JP4119516B2 - 冷間鍛造用鋼 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は冷間加工性、被削性および高周波焼入れ性に優れた冷間鍛造用鋼であって、冷間鍛造後に熱処理する機械部品用鋼に係わる。
【０００２】
【従来の技術】
通常の炭素レベルの炭素量を有する鋼でも炭素を黒鉛化し、フェライト＋グラファイトの２相組織とすることで、冷間加工性と被削性が向上することが、特開平３−１４０４１１などに見られる。しかし、そのような組織を実現するためには長時間の焼鈍が必要であり、生産能率とコストの点で問題があった。したがって、焼鈍時間の短縮が課題であった。
【０００３】
これまで黒鉛化焼鈍の時間を短縮するためにはＢを添加し、ＢＮを析出核として用いることが報告されている。しかしこのような特定の析出物を用いることは、焼鈍前にＢＮ析出温度域での保温工程が必要となり、熱処理工程が余分に必要になる。また圧延、熱間鍛造などでこの処理を兼ねて行うには、焼鈍に至るまで非常に精密な温度制御を要し、事実上不可能である。
【０００４】
すなわち、ＢＮの析出温度は８５０〜９００℃程度と考えられるが、実際の圧延や熱間鍛造は１０００℃以上で行われることが多い。そのため、このような黒鉛を有する冷間鍛造用鋼を用いるには、その前工程の圧延や熱間鍛造を１０００℃以下で行う必要があった。このような温度での熱間加工はロールやポンチなどの工具の寿命を低下させる。またこのように工程上の制限が多くなることは、製造上の効率を低下させるので、製造コストの点からも避けるべきことである。このような鋼材製造や冷間鍛造の前工程の熱間鍛造などの観点からは、精密な温度制御を必要とせずに短時間での焼鈍、軟化が可能な鋼材が要求されている。
【０００５】
また短時間でグラファイトの含有量を抑制することによって焼鈍時間を短縮させることも特開平２−１１１８４２などに見られる。しかしグラファイト含有率を抑制した結果として残留するセメンタイト量に比例して冷間鍛造性や切削性が損なわれるので根本的な解決にはなっていなかった。
【０００６】
さらに強度が必要な場合には焼入れ性の向上のために、黒鉛化を阻害せず焼入れ性を改善できる元素の添加が考えられる。特に高周波焼入れによる表面硬度を必要とする場合には、焼入れ層の深さを深くする必要から、焼入れ性が重要な性能となる。しかし通常の焼入れ性向上元素Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏなどの元素は黒鉛化を阻害することから、その添加量に制限が加えられている。またＢＮを生成して黒鉛化焼鈍時間を短縮するような場合にはＢは焼入れ性向上元素としては用いることはできず、焼入れ深さを十分に確保できない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
このような状況で焼鈍時間を単純な工程で短縮した上で、焼鈍後の冷間鍛造性、焼入れ特性、被削性に優れた鋼が求められていた。
本発明は焼鈍後の冷間鍛造用鋼であって、化学成分を調整することで、焼鈍時間の短縮を可能とした上で焼鈍後の冷間加工性と被削性に優れ、焼入れ焼き戻し後に優れた強度・靱性を有する冷間鍛造用鋼を提供しようとするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は上記課題を解決するためになされたもので、その要旨は、
（１）第１発明として、質量％で、
Ｃ ：０．１〜１．０％、
Ｓｉ：０．４６〜２．０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、
Ｃｒ：０．２１〜０．７０％、
Ｐ ：０．００５〜０．１００％、
Ｓ ：０．００３〜０．５００％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、
