WO2003064715A1 - Acier non raffine de type bainite pour nitruration, procede de production correspondant et produit nitrure - Google Patents

Acier non raffine de type bainite pour nitruration, procede de production correspondant et produit nitrure Download PDF

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Takuya Nogami
Noriyuki Yamada
Katsuaki Shiiki
Shinya Takahashi
Takashi Kano
Yutaka Kurebayashi
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Tanaka Seimitsu Kogyo Co., Ltd.
Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha
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Definitions

  • the present invention relates to a bainite type non-heat-treated steel for nitriding and a method for producing the same, and includes a nitrided product made of this steel, such as a rocker arm product.
  • nitrided steels including soft-nitrided steels
  • A1 alloy composition containing a relatively large amount of A1
  • this steel is formed into the shape of machine parts, and quenched and tempered. After that, the product is made by nitriding.
  • problems with conventional nitrided steel as follows.
  • Refining is generally regarded as an indispensable treatment for ensuring the mechanical strength of components, but it is a factor that increases costs. I want to be non-refined if possible.
  • Pb is added to improve the drilling properties, but the presence of Pb is not preferable for stabilizing the gas nitriding characteristics.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. H10-287953 “Steel for Machine Structural Use Excellent in Mechanical Properties and Drilling Workability”, is a representative of one known invention.
  • This free-cutting steel is a spindle type with a major axis / minor axis ratio of 5 or less, enclosing calcium aluminate oxide inclusions containing 8 to 62% of Ca ⁇ , and a Ca of 1% or more. Containing calcium-manganese sulfide inclusions.
  • the present invention has achieved excellent machinability, it has been experienced in practice that the machinability sometimes fluctuates. This is presumed to be due to various possible forms of calcium manganese sulfide inclusions.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-34538 is known as a Ca free-cutting steel in which the machinability of the free-cutting steel to which Ca and S are added in combination is improved.
  • the free-cutting steels listed in this publication include: C: 0.1 to 0.8%, Si: 0.01 to 2.5% Mn: 0.1 to 3.5%, P: 0.001 to 0.2%, S: 0.005 to 0.4%, A1: 0.001 to 0.1%, Ca: 0.0005 to 0.02%, 0: 0.0005 to 0.01%, N: 0.001 to 0.04%, the remainder is composed of Fe and unavoidable impurities, and the area of the entire field of observation and observation of sulfides with a Ca content exceeding 40%
  • the area ratio to X is X, the sulfide content of 0.3 to 40% of the sulfide is controlled.
  • the area ratio to the entire visual field is Y, and the sulfide content of the sulfide less than 0.3%
  • an oxide-based inclusion and a sulfide-based inclusion are in the form of a complex in which the former is the nucleus and the sulfide-based inclusions are surrounded around the nucleus.
  • free-cutting components with controlled sulfide morphology are used, but subsequent studies have shown that they can be applied to a wide range of steel types, but contain large amounts of A1 Not applicable to steel.
  • the content of A1 must be kept at 0.02% or less, but conventional nitrided steel contains at least 1% A1 as described above. Therefore, it is not possible to generate and use sulfide form control type free cutting components.
  • rocker arms provided in internal combustion engines are rough-processed by plastic processing such as forging, and then finished to the desired final shape by cutting. It is common.
  • the turning process is a process applied to most parts. The cost of the turning process as a percentage of the cost of mechanical structural parts is quite high, Therefore, the demand for free-cutting steel with excellent machinability is increasing. Disclosure of the invention
  • An object of the present invention is to make available a sulfide form control type free-cutting component that provides good machinability in nitrided steel, and has a machinability equal to or higher than that of Pb free-cutting steel,
  • An object of the present invention is to provide a free-cutting steel for nitriding, which can produce a machine component by nitriding without heat treatment while maintaining properties and nitriding properties, and a method for producing the same. It is also included in the object of the present invention to provide a mechanical part using the nitrided steel, for example, a rocker arm product.
  • Rocker arm products that generate a dynamic load are generally subjected to a heat treatment such as nitriding in order to impart strength that can withstand this load. Therefore, it was difficult to secure the surface hardness and nitriding depth after nitriding, and the softening resistance during nitriding, and it was not possible to obtain good nitriding characteristics.
  • the softening resistance means that a decrease in internal hardness due to the processing temperature during nitriding is suppressed.
  • tempering is generally performed before nitriding to impart the desired strength to the steel material.
  • the tempering process is a factor that leads to higher costs.
