JP4038457B2 - 高周波焼入用熱間鍛造非調質鋼 - Google Patents
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Description
本発明は、高周波焼入用熱間鍛造非調質鋼に関する。詳しくは、自動車や産業車両等に用いられるクランクシャフト等の機械構造部品に適した高周波焼入用熱間鍛造非調質鋼に係るものである。
従来、自動車、産業車両等に用いられるクランクシャフト等には、耐摩耗性及び疲労強度が要求されるために、ＪＩＳで規定するＳ４８Ｃ等の機械構造用鋼が使用されている。ここで、Ｓ４８Ｃはいわゆる調質鋼であり、熱間加工後に焼入れ・焼戻しといった調質処理を行い、所定の強度を付与し、更に機械加工等により所定の形状に加工した後、必要な部位に高周波焼入れを施して表面硬化層を形成することによって耐摩耗性及び疲労強度を向上させている。
ところが、上記した様な調質鋼は、熱間鍛造後に熱処理を施すために、多くのエネルギーと手間や設備コストが費やされており、近年では、省エネルギーという社会的要請に応えるべく熱間鍛造ままで使用できる非調質鋼の開発が盛んに行われおり、これまでにも高周波焼入用非調質鋼についていくつか報告がなされている。
例えば、特許文献１には、「質量％、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％及びＭｎ：０．５〜２．０％を含み、更にＭｏ：０．０５〜０．５％及びＮｂ：０．０１〜０．３％の１種又は２種を含み、残余が実質的にＦｅからなり、ベイナイトの占める体積率が７５％以上である組織を有することを特徴とする高周波焼入用非調質鋼」等が開示されている。
ここで、特許文献１に記載の鋼は、母材の組織がベイナイト率７５％以上からなるものであるために、機械構造用鋼に望まれる重要特性の１つである被削性が低下してしまうという問題がある。
ここで、特許文献１に記載の鋼は、母材の組織がベイナイト率７５％以上からなるものであるために、機械構造用鋼に望まれる重要特性の１つである被削性が低下してしまうという問題がある。
また、特許文献２には、「重量比でＣ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、Ｍｎ：０．６０〜２．００％、Ｃｒ：０．６０％以下、Ｖ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．０３０〜０．１００％、Ｎ：０．００８０〜０．０２００％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなることを特徴とする高周波焼入用非調質鋼」等が開示されている。
ここで、特許文献２では、ＡｌによってＮを充分に固定するためには比較的多量のＡｌ添加が必要であるが、Ａｌを過剰に添加すると硬いＡｌ２Ｏ３相を形成して、Ｖで内部強度を従来鋼並に確保している点と相まって、被削性が低下するという問題がある。
ここで、特許文献２では、ＡｌによってＮを充分に固定するためには比較的多量のＡｌ添加が必要であるが、Ａｌを過剰に添加すると硬いＡｌ２Ｏ３相を形成して、Ｖで内部強度を従来鋼並に確保している点と相まって、被削性が低下するという問題がある。
本発明は、上記現状に鑑みて創案されたものであって、熱間鍛造ままの鋼材を出発材とし、従来鋼よりも被削性を向上させると共に、従来鋼と同等以上の疲労強度を有する高周波焼入用熱間鍛造非調質鋼を提供することを目的とするものである。
本発明の要旨は、下記（１）に示す高周波焼入用非調質鋼である。
（１）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、Ｍｎ：０．４０〜０．８０％、Ｓ：０．０４０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．１０〜０．４０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｏ（酸素）：０．００１５〜０．００５０％、Ｍｏ：０〜０．０５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｖ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００９％以下及びＮ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、下記（１）式で表されるＦｎ１の値が０．６３以下であり、下記（２）式で表されるＦｎ２の値が１．０以下であると共に、下記（３）式で表されるＦｎ３の値が５．７以上であることを特徴とする高周波焼入用熱間鍛造非調質鋼。
