JP5937852B2 - 肌焼用鋼部品 - Google Patents

肌焼用鋼部品 Download PDF

Info

Publication number
JP5937852B2
JP5937852B2 JP2012050916A JP2012050916A JP5937852B2 JP 5937852 B2 JP5937852 B2 JP 5937852B2 JP 2012050916 A JP2012050916 A JP 2012050916A JP 2012050916 A JP2012050916 A JP 2012050916A JP 5937852 B2 JP5937852 B2 JP 5937852B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel
excluding
amount
area
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2012050916A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2013185205A (ja
Inventor
新堂 陽介
陽介 新堂
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Priority to JP2012050916A priority Critical patent/JP5937852B2/ja
Publication of JP2013185205A publication Critical patent/JP2013185205A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5937852B2 publication Critical patent/JP5937852B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Description

本発明は、デフギアやトランスミッションギアなどの歯車、または無段変速機(CVT)プーリーなど浸炭焼入れ処理を施して用いられる鋼部品を製造するために有用な肌焼用鋼部品に関するものである。
歯車やCVTプーリーなどの鋼部品は、例えば、鋼を部品形状に熱間鍛造した後、切削加工等を施して最終形状に仕上げ、その後、浸炭焼入れ処理を行うことによって鋼部品の強度を高めて製造される。そのため、熱間鍛造後、浸炭焼入れ処理前の肌焼用鋼部品には、被削性が良好で、且つ浸炭焼入れ処理時における焼入れ性が良好であることが求められる。
浸炭焼入れ処理を施して鋼部品の強度を高めるために、鋼部品の素材としては、焼入れ性を保証した構造用鋼鋼材が用いられている。この構造用鋼鋼材としては、JIS G4052で規定されるSCr420H(クロム鋼)、SCM420H(クロムモリブデン鋼)、SNCM420H(ニッケルクロムモリブデン鋼)などが一般に用いられている。こうした構造用鋼鋼材は、鋼材の焼入れ性を向上させるために、Ni、Cr、Moなどの合金元素を含有している。
こうした構造用鋼鋼材の特性を改善した技術として、特許文献1、2が知られている。これらのうち特許文献1には、真空浸炭を行ったときに表面炭素濃度の幅が小さい浸炭部品を得やすい合金組成を用いた浸炭用鋼が開示されている。この文献には、Siが浸炭時の炭化物生成を抑制するため、炭化物の分解がもたらす局部的に高い炭素濃度が生じるのを防止でき、Siは0.5〜3.0%の範囲で含有させればよいことが記載されている。また、この文献では、焼入れ性を高めて製品の機械的特性を確保するために、Crを0.3〜1.0%の範囲で含有させている。しかし、近年では、Crの価格の高騰が指摘されており、Cr添加量の低減や省略が求められている。
特許文献2には、浸炭肌焼鋼の疲労強度を向上させるために、浸炭処理時の粒界酸化および不完全焼入れ層を防止する技術が開示されている。この文献には、鋼中のMnを0.35%以下、Crを0.10%以下に抑えることによって、浸炭異常層の生成を抑えることが記載されている。また、この文献には、焼入れ性を付与し、静的強度と靭性を向上させるために、Moを0.35〜2.00%の範囲で含有させることが記載されている。この文献によれば、Cr量を低減できるが、焼入れ性を改善するためにMoを積極的に添加している。しかしMoの価格も高騰しているため、コストを削減できない。
特許第4254816号公報 特開平2−185954号公報
近年では、焼入れ性向上元素として広く一般的に用いられてきたCrやMoの価格が高騰しており、これら以外に焼入れ性向上元素として用いられているNiの価格も高騰している。これら代表的な焼入れ性向上元素(Cr、Mo、Niなど)の使用量を削減しても、もし所望の焼入れ性を得ることができれば、代替鋼として有用である。しかも肌焼部品(歯車、プーリーなど)は切削して所定の形状に成形されるため、この切削性に悪影響を与えることなく所望の焼入れ性を確保できれば、代替鋼としてより有用になるものと期待される。
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、部品形状に熱間鍛造して得られた肌焼用鋼部品であって、良好な被削性を示し、しかも焼入れ性向上元素として従来から用いられているNi、Cr、およびMoの含有量が少なく、且つ浸炭焼入れ処理後における強度を高められる肌焼用鋼部品を提供することにある。
