JPH0254416B2

JPH0254416B2 -

Info

Publication number: JPH0254416B2
Application number: JP59167000A
Authority: JP
Inventors: Morifumi Nakamura; Yoshitake Matsushima; Heijiro Kawakami
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1984-08-08
Filing date: 1984-08-08
Publication date: 1990-11-21
Also published as: JPS6144159A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は浸炭窒化性にすぐれた冷間鍛造用鋼に
関し、詳しくは、冷間鍛造によつて加工する際の
変形抵抗が小さいと共に、その後の浸炭窒化処理
によつてHv800以上の表面硬さが得られ、且つ深
い有効硬化層深さが得られる鋼、即ち、浸炭窒化
性にすぐれた冷間鍛造用鋼に関する。従来より鋼の表面硬化処理法が種々研究され、
また、実用化されているが、ガス浸炭法が最も一
般的に採用されている。しかし、近年、省エネル
ギー、熱処理歪みの低減等の観点から、ガス浸炭
法に比べて処理温度の低いアンモニア雰囲気下で
の浸炭窒化法も採用されるに至つており、特に、
耐摩耗性を要求される小型部品には、浸炭用材料
である肌焼鋼を使用する浸炭窒化法が広く用いら
れるに至つている。他方、小型部品の成形加工に関しては、従来、
表面硬化処理前に切削加工によつて成形加工され
ているが、工程の簡略化、製品歩留りの向上等を
目的として、近年、冷間鍛造法によつて加工され
ることも多くなつている。この場合、従来の肌焼
鋼を用いると、工具寿命が極端に低下することが
あるため、Ｃ、Mn、Cr等の化学成分の添加量を
ある限界値以下に抑える必要があるが、反面、余
りに少なくするときは、浸炭窒化処理によつて十
分な表面硬さと有効硬化層深さが得られない。本発明者らは、上記した問題を解決するために
鋭意研究した結果、鋼において、主成分である
Ｃ、Si、Mn及びCrと、炭窒化物形成元素である
Alの添加量を所定の範囲の量とすることにより、
冷間鍛造時の変形抵抗が低く、更に、その後の浸
炭窒化処理によつて、Hv800以上の表面硬さが安
定して得られると共に、深い有効硬化層深さが得
られ、かくして、浸炭窒化性にすぐれた冷間鍛造
用鋼を得ることができることを見出して、本発明
に至つたものである。本発明による浸炭窒化性にすぐれた冷間鍛造用
鋼は、重量％でＣ 0.10〜0.24％、 Si 0.05〜0.35％、 Mn 0.30〜1.50％、 Cr 2.5％以下、 Al 0.05〜0.5％、Ｏ 0.0030％以下、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、上
記元素が 1.6≦Cr^1/2＋3Al^1/2≦3.2、及び 7.4C＋1.0Si＋1.4M＋1.3Cr≦4.5 を満足することを特徴とする。先ず、本発明鋼における化学成分の限定理由に
ついて説明する。Ｃは、本発明鋼においては、浸炭窒化処理した
部品の芯部硬さを向上させると共に、有効硬化層
深さを深くするために、少なくとも0.10％を添加
する必要がある。しかし、Ｃを過多に添加すると
きは、鋼の靭性、被削性が劣化し、浸炭窒化処理
したときに発生する熱処理歪みが大きくなる。ま
た、部品を浸炭窒化処理前に冷間鍛造によつて成
形加工する場合には、後述するように、Ｃ量が増
大すると、加工時の変形抵抗が増大して工具寿命
の低下を来し、更には変形能の低下を来すので、
本発明鋼においてはＣ量の上限は0.30％とする。 Siは、溶接時の脱酸元素として必要な元素であ
り、本発明においては少なくとも0.05％の添加力
を必要とするが、過多に添加するときは、冷間鍛
造時の変形能が低下し、割れ発生の原因となるの
で上限を0.35％とする。 Mnは、溶接時の脱酸及び脱流のために必要で
あり、また、鋼の焼入れ性を増大させることによ
り、浸炭窒化処理した部品の芯部硬さを向上させ
ると共に、有効硬化層深さを深くするために必要
である。本発明においては、上記効果を十分に発
現させるために0.30％以上を添加する必要があ
る。しかし、過多に添加するときは、芯部硬さが
高くなりすぎたり、或いは被枇性が劣化したりす
るほか、冷間鍛造時の変形抵抗が増え、工具寿命
の低下を招くので、Mn添加量の上限は1.50％と
する。 Crは、本発明鋼において、浸炭窒化処理した
部品にHv800以上の表面硬さと所定の有効硬化層
深さを確保せしめるために必須の元素である。し
かし、余りに多量に添加しても、これらの効果が
飽和し、また、芯部硬さも高くなりすぎ、更に、
冷間鍛造の際の変形抵抗も増大するので、その上
限を2.5％とする。 Alは、浸炭窒化処理した際のオーステナイト
結晶粒を微細化する作用も有するが、本発明にお
いては、特に、所定の表面硬さを確保するために