式（１）：Ｆｎ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ−（５／７Ｓ）＋１．５１×（Ｔｉ−３．４Ｎ）
式（２）：Ｆｎ２＝Ｃａ／Ｏ
式（３）：Ｆｎ３＝２５．９×Ｆｎ１＋２７．５×（Ｔｉ−３．４Ｎ）−７．９
式（１）：Ｆｎ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ−（５／７Ｓ）＋１．５１×（Ｔｉ−３．４Ｎ）
式（２）：Ｆｎ２＝Ｃａ／Ｏ
式（３）：Ｆｎ３＝２５．９×Ｆｎ１＋２７．５×（Ｔｉ−３．４Ｎ）−７．９
ここで、上記（１）式、（２）式及び（３）式中の各元素記号は、その元素の質量％での含有量を示している。
以下、上記（１）に記載のものを（１）の発明という。
本発明者らは、上記した課題を解決するために様々な検討を行い、特に熱間鍛造非調質鋼の被削性の向上と高周波焼入後の疲労強度の確保について研究を行い、以下の知見を得た。
（ａ）被削性を大幅に向上させるためには、内部硬度の低減、即ち、Ｆｎ１で規定されるＣ当量を０．６３以下に制御すると共に、快削元素であるＳ及びＣａの添加、及び切り屑処理性を確保するためのＡｌの制限、及びＦｎ２の値の１．０以下への制御が必要である。
（ｂ）また、従来鋼（例えば、ＪＩＳで規定されるＳ４８Ｃ等に焼入れ処理及び焼戻し処理を施した鋼）と同等の疲労強度を確保するためには、図１で示す様に、図１中符号ａで示す内部硬度を低減した分、図１中符号ｂで示す高周波焼入れ時の焼入れ深さを増加させる必要があり、所定の焼入れ深さを得るためには焼入性向上元素であるＢの添加、及びＦｎ３の値を５．７以上に制御する必要がある。更に、非調質鋼におけるフェライト析出時の生成核となる元素であるＶを０．０３％以下に制御する必要がある。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
本発明の高周波焼入用熱間鍛造非調質鋼では、熱間鍛造ままの鋼材を出発材とし、従来鋼よりも被削性が優れると共に、従来鋼と同等以上の疲労強度を有する。
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「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）化学成分
Ｃ：０．３５〜０．４５％
Ｃは、焼入性及び内部強度を向上させる効果があり、最低限の焼入性及び内部強度を得るためには、０．３５％以上のＣを含有させる必要がある。一方、含有量が０．４５％を超えると、母材の硬さが上昇し、被削性が悪化してしまう。従って、Ｃの含有量を０．３５〜０．４５％とした。なお、Ｃ含有量のより好ましい範囲は０．３５〜０．４０％である。
Ｃ：０．３５〜０．４５％
Ｃは、焼入性及び内部強度を向上させる効果があり、最低限の焼入性及び内部強度を得るためには、０．３５％以上のＣを含有させる必要がある。一方、含有量が０．４５％を超えると、母材の硬さが上昇し、被削性が悪化してしまう。従って、Ｃの含有量を０．３５〜０．４５％とした。なお、Ｃ含有量のより好ましい範囲は０．３５〜０．４０％である。
Ｓｉ：０．２０〜０．６０％
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として必要であると共に、フェライトを強化し、疲労強度を向上させる効果があり、この効果を得るためには、０．２０％以上のＳｉを含有させる必要がある。一方、含有量が０．６０％を超えると、熱間鍛造時の脱炭を促進して強度が低下してしまう。従って、Ｓｉの含有量を０．２０〜０．６０％とした。なお、Ｓｉ含有量のより好ましい範囲は０．３０〜０．５０％である。