を含み、ｓｏｌ．Ｎ：０．００５％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼中Ｃが黒鉛として存在する比率（黒鉛率：黒鉛として析出した炭素量／鋼中炭素含有量）が２０％を超える組織を有し、黒鉛の平均粒径が１０×（Ｃ％）1/3 μｍ以下、かつ最大粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする冷間加工性、被削性および高周波焼入れ性に優れ高周波焼入れして使用する冷間鍛造用鋼。
【０００９】
（２）第２発明として、上記（１）記載の化学成分に加え、Ｔｉ：０．０１〜０．２０質量％を含むことを特徴とする冷間加工性、被削性および高周波焼入れ性に優れ高周波焼入れして使用する冷間鍛造用鋼。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
第１の発明について、Ｃ含有量は焼入れ焼き戻し後、部品としての強度を確保するために０．１％以上でなければならない。上限値は焼き割れ発生を防止するために１．０％とした。
【００１１】
Ｓｉは鋼中の炭素活量を大きくすることにより、黒鉛化を促進する作用がある。その下限値は黒鉛化の観点から０．４６％以上が好ましい。また２．０％を越えると、フェライト硬さが大きくなったり、鋼の靱性が損なわれるなどの弊害が顕著となるので上限値を２．０％とした。またＳｉは黒鉛化率を調整する元素として使用でき、含有量が低いほど焼鈍後の黒鉛化率が小さくなる。Ｓｉ低減によって黒鉛化率を低下させると、フェライト硬さを低下させることから、規定範囲内であれば硬度が大きくなることはないので、冷間鍛造性能を低下させることはない。
【００１２】
Ｍｎは鋼中硫黄をＭｎＳとして固定・分散させるために必要な量及びマトリックスに固溶させて焼入れ後の強度を確保するために必要な量を加算した量が必要であり、その下限値は０．０１％である。Ｍｎ量が大きくなると素地の硬さが大きくなり冷間加工性が低下する。またＭｎは黒鉛化阻害元素であり、添加量が増えると焼鈍時間が長くなる傾向があるので上限を１．０％とした。
【００１３】
Ｐは鋼中において素地の硬さが大きくなり、冷間加工性が低下するので、その上限を０．１％にしなければならない。下限は現状の工業生産レベルでコストが大幅に上昇しない限界である０．００５％とした。
ＳはＭｎと結合してＭｎＳ介在物として存在する。冷間加工性の点からその上限値を０．５％とした。下限は現状の工業生産レベルがでコストが大幅に上昇しない限界である０．００５％とした。
【００１４】
窒化物として存在しない固溶窒素はセメンタイト中に溶け込み、セメンタイトの分解を阻害することから、黒鉛化阻害元素となる。そのため、本発明ではｓｏｌ．Ｎによって規定する。すなわち、ｓｏｌ．Ｎが０．００％以上含まれると極端に黒鉛化に要する焼鈍時間が長くなり、かつ軟質化後の硬度が高くなるため、ｓｏｌ．Ｎの上限を０．００５％とした。このことは、ｓｏｌ．ＮがＣの拡散と阻害して黒鉛化を遅くするとともに、フェライト硬度を高めるからである。
【００１５】
Ｃｒは焼入れ性向上元素であるが、同時に黒鉛化阻害元素である。高周波焼入れ性を向上させるためには０．２１％以上の添加を必要とする。しかし多量に添加すると黒鉛化を阻害するので焼鈍時間が長くなるため、０．７％を上限とした。
【００１６】
Ｍｏは焼入れ後の強度を増加させるが、炭化物を生じやすく炭素の活量を低下させる元素で黒鉛化を阻害する元素である。そこで黒鉛化阻害効果が顕著となる０．５％を上限とし、黒鉛の核生成を大きく阻害しない添加量にとどめた。ただし他の焼入れ性向上元素に比べ、黒鉛化阻害の程度が小さいので、焼入れ性を向上させるために指定した範囲内でＭｏ添加量を多くすればよい。
【００１７】
Ｔｉは鋼中でＴｉＮを形成し、γ粒径を小さくする。黒鉛はγ粒界や析出物という、いわば格子の不均一部に析出する傾向にあり、Ｔｉの炭窒化物は黒鉛の析出核としての役割と、γ粒径微細化による黒鉛析出核の創出という役割を担う。さらにＮを窒化物として固定するために、ｓｏｌ．Ｎを低減させる。Ｔｉが０．０１％以下ではその効果が小さく、０．２％以上ではその効果が飽和するとともに、多くのＴｉＮが析出して機械的性質を損なう。