上記課題を解決することのできた本発明に係る肌焼用鋼部品とは、C:0.10〜0.30%(質量%の意味。以下、成分について同じ)、Si:0.15%以下(0%を含まない)、Mn:1.3%超、2.0%以下、P:0.03%以下(0%を含まない)、S:0.03%以下(0%を含まない)、Cu:0.3%以下(0%を含まない)、Ni:0.25%以下(0%を含まない)、Cr:0.3%以下(0%を含まない)、Al:0.06%以下(0%を含まない)、N:0.02%以下(0%を含まない)、B:0.0005〜0.005%、Ti:0.01〜0.08%、O:0.003%以下(0%を含まない)、残部:鉄および不可避不純物からなる鋼を部品形状に熱間鍛造した後の肌焼用鋼部品である。そして、金属組織が、フェライト:35〜70面積%、パーライト:30〜65面積%、ベイナイト:5面積%未満(0面積%を含む)を満足しているところに要旨を有している。
前記鋼は、更に他の元素として、Mo:0.3%以下(0%を含まない)、V:0.30%以下(0%を含まない)、およびNb:0.08%以下(0%を含まない)よりなる群から選ばれる少なくとも1種を含有していてもよい。
本発明の肌焼用鋼部品は、上記成分組成を満足する鋼を部品形状に熱間鍛造した後、620〜700℃の温度域で45〜480分間保持し、600℃から300℃までの温度範囲を5℃/秒以下(0℃/秒を含まない)で冷却することによって製造できる。
本発明によれば、焼入れ性向上元素として添加するNi、Cr、およびMo量を低減する代わりに、比較的安価なMn、B、およびTiを積極的に添加すると共に、Si量を低減し、更に金属組織を、ベイナイトを実質的に含まず、フェライトとパーライトの混合組織としている。このように成分組成と金属組織を適切に制御することによって、Cr、Ni、Moなどを削減しても被削性に悪影響を与えることなく、浸炭焼入れ処理後における強度を向上できる。
図1は、実施例で行った浸炭焼入れ処理の条件を説明するための模式図である。
本発明者は、焼入れ性向上元素として従来から広く知られているNi、Cr、およびMoの含有量を低減しても、浸炭焼入れ処理後における強度(特に、静的曲げ強度および衝撃強度)を高くでき、しかも被削性が良好な肌焼用鋼部品を提供するために鋭意検討を重ねてきた。その結果、肌焼用鋼部品の被削性を改善するには、金属組織をフェライトとパーライトの混合組織とし、ベイナイトの生成を抑制すればよいこと、浸炭焼入れ処理後における強度を確保するには、高価なNi、Cr、およびMoの添加量を低減する代わりに、Mn、B、およびTiを積極的に添加して焼入れ性を確保すれば良いことを見出し、本発明を完成した。
即ち、Ni、Cr、およびMoは、肌焼用鋼部品の焼入れ性を高める元素であり、浸炭焼入れ処理を施して得られる鋼部品の強度を高めるのに寄与する元素である。特にCrを低減または省略すると、焼入れ性が著しく低下し、鋼部品の強度が低下する。焼入れ性を高めるには、NiやMoを添加することが有効であるが、これらの元素もCrと同様に高価な元素である。そこで本発明者は、比較的安価なMnとBに着目し、MnとBを積極的に添加して焼入れ性を確保することにした。また、Bは、鋼中に固溶することによって焼入れ性向上作用を発揮するが、Bは、鋼中のNと結合してBNを形成し易い元素であるため、本発明では、BNの生成を抑制し、Bを固溶させるために、Tiを積極的に添加している。
ところが、Mnは、熱間鍛造後に硬質な過冷組織(ベイナイト組織)の生成を促進する元素である。ベイナイトが過剰に生成すると、肌焼用鋼部品に切削加工等を施して最終形状に仕上げるときの被削性(例えば、旋削加工の工具寿命など)を低下させる。そこで被削性を劣化させないために、ベイナイトの生成を抑制する必要がある。
また、Crは、浸炭時に鋼部品表面における平衡炭素濃度を高め、浸炭性を改善する作用を有している元素である。そのため、Crを低減または省略すると、浸炭性が低下し、鋼部品の強度が低下する。浸炭性を改善するには、Niを添加することが有効であるが、上述したように、Niは高価な元素である。そこで、本発明では、Si量を低減して浸炭性を高めることにした。
まず、本発明で用いる鋼の成分組成について説明する。
[C:0.10〜0.30%]
Cは、鋼部品として要求される硬さを確保するために必要な元素である。C量が0.10%未満では、焼入れ性が悪くなり、硬さを確保できない。従ってC量は0.10%以上、好ましくは0.12%以上、より好ましくは0.15%以上とする。しかしC量が過剰になり、0.30%を超えると、ベイナイトの生成を抑制できず、被削性が著しく劣化する。従ってC量は0.30%以下、好ましくは0.28%以下、より好ましくは0.23%以下とする。
[Si:0.15%以下(0%を含まない)]
Siは、鉄よりも酸化され易い元素であり、浸炭焼入れ処理中に酸素と結びついて粒界酸化層を形成し、鋼部品の衝撃特性や疲労特性を低下させる作用を有している。また、Siは鉄中に固溶し、変形抵抗を増大させるため、Si量が過剰になると部品形状にするときの熱間鍛造性が悪くなる。従ってSi量はできるだけ低減する必要があり、本発明では、0.15%以下、好ましくは0.10%以下、より好ましくは0.08%以下、更に好ましくは0.06%以下とする。
[Mn:1.3%超、2.0%以下]
Mnは、浸炭焼入れ処理を行ったときの焼入れ性を向上させ、鋼部品として要求される硬さを確保するために積極的に含有させる元素である。即ち、Mn量が1.3%以下では、Cr等を低減したことによる焼入れ性不足を充分に補えないため、鋼部品として要求される硬さを確保できない。従ってMn量は、1.3%超となるように含有させる。Mn量は、好ましくは1.35%以上、より好ましくは1.40%以上である。しかしMn量が過剰になると、ベイナイトが過剰に生成し、フェライトとパーライトの生成が抑制されるため、肌焼用鋼部品の被削性が低下する。また、Mn量が過剰になると、成分偏析が顕著となり、材質のバラツキが大きくなる。その結果、衝撃強度や疲労強度のバラツキが大きくなる。従ってMn量は2.0%以下、好ましくは1.8%以下、より好ましくは1.7%以下とする。
[P:0.03%以下(0%を含まない)]