  • a non-refined steel and the same level of strength as a conventionally known tempered steel have been required.
  • the above-mentioned conventionally known free-cutting steel has not been sufficiently studied, and thus, it has not yet reached the point of imparting good strength properties to free-cutting steel with good productivity and non-tempering. .
  • An object of the present invention is to provide a non-heat treated steel for nitriding having the same level of strength, a machine part using the nitrided steel, for example, steel for a rocker arm, and a rocker arm product manufactured using the steel.
  • the present inventors have made intensive studies and as a result, have solved the above problems, have a machinability of the same level as conventionally known Pb free-cutting steel, and have a nitriding depth after nitriding.
  • Bainite-type non-heat treated steel for nitriding which can obtain excellent nitriding characteristics and can obtain the same level of strength as conventionally known tempered steel even without heat treatment, and mechanical parts using this nitrided steel For example, we successfully created a rocker arm product.
  • the free-cutting steel for nitriding (painite type non-heat treated steel) of the present invention which achieves the above object, has the following basic alloy composition in terms of% by weight (wt / wt): C: 0.05 to 0.8. %, Si: 0.01 to 2.5%, Mn: 0.1 to 3.5%, P: 0.001 to 0.2%, S: 0.01 to 0.2%, Cr : 1.0 to 3.5%, V: 0.1 to 0.5%, A1: 0.001 to 0.002%, Ca: 0.0005 to 0.02% and 0: 0.0005 ⁇ 0.01%, but
  • the balance has an alloy composition consisting of unavoidable impurities and Fe, and the Ca ⁇ content is 8 to 10%. 62 present in contact with the weight percent of the oxide inclusions, the area occupied by the sulfide inclusions containing 1.0 wt% or more C a is field area 3.5 negation 2 per 2.
  • Bainite type non-heat treated steel for nitriding characterized by 4 mm 2 or more
  • the method of the present invention for producing the above-mentioned bainite type non-heat treated free-cutting steel for nitriding comprises melting an alloy having the above-mentioned alloy composition, at which time the following conditions 1) to 3)
  • MnS Oyobi C a hard oxide in contact with the S Tona Ru sulfides have been dispersed in a matrix
  • 1 rigid oxides is A 2 ⁇ 3 and Ca ⁇
  • the content of CaO in the whole hard oxide is 8.0-62% (wt / wt)
  • the content of Ca in the whole sulfide is 1.0 in ⁇ 45% (wt wt)
  • occupation area 3. 5 mm 2 per sulfide for in the steel material 0 X 1 0- 4 ⁇ 1 0 X 1 0 -.
  • the present invention monaural is hard oxides which contain a 1 2 ⁇ 3 and C a O in contact with sulfides consisting of Mn S and C a S in the steel material is cut free of sulfide form control type of the present invention It functions as a component, which not only significantly enhances the friability of the matrix itself without lowering the anisotropy, but also allows the sulfides mentioned above to form a sulfide-based tool protective film on the surface of the cutting tool during cutting. It produced a significant improvement in tool life can be achieved, suitably improved machinability was found that attained. By using this rocker arm steel, various rocker arm products can be manufactured at low cost but with excellent productivity.
  • the hard oxide in contact with the sulfide may be any hard oxide as long as the hard oxide is in contact with the sulfide at least in part.
  • the hard oxide may be in contact with the sulfide.
  • the case where the hard oxide is covered with a sulfide or sulfide film on part or all of the surface.
  • C 0.1 to 0.5% (wtZwt), Si: 0.01 to 2.5% (wt / wt), Mn: 0.1 to 0.3. 5% (wt / wt), P: 0.001 to 0.2% (wt / wt), S: 0.01 to 0.2% (wt / wt) Cr: 1.0 to 3.5% (wt / wt), V: 0.1 to 0.5% (wt / wt), A1: 0.001 to 0.02% (wt / wt), Ca: 0.0005 to 0.02 % (wt Zw t), ⁇ : 0.0005-0.
  • the present inventors have determined the addition amounts of Mn, S, Cr and V in the rocker arm steel having the above basic components by the formula ([C] + 0.27X ([Mn] -55 X [S] / 32) + 0.31 X [Cr] + 0.3 X [V]) to adjust the carbon equivalent C eq to 0.8 to 1.1% (wtZwt). Therefore, when left to cool after hot forging, a ferrite + bainite structure can be easily formed, and the internal hardness is easily controlled within 20-35 HRC, so that excellent machinability and We also found that good fatigue strength after nitriding can be shared, and that high-quality rocker arm products can be manufactured with good productivity.
