JPH0243807B2

JPH0243807B2 -

Info

Publication number: JPH0243807B2
Application number: JP60143356A
Authority: JP
Inventors: Kimihiro Shibata; Takashi Matsumoto; Katsunori Takada; Kenji Isogawa
Original assignee: Daido Steel Co Ltd; Nissan Motor Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd; Nissan Motor Co Ltd
Priority date: 1985-06-28
Filing date: 1985-06-28
Publication date: 1990-10-01
Also published as: JPS624819A

Description

【発明の詳細な説明】

［発明の目的］（産業上の利用分野）本発明は、冷間鍛造後に浸炭処理する部品（製
品）の素材として使用される冷間鍛造浸炭用鋼の
製造に利用される浸炭用鋼の製造方法に関するも
のである。（従来の技術）従来の浸炭用鋼としては、例えばクロム鋼
（JIS G4104，SCr材）やクロムモリブデン鋼
（JIS G4105，SCM材）などがある。このような
従来のクロム鋼やクロムモリブデン鋼を冷間鍛造
成形、機械加工、浸炭焼入れすることにより歯
車、シヤフトなどの機械構造部品を製造する工程
では、冷間鍛造成形の前に球状化焼鈍処理を施す
ことにより素材の冷間加工性を上げる必要があ
り、鍛造成形後には切削性を上げるために焼なら
し処理が必要となる。また、冷間転造などで歯
車、シヤフト等のスプラインの歯型まで成形し、
その後浸炭焼入れに供する場合においても、冷間
加工後に焼ならし処理を施さないと、浸炭時に結
晶粒の粗大化を引きおこす。従て、いずれの場合においても、冷間加工前の
球状化焼鈍処理、冷間加工後の焼ならし処理は必
要不可欠の熱処理である。（発明が解決しようとする問題点）このように、従来の歯車、シヤフトなどの機械
構造部品の製造工程にあつては、冷間加工前の球
状化焼鈍処理、および冷間加工後の焼ならし処理
が必要となつていたため、生産性が著しく阻害さ
れると同時に、設備コストが増大しかつ莫大な熱
エネルギーを消費するという問題点があつた。本発明は、このような従来の問題点に着目して
なされたもので、歯車、シヤフトなどの機械構造
部品の製造工程において、冷間鍛造加工前に球状
化焼鈍処理を施したり、冷間鍛造加工後に焼なら
し処理を施したりする必要がなく、この種の機械
構造部品を高い生産性および低コストで製造する
ことが可能である冷間鍛造浸炭用鋼の製造方法を
提供することを目的としている。［発明の構成］（問題点を解決するための手段）本発明に係る浸炭用鋼の製造方法は、重量％
で、Ｃ：0.03〜0.2％、Si：1.5超過〜３％、Mn：
0.2〜２％、Ti：0.03〜0.3％、必要に応じて、
Cr：２％以下、Ni：２％以下、Mo：１％以下の
うちの１種または２種以上を含有し、同じく必要
に応じてAl：0.1％以下、Ｎ：0.03％以下、Nb＋
Ta：0.5％以下、Zr：0.1％以下のうちの１種また
は２種以上を含有し、残部Feおよび不純物から
なる鋼を素材とし、フエライト−オーステナイト
二相域温度から冷却して微細なフエライト−パー
ライト組織とすることにより、冷間鍛造成形（た
だし、転造や圧造等の冷間塑性加工全般を含む。）
を行ない、焼ならし処理を施さずに950℃以上の
温度域で高温浸炭処理を行つた後の浸炭層および
心部の結晶粒が結晶粒度番号で８番以上の整細粒
であることを特徴としており、基本的にSi，Ti
を添加した鋼をフエライト−オーステナイト二相