Pは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、P量が過剰になると結晶粒界に偏析して鋼部品の衝撃特性を低下させるため、できるだけ低減する必要がある。従って本発明では、P量は0.03%以下、好ましくは0.02%以下、より好ましくは0.015%以下とする。
[S:0.03%以下(0%を含まない)]
Sは、Pと同様、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、S量が過剰になると、結晶粒界に偏析して鋼部品の衝撃特性を低下させるため、低減する必要がある。従って本発明では、S量は0.03%以下、好ましくは0.02%以下、より好ましくは0.015%以下とする。なお、Sは、鋼中のMnと結合してMnSを形成し、肌焼用鋼部品の被削性を向上させるのに寄与する。こうした作用を有効に発揮させるには、0.01%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.013%以上とする。
[Cu:0.3%以下(0%を含まない)]
Cuは、肌焼用鋼部品の焼入れ性を高め、鋼部品の硬さを向上させる作用を有している元素である。また、Cuは、鉄よりも酸化され難いため、浸炭焼入れ処理時に、粒界酸化が発生するのを低減する作用を有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Cuは0.01%以上含有させることが好ましい。しかしCuを過剰に含有すると、Cu相が析出するため、肌焼用鋼部品の被削性が低下する。また、Cuは高価な元素であるため、できるだけ低減することが推奨される。従ってCu量は0.3%以下、好ましくは0.15%以下、より好ましくは0.1%以下とする。
[Ni:0.25%以下(0%を含まない)]
Niは、上記Cuと同様、肌焼用鋼部品の焼入れ性を高め、鋼部品の硬さを向上させる作用を有している元素である。また、Niは、鉄よりも酸化され難いため、浸炭焼入れ処理時に、粒界酸化が発生するのを低減する作用を有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Niは0.01%以上含有させることが好ましい。しかしNiを過剰に含有すると、ベイナイトが生成し、フェライトとパーライトの生成が抑制されるため、肌焼用鋼部品の被削性が低下する。また、Niは高価な元素であるため、できるだけ低減することが推奨される。従ってNi量は0.25%以下、好ましくは0.2%以下、より好ましくは0.1%以下とする。
[Cr:0.3%以下(0%を含まない)]
Crは、肌焼用鋼部品の焼入れ性を高め、鋼部品の硬さを向上させる作用を有している元素である。また、Crは、浸炭焼入れ処理時に、肌焼用鋼部品表面における平衡炭素濃度を高めて浸炭性を改善する作用も有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Crは、0.05%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.1%以上である。しかしCrは、Mnに比べて高価な元素であるため、本発明では、Crの添加を極力控える必要がある。従ってCr量は0.3%以下、好ましくは0.27%以下、より好ましくは0.23%以下とする。
[Al:0.06%以下(0%を含まない)]
Alは、脱酸剤として作用し、肌焼用鋼部品に含まれる酸化物系介在物量を低減して内部品質を高める作用を有する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Alは0.03%以上含有させることが好ましい。しかしAlを過剰に含有すると、粗大で硬い非金属介在物(AlNやAl23)が生成し、肌焼用鋼部品の被削性が低下する。また、鋼部品の疲労特性も低下する。従ってAl量は0.06%以下、好ましくは0.05%以下、より好ましくは0.04%以下とする。
[N:0.02%以下(0%を含まない)]
Nは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、N量が過剰になると、AlNやTiN等の窒化物が生成し、肌焼用鋼部品の被削性が低下する。また、窒化物が多くなると変形能が低下し、肌焼用鋼部品の形状に加工するときの熱間鍛造性が劣化する。従ってN量はできるだけ低減する必要があり、本発明では、N量は0.02%以下、好ましくは0.010%以下、より好ましくは0.0060%以下、更に好ましくは0.0050%以下とする。
[B:0.0005〜0.005%]
Bは、少量の添加で肌焼用鋼部品の焼入れ性を大幅に高め、鋼部品の硬さを向上させる作用を有している元素である。しかしB量が0.0005%未満では、こうした焼入れ性向上作用は発揮されない。従って本発明では、B量は0.0005%以上、好ましくは0.0008%以上、より好ましくは0.0010%以上である。しかしBを過剰に含有させても焼入れ性向上作用は飽和する。また、BNが過剰に生成して鋼部品の衝撃特性を低下する。また、BNが生成して冷間および熱間の変形能も悪くなる。従ってB量は0.005%以下、好ましくは0.0030%以下、より好ましくは0.0020%以下とする。
[Ti:0.01〜0.08%]
Tiは、鋼中のNと結合し、NがBと結合するのを妨げて固溶B量を確保し、固溶Bによる焼入れ性を確保するために添加する元素である。また、Tiは、鋼中のCと結合してTi窒化物(TiC)を形成し、浸炭焼入れ処理時に、結晶粒が粗大化するのを抑制する作用を有している元素である。従って本発明では、Ti量は0.01%以上、好ましくは0.03%以上、より好ましくは0.035%以上とする。しかしTiを0.08%を超えて含有させてもこうした効果は飽和する。また、Tiを過剰に含有すると、TiCが過多に生成して肌焼用鋼部品の被削性を低下させる。従って本発明では、Ti量は0.08%以下、好ましくは0.07%以下、より好ましくは0.065%以下とする。