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として必要であると共に、フェライトを強化し、疲労強度を向上させる効果があり、この効果を得るためには、０．２０％以上のＳｉを含有させる必要がある。一方、含有量が０．６０％を超えると、熱間鍛造時の脱炭を促進して強度が低下してしまう。従って、Ｓｉの含有量を０．２０〜０．６０％とした。なお、Ｓｉ含有量のより好ましい範囲は０．３０〜０．５０％である。
Ｍｎ：０．４０〜０．８０％
Ｍｎは、鋼の脱酸剤として必要であると共に、焼入性を向上させて鋼の強度を向上させる効果があり、この効果を得るためには、０．４０％以上のＭｎを含有させる必要がある。一方、含有量が０．８０％を超えると、素材硬度を上昇させて被削性が悪化してしまう。従って、Ｍｎの含有量を０．４０〜０．８０％とした。なお、Ｍｎ含有量のより好ましい範囲は０．５０〜０．７０％である。
Ｍｎは、鋼の脱酸剤として必要であると共に、焼入性を向上させて鋼の強度を向上させる効果があり、この効果を得るためには、０．４０％以上のＭｎを含有させる必要がある。一方、含有量が０．８０％を超えると、素材硬度を上昇させて被削性が悪化してしまう。従って、Ｍｎの含有量を０．４０〜０．８０％とした。なお、Ｍｎ含有量のより好ましい範囲は０．５０〜０．７０％である。
Ｓ：０．０４０〜０．０７０％
Ｓは、Ｍｎと共にＭｎＳを形成して被削性を向上させる効果があり、この効果を得るためには０．０４０％以上のＳを含有させる必要がある。一方、含有量が０．０７０％を超えると、鋼の熱間鍛造性が悪化すると共に、疲労強度が低下してしまう。従って、Ｓの含有量を０．０４０〜０．０７０％とした。なお、Ｓ含有量のより好ましい範囲は０．０４０〜０．０６０％である。
Ｓは、Ｍｎと共にＭｎＳを形成して被削性を向上させる効果があり、この効果を得るためには０．０４０％以上のＳを含有させる必要がある。一方、含有量が０．０７０％を超えると、鋼の熱間鍛造性が悪化すると共に、疲労強度が低下してしまう。従って、Ｓの含有量を０．０４０〜０．０７０％とした。なお、Ｓ含有量のより好ましい範囲は０．０４０〜０．０６０％である。
Ｃｒ：０．１０〜０．４０％
Ｃｒは、鋼の焼入性を向上させ強度を高める効果があり、所望の効果を得るためには０．１０％以上のＣｒを含有させる必要がある。一方、含有量が０．４０％を超えると、鋼の熱間鍛造性が悪化すると共に、被削性も低下してしまう。従って、Ｃｒの含有量を０．１０〜０．４０％とした。なお、Ｃｒ含有量のより好ましい範囲は０．１０〜０．２０％である。
Ｃｒは、鋼の焼入性を向上させ強度を高める効果があり、所望の効果を得るためには０．１０％以上のＣｒを含有させる必要がある。一方、含有量が０．４０％を超えると、鋼の熱間鍛造性が悪化すると共に、被削性も低下してしまう。従って、Ｃｒの含有量を０．１０〜０．４０％とした。なお、Ｃｒ含有量のより好ましい範囲は０．１０〜０．２０％である。
Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％
Ｔｉは、鋼の脱酸剤であると共に、鋼中のＮと結合してＴｉＮを生成し、Ｎを固定する働きがある。また、鋼中の固溶Ｔｉは鋼を強化する効果がある。本発明鋼ではＡｌ含有量が少なく、Ｂ添加でのＢＮの生成を抑制するために、ＴｉによってＮを固定する必要があり、所望の効果を得るためには０．０２０％以上のＴｉを含有させる必要がある。一方、含有量が０．１００％を超えると、鋼の被削性が悪化してしまう。従って、Ｔｉの含有量を０．０２０〜０．１００％とした。なお、Ｔｉ含有量のより好ましい範囲は０．０３０〜０．０６０％である。
Ｔｉは、鋼の脱酸剤であると共に、鋼中のＮと結合してＴｉＮを生成し、Ｎを固定する働きがある。また、鋼中の固溶Ｔｉは鋼を強化する効果がある。本発明鋼ではＡｌ含有量が少なく、Ｂ添加でのＢＮの生成を抑制するために、ＴｉによってＮを固定する必要があり、所望の効果を得るためには０．０２０％以上のＴｉを含有させる必要がある。一方、含有量が０．１００％を超えると、鋼の被削性が悪化してしまう。従って、Ｔｉの含有量を０．０２０〜０．１００％とした。なお、Ｔｉ含有量のより好ましい範囲は０．０３０〜０．０６０％である。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは、ＭｎＳを微細分散させ、鋼の被削性を大きく向上させる効果があり、この効果を得るためには０．０００５％以上のＣａを含有させる必要がある。一方、含有量が０．００５０％を超えると、Ｃａの被削性向上の効果が飽和するばかりでなく、粗大なＣａ系酸化物を形成し疲労強度が低下してしまう。従って、Ｃａの含有量を０．０００５〜０．００５０％とした。なお、Ｃａ含有量のより好ましい範囲は０．０００５〜０．００３０％である。