域温度から例えば空冷またはそれ以上の冷却速度
で冷却するのみですぐれた冷間鍛造性（冷間塑性
加工性）を付与し、冷間転造などの塑性加工によ
り部品の最終形状近くまで成形し、焼ならし処理
を施さずに950℃以上の温度域で高温浸炭処理を
行ない、高温浸炭時に、加工歪およびTi炭窒化
物の析出ならびにフエライト−オーステナイト二
相組織による結晶粒成長抑制を利用した結晶粒微
細化をはかるようにしたことを特徴としている。また、前記特定発明と同一の目的を達成する本
発明に係る浸炭用鋼の製造方法は、重量％で、
Ｃ：0.03〜0.2％、Si：1.5超過〜３％、Mn：0.2
〜２％、Ti：0.03〜0.3％、必要に応じて、Cr：
２％以下、Ni：２％以下、Mo：１％以下のうち
の１種または２種以上を含有し、同じく必要に応
じてAl：0.1％以下、Ｎ：0.03％以下、Nb＋Ta：
0.5％以下、Zr：0.1％以下のうちの１種または２
種以上を含有し、残部Feおよび不純物からなる
鋼を素材とし、素材圧延における仕上圧延におい
てAr₁〜Ar₃点＋100℃の温度範囲で少なくとも20
％以上の圧下を加えた後冷却して微細なフエライ
ト−パーライト組織とすることにより、冷間鍛造
成形（ただし、転造や圧造等の冷間塑性加工全般
を含む。）を行ない、焼ならし処理を施さずに950
℃以上の温度域で高温浸炭処理を行つた後の浸炭
層および心部の結晶粒が結晶粒度番号で８番以上
の整細粒であることを特徴としており、基本的に
Si，Tiを添加した鋼の素材圧延における仕上圧
延において上述のようにAr₁〜Ar₃点＋100℃の温
度範囲で少なくとも20％以上の圧下を加えた後例
えば空冷またはそれ以上の冷却速度で冷却するこ
とによつてすぐれた冷間鍛造性（冷間塑性加工
性）を付与し、前記特定発明の場合と同様に、冷
間転造などの塑性加工により部品の最終形状近く
まで成形し、焼ならし処理を施さずに950℃以上
の温度域で高温浸炭処理を行ない、高温浸炭時
に、加工歪およびTi炭窒化物の析出ならびにフ
エライト−オーステナイト二相組織による結晶粒
成長抑制を利用した結晶粒微細化をはかるように
したことを特徴としている。次に、本発明に係る冷間鍛造浸炭用鋼の成分範
囲（重量％）の限定理由について説明する。Ｃ：0.03〜0.2％Ｃは構造用鋼としての強度、特に焼入れ硬さを
確保するのに有効な元素であり、強度を考慮して
その下限は0.03％とした。また、十分広いフエラ
イト−オーステナイト二相温度域と、すぐれた冷
間鍛造性を得るために、0.2％添加を上限とした。 Si：1.5超過〜３％ Siはフエライト−オーステナイト二相域温度範
囲を広げるために有効な元素であるので、このよ
うな効果がより確実に得られるようにするために
1.5％を超えて添加することとした。しかし、過
度の添加では冷間変形抵抗の増大をきたし、かつ
また靭性の低下を招くので３％添加を上限とし
た。 Mn：0.2〜２％ Mnは脱酸、脱硫に効果があると同時に、焼入
性向上に有効な元素である。そして、十分な脱
酸、脱硫効果を得ると共に、焼入性を確保するた
めに0.2％以上の添加を必要とするが、冷間鍛造
性および靭性の低下を抑制するために２％添加を
上限した。 Ti：0.03〜0.3％ Tiは高温浸炭処理後に形成された表面浸炭層
の結晶粒の微細化に有効な元素である。そして、
浸炭層の結晶粒微細化のためには最低0.03％の添
加を必要とするが、靭性および冷間鍛造性の低下
を抑制するために0.3％添加を上限とした。 Cr：２％以下、Ni：２％以下、Mo：１％以下の
うちの１種または２種以上 Cr、Ni、Moは焼入性を向上させ、高温浸炭焼
入れ後の心部組織の強化に有効であるが、Cr含
有量が２％をこえ、Ni含有量が２％をこえ、Mo
含有量が１％をこえると靭性の低下および冷間鍛
造時の荷重増大を招くので、添加する場合に、