[O:0.003%以下(0%を含まない)]
Oは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、O量が過剰になると、酸化物系介在物が生成し、鋼部品の衝撃特性や疲労特性が低下する。従ってO量はできるだけ低減する必要があり、本発明では、O量は0.003%以下、好ましくは0.002%以下、より好ましくは0.0010%以下とする。
上記鋼の残部は、鉄および不可避不純物であるが、選択元素として、Mo、V、およびNbよりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有してもよい。Mo、V、およびNbは、いずれも肌焼用鋼部品の焼入れ性を高め、鋼部品の硬さを向上させる作用を有している元素である。
[Mo:0.3%以下(0%を含まない)]
Moは、上述した作用を有しており、こうした作用を有効に発揮させるには、0.01%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.03%以上である。しかしMoを過剰に含有すると、ベイナイトが生成し易くなり、フェライトとパーライトが生成し難くなる。また、Moは高価な元素であるため、使用量は低減することが推奨される、従って本発明では、Mo量は0.3%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.15%以下、更に好ましくは0.10%以下である。
[V:0.30%以下(0%を含まない)]
Vは、上述した作用を有している他、鋼中で炭化物や窒化物として析出し、鋼部品の硬度を高める作用も有している元素である。また、Vの炭化物や窒化物は、水素のトラップサイトとして作用し、鋼部品の耐遅れ破壊性を向上させる作用も有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Vは、0.03%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.05%以上とする。しかしVを過剰に含有すると、Vの炭化物を生成して被削性を劣化させることがある。また、Vは高価な元素であるため、使用量はできるだけ低減することが推奨される。従って本発明では、V量は0.30%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.2%以下、更に好ましくは0.1%以下とする。
[Nb:0.08%以下(0%を含まない)]
Nbは、上述した作用を有している他、鋼中で炭化物(NbC)として析出し、浸炭焼入れ処理時に結晶粒が粗大化するのを抑制する作用も有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Nbは、0.03%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.035%以上である。しかしNbを過剰に含有させてもその効果は飽和する。また、Nbを過剰に含有すると、Nbの炭化物の析出量が過多となり、被削性が却って低下する。従って本発明では、Nb量は0.08%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.07%以下、更に好ましくは0.065%以下とする。
次に、本発明に係る肌焼用鋼部品の金属組織について説明する。
本発明の肌焼用鋼部品の金属組織は、フェライトとパーライトを主体とし、ベイナイトが殆ど生成していないところに特徴がある。具体的には、金属組織全体に対して、フェライト:35〜70面積%、パーライト:30〜65面積%、ベイナイト:5面積%未満(0面積%を含む)である。
フェライトが70面積%を超えて過剰になると、肌焼用鋼部品の靭性が向上し過ぎて被削性が低下する。従ってフェライトは、70面積%以下、好ましくは65面積%以下、より好ましくは60面積%以下である。しかしフェライトが35面積%を下回ると、フェライトが生成しない代わりにベイナイトが生成し、肌焼用鋼部品の被削性が低下する。従ってフェライトは、35面積%以上、好ましくは40面積%以上、より好ましくは45面積%以上である。
上記フェライトの粒度番号は特に限定されず、通常の範囲であればよい。フェライトの粒度番号は、例えば、7.0〜9.0である。
パーライトが65面積%を超えて過剰になると、肌焼用鋼部品が硬くなり過ぎて被削性が低下する。従ってパーライトは、65面積%以下、好ましくは60面積%以下、より好ましくは55面積%以下とする。しかしパーライトが30面積%を下回ると、パーライトが生成しない代わりにベイナイトが生成し、肌焼用鋼部品の被削性が低下する。従ってパーライトは、30面積%以上、好ましくは40面積%以上、より好ましくは45面積%以上とする。
上記パーライトのラメラ間隔は特に限定されず、通常の範囲であればよい。パーライトのラメラ間隔は、例えば、200nm以下(0nmを含まない)であればよく、より好ましくは150nm以下である。
本発明の肌焼用鋼部品は、ベイナイトが、金属組織全体に対して、5面積%未満に抑制されている。ベイナイトの生成を抑制することによって、肌焼用鋼部品の被削性を向上できる。ベイナイトはできるだけ低減されていることが推奨され、好ましくは3面積%以下、より好ましくは0面積%である。