【００２１】
Ａｌは鋼を脱酸して圧延時の表面きずを防止するために０．０１％以上必要であり、脱酸の効果は０．０５％で飽和し、アルミナ系介在物が増加するので上限を０．０５％とした。またＡｌＮとして析出した場合には黒鉛の析出核としての役割と、γ粒径微細化による黒鉛析出核の創出という役割を担う。さらにＮを窒化物として固定するので、ｓｏｌ．Ｎを低減させる。
【００２７】
鋼中Ｃは大部分がセメンタイトまたは黒鉛として存在するが、黒鉛は劈開性を有するので容易に変形できる。マトリックスが軟質であれば冷間鍛造性に優れ、切削時には内部潤滑材と破壊起点の両方の機能から被削性を向上させる。しかし黒鉛の含有率が２０％以下となると十分な変形・潤滑機能を発揮しないので、２０％を下限とした。変形特性を優先する場合には黒鉛化率を大きくし、良好な高周波焼入れ特性を確保するためには、故意にＣの一部を黒鉛化させず一部をセメンタイトで残すことが有効である。
【００２８】
さらに黒鉛の平均粒径が１０×（Ｃ％）１／３μｍ以下、かつ最大粒径が２０μｍ以下としたのは、高周波焼入れ特性に考慮した結果である。すなわち、高周波焼入れを行うと、その硬化特性は黒鉛中Ｃの分解・拡散に支配される。その際、黒鉛粒径が大きいと分解・拡散に多くの熱量および時間が必要となり、高周波焼入れで安定した硬化層を得ることが困難であるためである。短時間に処理が終了する高周波焼入れによって含有Ｃ量相当の硬化層を安定して得るためには、１０×（Ｃ％）１／３μｍ以下であることが必要で、これを越えると高周波焼入れ後も未溶解の黒鉛が多かったり、拡散途中のＣを含む層と、拡散したＣを未だ含まないフェライトの混合組織が多く含まれるので、硬化が困難なだけでなく、安定した硬化層を得ることができない。
図３、４に黒鉛の平均粒径と高周波焼入れによる硬化時間の関係、図２に黒鉛の最大粒径と高周波焼入れによる硬化時間の関係を示す。
【００２９】
【実施例】
表１〜８に示す化学成分を有する鋼を溶製し、７５０〜８５０℃でφ５０ｍｍまたはφ３０ｍｍに圧延した。比較例を含む一部の試験片については１２００℃以上で鍛造した。圧延材は圧延直後に８００〜９００℃からオンライン水冷装置によって水冷した。また鍛造材は加熱炉により８５０℃まで加熱し、発明鋼は水冷し、比較鋼は空冷または水冷した。空冷することにより黒鉛粒径が大きくなる。その際の試験片サイズはφ３０ｍｍ×４０ｍｍである。このように冷却した熱処理材を再度６８０℃に加熱し、焼鈍した。黒鉛化率はＪＩＳ Ｇ１２１１に基づいて測定した。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【表３】
【００３３】
【表４】
【００３４】
【表５】
【００３５】
【表６】
【００３６】
【表７】
【００３７】
【表８】
【００３８】
また研磨試料を作成し、黒鉛粒径については５０視野を４００倍以上の倍率で画像処理装置によって測定した。黒鉛化焼鈍後、硬度測定、切削試験と高周波焼入れ試験を行った。切削試験はφ３ｍｍの高速度鋼ドリルによる孔あけ加工で、切削条件は切削速度を変化させ、工具寿命１０００ｍｍ以上となるドリル周速度、いわゆるＶＬ１０００（ｍ／ｍｉｎ）を被削性の指標として用いた。なお送り量は０．３３ｍｍ／ｒｅｖで水溶性油を用いた湿式切削である。
その結果を表９〜１１に示す。
【００３９】
【表９】
【００４０】
【表１０】
【００４１】
【表１１】
【００４２】
焼鈍前後の硬さおよび高周波焼入れによる焼入れ時間を示す。本発明鋼は焼入れ前はＨＶ１２０前後、焼入れ後はＨＶ６００前後まで硬化することができる。高周波加熱による焼入れ性の評価には変態点自動測定装置（フォーマスタ）を用いた。フォーマスタでは高周波によって１０００℃まで加熱、急冷した場合、黒鉛は拡散時間が遅いので、高周波焼入れ後の硬度にばらつきを生じる。そこで加熱時間を変化させて急冷することで、焼入れによる硬度ばらつきがなくなるまでの時間を測定し、それによって焼入れ性の良否を評価した。試験片サイズはφ３ｍｍ×１０ｍｍである。ここで５点の硬度ばらつきがＨＶ２００以下となったときに、硬度のばらつきとがないものと見なした。