Crは２％以下、Niは２％以下、Moは１％以下と
した。 Al：0.1％以下、Ｎ：0.03％以下、Nb＋Ta（いず
れか一方が０である場合を含む）：0.5％以下、
Zr：0.1％以下のうちの１種または２種以上 Al、Ｎ、Nb、Ta、Zrは炭化物、窒化物の形
成により結晶粒を微細化し、冷間変形能を向上さ
せるとともに、靭性をも向上させるので、必要に
応じてこれらのうちの１種または２種以上を添加
させるのも良い。しかし、Alの含有量が0.1％を
こえ、Nb＋Taの含有量が0.5％をこえ、Zrの含
有量が0.1％をこえると、炭化物、窒化物が粗大
化し、結晶粒微細化効果がかえつて低下し、冷間
変形能および靭性の低下を招くので、添加する場
合に、Alは0.1％以下、Nb＋Taは0.5％以下、Zr
は0.1％以下とした。また、Ｎ含有量が0.03％を
こえるとＮのブローホールによつて鋼塊または鋳
片の健全性が損なわれるのでＮの含有量は0.03％
以下に限定した。本発明に係る冷間鍛造浸炭用鋼の製造方法は、
上記の成分範囲をもつ鋼を素材とし、フエライト−オーステナイト二相域温度から
例えば空冷またはそれ以上の冷却速度で冷却し
て微細なフエライト−パーライト組織とする
か、素材圧延における仕上圧延においてAr₁〜
Ar₃点＋100℃の温度範囲で少なくとも20％以
上の圧下を加えた後例えば空冷またはそれ以上
の冷却速度で冷却して微細なフエライト−パー
ライト組織とする。次に、このような組織とする場合の圧延条件の
限定理由について説明する。圧延温度Ar₁点以上：圧延温度をAr₁点以上と
したのは、これよりも低い温度で圧延すると加工
の影響が残り、冷間鍛造性が低下するためであ
る。圧延温度Ar₃点＋100℃以下：圧延温度をAr₃点
＋100℃以下としたのは、これよりも高い温度で
圧延しても微細な組織が得られず、同様に冷間鍛
造性が改善されないためである。圧下率20％以上：圧延の際の圧下率を20％以上
としたのは、組織の微細化により冷間鍛造性を改
善するためであつて、これよりも低い圧下率では
ほとんど効果が得られないためである。そして、上記のように成分調整した鋼を素材と
し、フエライト−オーステナイト二相域温度か
ら例えば空冷またはそれ以上の冷却速度で冷却す
るか、上記の圧延条件にて圧延した後例えば空
冷またはそれ以上の冷却速度で冷却することによ
つて、微細なフエライト−パーライト組織とする
ことにより、球状化焼鈍処理（SA処理）なし冷
間鍛造を行ない、歯車、シヤフトなどの機械構造
部品を最終形状近くまで成形することが可能とな
り、また冷間鍛造成形後に焼ならし処理を省略
し、高温浸炭処理を行なう際に、冷間加工歪、
Ti炭窒化物析出およびフエライト−オーステナ
イト二相組織による結晶粒成長抑制を利用し、上
記部品の結晶粒微細化が可能となる。（実施例１）（比較例１）第１に示す化学成分の鋼を溶製したのち造塊
し、鍛造によつて直径25mmに旋削加工し、同じく
第１表に示す二相域保持温度でフエライト−オー
ステナイト二相域に１時間保持（ただし、No.１，
２を除く。）したのち空冷処理を行つた。次いで、
それぞれの処理材より第１図に示すＶ溝１ａおよ
びセンター穴１ｂを有する圧縮試験片１を作製し
た。なお、この圧縮試験片１の高さＨは21mm、直
径Ｄは14mmであり、Ｖ溝の開き角度θは30゜、深
さｄは0.8mmであり、センター穴１ｂの角度αは
120゜、開口直径Ｗは２mmである。次に、上記各圧
縮試験片１をアムスラー試験機に設置して上下端
面で拘束ダイスを取付け、室温で圧縮試験を行つ
た。そして、圧縮試験の際にＶ溝１ａ中にクラツ
クが発生したときの圧縮率を割れ発生限界とし、
変形能の評価を行つた。その結果をSCr420材
（No.１）およびSCM420材（No.２）の球状化焼鈍
処理材と比較して同じく第１表に示した。