次に、本発明に係る肌焼用鋼部品を製造できる方法について説明する。鋼部品は、通常、成分組成を調整した溶鋼を連続鋳造して鋳塊(ブルーム)とし、その後、分塊圧延により中間製品(ビレット)へ加工した後、棒鋼圧延または線材圧延により圧延材とし、適当な長さに切断した後、1000〜1250℃程度に加熱した後、部品形状に熱間鍛造(粗加工)すればよい。熱間鍛造して得られた部材(肌焼用鋼部品)は、機械加工によって最終製品に近い形状に切削加工されるが、この部材の金属組織中に過冷組織(ベイナイト組織)が含まれていると被削性が著しく低下する。そこで本発明では、過冷組織の生成を抑制するために、上述した成分組成を満足する鋼を部品形状に熱間鍛造した後、620〜700℃の温度域で、45〜480分間保持し、600℃から300℃の温度範囲を平均速度5℃/秒以下(0℃/秒を含まない)で冷却することが重要である。
保持温度域が700℃を超えるか、620℃を下回ると、フェライト変態が進行し難く、ベイナイトが生成し易くなるため、肌焼用鋼部品の被削性が低下する。従って保持温度域は620〜700℃とし、好ましくは630℃以上、より好ましくは650℃以上であり、好ましくは690℃以下、より好ましくは680℃以下とする。
上記保持温度域における保持時間が45分より短いと、フェライト変態が進行し難く、フェライト量を確保できず、ベイナイトが過剰に生成し、肌焼用鋼部品の被削性が低下する。従って保持時間は45分以上、好ましくは120分以上、より好ましくは150分以上とする。しかし保持時間が長過ぎると、フェライト変態が進行し過ぎてフェライト過多となり、肌焼用鋼部品の被削性が却って低下する。従って保持時間は450分以下、好ましくは360分以下、より好ましくは300分以下とする。
上記600〜300℃の温度範囲における平均冷却速度が5℃/秒を超えると、ベイナイトが過剰に生成し、肌焼用鋼部品の被削性が低下する。従って上記温度範囲における平均冷却速度は、5℃/秒以下、好ましくは4.5℃/秒以下、より好ましくは4℃/秒以下である。なお、上記温度範囲における冷却速度が小さ過ぎると生産性が低下するため、平均冷却速度は1℃/秒以上とすることが好ましい。
冷却した後は、必要に応じて切削加工を行い、浸炭焼入れ処理などの表面硬化処理を施した後、必要に応じて焼戻し処理、ショットピーニング、仕上研摩等を行えば、鋼部品を製造できる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
下記表1または表2に示す成分組成(残部は、鉄および不可避不純物)の鋼を小型溶製炉で溶製、鋳造し、1200℃で、30分間加熱した後、熱間鍛造して直径80mmの丸棒を製造した。
得られた直径80mmの丸棒を、実機の圧延機で圧延することを模擬して900℃で1時間保持した後、冷却して焼きならし処理を行った。このときの平均冷却速度は、通常の範囲(具体的には、1〜5℃/秒程度)とした。
次に、焼きならし処理を行って得られた直径80mmの丸棒を、部品形状に熱間鍛造することを模擬して1250℃に加熱した後、下記表3または表4に示す温度(保持温度)で、下記表3または表4に示す時間保持してから、直径60mmの丸棒に熱間鍛造し、冷却して供試材を作製した。冷却に際して、600℃から300℃までの温度範囲における平均冷却速度を下記表3または表4に示す。
なお、下記表3に示したNo.12とNo.14は、焼きならし処理を行って得られた直径80mmの丸棒を、部品形状に熱間鍛造することを模擬して1250℃に加熱した後、所定の温度域で保持せずに、室温まで平均冷却速度1.5℃/秒で冷却した。
次に、上記供試材(直径60mm)の金属組織を調べた。即ち、上記供試材のD/4位置(Dは直径)における断面を、光学顕微鏡で、倍率200倍で、3視野観察し、それぞれの視野においてフェライト、パーライト、およびベイナイトの面積率を測定し、平均値を求めた。結果を下記表3または表4に示す。
また、参考値として、フェライト粒の結晶粒度番号を算出した。フェライト粒の結晶粒度番号は、JIS G0551に規定されている「7.1.2 結晶粒度標準図との比較による評価方法」に基づいて判定した。結果を下記表3または表4に示す。結晶粒度番号7.0〜9.0番は、JIS G0551の「付属書C (規定) 評価の方法」によれば、平均粒径15.6〜31.2μmに相当している。
また、参考値として、パーライトのラメラ間隔を測定した。パーライトのラメラ間隔は、金属組織の分率を測定した位置において、走査型電子顕微鏡で、観察倍率8000倍で、3視野を撮影し、撮影した写真からラメラ間隔を測定し、平均値を求めた。結果を下記表3または表4に示す。
次に、上記供試材(直径60mm)の機械的特性を調べた。機械的特性としては、供試材の被削性と、供試材に浸炭焼入れ焼戻し処理を行った後の静的曲げ特性および衝撃特性について評価した。
[被削性の評価]
被削性は、被削試験によって評価した。被削試験は、試験機としてNC旋盤を用い、上記供試材(直径60mm)を旋盤加工して工具寿命を測定して行った。被削試験の詳細な条件は次の通りである。
<被削試験の条件>
切削速度 :150m/秒
送り量 :1.5mm
切込み量 :0.25mm/rev
工具 :超硬(P10)
潤滑剤の有無:無し(乾式)
判定基準 :逃げ面摩耗量が0.2mmとなるまでの時間(分)
工具寿命は、用いた工具の逃げ面における摩耗量の経時変化によって評価した。逃げ面摩耗量が0.2mmとなるまでの時間(分)を下記表3または表4に示す。
[静的曲げ特性の評価]
静的曲げ特性は、静的曲げ試験を行って評価した。静的曲げ試験は、上記供試材(直径60mm)のD/4位置(Dは直径)から、機械加工により10mm×10mm×55mm(2mmのUノッチ)の形状の試験片を切り出し、浸炭焼入れ焼戻し処理を施した後に行った。
浸炭焼入れ処理は、ガス浸炭炉で、浸炭ガスとしてRXガスとプロパンガスの混合ガスを用い、図1に示すように、表面炭素濃度が0.8質量%となるように、930℃で3時間浸炭した後、860℃で1時間保持してから油冷し焼入れを行った。油温は、80℃とした。浸炭焼入れ処理後、170℃で、2時間の焼戻し処理を行った。焼戻し処理後、JIS Z2248に基づいて静的曲げ試験を行い、破断強度を測定した。測定結果を下記表3または表4に示す。