【００４３】
発明例は短時間の焼鈍で十分に軟化し、被削性に優れる。被削性ＶＬ１０００＝１５０ｍ／ｍｉｎは試験装置の限界であり、さらに向上する可能性を秘めている。また軟質にも関わらず、高周波焼入れによってばらつきなく硬化した。その時間は３ｓｅｃとフォーマスタ試験の制御可能な最短時間の加熱でも十分にばらつきなく高周波焼入れできた。
【００４４】
比較例５７〜７０はｓｏｌ．Ｎ量の請求項で規定した量を越える試験材、黒鉛粒径が規定量を越える試験材である。ｓｏｌ．Ｎの効果をさらに明確にするために、ｓｏｌ．Ｎと黒鉛焼鈍時間および硬さへの影響を図１に示す。図中の円内の番号は実施例番号で、そのとき得られた硬さを付記した。
ｓｏｌ．Ｎを低減するとＨＶ１２０以下にするのに必要な焼鈍時間を極端に短くすることができる。一般にＣ量によって硬さは影響を受けるが、黒鉛を生成することで、フェライト硬さの影響が顕著になる。いずれのＣ量でもｓｏｌ．Ｎを多く含む場合には焼鈍時間１２０時間と長くしても硬度が十分に下がっていない。たとえｔｏｔａｌ−Ｎが同レベルでもｓｏｌ．Ｎ量によって大きく変化することがわかる（実施例７，２６，５７，６０）。
【００４５】
またｓｏｌ．Ｎを低減させることで最低硬さも低くすることができ、ｓｏｌ．Ｎ含有量の多い鋼より、軟質にすることができる。このように添加元素に若干の違いはあるが、ｓｏｌ．Ｎ量の規定を越える場合には焼鈍時間が長くなることがわかる。また比較例６５〜６７のように焼鈍を途中で打ち切ると、黒鉛率が不足するので焼鈍後の硬度が十分に低下せず、冷間鍛造性に劣る。また硬度が高いと、被削性も低下する。たとえ焼鈍時間を長くし、コスト上不利な処理を敢えて行っても、黒鉛粒径が規定にあるように十分に微細でなければ高周波焼入れ時に硬度のばらつきを生じやすい。
【００４６】
比較例６８〜７１は最大粒径が大きく、高周波焼入れによってＣの拡散が困難なため、均一な硬さを得るには加熱時間を要する。
比較例７１〜７３に見られるように平均粒径が大きい場合もばらつきを解消するためには高周波焼入れ加熱時間を長くする必要がある。このことは高周波による全体加熱と同じになり、硬化層厚さの制御が困難で、焼き割れを生じやすくする。
【００４７】
【発明の効果】
本発明の鋼は優れた変形特性と被削性を有すると同時に、Ｃを鋼中に保持しているために熱処理によって強度を著しく向上させることができる。したがって、容易かつ高能率で機械部品を製造可能にしている。さらに本発明鋼の化学成分は軟質化の焼鈍時間を短縮できるので、従来の軟質鋼より安価かつ高能率に発明鋼を供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 固溶窒素と軟質化までの焼鈍時間の関係を示す図
【図２】 ０．５５％Ｃクラスの実施例に関する最大粒径と高周波加熱による硬化時間の関係を示す図
【図３】 ０．５５％Ｃクラスの実施例に関する平均粒径と高周波加熱による硬化時間の関係を示す図
【図４】 ０．３５％Ｃクラスの実施例に関する平均粒径と高周波加熱による硬化時間の関係を示す図
【発明の属する技術分野】
本発明は冷間加工性、被削性および高周波焼入れ性に優れた冷間鍛造用鋼であって、冷間鍛造後に熱処理する機械部品用鋼に係わる。
【０００２】
【従来の技術】
通常の炭素レベルの炭素量を有する鋼でも炭素を黒鉛化し、フェライト＋グラファイトの２相組織とすることで、冷間加工性と被削性が向上することが、特開平３−１４０４１１などに見られる。しかし、そのような組織を実現するためには長時間の焼鈍が必要であり、生産能率とコストの点で問題があった。したがって、焼鈍時間の短縮が課題であった。
