wear powder oxidized to reddish brown. Unlike general sliding wear, this oxidized wear powder is not discharged from the wear surface. Therefore, wear further promotes wear.
[0009]
Because of this, conventional non-tempered steel cannot be used as it is hot forged, so the fitting part as described above is subjected to surface hardening treatment such as induction hardening or tuftride. It was necessary to improve the wear resistance.
[0010]
However, performing such a surface hardening treatment increases the number of manufacturing steps, leading to an increase in cost. In view of the above-described problems, the present inventor has conducted extensive research to develop a method for producing a hot forged part having excellent wear resistance. As a result, the following findings were obtained.
[0011]
(1) The characteristic of fretting wear is the formation of significant oxidized wear powder. As described above, oxidized wear powder in the wear process has an action of promoting wear as an abrasive action. Therefore, it is important to prevent abrasive wear due to this oxidized wear powder. Therefore, it is desirable to minimize the soft ferrite phase in which the stress that causes the generation of oxidized wear powder is concentrated, and to suppress the generation, if possible, to obtain a hard pearlite single phase structure.
(2) A disadvantage of the conventional non-heat treated steel is that the yield stress (YS) is low. Since the wear proceeds by compositional deformation of the steel in the surface layer portion, it is necessary to make the steel difficult to undergo compositional deformation in order to suppress wear. That is, in order to suppress wear, it is necessary to make the yield stress as high as that of conventional tempered steel.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
This invention has been made on the basis of the knowledge as described above, and the invention according to claim 1 is characterized in that C: 0.55 to 0.60%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.3 to 2.0%, Cr: 0.01 to 2.00%, V: 0.03 to 0.20%, N: 0.0050 to 0.0200% (above,% by weight), balance: A steel consisting of iron and inevitable impurities and having a carbon equivalent (Ceq) of 0.80 to 1.10% represented by the following formula Ceq = C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + 1.5V is 1150 to 1300 ° C. Hot forging into a desired part shape based on a heating temperature within the range of the above, preparing the as-forged part, and then preparing the as-forged part thus prepared at 0.2 to 10 ° C./sec. Air-cooled at a cooling rate within the range, and has the following mechanical properties, Brinell hardness (HB): 250 to 290, yield stress (YP): 600 N / mm ² or more, elongation (El): 15% or more, and ferrite area ratio (f _F ) of 5% or less, mainly pearlite A rough part having a metal structure to be prepared is prepared, and the fitting part of the rough part thus prepared with another part is set so that the surface roughness of the fitting part is in the range of 5 to 25 μm. It is characterized in that finish processing is performed.
[0013]
The invention according to claim 2 is characterized in that the steel further contains at least one of Ti, Nb and Al within a range of 0.005 to 0.100 wt%. .
[0014]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Next, the reason why the essential component elements in the present invention are limited as described above will be described.
[0015]
C (carbon): Carbon is an important element for securing the strength of steel and making the structure pearlite. However, if the carbon content is less than 0.55 % by weight (hereinafter simply referred to as%), it is difficult to make the structure pearlite. On the other hand, if the carbon content exceeds 0.60%, the strength of the steel becomes too high, and not only the machinability is lowered but also the toughness is lowered. Therefore, in this invention, the carbon content is limited to the range of 0.55 to 0.60%.
[0016]
Si (silicon): Silicon is an important element as a deoxidizing material, and for this purpose, it is necessary to contain 0.01% or more. On the other hand, silicon is a ferrite-forming element, and if its content exceeds 0.50%, ferrite is likely to be generated, and inclusions increase, resulting in a decrease in toughness. Therefore, in the present invention, the silicon content is limited to the range of 0.01 to 0.50%.
[0017]
Mn (manganese): Manganese is an important element for securing the toughness of steel. To prevent the generation of iron sulfide (FeS) and ensure the toughness, it is necessary to contain 0.3% or more. . On the other hand, when the manganese content exceeds 2.0%, the steel becomes too hard and problems such as a decrease in toughness arise. Therefore, in the present invention, the manganese content is limited to the range of 0.3 to 2.0%.