  • the present inventors when M 0 is not included in the above components, determine the content of M n, S, and Cr by the formula ([Mn] ⁇ 55X [S] / 32 + [C r] )> 2.0% (wtZwt), and when Mo is contained, the content of Mn, S, Cr, and Mo is calculated by the formula ([Mn] — 55 X [S] / 32 + [C r] + [Mo])> 2.0% (wtZwt) also makes it easy to obtain a ferrite + payinite structure that can obtain the same level of strength as tempered steel even in non-heat-treated steel that is left to cool after hot forging. It was found that they can be formed, that is, the tempering step can be omitted.
  • the present inventors have found that the above-described method for producing rocker arm steel contains the alloy component specified as above, wherein the content% (wtZw t) of Mn, S, Cr, and Mo is expressed by the following formula:
  • Smelting alloy having the chemical composition consisting of unavoidable impurities and Fe, with the balance being the following conditions 1) to 3)
  • [ H S] and [ H 0] represent the activities of S and o, respectively, defined by the following equations,
  • a method for producing bainite type non-heat treated steel for nitriding characterized by performing operations satisfying the following conditions:
  • Nb ⁇ 0.2% (wt / wt)
  • Ti ⁇ 0.2% (wt / wt) contain one or two of (9) )
  • the rocker arm steel according to any one of the above (8) to (14) contains the alloy component specified in any one of the above (8) to (14); , Cr, and Mo content% (wt / wt)
  • FIG. 1 shows the machinability, H S and H ⁇ for the free-cutting steel of the present invention and the comparative steel.
  • 5 is a graph showing the relationship of FIG.
  • the steel with a machining efficiency (VL5000) when drilling with a high-speed drill in the material before nitriding is equivalent to or higher than that of the free-cutting steel containing 0.07% Pb, and the steel with inferior performance is indicated by X.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the surface hardness after nitriding and the drilling efficiency ratio for the free-cutting steel of the present invention and the comparative steel. Referring to the data of the steel of the present invention, that of the comparative steel is indicated by ⁇ .
  • Fig. 3 shows the transition of cutting force and cutting torque with respect to the number of drilled holes with a ⁇ 16.5 drilled hole.
  • Fig. 4 shows the transition of cutting resistance and cutting torque with respect to the number of cuts when finishing a ⁇ 18 reamed hole.
  • Fig. 5 shows the wear condition of the tool rake face when 700 pieces were drilled with a ⁇ 16.5 drill hole.
  • Figure 6 shows the nitriding depth (change in cross-sectional hardness) after nitriding.
  • Figure 7 shows the form of the free-cutting component of the sulfide form control type (black is used as a background for clarity).
  • Fig. 8 shows the results of the surface analysis (mapping) in Fig. 7.
  • Figure 9 shows the structure of unheated steel that has been allowed to cool after hot forging.
  • Figure 10 shows the changes in the carbon equivalent and internal hardness of the ⁇ 20 round bar that was allowed to cool after hot forging.
  • Fig. 11 shows the relationship between the microstructure of the JIS-14A test piece that was allowed to cool after hot forging and the ⁇ 0.2 resistance.
  • composition of the steel having the basic alloy composition in the bainite-type tempered steel for nitriding according to the present invention is limited as described above is as follows.
  • C is a component necessary to ensure strength, and if the content is less than 0.05%, the strength is insufficient. On the other hand, if the amount is too large, the toughness ⁇ machinability will decrease.
  • the upper limit was 8%.
  • Si becomes a component of steel as a deoxidizing agent during smelting and also has the function of improving hardenability, so it is necessary for non-heat treated steel. This effect cannot be expected with small amounts not reaching 0.01%. 2. Addition of a large amount exceeding 5% impairs ductility and causes cracks during plastic working.
  • Mn is an important element that produces sulfides. If the amount is less than 0.1%, the amount of inclusions is insufficient, but if it exceeds 3.5%, the steel becomes hard and reduces machinability.
  • P is positively present in an amount of 0.001% or more as a component for improving machinability, in particular, finish surface properties. However, it is harmful to toughness and cannot be present in excess of 0.2%.
  • S is an indispensable component rather than useful for improving machinability, and 0.01% or more is present. If the S content exceeds 0.2%, not only is the toughness and ductility deteriorated, but Ca and CaS are formed. Since C a S has a high melting point, it hinders the manufacturing process.