【０００３】
これまで黒鉛化焼鈍の時間を短縮するためにはＢを添加し、ＢＮを析出核として用いることが報告されている。しかしこのような特定の析出物を用いることは、焼鈍前にＢＮ析出温度域での保温工程が必要となり、熱処理工程が余分に必要になる。また圧延、熱間鍛造などでこの処理を兼ねて行うには、焼鈍に至るまで非常に精密な温度制御を要し、事実上不可能である。
【０００４】
すなわち、ＢＮの析出温度は８５０〜９００℃程度と考えられるが、実際の圧延や熱間鍛造は１０００℃以上で行われることが多い。そのため、このような黒鉛を有する冷間鍛造用鋼を用いるには、その前工程の圧延や熱間鍛造を１０００℃以下で行う必要があった。このような温度での熱間加工はロールやポンチなどの工具の寿命を低下させる。またこのように工程上の制限が多くなることは、製造上の効率を低下させるので、製造コストの点からも避けるべきことである。このような鋼材製造や冷間鍛造の前工程の熱間鍛造などの観点からは、精密な温度制御を必要とせずに短時間での焼鈍、軟化が可能な鋼材が要求されている。
【０００５】
また短時間でグラファイトの含有量を抑制することによって焼鈍時間を短縮させることも特開平２−１１１８４２などに見られる。しかしグラファイト含有率を抑制した結果として残留するセメンタイト量に比例して冷間鍛造性や切削性が損なわれるので根本的な解決にはなっていなかった。
【０００６】
さらに強度が必要な場合には焼入れ性の向上のために、黒鉛化を阻害せず焼入れ性を改善できる元素の添加が考えられる。特に高周波焼入れによる表面硬度を必要とする場合には、焼入れ層の深さを深くする必要から、焼入れ性が重要な性能となる。しかし通常の焼入れ性向上元素Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏなどの元素は黒鉛化を阻害することから、その添加量に制限が加えられている。またＢＮを生成して黒鉛化焼鈍時間を短縮するような場合にはＢは焼入れ性向上元素としては用いることはできず、焼入れ深さを十分に確保できない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
このような状況で焼鈍時間を単純な工程で短縮した上で、焼鈍後の冷間鍛造性、焼入れ特性、被削性に優れた鋼が求められていた。
本発明は焼鈍後の冷間鍛造用鋼であって、化学成分を調整することで、焼鈍時間の短縮を可能とした上で焼鈍後の冷間加工性と被削性に優れ、焼入れ焼き戻し後に優れた強度・靱性を有する冷間鍛造用鋼を提供しようとするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は上記課題を解決するためになされたもので、その要旨は、
（１）第１発明として、質量％で、
Ｃ ：０．１〜１．０％、
Ｓｉ：０．４６〜２．０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、
Ｃｒ：０．２１〜０．７０％、
Ｐ ：０．００５〜０．１００％、
Ｓ ：０．００３〜０．５００％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、
を含み、ｓｏｌ．Ｎ：０．００５％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼中Ｃが黒鉛として存在する比率（黒鉛率：黒鉛として析出した炭素量／鋼中炭素含有量）が２０％を超える組織を有し、黒鉛の平均粒径が１０×（Ｃ％）1/3 μｍ以下、かつ最大粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする冷間加工性、被削性および高周波焼入れ性に優れ高周波焼入れして使用する冷間鍛造用鋼。
【０００９】
（２）第２発明として、上記（１）記載の化学成分に加え、Ｔｉ：０．０１〜０．２０質量％を含むことを特徴とする冷間加工性、被削性および高周波焼入れ性に優れ高周波焼入れして使用する冷間鍛造用鋼。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