Ｃａは、ＭｎＳを微細分散させ、鋼の被削性を大きく向上させる効果があり、この効果を得るためには０．０００５％以上のＣａを含有させる必要がある。一方、含有量が０．００５０％を超えると、Ｃａの被削性向上の効果が飽和するばかりでなく、粗大なＣａ系酸化物を形成し疲労強度が低下してしまう。従って、Ｃａの含有量を０．０００５〜０．００５０％とした。なお、Ｃａ含有量のより好ましい範囲は０．０００５〜０．００３０％である。
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは、鋼の焼入性を向上させるという重要な効果があり、本発明では、内部硬度を低減させ被削性を向上させるために、ＣやＭｎ、Ｃｒなどの焼入性元素を従来鋼よりもその含有量を低く制御している。そのため、高周波焼入れ時の焼入れ深さを確保するためにＢを含有する必要があり、焼入性向上効果を得るためには０．０００５％以上のＢを含有させる必要がある。一方、含有量が０．００３０％を超えると、焼入性向上効果が飽和してしまう。従って、Ｂの含有量を０．０００５〜０．００３０％とした。
Ｂは、鋼の焼入性を向上させるという重要な効果があり、本発明では、内部硬度を低減させ被削性を向上させるために、ＣやＭｎ、Ｃｒなどの焼入性元素を従来鋼よりもその含有量を低く制御している。そのため、高周波焼入れ時の焼入れ深さを確保するためにＢを含有する必要があり、焼入性向上効果を得るためには０．０００５％以上のＢを含有させる必要がある。一方、含有量が０．００３０％を超えると、焼入性向上効果が飽和してしまう。従って、Ｂの含有量を０．０００５〜０．００３０％とした。
Ｏ（酸素）：０．００１５〜０．００５０％
Ｏ（酸素）は、Ｃａと結合して被削性、特に高速切削時の工具磨耗を抑制する効果があり、この効果を発揮するためには０．００１５％以上のＯ（酸素）を含有させる必要がある。一方、含有量が０．００５０％を超えると、逆に被削性が劣化したり、粗大な酸化物系介在物を形成して疲労強度が低下したりしてしまう。従って、Ｏ（酸素）の含有量を０．００１５〜０．００５０％とした。
Ｏ（酸素）は、Ｃａと結合して被削性、特に高速切削時の工具磨耗を抑制する効果があり、この効果を発揮するためには０．００１５％以上のＯ（酸素）を含有させる必要がある。一方、含有量が０．００５０％を超えると、逆に被削性が劣化したり、粗大な酸化物系介在物を形成して疲労強度が低下したりしてしまう。従って、Ｏ（酸素）の含有量を０．００１５〜０．００５０％とした。
Ｍｏ：０〜０．０５％
Ｍｏは、添加しなくてもよい。添加すれば、鋼の焼入性を向上させる効果がある。この効果を確実に得るには、Ｍｏは０．０２％以上の含有量とすればよい。一方、含有量が０．０５％を超えると、鋼の熱間鍛造性と被削性が悪化すると共に、経済性をも悪化してしまう。従って、Ｍｏの含有量の上限を０．０５％とした。
Ｍｏは、添加しなくてもよい。添加すれば、鋼の焼入性を向上させる効果がある。この効果を確実に得るには、Ｍｏは０．０２％以上の含有量とすればよい。一方、含有量が０．０５％を超えると、鋼の熱間鍛造性と被削性が悪化すると共に、経済性をも悪化してしまう。従って、Ｍｏの含有量の上限を０．０５％とした。
Ａｌ：０．００９％以下
Ａｌは、鋼を脱酸する効果があるが、添加しすぎると酸素と結合して硬質なＡｌ２Ｏ３系介在物を生成し、被削性を悪化させてしまう。従って、Ａｌの含有量を０．００９％以下とした。
Ａｌは、鋼を脱酸する効果があるが、添加しすぎると酸素と結合して硬質なＡｌ２Ｏ３系介在物を生成し、被削性を悪化させてしまう。従って、Ａｌの含有量を０．００９％以下とした。
本発明においては、Ｐ、Ｖ及びＮを下記の通り制限する。これらの元素はいずれも不純物として含まれるものである。