[0018]
Cr (Chromium): Chromium is an important element for enhancing the hardenability of steel and suppressing the generation of ferrite. In order to achieve this purpose, it is necessary to contain 0.01% or more. On the other hand, when the chromium content exceeds 2.00%, the proportion of bainite mixed in the structure increases, and the toughness decreases. Therefore, in the present invention, the chromium content. It was limited within the range of 0.01 to 2.00%.
[0019]
V (Vanadium): Vanadium is an important element that combines with nitrogen and precipitates nitride (VN) during cooling after forging to strengthen the steel and increase yield stress. Therefore, it is necessary to contain 0.03% or more. On the other hand, if the vanadium content exceeds 0.20%, vanadium tends to form ferrite, and the area ratio of ferrite increases. Therefore, in the present invention, the vanadium content is limited to the range of 0.03 to 0.20%.
[0020]
N (nitrogen): Nitrogen is necessary for effective precipitation hardening of vanadium, but if nitrogen is less than 0.0050%, a large amount of vanadium is required to increase the yield stress (YS). Become. On the other hand, even if the nitrogen content exceeds 0.0200%, the above-described effects are not changed and the toughness is lowered. Therefore, in the present invention, the nitrogen content is limited to the range of 0.0050 to 0.0200%.
[0021]
Next, the reason why the additional component elements added in addition to the essential component elements are limited as described above will be described.
[0022]
Ti (titanium): Titanium has the effect of refining crystal grains to ensure the toughness of steel. Accordingly, in the present invention, titanium is additionally added as necessary. However, when the titanium content is less than 0.005%, the effect by the above-described action does not sufficiently appear. On the other hand, even if the titanium content exceeds 0.100%, the effect of the above-described action is not changed, and conversely, the toughness is lowered. Therefore, the titanium content is limited to the range of 0.005 to 0.100%.
[0023]
Nb (niobium): For the same reason as titanium, the niobium content was limited to the range of 0.005 to 0.100%.
[0024]
Al (aluminum): For the same reason as titanium, the aluminum content was limited to the range of 0.005 to 0.100%.
[0025]
In addition to the above component elements, steel contains P (phosphorus), Cu (kappa), etc. as inevitable impurities. Moreover, in order to improve machinability, you may add free-machining improvement elements, such as S (sulfur), Ca (calcium), and Pb (lead). Further, Ni (nickel), Mo (molybdenum) or the like may be added to improve hardenability.
[0026]
Next, the reason why the carbon equivalent (Ceq) represented by the following formula is limited as described above will be described.
Ceq = C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + 1.5V
If the carbon equivalent is less than 0.80%, the desired hardness cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 1.10%, it becomes too hard and the machinability and toughness deteriorate. Therefore, in the present invention, the carbon equivalent is limited to the range of 0.80 to 1.10%.
[0027]
Next, the reason for limiting the heating temperature during hot forging as described above will be described. When the heating temperature is less than 1150 ° C., the deformation resistance of the steel during forging is large, and the life of the forging jig is shortened. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1300 ° C., the austenite grains become coarse, and sufficient toughness cannot be ensured for the forged parts. Therefore, in this invention, the heating temperature at the time of hot forging is limited to the range of 1150 to 1300 ° C.
[0028]
Next, the reason why the cooling rate after forging is limited as described above will be described. When the cooling rate is less than 0.2 ° C./sec, it is difficult to obtain a desired strength, and moreover, the ferrite area in the structure increases and fretting wear tends to occur. On the other hand, a cooling rate exceeding 10 ° C./sec is difficult to obtain even if a powerful fan is used, and it is necessary to employ other cooling means such as water cooling and oil cooling. Accordingly, the equipment cost is increased, and the merits of non-heat treated steel are offset. Therefore, in this invention, the cooling rate after forging is limited to the range of 0.2 to 10 ° C./sec.
[0029]
Next, the reason why the mechanical properties are limited as described above will be described. When the Brinell hardness (HB) is limited to the range of 250 to 290, if the Brinell hardness is less than 250, the fatigue strength of the part cannot be secured, whereas if it exceeds 290, the machinability is deteriorated. Because it does.