【表】

【表】第１表に示すように、成分が本発明の範囲内に
ある鋼を素材としたものはいずれもフエライト−
オーステナイト二相温度域からの空冷により微細
なフエライト−パーライト組織となるため、比較
のSCr420（No.１）およびSCM420（No.２）の球状
化焼鈍材と同等以上の変形能を示した。また、本
発明の範囲外の鋼を素材とした場合であつても、
Si不足のNo.６およびTi無添加のNo.11においても
比較のSCr420（No.１）およびSCM420（No.２）の
球状化焼鈍材と同等以上の変形能を示した。しか
し、Ｃ過剰のNo.５、Si過剰のNo.８、Mn過剰のNo.
10およびTi過剰のNo.13の変形能は比較のSCr420
（No.１）およびSCM420（No.２）の球状化焼鈍材の
変形能には及ばなかつた。そこで、上記SCr420（No.１）およびSCM420
（No.２）の球状化焼鈍材と同等以上の変形能を示
したNo.３，４，６，７，９，11，12，14〜20につ
いて第２図に示す圧縮試験片２（直径Ｄが14mm、
高さＨが21mm）を作製し、上下端面に非拘束ダイ
スにて80％の圧下を加えた後、第２表に示す条件
で高温真空浸炭処理を施し、処理後の浸炭層およ
び心部の結晶粒度を測定した。また、比較の
SCr420およびSCM420の球状化焼鈍材について
も同様に冷間圧縮後920℃×1hrのガス浸炭処理を
施し、浸炭層および心部の結晶粒度を測定した。
その結果を第３表に示す。

【表】

【表】第３表に示すように、成分が本発明の範囲内に
ある鋼を素材としたものは、浸炭層および心部と
もに結晶粒度番号で８番以上となつていたが、Si
添加量が不足するNo.６では浸炭温度でオーステナ
イト単相となるため心部結晶粒が微細化されず、
また、Ti無添加のNo.11では浸炭層結晶粒が粗大
化していた。また、SCr420（No.１）およびSCM420（No.２）
では冷間加工歪が原因で結晶粒が粗大化してい
た。（実施例２）（比較例２）第１表に示した本発明の成分を満足する鋼素材
（No.４，17）を用いて直径27.1mm、29.9mm、32.3mm
の三種の丸棒材を製作し、各丸棒材に対して第４
表に示す圧延温度および圧下率で圧延を行つてい
ずれも直径25mmとした後、実施例１と同様第１図
に示した試験片１を作製して圧縮試験を行い、割
れ発生限界を測定した。その結果を同じく第４表
に示す。

【表】第４表に示すように、素材圧延における仕上圧
延時にAr₁〜Ar₃点＋100℃の温度範囲で20％以上
の圧下を加えた場合には、その後の冷間塑性加工
における割れ発生限界が大きくなることが確認さ
れた。次に、No.４の鋼を素材として950℃で40％圧下
した直径25mmの丸棒より、実施例１の第２図に示
した試験片２を作製し、実施例１と同様に80％の
圧下を加え、第２表に示した条件で高温真空浸炭
し、浸炭層および心部の結晶粒度番号を測定した
結果を第５表に示す。