[衝撃特性の評価]
衝撃特性は、衝撃試験を行って評価した。衝撃試験は、上記供試材(直径60mm)のD/4位置(Dは直径)から、機械加工により10mm×10mm×55mm(10Rノッチ)の形状の試験片を切り出し、上記静的曲げ特性を評価したときと同じ条件で、浸炭焼入れ焼戻し処理を施した後に行った。焼戻し処理後、JIS Z2242に規定されている「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」に基づいて衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定した。測定結果を下記表3または表4に示す。
下記表1〜表4から次のように考察できる。No.1〜4、7、15〜34は、いずれも本発明で規定する要件を満足する例であり、Cr量を低減でき、しかもNiとMoを殆ど使用していないにもかかわらず、浸炭焼入れ焼戻し処理後における静的曲げ特性および衝撃特性を改善できている。また、金属組織を適切に制御しているため、被削性にも優れている。
これに対し、No.5、6、8〜14、35〜50は、いずれも本発明で規定する要件を満足しない例である。
まず、No.13とNo.14は、JIS G4052に規定されているSCr420Hを模擬して製造した例であり、Crを1.08%含有しているため、コスト高になっている。これらのうち、No.14は、部品形状に熱間鍛造することを模擬して1250℃に加熱した後、所定の温度域で保持せずに、室温まで平均冷却速度1.5℃/秒で冷却した例であり、衝撃強度は低かった。一方、No.13は、部品形状に熱間鍛造することを模擬して1250℃に加熱した後、本発明で規定している要件を満足するように制御した例であるが、衝撃強度は依然として低いままであった。
No.5、6、8〜12は、いずれも成分組成は本発明で規定する要件を満足しているが、製造条件が本発明で規定する要件を満足していない例である。これらのうちNo.5は、部品形状に熱間鍛造した後の保持時間が長過ぎる例であり、フェライトが過剰に生成した結果、被削性が低下している。No.6は、部品形状に熱間鍛造した後の保持時間が短過ぎる例であり、ベイナイトが過剰に生成した結果、被削性が低下している。
No.8とNo.9は、いずれも部品形状に熱間鍛造した後の冷却速度が大き過ぎる例であり、ベイナイトが過剰に生成した結果、被削性が低下している。No.10は、部品形状に熱間鍛造した後の保持温度が高過ぎる例であり、フェライトの生成が抑制されると共に、パーライトおよびベイナイトが過剰に生成した結果、被削性が低下している。No.11は、部品形状に熱間鍛造した後の保持温度が低過ぎる例であり、フェライトの生成が抑制されると共に、ベイナイトが過剰に生成した結果、被削性が低下している。No.12は、部品形状に熱間鍛造した後、平均冷却速度1.5℃/秒で冷却した例であり、所定の温度域で所定の時間保持していないため、ベイナイトが過剰に生成した結果、被削性が低下している。
No.35〜43、47〜50は、いずれも製造条件は本発明で規定する要件を満足しているが、成分組成が本発明で規定する要件を満足していない例である。No.35は、C量が多過ぎる例であり、フェライトの生成量が少なく、ベイナイトが過剰に生成したため、被削性が劣化している。No.36は、C量が少な過ぎる例であり、フェライトが過剰に生成したため、パーライト量を確保できていない。従って被削性が悪く、浸炭焼入れ焼戻し処理後の静的曲げ強度も低かった。
No.37は、Si量が過剰な例であり、浸炭焼入れ焼戻し処理時に粒界酸化層が形成された結果、衝撃強度が低下した。No.38は、Mn量が過剰な例であり、ベイナイトが過剰に生成したため、パーライトが生成せず、フェライト量も確保できていない。従って被削性が低下した。No.39は、Mn量が少な過ぎる例であり、焼入れ性が低く、浸炭焼入れ焼戻し処理後の静的衝撃強度が低下した。
No.40は、P量が過剰な例であり、Pが結晶粒界に偏析した結果、浸炭焼入れ焼戻し処理後の衝撃強度が低下した。No.41は、S量が過剰な例であり、Sが結晶粒界に偏析した結果、浸炭焼入れ焼戻し処理後の衝撃強度が低下した。
No.42は、Cu量が過剰な例であり、Cu相が析出し、被削性が低下した。No.43は、Ni量が過剰な例であり、ベイナイトが過剰に生成したため、パーライトが生成せず、フェライト量も確保できていない。従って被削性が低下した。No.47は、Ti量が過剰な例であり、TiCが過多に生成した結果、被削性が低下した。
No.48は、Al量が過剰な例であり、AlNやAl23が生成した結果、被削性が低下した。No.49は、B量が過剰な例であり、BNが過多に生成した結果、浸炭焼入れ焼戻し処理後の衝撃強度が低下した。No.50は、N量が過剰な例であり、AlNやTiNなどの窒化物が過多に生成した結果、被削性が低下した。
No.44〜46は、参考例である。これらのうちNo.44は、選択元素として含有させているMo量が過剰な例であり、ベイナイトが過剰に生成したため、パーライトが生成せず、またフェライトの生成量も確保できていない。従って被削性が低下した。No.45は、選択元素として含有させているV量が過剰な例であり、Vの炭化物(VC)が過多に析出した結果、被削性が低下した。No.46は、選択元素として含有させているNb量が過剰な例であり、Nbの炭化物(NbC)が過多に析出した結果、被削性が低下した。
以上の通り、本発明では、Mn量をJIS G4052に規定されているSCr420HやSCM420Hよりも多く含有させ、また、BとTiを添加すると共に、Siを低減することによって、Cr量を、SCr420HやSCM420Hで用いているCr量(0.85〜1.25%)より大幅に低減しても、SCr420HやSCM420Hと同程度か、それ以上の機械的特性を得ることができることが分かる。