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、鋼の不可避不純物であり、鋼中に多量に存在すると高周波焼入において割れを助長する場合がある。従って、Ｐの含有量を０．０２５％以下とした。
Ｐは、鋼の不可避不純物であり、鋼中に多量に存在すると高周波焼入において割れを助長する場合がある。従って、Ｐの含有量を０．０２５％以下とした。
Ｖ：０．０３％以下
Ｖは、Ｃ及びＮと結合して炭窒化物を形成する。この炭窒化物は熱間鍛造後にフェライトの安定な生成核となるため、熱間鍛造後の高周波焼入後の硬さにおいてバラツキを発生させる要因となってしまう。従って、Ｖの含有量を０．０３％以下とした。
Ｖは、Ｃ及びＮと結合して炭窒化物を形成する。この炭窒化物は熱間鍛造後にフェライトの安定な生成核となるため、熱間鍛造後の高周波焼入後の硬さにおいてバラツキを発生させる要因となってしまう。従って、Ｖの含有量を０．０３％以下とした。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、Ｔｉと親和力が大きいためにＴｉＮを生成しやすく、Ｎの含有量が０．０１００％を超えると粗大なＴｉＮが生成し、疲労強度の低下を招いてしまう。従って、Ｎの含有量を０．０１００％以下とした。なお、Ｎ含有量のより好ましい範囲は０．００６０％以下である。
Ｎは、Ｔｉと親和力が大きいためにＴｉＮを生成しやすく、Ｎの含有量が０．０１００％を超えると粗大なＴｉＮが生成し、疲労強度の低下を招いてしまう。従って、Ｎの含有量を０．０１００％以下とした。なお、Ｎ含有量のより好ましい範囲は０．００６０％以下である。
上記（１）の発明に係る高周波焼入用熱間鍛造非調質鋼の化学組成は、上記のＣからＮまでの元素と、残部がＦｅ及び不純物からなるものである。
（Ｂ）Ｆｎ１、Ｆｎ２及びＦｎ３
Ｆｎ１≦０．６３
被削性を確保するには内部硬度を低下することが有効であるが、特に、ガンドリル穿孔においては、内部硬度の低下により工具寿命が著しく向上する。従って、熱間鍛造後の内部硬度を低下させ、良好な被削性を得るためにＦｎ１の値を０．６３以下とした。
Ｆｎ１≦０．６３
被削性を確保するには内部硬度を低下することが有効であるが、特に、ガンドリル穿孔においては、内部硬度の低下により工具寿命が著しく向上する。従って、熱間鍛造後の内部硬度を低下させ、良好な被削性を得るためにＦｎ１の値を０．６３以下とした。
Ｆｎ２≦１．０
Ｆｎ２を１．０以下とすることで、即ち、ＣａとＯ（酸素）の比を１．０以下とすることで、鋼中のＭｎＳが微細に分散し、被削時に、この微細なＭｎＳが鋼中で切欠き効果を発揮して切り屑処理性が著しく向上する。従って、Ｆｎ２の値を１．０以下とした。
Ｆｎ２を１．０以下とすることで、即ち、ＣａとＯ（酸素）の比を１．０以下とすることで、鋼中のＭｎＳが微細に分散し、被削時に、この微細なＭｎＳが鋼中で切欠き効果を発揮して切り屑処理性が著しく向上する。従って、Ｆｎ２の値を１．０以下とした。
Ｆｎ３≧５．７
Ｆｎ３＝ＦＢ×｛２５．９×Ｆｎ１＋２７．５×（Ｔｉ−３．４Ｎ）−７．９｝
但し、Ｂ≧０．０００５％のとき ＦＢ＝１．００
Ｂ＜０．０００５％のとき ＦＢ＝０．５６
なお、Ｆｎ３は高周波焼入れ深さに関係し、Ｂを充分に添加する場合（Ｂ≧０．０００５％）とそれ以外の場合（Ｂ＜０．０００５％）で、係数ＦＢが異なる。
ここで、被削性の向上と疲労強度の確保を両立するためには、内部硬度の低下と共に、高周波焼入れ深さの増大を図る必要があり、Ｆｎ１の値を０．６３以下とすると共に、Ｆｎ３の値を５．７以上に制御すれば、被削性を損なうことなく高周波焼入れ深さを増大することができる。従って、Ｆｎ３の値を５．７以上とした。
Ｆｎ３＝ＦＢ×｛２５．９×Ｆｎ１＋２７．５×（Ｔｉ−３．４Ｎ）−７．９｝
但し、Ｂ≧０．０００５％のとき ＦＢ＝１．００
Ｂ＜０．０００５％のとき ＦＢ＝０．５６
なお、Ｆｎ３は高周波焼入れ深さに関係し、Ｂを充分に添加する場合（Ｂ≧０．０００５％）とそれ以外の場合（Ｂ＜０．０００５％）で、係数ＦＢが異なる。
ここで、被削性の向上と疲労強度の確保を両立するためには、内部硬度の低下と共に、高周波焼入れ深さの増大を図る必要があり、Ｆｎ１の値を０．６３以下とすると共に、Ｆｎ３の値を５．７以上に制御すれば、被削性を損なうことなく高周波焼入れ深さを増大することができる。従って、Ｆｎ３の値を５．７以上とした。