【表】第５表に示すように、前記特定発明を構成に含
む本発明による条件範囲で素材を仕上圧延し、冷
間塑性加工を加えた後、焼ならし処理を省略して
高温真空浸炭処理を施した場合、浸炭層および心
部ともに整細粒を保つことが確認された。［発明の効果］以上説明してきたように、本発明に係わる冷間
鍛造浸炭用鋼の製造方法では、重量％で、Ｃ：
0.03〜0.2％、Si：1.5超過〜３％、Mn：0.2〜２
％、Ti：0.03〜0.3％、必要に応じて、Cr：２％
以下、Ni：２％以下、Mo：１％以下のうちの１
種または２種以上を含有し、同じく必要に応じて
Al：0.1％以下、Ｎ：0.03％以下、Nb＋Ta：0.5
％以下、Zr：0.1％以下のうちの１種または２種
以上を含有し、残部Feおよび不純物からなる鋼
を素材とし、フエライト−オーステナイト二相域
温度から例えば空冷またはそれ以上の冷却速度で
冷却するか、もしくは、冷間鍛造に先立つ素材圧
延における仕上圧延時にAr₁〜Ar₃点＋100℃の温
度範囲で少なくとも20％以上の圧下を加えた後例
えば空冷またはそれ以上の冷却速度で冷却するこ
とにより、微細なフエライト−パーライト組織を
得るようにしたため、すぐれた冷間鍛造性を有し
ており、処理時間が長くかつ莫大なエネルギーを
必要とする球状化焼鈍処理を施すことなく、歯
車、シヤフト等の部品を最終形状近くまで冷間鍛
造成形することが可能であり、しかる後に焼なら
し処理を省略して高温浸炭することが可能とな
り、高温浸炭時に、加工歪およびTi炭窒化物の
析出ならびにフエライト−オーステナイト二層組
織による結晶粒成長抑制を利用した結晶粒微細化
を行うことにより、靭性の著しく優れた浸炭部品
（製品）を得ることが可能であるという非常に優
れた効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は本発明の実施例および比
較例において使用した圧縮試験片を示し、第１図
ａは全体斜視図、第１図ｂはＶ溝部分の説明図、
第１図ｃはセンター穴部分の説明図、第２図は全
体斜視図である。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％で、Ｃ：0.03〜0.2％、Si：1.5超過〜
３％、Mn：0.2〜２％、Ti：0.03〜0.3％を含み、
残部Feおよび不純物からなる鋼を素材とし、フ
エライト−オーステナイト二相域温度から冷却し
て微細なフエライト−パーライト組織とすること
により、冷間鍛造成形を行ない、焼ならし処理を
施さずに950℃以上の温度域で高温浸炭処理を行
つた後の浸炭層および心部の結晶粒が結晶粒度番
号で８番以上の整細粒であることを特徴とする冷
間鍛造浸炭用鋼の製造方法。２重量％で、Ｃ：0.03〜0.2％、Si：1.5超過〜
３％、Mn：0.2〜２％、Ti：0.03〜0.3％、および
Cr：２％以下、Ni：２％以下、Mo：１％以下の
うちの１種または２種以上を含み、残部Feおよ
び不純物からなる鋼を素材とし、フエライト−オ
ーステナイト二相域温度から冷却して微細なフエ
ライト−パーライト組織とすることにより、冷間
鍛造成形を行ない、焼ならし処理を施さずに950
℃以上の温度域で高温浸炭処理を行つた後の浸炭
層および心部の結晶粒が結晶粒度番号で８番以上
の整細粒であることを特徴とする冷間鍛造浸炭用
鋼の製造方法。３重量％で、Ｃ：0.03〜0.2％、Si：1.5超過〜
３％、Mn：0.2〜２％、Ti：0.03〜0.3％、および
Al：0.1％以下、Ｎ：0.03％以下、Nb＋Ta：0.5
％以下、Zr：0.1％以下のうちの１種または２種
以上を含み、残部Feおよび不純物からなる鋼を
素材とし、フエライト−オーステナイト二相域温
度から冷却して微細なフエライト−パーライト組
織とすることにより、冷間鍛造成形を行ない、焼
ならし処理を施さずに950℃以上の温度域で高温