第１の発明について、Ｃ含有量は焼入れ焼き戻し後、部品としての強度を確保するために０．１％以上でなければならない。上限値は焼き割れ発生を防止するために１．０％とした。
【００１１】
Ｓｉは鋼中の炭素活量を大きくすることにより、黒鉛化を促進する作用がある。その下限値は黒鉛化の観点から０．４６％以上が好ましい。また２．０％を越えると、フェライト硬さが大きくなったり、鋼の靱性が損なわれるなどの弊害が顕著となるので上限値を２．０％とした。またＳｉは黒鉛化率を調整する元素として使用でき、含有量が低いほど焼鈍後の黒鉛化率が小さくなる。Ｓｉ低減によって黒鉛化率を低下させると、フェライト硬さを低下させることから、規定範囲内であれば硬度が大きくなることはないので、冷間鍛造性能を低下させることはない。
【００１２】
Ｍｎは鋼中硫黄をＭｎＳとして固定・分散させるために必要な量及びマトリックスに固溶させて焼入れ後の強度を確保するために必要な量を加算した量が必要であり、その下限値は０．０１％である。Ｍｎ量が大きくなると素地の硬さが大きくなり冷間加工性が低下する。またＭｎは黒鉛化阻害元素であり、添加量が増えると焼鈍時間が長くなる傾向があるので上限を１．０％とした。
【００１３】
Ｐは鋼中において素地の硬さが大きくなり、冷間加工性が低下するので、その上限を０．１％にしなければならない。下限は現状の工業生産レベルでコストが大幅に上昇しない限界である０．００５％とした。
ＳはＭｎと結合してＭｎＳ介在物として存在する。冷間加工性の点からその上限値を０．５％とした。下限は現状の工業生産レベルがでコストが大幅に上昇しない限界である０．００５％とした。
【００１４】
窒化物として存在しない固溶窒素はセメンタイト中に溶け込み、セメンタイトの分解を阻害することから、黒鉛化阻害元素となる。そのため、本発明ではｓｏｌ．Ｎによって規定する。すなわち、ｓｏｌ．Ｎが０．００％以上含まれると極端に黒鉛化に要する焼鈍時間が長くなり、かつ軟質化後の硬度が高くなるため、ｓｏｌ．Ｎの上限を０．００５％とした。このことは、ｓｏｌ．ＮがＣの拡散と阻害して黒鉛化を遅くするとともに、フェライト硬度を高めるからである。
【００１５】
Ｃｒは焼入れ性向上元素であるが、同時に黒鉛化阻害元素である。高周波焼入れ性を向上させるためには０．２１％以上の添加を必要とする。しかし多量に添加すると黒鉛化を阻害するので焼鈍時間が長くなるため、０．７％を上限とした。
【００１６】
Ｍｏは焼入れ後の強度を増加させるが、炭化物を生じやすく炭素の活量を低下させる元素で黒鉛化を阻害する元素である。そこで黒鉛化阻害効果が顕著となる０．５％を上限とし、黒鉛の核生成を大きく阻害しない添加量にとどめた。ただし他の焼入れ性向上元素に比べ、黒鉛化阻害の程度が小さいので、焼入れ性を向上させるために指定した範囲内でＭｏ添加量を多くすればよい。
【００１７】
Ｔｉは鋼中でＴｉＮを形成し、γ粒径を小さくする。黒鉛はγ粒界や析出物という、いわば格子の不均一部に析出する傾向にあり、Ｔｉの炭窒化物は黒鉛の析出核としての役割と、γ粒径微細化による黒鉛析出核の創出という役割を担う。さらにＮを窒化物として固定するために、ｓｏｌ．Ｎを低減させる。Ｔｉが０．０１％以下ではその効果が小さく、０．２％以上ではその効果が飽和するとともに、多くのＴｉＮが析出して機械的性質を損なう。
【００２１】
Ａｌは鋼を脱酸して圧延時の表面きずを防止するために０．０１％以上必要であり、脱酸の効果は０．０５％で飽和し、アルミナ系介在物が増加するので上限を０．０５％とした。またＡｌＮとして析出した場合には黒鉛の析出核としての役割と、γ粒径微細化による黒鉛析出核の創出という役割を担う。さらにＮを窒化物として固定するので、ｓｏｌ．Ｎを低減させる。
【００２７】