重要な元素であつて、そのために0.05％以上の添
加を必要とする。しかし、0.5％を越えて多量に
添加するときは、表面硬さを高める効果が飽和す
るのみならず、素材鋼の製造時に分塊圧延におい
て割れを発生する。従つて、本発明においては、
Alの上限は0.5％とする。Ｏについては、鋼中に酸化物系介在物Al₂O₃が
存在するとき、冷間鍛造時に割れが発生する原因
となり、変形能を低下させ、また、被削性及び部
品の疲労強度を低下させる原因となる。他方、前
記したように、Alは浸炭窒化処理後に所定の表
面硬さを確保するために必須である。従つて、本
発明においては、Al₂O₃生成の原因となる鋼中の
酸素含有量を極力抑える必要があり、上限を
0.030％とする。本発明による鋼は、その化学成分が上記した範
囲にあると共に、特に、表面硬さ向上元素である
Cr及びAlについては下記(1)式 1.6≦Cr^1/2＋3Al^1/2≦3.2 (1) を満足する必要がある。ここに、各元素記号は、
鋼における含有量（重量％）を示す。即ち、本発
明によれば、浸炭窒化処理した鋼部品に安定して
表面硬さHv800以上を付与するためには、表面硬
さ向上元素であるCr及びAlの含有量が上記(1)式
の値（以下、Ａ値という。）を満足することが必
要である。しかし、両元素共に余りに過多に添加
しても、表面硬さはそれに見合つては増大しない
ので、経済性を考慮して上記Ａ値の上限を3.2と
する。次に、本発明鋼がすぐれた冷間鍛造性を有する
には、合金元素であるＣ、Si、Mn及びCrについ
て、下記(2)式を満足することが必要である。 7.4C＋1.0Si＋1.4Mn＋1.3Cr≦4.5 (2) 即ち、冷間鍛造時の鋼の変形抵抗に着目し、各
合金元素の効果を定量的に調べた結果、上記式値
（以下、Ｈ値という。）を満足する範囲内で合金元
素量を調整することによつて、工具摩耗の進行が
遅くなるように変形抵抗を小さくすることができ
るのである。更に、本発明鋼においては、上記した元素に加
えて、Ni及びMoよりなる群から選ばれる少なく
とも１種の元素を添加し、鋼の焼入れ性を向上さ
せて、浸炭窒化処理した部品の芯部硬さを高める
ことができる。これら元素の添加量は、経済性を
考慮して、本発明においては、Niについては3.0
％を、またMoについては0.50％をそれぞれ上限
とする。このように鋼が焼入れ性向上元素であるNi及
び／又はMoを含有するときは、この鋼がすぐれ
た冷間鍛造性を有するためには、合金元素の添加
量が下記(3)式で示されるＡ値を有することが必要
である。 7.4C＋1.0Si＋1.4Mn＋1.3Cr ＋0.6Ni＋2.5Mo≦4.5 (3) また、浸炭窒化による表面硬化処理の前に切削
による形成加工を必要とするような場合のため
に、本発明鋼にはＳ、Pb及びZrよりなる群から
選ばれる少なくとも１種の元素を添加し、鋼の被
削性を高めることもできる。各元素について、そ
の鋼の被削性を向上させるためには、本発明にお
いては、S0.03％以上、Pb0.05％以上及びZr0.05
％以上が必要である。しかし、その添加量が余り
に多くなるときは、冷間鍛造時に割れ発生の原因
となり、鋼の変形能を低下させると共に、部品の
疲労強度が劣化する。従つて、各元素の添加量の
上限は、Ｓについては0.30％、Pbについては0.10
％、及びZrについては0.10％とする。以上のように、本発明鋼においては、合金元素
の添加量を所定の範囲とすると共に、特に、表面
硬さ向上元素であるCr及びAlの添加量について
は所定の関係を満足させ、また、Crを含む主要
合金元素の添加量についても相互間で所定の関係
を満足させたので、冷間鍛造時に変形抵抗が低
く、更に、その後の浸炭窒化処理によつて安定し
てHv800以上の表面硬さと深い有効硬化層深さが
得られるのである。以下に実施例を上げて本発明を説明する。実施例 (1) 浸炭窒化処理鋼の表面硬さとCr及びAl量と
の関係浸炭窒化処理した鋼の表面硬さと合金元素
量、特に、Cr及びAl量との関係を調べるため、
これらの合金元素量が異なる各種鋼を小型高周
波炉で溶製した。各成分組成を第１表に示す。これら鋼材を熱間鍛造にて直径30mmの丸棒に
加工し、焼準し処理を行なつた後、直径25mm、
長さ100mmの丸棒に機械加工した。次に、RX
ガスとブタンガスの混合ガスに約0.5％のアン
モニアガスを添加した雰囲気下に、830℃で６
時間浸炭窒化処理し、油焼入れを施した後、
150℃で２時間加熱、空冷する焼戻し処理をし
た。このように処理した丸棒について、長手方
向中央部にて切断し、表面より0.02mmの微小深
さにおける硬さを表面硬さとして測定した。結
果を第１表に示す。浸炭窒化処理後の表面硬さに及ぼすCr及び
Al量の効果を定量的に調べるために、第１表
鋼１の硬さを基本硬さとし、その他の鋼の表面
硬さとの差を求めた。この値を表面硬さ上昇値
（Hv）として第１表に示す。更に、この表面硬さ上昇値とAl及びCr量と
の関係を第１図に示す。第１図よりCr及びAl
量が多いほど、表面硬さ上昇値は大きくなる
が、