浸炭処理を行つた後の浸炭層および心部の結晶粒
が結晶粒度番号で８番以上の整細粒であることを
特徴とする冷間鍛造浸炭用鋼の製造方法。４重量％で、Ｃ：0.03〜0.2％、Si：1.5超過〜
３％、Mn：0.2〜２％、Ti：0.03〜0.3％、および
Cr：２％以下、Ni：２％以下、Mo：１％以下の
うちの１種または２種以上、さらにAl：0.1％以
下、Ｎ：0.03％以下、Nb＋Ta：0.5％以下、Zr：
0.1％以下のうちの１種または２種以上を含み、
残部Feおよび不純物からなる鋼を素材とし、フ
エライト−オーステナイト二相域温度から冷却し
て微細なフエライト−パーライト組織とすること
により、冷間鍛造成形を行ない、焼ならし処理を
施さずに950℃以上の温度域で高温浸炭処理を行
つた後の浸炭層および心部の結晶粒が結晶粒度番
号で８番以上の整細粒であることを特徴とする冷
間鍛造浸炭用鋼の製造方法。５重量％で、Ｃ：0.03〜0.2％、Si：1.5超過〜
３％、Mn：0.2〜２％、Ti：0.03〜0.3％を含み、
残部Feおよび不純物からなる鋼を素材とし、素
材圧延における仕上圧延においてAr₁〜Ar₃点＋
100℃の温度範囲で少なくとも20％以上の圧下を
加えた後冷却して微細なフエライト−パーライト
組織とすることにより、冷間鍛造成形を行ない、
焼ならし処理を施さずに950℃以上の温度域で高
温浸炭処理を行つた後の浸炭層および心部の結晶
粒が結晶粒度番号で８番以上の整細粒であること
を特徴とする冷間鍛造浸炭用鋼の製造方法。６重量％で、Ｃ：0.03〜0.2％、Si：1.5超過〜
３％、Mn：0.2〜２％、Ti：0.03〜0.3％、および
Cr：２％以下、Ni：２％以下、Mo：１％以下の
うちの１種または２種以上を含み、残部Feおよ
び不純物からなる鋼を素材とし、素材圧延におけ
る仕上圧延においてAr₁〜Ar₃点＋100℃の温度範
囲で少なくとも20％以上の圧下を加えた後冷却し
て微細なフエライト−パーライト組織とすること
により、冷間鍛造成形を行ない、焼ならし処理を
施さずに950℃以上の温度域で高温浸炭処理を行
つた後の浸炭層および心部の結晶粒が結晶粒度番
号で８番以上の整細粒であることを特徴とする冷
間鍛造浸炭用鋼の製造方法。７重量％で、Ｃ：0.03〜0.2％、Si：1.5超過〜
３％、Mn：0.2〜２％、Ti：0.03〜0.3％、および
Al：0.1％以下、Ｎ：0.03％以下、Nb＋Ta：0.5
％以下、Zr：0.1％以下のうちの１種または２種
以上を含み、残部Feおよび不純物からなる鋼を
素材とし、素材圧延における仕上圧延において
Ar₁〜Ar₃点＋100℃の温度範囲で少なくとも20％
以上の圧下を加えた後冷却して微細なフエライト
−パーライト組織とすることにより、冷間鍛造成
形を行ない、焼ならし処理を施さずに950℃以上
の温度域で高温浸炭処理を行つた後の浸炭層およ
び心部の結晶粒が結晶粒度番号で８番以上の整細
粒であることを特徴とする冷間鍛造浸炭用鋼の製
造方法。８重量％で、Ｃ：0.03〜0.2％、Si：1.5超過〜
３％、Mn：0.2〜２％、Ti：0.03〜0.3％、および
Cr：２％以下、Ni：２％以下、Mo：１％以下の
うちの１種または２種以上、さらにAl：0.1％以
下、Ｎ：0.03％以下、Nb＋Ta：0.5％以下、Zr：
0.1％以下のうちの１種または２種以上を含み、
残部Feおよび不純物からなる鋼を素材とし、素
材圧延における仕上圧延においてAr₁〜Ar₃点＋
100℃の温度範囲で少なくとも20％以上の圧下を
加えた後冷却して微細なフエライト−パーライト
組織とすることにより、冷間鍛造成形を行ない、
焼ならし処理を施さずに950℃以上の温度域で高
温浸炭処理を行つた後の浸炭層および心部の結晶
粒が結晶粒度番号で８番以上の整細粒であること
を特徴とする冷間鍛造浸炭用鋼の製造方法。