鋼中Ｃは大部分がセメンタイトまたは黒鉛として存在するが、黒鉛は劈開性を有するので容易に変形できる。マトリックスが軟質であれば冷間鍛造性に優れ、切削時には内部潤滑材と破壊起点の両方の機能から被削性を向上させる。しかし黒鉛の含有率が２０％以下となると十分な変形・潤滑機能を発揮しないので、２０％を下限とした。変形特性を優先する場合には黒鉛化率を大きくし、良好な高周波焼入れ特性を確保するためには、故意にＣの一部を黒鉛化させず一部をセメンタイトで残すことが有効である。
【００２８】
さらに黒鉛の平均粒径が１０×（Ｃ％）１／３μｍ以下、かつ最大粒径が２０μｍ以下としたのは、高周波焼入れ特性に考慮した結果である。すなわち、高周波焼入れを行うと、その硬化特性は黒鉛中Ｃの分解・拡散に支配される。その際、黒鉛粒径が大きいと分解・拡散に多くの熱量および時間が必要となり、高周波焼入れで安定した硬化層を得ることが困難であるためである。短時間に処理が終了する高周波焼入れによって含有Ｃ量相当の硬化層を安定して得るためには、１０×（Ｃ％）１／３μｍ以下であることが必要で、これを越えると高周波焼入れ後も未溶解の黒鉛が多かったり、拡散途中のＣを含む層と、拡散したＣを未だ含まないフェライトの混合組織が多く含まれるので、硬化が困難なだけでなく、安定した硬化層を得ることができない。
図３、４に黒鉛の平均粒径と高周波焼入れによる硬化時間の関係、図２に黒鉛の最大粒径と高周波焼入れによる硬化時間の関係を示す。
【００２９】
【実施例】
表１〜８に示す化学成分を有する鋼を溶製し、７５０〜８５０℃でφ５０ｍｍまたはφ３０ｍｍに圧延した。比較例を含む一部の試験片については１２００℃以上で鍛造した。圧延材は圧延直後に８００〜９００℃からオンライン水冷装置によって水冷した。また鍛造材は加熱炉により８５０℃まで加熱し、発明鋼は水冷し、比較鋼は空冷または水冷した。空冷することにより黒鉛粒径が大きくなる。その際の試験片サイズはφ３０ｍｍ×４０ｍｍである。このように冷却した熱処理材を再度６８０℃に加熱し、焼鈍した。黒鉛化率はＪＩＳ Ｇ１２１１に基づいて測定した。
【００３０】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【表７】
【表８】
また研磨試料を作成し、黒鉛粒径については５０視野を４００倍以上の倍率で画像処理装置によって測定した。黒鉛化焼鈍後、硬度測定、切削試験と高周波焼入れ試験を行った。切削試験はφ３ｍｍの高速度鋼ドリルによる孔あけ加工で、切削条件は切削速度を変化させ、工具寿命１０００ｍｍ以上となるドリル周速度、いわゆるＶＬ１０００（ｍ／ｍｉｎ）を被削性の指標として用いた。なお送り量は０．３３ｍｍ／ｒｅｖで水溶性油を用いた湿式切削である。
その結果を表９〜１１に示す。
【００３９】
【表９】
【表１０】
【表１１】
焼鈍前後の硬さおよび高周波焼入れによる焼入れ時間を示す。本発明鋼は焼入れ前はＨＶ１２０前後、焼入れ後はＨＶ６００前後まで硬化することができる。高周波加熱による焼入れ性の評価には変態点自動測定装置（フォーマスタ）を用いた。フォーマスタでは高周波によって１０００℃まで加熱、急冷した場合、黒鉛は拡散時間が遅いので、高周波焼入れ後の硬度にばらつきを生じる。そこで加熱時間を変化させて急冷することで、焼入れによる硬度ばらつきがなくなるまでの時間を測定し、それによって焼入れ性の良否を評価した。試験片サイズはφ３ｍｍ×１０ｍｍである。ここで５点の硬度ばらつきがＨＶ２００以下となったときに、硬度のばらつきとがないものと見なした。
【００４３】
発明例は短時間の焼鈍で十分に軟化し、被削性に優れる。被削性ＶＬ１０００＝１５０ｍ／ｍｉｎは試験装置の限界であり、さらに向上する可能性を秘めている。また軟質にも関わらず、高周波焼入れによってばらつきなく硬化した。その時間は３ｓｅｃとフォーマスタ試験の制御可能な最短時間の加熱でも十分にばらつきなく高周波焼入れできた。
【００４４】