【表】

【表】＊小型真空炉による溶解
過多に添加しても効果は飽和する。従つて、経
済性を考慮すれば、Cr及びAl量は前記Ａ値を
満足すればよい。かかる条件を満足させること
によつて、本発明によれば確実に表面硬さ
Hv800以上を得ることができる。 (2) 浸炭窒化処理後の硬化特性と冷間鍛造性浸炭窒化処理したときの硬化特性と冷間鍛造
性を調べるため、第２表に示す化学組成を有す
る鋼を小型高周波炉にて溶製した。先ず、これらの鋼の冷間鍛造性を調べるた
め、熱間鍛造により直径25mmの丸棒に加工し、
焼準し処理、球状化焼鈍し処理を施した後、直
径20mm、長さ30mmの円柱に加工した。次いで、
同心円状の溝付き圧板を用いて、圧下率が60％
になるまで拘束圧縮変形させ、その際の荷重と
拘束係数に基づいて、各鋼材の変形抵抗を求め
た。これを第２表に示す。浸炭窒化処理したときの硬化特性について
は、鋼を前記と同様の工程で加工した後、長手
方向中央部断面での表面硬さと有効硬化層深さ
（表面からHv550までの距離、JIS Ｇ 0557を
参照）を求めた。結果を第２表に示す。比較鋼18、19及び20は、Cr及びAl量が前記
Ａ値に関する条件を満足しておらず、いずれも
十分な表面硬さを有しない。また、十分な有効
硬化層深さが得られない。比較鋼21及び22は、
Ａ値が本発明による条件を満足していないと共
に、Ｈ値に関しても本発明による条件を満足し
ていないので、拘束圧縮変形時の変形抵抗が大
きい。このような鋼は、冷間鍛造に際して、工
具寿命を大幅に低下させる。比較鋼23、24及び
25はCr及びAl量が前記Ａ値に関する条件を満
足しておらず、十分な表面硬さを有しない。こ
れに対して、本発明鋼においては、Hv800以上
の表面硬さと十分な有効硬化層深さが得られ、
冷間鍛造時の変形抵抗も小さい。 (3) 鋼の酸素含有量と冷間鍛造性との関係冷間鍛造性に関して、特に、鋼の変形能と酸
素含有量との関係を調べるため、第３表に示す
化学組成を有する鋼を小型高周波炉、一部は小
型真空炉により溶製した。これらの鋼を前記と同様の加工工程にて直径
20mm、長さ30mmの丸棒に機械加工し、これを拘
束圧縮変形させたときの割れ発生限界圧縮率を
求めた。第３表に結果を示す。酸素含有量を抑
えた本発明鋼によれば、比較鋼に比べて割れ限
界圧縮率が高く、冷間鍛造の際の鋼の変形能が
すぐれている。

【図面の簡単な説明】

図面は鋼におけるAl量及びCr量と、浸炭窒化
処理後の表面硬さ上昇値との関係を示すグラフで
ある。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％でＣ 0.10〜0.24％、 Si 0.05〜0.35％、 Mn 0.30〜1.50％、 Cr 2.5％以下、 Al 0.05〜0.5％、Ｏ 0.0030％以下、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、上
記元素が 1.6≦Cr^1/2＋3Al^1/2≦3.2、及び 7.4C＋1.0Si＋1.4Mn＋1.3Cr≦4.5 を満足することを特徴とする浸炭窒化性にすぐれ
た冷間鍛造用鋼。２重量％で (a) Ｃ 0.10〜0.24％、 Si 0.05〜0.35％、 Mn 0.30〜1.50％、 Cr 2.5％以下、 Al 0.05〜0.5％、Ｏ 0.0030％以下、及び (b) Ni3.0％以下及びMo0.50％以下よりなる群か
ら選ばれる少なくとも１種、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、
上記元素が 1.6≦Cr^1/2＋3Al^1/2≦3.2、及び 7.4C＋1.0Si＋1.4Mn＋1.3Cr＋0.6Ni ＋2.5Mo≦4.5 を満足することを特徴とする浸炭窒化性にすぐれ
た冷間鍛造用鋼。