以下、本発明者らが表１に示す試験番号１〜２０で示す鋼を用いて検討した結果を一例として、上記したＦｎ１〜Ｆｎ３の値に関する規定について詳しく説明する。
先ず、表１に示す化学組成を有する鋼を３ｔｏｎ電気炉で溶解して鋳造し、インゴットままで放冷を行う。次いで、各インゴットを分塊圧延により１８０ｍｍ角のビレットにした後、通常の方法で１２００℃以上に加熱し、熱間圧延により直径１００ｍｍ及び直径２０ｍｍの棒鋼を作成した。
ここで、直径１００ｍｍの棒鋼は、１２００℃で６０分間保持後に放冷する高温焼ならしを施した後、７０ｍｍ長さに切断して被削性評価試験片を得た。
なお、被削性は、水溶性潤滑剤を使用し、超硬製の直径６．２ｍｍのガンドリルを用い、回転数６０００ｒｐｍ、送り２００ｍｍ／ｍｉｎにて試験片の切断面に垂直に切削深さ５５ｍｍの穴を３００穴穿孔してガンドリルの折損の有無により評価した。
また、切り屑処理性は、上記の切削試験の際に排出された切り屑に長さ３０ｍｍ以上のものが含まれているか否かにより評価した。即ち、切り屑に長さ３０ｍｍ以上のものが含まれている時は切り屑処理性が悪いと判断し、切り屑に長さ３０ｍｍ以上のものが含まれていない時は切り屑処理性が良好と判断した。
一方、直径２０ｍｍの棒鋼は、１２００℃で３０分間保持した後に放冷する高温焼ならしを施した後、この直径２０ｍｍの棒鋼から平行部直径１０ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を得た。更に、試験片の平行部に出力５０ｋＷ、周波数２００ｋＨｚの高周波焼入れを施し、１５０℃で３０分間の低温焼戻しを行って小野式回転曲げ疲労試験を実施した。
なお、回転曲げ疲労特性は、上記した平行部直径１０ｍｍで、平行部長さが３０ｍｍ、コーナー部のＲが３０ｍｍのＪＩＳ１号回転曲げ疲労試験片を用いて、通常の方法により室温で小野式回転曲げ疲労試験を行い、繰り返し数１．０×１０７回における応力を回転曲げ疲労強度として評価を行った。ここで、回転曲げ疲労強度が５００ＭＰａ以上であれば、ＪＩＳに規定するＳ４８Ｃの熱間鍛造材における回転曲げ疲労強度を上回っているために、５００ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度を有することを目標とした。
以上の試験結果を図２及び図３に示す。
図２は、Ｆｎ１及びＦｎ２と被削性の関係を示したものである。
図２から、Ｆｎ１の値を０．６３以下にすると共に、Ｆｎ２の値を１．０以下にすることによって被削性（ガンドリルの寿命及び切り屑処理性）が良好になることがわかる。
図２から、Ｆｎ１の値を０．６３以下にすると共に、Ｆｎ２の値を１．０以下にすることによって被削性（ガンドリルの寿命及び切り屑処理性）が良好になることがわかる。
図３は、Ｆｎ１及びＦｎ３と回転曲げ疲労特性及び被削性の関係を示したものである。なお、図３では、Ｆｎ２の値が１．０を超えるものについては削除している。
図３から、Ｆｎ１の値を０．６３以下にすると共に、Ｆｎ３の値を５．７以上にすることによって回転曲げ疲労特性及び被削性が良好になることがわかる。即ち、Ｆｎ１の値を０．６３以下にし、Ｆｎ２の値を１．０以下にすると共に、Ｆｎ３の値を５．７以上にすることによって、被削性と共に疲労強度が良好になることがわかる。
図３から、Ｆｎ１の値を０．６３以下にすると共に、Ｆｎ３の値を５．７以上にすることによって回転曲げ疲労特性及び被削性が良好になることがわかる。即ち、Ｆｎ１の値を０．６３以下にし、Ｆｎ２の値を１．０以下にすると共に、Ｆｎ３の値を５．７以上にすることによって、被削性と共に疲労強度が良好になることがわかる。
以下、実施例により本発明を詳しく説明する。
上記した表１に示す試験番号１〜２０で示す鋼を３ｔｏｎ電気炉で溶解して鋳造し、インゴットままで放冷を行う。なお、表１における試験番号１〜１０で示す鋼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、表１における試験番号１１〜２０で示す鋼は化学組成が本発明で規定する範囲から外れた比較例の鋼である。