比較例５７〜７０はｓｏｌ．Ｎ量の請求項で規定した量を越える試験材、黒鉛粒径が規定量を越える試験材である。ｓｏｌ．Ｎの効果をさらに明確にするために、ｓｏｌ．Ｎと黒鉛焼鈍時間および硬さへの影響を図１に示す。図中の円内の番号は実施例番号で、そのとき得られた硬さを付記した。
ｓｏｌ．Ｎを低減するとＨＶ１２０以下にするのに必要な焼鈍時間を極端に短くすることができる。一般にＣ量によって硬さは影響を受けるが、黒鉛を生成することで、フェライト硬さの影響が顕著になる。いずれのＣ量でもｓｏｌ．Ｎを多く含む場合には焼鈍時間１２０時間と長くしても硬度が十分に下がっていない。たとえｔｏｔａｌ−Ｎが同レベルでもｓｏｌ．Ｎ量によって大きく変化することがわかる（実施例７，２６，５７，６０）。
【００４５】
またｓｏｌ．Ｎを低減させることで最低硬さも低くすることができ、ｓｏｌ．Ｎ含有量の多い鋼より、軟質にすることができる。このように添加元素に若干の違いはあるが、ｓｏｌ．Ｎ量の規定を越える場合には焼鈍時間が長くなることがわかる。また比較例６５〜６７のように焼鈍を途中で打ち切ると、黒鉛率が不足するので焼鈍後の硬度が十分に低下せず、冷間鍛造性に劣る。また硬度が高いと、被削性も低下する。たとえ焼鈍時間を長くし、コスト上不利な処理を敢えて行っても、黒鉛粒径が規定にあるように十分に微細でなければ高周波焼入れ時に硬度のばらつきを生じやすい。
【００４６】
比較例６８〜７１は最大粒径が大きく、高周波焼入れによってＣの拡散が困難なため、均一な硬さを得るには加熱時間を要する。
比較例７１〜７３に見られるように平均粒径が大きい場合もばらつきを解消するためには高周波焼入れ加熱時間を長くする必要がある。このことは高周波による全体加熱と同じになり、硬化層厚さの制御が困難で、焼き割れを生じやすくする。
【００４７】
【発明の効果】
本発明の鋼は優れた変形特性と被削性を有すると同時に、Ｃを鋼中に保持しているために熱処理によって強度を著しく向上させることができる。したがって、容易かつ高能率で機械部品を製造可能にしている。さらに本発明鋼の化学成分は軟質化の焼鈍時間を短縮できるので、従来の軟質鋼より安価かつ高能率に発明鋼を供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 固溶窒素と軟質化までの焼鈍時間の関係を示す図
【図２】 ０．５５％Ｃクラスの実施例に関する最大粒径と高周波加熱による硬化時間の関係を示す図
【図３】 ０．５５％Ｃクラスの実施例に関する平均粒径と高周波加熱による硬化時間の関係を示す図
【図４】 ０．３５％Ｃクラスの実施例に関する平均粒径と高周波加熱による硬化時間の関係を示す図
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ ：０．１〜１．０％、
Ｓｉ：０．４６〜２．０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、
Ｃｒ：０．２１〜０．７０％、
Ｐ ：０．００５〜０．１００％、
Ｓ ：０．００３〜０．５００％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、
を含み、ｓｏｌ．Ｎ：０．００５％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼中Ｃが黒鉛として存在する比率（黒鉛率：黒鉛として析出した炭素量／鋼中炭素含有量）が２０％を超える組織を有し、黒鉛の平均粒径が１０×（Ｃ％）1/3 μｍ以下、かつ最大粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする冷間加工性、被削性および高周波焼入れ性に優れ高周波焼入れして使用する冷間鍛造用鋼。 - 請求項１記載の化学成分に加え、Ｔｉ：０．０１〜０．２０質量％を含むことを特徴とする冷間加工性、被削性および高周波焼入れ性に優れ高周波焼入れして使用する冷間鍛造用鋼。
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