[0030]
The reason why the yield stress (YP) is limited to 600 N / mm ² or more is as follows. That is, the wear of the component proceeds by plastic deformation of the contact portion with the counterpart material. This is because to suppress this plastic deformation, it is necessary to limit the yield stress to 600 N / mm ² or more.
[0031]
The reason why the elongation (El) is limited to 15% or more is as follows. That is, high toughness is required for undercarriage parts of automobiles so that they are not broken by a sudden impact. This is because it is necessary to limit the elongation to 15% or more in order to ensure this high toughness.
[0032]
Next, the reason why the ferrite area ratio (f _F ) is limited to the metal structure mainly composed of pearlite having 5% or less is as follows. That is, when the ferrite in the ferrite + pearlite structure exceeds 5%, the stress concentrates on the soft ferrite phase and the wear is promoted. In order to suppress wear, the ferrite area ratio needs to be 5% or less, preferably 0%. At this time, a part of the low temperature transformation structure such as bainite may be mixed in the pearlite as long as the toughness is not lowered.
[0033]
Next, the finishing process is performed by cutting or the like so that the surface roughness of the fitting part with other parts is in the range of 5 to 25 μm for the following reason. The surface roughness of a part has a great influence on fretting wear. The surface roughness is a commonly practiced method, and is the result of measuring the arithmetic average roughness (Ra) using a stylus type roughness meter based on JISB0601.
[0034]
FIG. 3 shows a conceptual diagram of contact between the axle 1 and a bearing 2 having a rougher surface. As shown in FIG. 3, when the surface of the axle 1 is rough to some extent, the ridge 1A on the surface of the axle 1 is elastically deformed to absorb the movement in the tangential direction (S). Further, the oxidation wear powder generated by the contact of the peak 1A on the surface of the axle 1 with the bearing 2 enters the valley 1B on the surface of the axle 1 to suppress the progress of wear.
[0035]
However, if the surface roughness of the axle 1 is less than 5 μm, the above-described effect of suppressing the progress of wear does not sufficiently appear, and if it exceeds 25 μm, the above-described effect does not change.
[0036]
In order to demonstrate the phenomenon described above, the following tests were conducted. The test piece is the test piece No. 1 of the present invention in Table 1 described later. 1 was used. Then, the surface roughness was changed by cutting, and the relationship between the surface roughness and the fretting wear amount was examined. The result is shown in FIG. As is apparent from FIG. 4, when the surface roughness is less than 5 μm, the fretting wear amount increases rapidly, but even when the surface roughness exceeds 25 μm, the fretting wear amount does not change significantly.
[0037]
The fretting wear test was performed as follows using the fretting wear test apparatus shown in the schematic diagram of FIG. That is, the axle 1 in which the bearings 2 are fitted on both sides is fixed on the pedestal 4 via the fixing members 5, and vibration is applied to the bearing 2 up and down 1 million times under the conditions of vibration frequency: 40 Hz and amplitude: 80 μm. Added by shaker 6. And the fretting wear amount of the axle 1 at this time was measured. The fretting wear amount was obtained by measuring the weight of the axle 1 after removing the oxidized wear powder adhering to the axle 1 with a brush and calculating the weight loss.
[0038]
Therefore, in the present invention, the surface roughness of the fitting portion with other parts is limited to the range of 5 to 25 μm. Next, the present invention will be described in further detail with reference to examples.
[0039]
Steel material No. 70 mmφ having the component composition and carbon equivalent shown in Table 1 . 1-No. No. 11 was heated to a temperature in the range of 1150 to 1300 ° C., and each was hot forged to prepare a hub as an automobile part. Subsequently, the forged hub prepared in this manner is adjusted so that the Brinell hardness (HB), the yield stress (YP), the elongation (El), and the ferrite area ratio (f _F ) are as shown in Table 1. And air cooling at a cooling rate in the range of 0.2 to 10 ° C./sec.
[0040]
Next, the forged hub thus air-cooled was subjected to finishing by cutting to produce a product hub having a surface roughness as shown in Table 1. No. The product hub made of 12 conventional steel S45C is manufactured by forging and quenching and tempering.
[0041]
Then, the test piece of the present invention, the comparative test piece, and the conventional test piece were cut out from the product hub thus manufactured, and each test piece was subjected to a tensile test, a hardness test, a structure test, and a fretting wear test. The fretting wear test was performed using the fretting wear test apparatus described above.