Claims (3)

  1. C :0.10〜0.30%(質量%の意味。以下、成分について同じ)、
    Si:0.15%以下(0%を含まない)、
    Mn:1.3%超、2.0%以下、
    P :0.03%以下(0%を含まない)、
    S :0.03%以下(0%を含まない)、
    Cu:0.3%以下(0%を含まない)、
    Ni:0.25%以下(0%を含まない)、
    Cr:0.3%以下(0%を含まない)、
    Al:0.06%以下(0%を含まない)、
    N :0.02%以下(0%を含まない)、
    B :0.0005〜0.005%、
    Ti:0.01〜0.08%、および
    O :0.003%以下(0%を含まない)を含有し、
    残部:鉄および不可避不純物からなる肌焼用鋼部品であって、
    金属組織が、
    フェライト:35〜70面積%、
    パーライト:30〜65面積%、
    ベイナイト:5面積%未満(0面積%を含む)で構成されており、
    フェライトの粒度番号は7.0〜9.0であり、
    パーライトのラメラ間隔は200nm以下(0nmを含まない)であることを特徴とする肌焼用鋼部品。
  2. に他の元素として、
    Mo:0.3%以下(0%を含まない)、
    V :0.30%以下(0%を含まない)、および
    Nb:0.08%以下(0%を含まない)よりなる群から選ばれる少なくとも1種を含有する請求項1に記載の肌焼用鋼部品。
  3. 請求項1または2に記載の成分組成を満足する鋼を部品形状に熱間鍛造した後、
    620〜700℃の温度域で45〜480分間保持し、
    600℃から300℃までの温度範囲を5℃/秒以下(0℃/秒を含まない)で冷却することによって、
    金属組織が、
    フェライト:35〜70面積%、
    パーライト:30〜65面積%、
    ベイナイト:5面積%未満(0面積%を含む)で構成されており、
    フェライトの粒度番号は7.0〜9.0であり、
    パーライトのラメラ間隔は200nm以下(0nmを含まない)である肌焼用鋼部品の製造方法。
JP2012050916A 2012-03-07 2012-03-07 肌焼用鋼部品 Active JP5937852B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012050916A JP5937852B2 (ja) 2012-03-07 2012-03-07 肌焼用鋼部品