  • Cr is added in an amount of 1.0% or more in order to secure hardenability and to secure the hardness of the nitrided layer.
  • the upper limit was set at 3.5%.
  • V 0.1 to 0.5% V is added in an amount of at least 0.1% so as to secure the tempering softening resistance during nitriding and maintain the surface hardness of the product. If the amount is too large, it increases the hardness of the steel and lowers the power resistance ratio and durability ratio. Therefore, the addition should be limited to 0.5%.
  • Ca is a very important component for the steel of the present invention.
  • 0.0005% or more must be added.
  • excess Ca exceeding 0.02% leads to the production of the high-melting CaS described above, which hinders the structure. .
  • ⁇ is an element necessary for forming an oxide.
  • CaS high melting point
  • the non-heat treated free-cutting steel for nitriding of the present invention in addition to the basic alloy composition described above, specifies one or more of the following group of elements according to the requirements of the product. It can be additionally contained within the composition range. In these modified embodiments, the function of each alloy component that can be arbitrarily added and the reason for limiting the composition range will be described below.
  • Mo enhances hardenability, so it is advisable to add an appropriate amount. However, if added in large amounts, hot workability is impaired and cracks occur during forging. Considering cost, the upper limit was set at 2.0%.
  • Mo is added, the conditional expression for obtaining the above bainite structure changes as follows.
  • Ni also enhances hardenability similarly to Cr and Mo, but has a negative effect on machinability. And considering the cost, the upper limit was 4.0%.
  • B enhances hardenability by adding a small amount. In order to obtain this effect, 0.0005% or more is required. Addition of more than 0.01% is harmful because it impairs hot workability.
  • Nb 0.2% or less
  • PACHo 1 One or two types of 0.2% or less
  • Nb and Ti are useful in preventing grain coarsening at high temperatures. Since the effect saturates as the amount increases, it is advisable to add each in the range of 0.2% or less.
  • Ta 0.5% or less
  • Zr 0.5% or less
  • Mg 0.02% or less
  • any of these elements has the function of refining the crystal grains and improving the toughness, one or more of these elements may be added. It is advisable to limit the amount of addition to the upper limit of 0.5%, at which the effect is saturated.
  • Pb 0.4% or less
  • Bi 0.4% or less
  • Se 0.4% or less
  • Te 0.2% or less
  • the inclusions present inside the non-heat treated free-cutting steel for nitriding according to the present invention have a double structure as described above, and according to EPMA (JEOL, J XA8800) analysis, the core Is an oxide of C a, Mg, S i and A 1, and Mn S containing C a S surrounds the oxide.
  • the existence form is such that the area of the sulfide-based inclusions containing 1.0% by weight or more of Ca present in contact with the oxide-based inclusions having a Ca content of 8 to 62% by weight. , field area 3.5 thigh 2 per 2. those occupying 0 X 10-1 ⁇ 2n 2 or more.
  • Such a form of inclusions is necessary for achieving the high machinability targeted by the present invention through a mechanism to be discussed later, and is a condition for realizing such a form of inclusions. However, this is also the operating condition for the production described above. The significance of these conditions is explained below.
  • [ H s] and [ H o] represent the activities of S and o, respectively, defined by the following equations.
  • FIG. 1 The implementation data for condition 1) above is shown in Figure 1.
  • This graph is the drilling efficiency ratio is 1 or more steel nitride to pre nitride material (Qin) and nitriding steel of less than 1 (X), to be calculated and plotted the relationship between H s and H o.
  • the term "drilling efficiency ratio” refers to the workability when using a high-speed drill, and improves the machinability by adding 0.07% Pb to ordinary A1-Cr nitride steel. It is defined as the value obtained in comparison with the workability of the as-steel.
  • Figure 1 shows that good machinability is obtained when the activities of S and ⁇ are combined in an appropriate ratio.
  • bainite-type non-heat treated steel for nitriding of the present invention exhibits excellent machinability is considered by a sulfide form control type tool using a free-cutting component as described below. It is a mechanism of better protection and lubrication of the surface.
  • free-machining component of sulfide form control type part of the nucleus is a C A_ ⁇ ⁇ A 1 2 0 3 based composite oxide, around it, (C a, Mn) S-based Complex sulfide is surrounding.
  • This oxide is in the C A_ ⁇ one A 1 2 0 3 system is of low melting point, whereas, complex sulfide is a high melting point than the simple sulfide MnS.