次いで、各インゴットを分塊圧延により１８０ｍｍ角のビレットにした後、通常の方法で１２００℃以上に加熱し、熱間圧延により直径１００ｍｍ及び直径２０ｍｍの棒鋼を作成した。
次いで、各インゴットを分塊圧延により１８０ｍｍ角のビレットにした後、通常の方法で１２００℃以上に加熱し、熱間圧延により直径１００ｍｍ及び直径２０ｍｍの棒鋼を作成した。
ここで、直径１００ｍｍの棒鋼は、１２００℃で６０分間保持後に放冷する高温焼ならしを施した後、７０ｍｍ長さに切断して被削性評価試験片を得た。
なお、被削性は、水溶性潤滑剤を使用し、超硬製の直径６．２ｍｍのガンドリルを用い、回転数６０００ｒｐｍ、送り２００ｍｍ／ｍｉｎにて試験片の切断面に垂直に切削深さ５５ｍｍの穴を３００穴穿孔してガンドリルの折損の有無により評価した。
また、切り屑処理性は、上記の切削試験の際に排出された切り屑に長さ３０ｍｍ以上のものが含まれているか否かにより評価した。即ち、切り屑に長さ３０ｍｍ以上のものが含まれている時は切り屑処理性が悪いと判断し、切り屑に長さ３０ｍｍ以上のものが含まれていない時は切り屑処理性が良好と判断した。
一方、直径２０ｍｍの棒鋼は、１２００℃で３０分間保持した後に放冷する高温焼ならしを施した後、この直径２０ｍｍの棒鋼から平行部直径１０ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を得た。更に、試験片の平行部に出力５０ｋＷ、周波数２００ｋＨｚの高周波焼入れを施し、１５０℃で３０分間の低温焼戻しを行って小野式回転曲げ疲労試験を実施した。
なお、回転曲げ疲労特性は、上記した平行部直径１０ｍｍで、平行部長さが３０ｍｍ、コーナー部のＲが３０ｍｍのＪＩＳ１号回転曲げ疲労試験片を用いて、通常の方法により室温で小野式回転曲げ疲労試験を行い、繰り返し数１．０×１０７回における応力を回転曲げ疲労強度として評価を行った。ここで、回転曲げ疲労強度が５００ＭＰａ以上であれば、ＪＩＳに規定するＳ４８Ｃの熱間鍛造材における回転曲げ疲労強度を上回っているために、５００ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度を有することを目標とした。
以上の各試験結果を表２に整理して示す。
表２から明らかな様に、上記（１）の発明で規定する条件から外れた試験番号１１〜２０の場合には、ガンドリル寿命か切り屑処理性のいずれかが悪く被削性が悪い、あるいは疲労強度が低いのいずれかである。
これに対して、上記（１）の発明で規定する条件を満たす試験番号１〜１０の場合には、被削性を向上させつつ、疲労強度５００ＭＰａ以上を実現することが可能である。
Claims (1)
- 質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、Ｍｎ：０．４０〜０．８０％、Ｓ：０．０４０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．１０〜０．４０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｏ（酸素）：０．００１５〜０．００５０％、Ｍｏ：０〜０．０５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｖ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００９％以下及びＮ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、
下記（１）式で表されるＦｎ１の値が０．６３以下であり、
下記（２）式で表されるＦｎ２の値が１．０以下であると共に、
下記（３）式で表されるＦｎ３の値が５．７以上である
ことを特徴とする高周波焼入用熱間鍛造非調質鋼。
式（１）：Ｆｎ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ−（５／７Ｓ）＋１．５１×（Ｔｉ−３．４Ｎ）
式（２）：Ｆｎ２＝Ｃａ／Ｏ
式（３）：Ｆｎ３＝２５．９×Ｆｎ１＋２７．５×（Ｔｉ−３．４Ｎ）−７．９
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