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012050916A JP5937852B2 (ja) 2012-03-07 2012-03-07 肌焼用鋼部品

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2013185205A JP2013185205A (ja) 2013-09-19
JP5937852B2 true JP5937852B2 (ja) 2016-06-22

Family

ID=49386908

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2012050916A Active JP5937852B2 (ja) 2012-03-07 2012-03-07 肌焼用鋼部品

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP5937852B2 (ja)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6256416B2 (ja) * 2014-07-28 2018-01-10 Jfeスチール株式会社 肌焼鋼

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1112684A (ja) * 1997-06-19 1999-01-19 Kobe Steel Ltd 冷間鍛造用肌焼鋼
KR100380441B1 (ko) * 2000-10-23 2003-04-26 현대자동차주식회사 트랜스미션 기어용 합금 조성물
JP4464864B2 (ja) * 2005-04-27 2010-05-19 株式会社神戸製鋼所 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼
TWI494445B (zh) * 2009-03-30 2015-08-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 滲碳鋼零件(一)

Also Published As

Publication number Publication date
JP2013185205A (ja) 2013-09-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4956146B2 (ja) 鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法並びに浸炭部品
WO2010116555A1 (ja) 冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法
JP4384592B2 (ja) 高温浸炭特性と熱間鍛造性に優れた浸炭用圧延鋼材
JP4964063B2 (ja) 冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびそれから得られる機械部品
WO2015182586A1 (ja) 熱間工具材料および熱間工具の製造方法
JP6065121B2 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP6468365B2 (ja) 鋼、浸炭鋼部品、及び浸炭鋼部品の製造方法
JP5262740B2 (ja) 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼とその製造方法
JP4464862B2 (ja) 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼
US20180347025A1 (en) Steel, carburized steel component, and method for manufacturing carburized steel component
JP5871085B2 (ja) 冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼
JP2016098384A (ja) 打抜き性と結晶粒粗大化防止特性に優れた浸炭用鋼板および機械構造部品
JP6631640B2 (ja) 肌焼鋼、浸炭部品および肌焼鋼の製造方法
JP2006299296A (ja) 疲労特性と耐結晶粒粗大化特性に優れた肌焼用圧延棒鋼およびその製法
JP4807949B2 (ja) 高温浸炭特性に優れた肌焼用圧延棒鋼
JP4464861B2 (ja) 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼
JP4528363B1 (ja) 冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法
JP5869919B2 (ja) 冷間加工性に優れた肌焼用条鋼
JP5937852B2 (ja) 肌焼用鋼部品
JP5976581B2 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材、および軸受部品
JP6172378B2 (ja) 肌焼鋼鋼線
JP6085210B2 (ja) 転動疲労特性に優れた肌焼鋼、及びその製造方法
JP2017133052A (ja) 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼およびその製造方法
JPWO2016159392A1 (ja) 熱間圧延棒線材、部品および熱間圧延棒線材の製造方法
JP5443277B2 (ja) 被削性に優れた高強度鋼、およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20140901

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20150630

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20150828

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20160105

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20160303

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20160510

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20160513

R150 Certificate of patent (=grant) or registration of utility model

Ref document number: 5937852

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150