  • Free-cutting component of sulfide form control type of this is that by the oxide to that of C a O- A 1 2 ⁇ 3 based low melting point, reliably sulfide is precipitated in a form surrounding the oxide.
  • thermal diffusion wear is a phenomenon in which when a tool comes into contact with chips generated from a cutting object at a high temperature, carbides typified by tungsten and force hydride constituting the tool material are thermally decomposed, and C diffuses into the chip metal. The result is wear that advances as the tool becomes brittle. When a highly lubricious coating is formed on the tool surface, the temperature of the tool is prevented from rising and the diffusion of C is suppressed.
  • the free-cutting component C a ⁇ _ A 1 2 3 Z (C a, Mn) S of the sulfide morphology control type of the free-cutting steel according to the present invention is different from the conventional free-cutting steel from the viewpoint.
  • Mn S is, the Anorusaito CaO ⁇ a 1 2 0 3 ⁇ 2 S I_ ⁇ 2 is a inclusions conventional calcium free cutting steel, it is possible that those simultaneously having the advantages of each.
  • the MnS on the tool surface shows lubricity, the stability of the coating is poor and it is ineffective against thermal diffusion wear.
  • CaO 'A l 2 ⁇ 3 * 2 S i 0 2 is to form a stable film prevents thermal diffusion wear, but poor in lubricity.
  • the sulfide form control type free-cutting component of the present invention forms a stable film to effectively prevent thermal diffusion wear and shows better lubricity.
  • the rocker arm steel of the present invention has the same level of machinability as conventionally known Pb free-cutting steel and excellent nitriding characteristics such as a nitriding depth after nitriding, as described later. Even if it is not tempered, it has the same level of strength as conventionally known tempered steel.
  • the alloy components specified as described below are contained, and the content percentages (wt Zwt) of Mn, S, Cr, and Mo are expressed by the following formula.
  • [ H S] and [ H ⁇ ] represent the activities of S and O defined by the following formulas, respectively.
  • logFs and logFo are respectively defined by the following equations.
  • [] indicates the content% (wt / wt) of each constituent element.
  • It can be manufactured by operating to satisfy. Other conditions may be the same as those of conventionally known alloy steel. For example, it can be produced by either an ingot ingot ingot making method or a continuous ingot making method.
  • the reason for controlling the morphology and chemical composition of the hard oxide in contact with the sulfide, which is the inclusion of the rocker steel in the present invention, will be described.
  • the content ratios% of the constituent elements are all expressed in% (wt / wt).
  • the content of Ca is 1.0% or more, the formation of a (C a ⁇ ⁇ ) S tool protective film on the tool surface during cutting is sufficient, and the desired machinability is obtained.
  • sulfides are generally composed mainly of MnS, and CaS is generated by partially replacing Mn with Ca.
  • the content of Ca is preferably set to 45% or less.
  • the tool life is improved, and both excellent machinability and machinability can be achieved.
  • the area occupied by the sulfide for in the steel material is preferably to 3. 5 mm 2 per 2. 0 X 1 0 one 4 mm 2 or more, in order to achieve both also excellent ⁇ properties Is preferably 1.0 X 1 O— 1 ! 2 or less.
  • the amount of produced CaO oxidized product is controlled to a specific range, and a large amount of high melting point CaS that deteriorates the formability is produced.
  • the content of Ca0 in the entire hard oxide is preferably set to 8.0% or more. % Is preferable.
  • the chemical composition of each constituent element in the rocker arm steel of the present invention will be described.
  • C is an element necessary for securing strength, and is 0.1% or more for securing superior strength.
  • It is preferably set to 0.5% or less.
  • Si is an element that is contained as a deoxidizing agent at the time of smelting and improves the hardenability. In order to secure favorable hardenability, it is 0.01% or more, and in order to secure excellent ductility and suppress cracking during plastic working, it is preferably 2.5% or less.
  • Mn is a sulfide form control type free-cutting component forming element, preferably 0.1% or more for better free-cutting component formation, and 3.5% or less for excellent machinability. .
  • the content is preferably 0.001% or more for more preferable improvement in machinability and finish surface properties, and is preferably 0.2% or less for obtaining excellent toughness.
  • S 0.01 to 0.2%
  • S is a sulfide form control type free-cutting component forming element, and is preferably at least 0.01% for better free-cutting component formation, and preferably at most 0.2% for excellent machinability.