[0042]
[Table 1]

[0043]
As is apparent from Table 1, the test piece No. of the present invention in which the carbon equivalent , the Brinell hardness (HB), the yield stress (YP), the elongation (El), and the ferrite area ratio (f _F ) are all within the scope of the present invention. . 1-No. No. 3 has a fretting wear amount less than that of the comparative test piece and the conventional test piece, and is a conventional test piece No. It had excellent characteristics equal to or better than 12 .
[0044]
On the other hand, comparative test piece No. No. 4 , the C, Mn content and the value of Ceq were below the range of the present invention. For this reason, HB and YP were lower than the range of the present invention, and the ferrite area ratio exceeded the range of the present invention. Therefore, the amount of fretting wear was larger than that of the test piece of the present invention. Comparative test piece No. No. 5 , since the C content and the value of Ceq exceeded the range of the present invention, HB was higher than the range of the present invention, and the structure was also bainite. Therefore, although the amount of fretting wear was not so large, El was lower than the range of the present invention. Comparative test piece No. No. 6 had a Mn content exceeding the range of the present invention and a V content lower than the range of the present invention, so YP was lower than the range of the present invention. Therefore, the amount of fretting wear was larger than that of the test piece of the present invention. Comparative test piece No. In No. 7 , since the Cr content exceeded the range of the present invention, El was lower than the range of the present invention. Comparative test piece No. In No. 8 , since Si, Al, and N all exceeded the range of the present invention, El was lower than the range of the present invention. Comparative test piece No. In No. 9 , since Ti exceeded the range of the present invention and N fell below the range of the present invention, YP was lower than the range of the present invention. Therefore, the amount of fretting wear was larger than that of the test piece of the present invention.
[0045]
In addition, the conventional test piece No. 10 and no . No. 11 had a ferrite area ratio exceeding the range of the present invention, so that the amount of fretting wear was significantly larger than that of the test piece of the present invention. In contrast, the conventional test piece No. which is a tempered material . No. 12 had excellent properties for both El and fretting wear.
[0046]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, it is possible to produce a hot forged part excellent in fretting wear resistance without performing quenching and tempering or surface hardening treatment after cutting. .
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing a stress distribution in a fitting portion between an axle and a press-fitted bearing.
FIG. 2 is a conceptual diagram showing an axle that is repeatedly bent in the vertical direction at a fitting portion with a bearing.
FIG. 3 is a conceptual diagram showing a contact state between an axle and a bearing having a rougher surface.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between surface roughness and fretting wear.
FIG. 5 is a schematic view showing a fretting wear test apparatus.
[Explanation of symbols]
1: Axle 1A: Mountain 1B: Valley 2: Bearing 3: End of fitting 4: Pedestal 5: Fixed member 6: Exciter

Claims

C: 0.55 to 0.60%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.3 to 2.0%,
Cr: 0.01 to 2.00%,
V: 0.03 to 0.20%,
N: 0.0050 to 0.0200% (more than weight%),
The remainder: iron and inevitable impurities, and the following formula Ceq = C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + 1.5V
A steel having a carbon equivalent (Ceq) represented by a range of 0.80 to 1.10% is hot forged into a desired part shape under a heating temperature in the range of 1150 to 1300 ° C., A forged part is prepared, and then the forged part thus prepared is air-cooled at a cooling rate in the range of 0.2 to 10 ° C./sec, and has the following mechanical properties:
Brinell hardness (HB): 250 to 290,
Yield stress (YP): 600 N / mm ² or more,
Elongation (El): 15% or more,
In addition, a rough part having a metal structure mainly composed of pearlite having a ferrite area ratio (f _F ) of 5% or less is prepared, and then a fitting portion with the other part in the coarse part thus prepared is A method for producing a hot forged part excellent in wear resistance, wherein finishing is performed so that the surface roughness of the fitting portion is in the range of 5 to 25 μm.

2. The wear resistance according to claim 1, wherein the steel further contains at least one of Ti, Nb, and Al within a range of 0.005 to 0.100 wt%. Manufacturing method for hot forged parts.