  • Cr is an element that is effective for improving the hardenability and ensuring the surface hardness, nitriding depth and softening resistance during nitriding by optimizing the amount of addition with V. 0.0% or more is preferable, and 3.5% or less is more preferable in order to achieve both low cost and cracking of steel during hot working.
  • V is an element that is effective in ensuring the surface layer hardness, nitriding depth and softening resistance during nitriding by optimizing the amount of addition with Cr. It has the effect of refining the crystal grains.
  • the content is preferably 0.1% or more to ensure softening resistance during nitriding, and is preferably 0.5% or less to suppress manufacturing costs.
  • a 1 is an element necessary for deoxidation, and is preferably 0.001% or more in order to obtain a sufficient deoxidation effect. Hard alumina clusters are formed, thereby deteriorating the machinability of steel and reducing sulfuration. 0.02% or less is preferable in order to make it difficult to form the material form control type free-cutting component and to suppress a decrease in anisotropy.
  • Ca is an element having a very important meaning in the present invention.
  • Ca is an element forming a sulfide morphology control type free-cutting component.
  • it is preferable to contain 0.0005% or more. 0.02% or less is preferable in order to avoid formation of a large amount as necessary.
  • o is an element necessary to form oxides in sulfide morphology-controlled free-cutting components It is. 0.0005% or more is preferable in order to generate a more preferable oxide, and 0.0015% or more is preferable in order to generate a more preferable oxide.
  • the content is preferably 0.01% or less in order to achieve both the formation of the Ca sulfide in the sulfide form control type free-cutting component and the machinability.
  • the rocker arm steel of the present invention may further contain one or more of Mo, Cu, Ni, and B in addition to the above components. Further, in addition to these, one or two of Nb and Ti may be contained, and one or more of Ta, Zr and Mg may be contained. Incidentally, these alloy elements may be contained in the steel material of the present invention in various combinations depending on the purpose of use. The effects of these alloy elements and the reasons for controlling their contents will be described.
  • Mo is an element effective for improving hardenability like Cr, and is preferably 2.0% or less in order to reduce costs, improve machinability and hot workability.
  • Cu ⁇ 2.0%
  • CU is an element effective for densifying the structure and improving the strength, and is preferably 2.0% or less in order to achieve excellent machinability and hot workability.
  • Ni is an element effective for improving hardenability like Cr, and is preferably 4.0% or less in order to achieve both low cost and excellent machinability.
  • B is an element that improves hardenability by adding a small amount thereof, and is preferably 0.0005% or more for obtaining more preferable hardenability.To improve hot workability and suppress crystal grain coarsening. 0.01% or less is preferable.
  • Nb is an effective element for preventing coarsening of crystal grains at a high temperature, and is preferably 0.2% or less in order to achieve both low cost and more excellent effects.
  • T i ⁇ 0.2%
  • Ti is an element that combines with N to form TiN during nitridation and exerts the effect of improving the hardenability of B. In order to improve the formation of TiN and improve the hot workability, Ti is used. 2% or less is preferable.
  • Ta is an element effective for refining crystal grains and improving toughness, and is preferably 0.5% or less in order to achieve both low cost and more excellent effects.
  • Zr has similar properties to Ta, and is an effective element for refining crystal grains and improving toughness. 0.5% or less is preferable in order to achieve both lower cost and better effects.
  • Mg has properties similar to Ta and Zr, and is an effective element for refining crystal grains and improving toughness. 0.02% or less is preferable in order to achieve both lower cost and better effects.
  • the surface hardness under gas nitrocarburizing conditions for example, 580 ° CX 3 hr. Is not less than 75 OHV, the nitriding depth and the softening resistance during nitriding are suitably improved, and good nitriding characteristics are obtained.
  • C e Q is set within a range of 0.8 to 1.1%.
  • the internal hardness of the steel material is preferably in the range of 20 to 35 HRC when tested according to JIS; Z 2245.
  • the internal hardness can be easily obtained by adjusting the contents of C, Mn, S, Cr and V in the rocker arm steel having the above basic components within the above CeQ.
  • the forged product was air-cooled while being hot forged, and gas-nitrided at 580 ° C for 3 hours.
  • the surface hardness (HV;) the depth of the hardened layer (the depth of the layer having a hardness of 450 HV or more), the hardness of the core (HRC), and the toughness were measured.
  • the results are shown in Tables 3 and 4 together with the machinability (expressed as the above-mentioned “drilling efficiency ratio”).
  • the relationship between the surface hardness after nitriding and the drilling efficiency ratio of the product was plotted, and the results shown in Fig. 2 were obtained.
  • the steel nitrided product according to the present invention achieves a drilling efficiency ratio of 1 after achieving the target of surface hardness of 7500 HV or more, and achieves excellent machinability exceeding 3 with excellent results. ing.
  • the obtained steel ingot was rolled or forged into a round bar having a diameter of 25 mm, and the steel types shown in Table 6 were subjected to investigation after nitriding.
  • As comparative steel types SC r435HL steel (comparative steel; b1) shown in Table 5 was used for machinability investigation, and SAC430 AL steel (comparative steel; b2) shown in Table 6 was used for nitriding property investigation.
  • the cutting resistance and the cutting resistance of the SC r435 HL steel material containing 0.2% of Pb, a conventionally known free-cutting component were evaluated.
  • the steel of the present invention was compared under the same cutting conditions with respect to the cutting torque and the cutting torque to determine the machinability.
  • the degree of tool wear during cutting was also determined by comparative study by observing the wear on the tool rake face after cutting. The lower the values of the cutting resistance and the cutting torque with respect to the SC r435 HL steel material, the better the machinability, and the lower the degree of tool wear, the better the machinability. Therefore, the comprehensive evaluation of the machinability of the steel of the present invention shown in Table 5 is based on the above judgment method.
  • the values of cutting force and cutting torque shown in Table 5 are obtained by using a commercially available rotary cutting dynamometer (Kistler) on the spindle part of an NC milling machine (VF-C enter, manufactured by Enshu Seisakusho Co., Ltd.), which is generally used as equipment. 9123 C), and a ⁇ 16.5 drill for the drilling of the rotary cutting dynamometer when drilling 16.5 holes, ⁇ for finishing ⁇ 18 holes Cutting was performed with an 18 reamer, and the voltage output value obtained from the rotary cutting dynamometer during each cutting was measured.
  • VF-C enter NC milling machine
  • the cutting conditions were as follows: When the ⁇ 16.5 drill hole was clear, the spindle rotation speed was 2500 rpm, the feed amount was 150 m / min, the depth of cut was 0.80 mmZ rotation, and the ⁇ 18 reamed hole was finished. Spindle rotation speed 2000 rpm, feed rate 400 m / min, depth of cut 0.20 mmZ rotation, all of which are carried out by a wet type (water-insoluble cutting oil; General Oil Co., Ltd., cut-in grub X-5). .
  • the graphs shown in Figs. 3 and 4 show the machinability of invention steel (B3) and comparative steel (b1) in Table 5 as an example.
  • 5 Drill This graph shows the transition of cutting resistance and cutting torque with respect to the number of drilled holes.
  • Fig. 4 shows the transition of cutting resistance and cutting torque with respect to the number of cuts when finishing a ⁇ 18 reamed hole.
  • a photograph taken with a stereomicroscope shown in Fig. 5 shows the wear condition of the tool rake face when 700 pieces were drilled with a ⁇ 16.5 drill hole. Evaluation of material composition and machinability of invention steel and comparative steel
  • the transition of the nitriding depth between the certain SAC 430 AL steel and the steel of the present invention was compared and examined, and the nitriding characteristics were determined based on the cross-sectional hardness near the surface layer, the nitriding depth, and the like.
  • the graph shown in FIG. 6 shows the nitriding depth (cross-sectional hardness) of the inventive steel (B 6 to B 9) and comparative steel (b 2) described in Table 6 after nitriding under the above-mentioned gas nitrocarburizing conditions. Transition).
  • the nitriding characteristics of the steel of the present invention are similar to those of the conventionally known nitrided steel in that the cross-sectional hardness near the surface layer is at the same level, and the nitriding depth is both deeper. Moreover, since the reduction in cross-sectional hardness is suppressed toward the inside and the softening resistance is secured, it is understood that the steel of the present invention has good nitriding characteristics.
  • FIG. 7 shows the morphology of the sulfide form control type free-cutting component contained in the steel of the present invention.
  • FIG. 8 shows the results of a component analysis survey of the free-cutting components shown in FIG.
  • the photograph shown in FIG. 7 is the result of observation with an electron microscope using EP MA (manufactured by JEOL Ltd., JXA880), and the analysis result shown in FIG. The result.
  • the sulfide morphology-controllable free-cutting components are all controlled in spherical form as seen in the SEM photograph of the electron microscope in Fig. 7. This indicates that the steel of the present invention has reduced anisotropy and excellent strength properties.
  • the surface analysis study the results of the free-cutting component of the sulfide form control type as shown in FIG. 8, free-cutting component of the sulfide shape control type, A 1 2 ⁇ 3 and a C a O It was found that the surface of the hard oxide was in contact with the sulfide having MnS and CaS.
  • the free-cutting component of the steel of the present invention is a sulfide that can improve the friability of the matrix itself and a sulfide that can improve tool life by forming a sulfide-based tool protective film on the surface of the cutting tool. Is controlled in a spherical form, and the sulfide form control type free-cutting component is uniformly dispersed in the matrix, so that the steel of the present invention can obtain excellent machinability.
  • FIG. 9 shows a non-heat-treated microstructure which was left to cool after the hot forging of 120 O using the steel of the present invention.
  • the ferrite + bainite structure is formed in the steel of the present invention even under the non-tempering condition. Therefore, the steel of the present invention must have the same level of strength as tempered steel even in non-heat treated steel with excellent productivity. Can be.
  • the steel of the present invention secures the softening resistance after nitriding as described above, a decrease in internal hardness due to nitriding is suppressed, and good fatigue strength after nitriding can be imparted.
  • Rocker arm products with excellent characteristics can be manufactured.
  • steel having the chemical composition shown in Table 8 below was melted in a 5-ton arc furnace or a 150 kg high-frequency vacuum induction furnace, and the obtained steel ingot was heated at 1200 ° C.
  • the bainite type non-heat treated steel for nitriding of the present invention realizes excellent machinability because inclusions that provide high machinability, especially free-form components of sulfide morphology control type, are present in the optimal form. I was able to.
  • a notable advantage of this bainite type non-heat treated steel for nitriding is that Pb had to be added to increase the machinability of this type of nitrided steel, whereas Pb had to be added.
  • the point is that machinability equal to or higher than that of the steel is realized without adding steel.
  • the use of Pb is already prone to problems from the environment in which steel is manufactured and processed, and it is also unfavorable with regard to use and disposal. It is well known.
  • rocker arm steel according to the present invention it is possible to obtain a nitriding characteristic having the same level of machinability as conventionally known Pb free-cutting steel and having an excellent nitriding depth after nitriding. Can be.
  • the same level of strength as conventionally known heat-treated steel can be obtained. Therefore, various rocker arm products made of steel can be manufactured at low cost and with excellent productivity.

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Description

明 細 書 窒化用べイナィト型非調質鋼、 その製造方法および窒化製品
：窒化用べイナィ ト型非調質鋼、 その製造方法およぴ窒化製品
技術分野
本発明は、 窒化用べイナイト型非調質鋼と、 その製造方法に関し、 この鋼 を材料とする窒化製品、 例えばロッカーアーム製品を包含する。 背景技術
軟窒化鋼を含めて、 窒化鋼とよばれる鋼は、 従来、 比較的多量の A 1を含 有する合金組成を有し、 この鋼を機械部品の形状に成形し、 焼入れ焼戻しの 調質を行ったのち、'窒化処理をして製品にしている。 従来の窒化鋼の問題点 は、 次のように多数ある。
1 ) 調質は、 部品の機械的強度を確保する上で一般に不可欠な処理とされて いるが、 コストが嵩む要因である。 できれば非調質ですませたい。
2 ) 窒化後の表層硬さとして 7 5 0 H V以上を確保するためには、 A 1だけ でなく、 C rも多量に含有させる必要があり （各々 1 %以上）、 そうすると素 材が硬くなつて、 加工性 （たとえばドリル穴あけ性） が悪いことが難点であ る。
3 ) ドリル穴あけ性などをよくするため、 P bを添加することが行われるが、 ガス窒化特性を安定させる上で、 P bの存在は好ましくない。
4 ) 多量の A 1を含有する鋼には、 それに固有の製造性とくに铸造性や、 鋼 塊品質とくに表面欠陥などの問題が伴う。
各種の鋼において被削性を向上させるための研究が長年にわたつて続けら れ、 これまでに多数の提案がなされてきた。従来、快削鋼として 0) S、 P b、 B i、 S e、 T eなどの被削性を改善する元素を添加したもの、 ② C aを添 加したもの、 ③ C aと Sなどを複合添加したものが知られている。 この中の C aと Sなどを複合添加したものとしては、 特開昭 49一 5815号公報が 知られている。 この公報に記載されている快削鋼は、 非金属介在物組成が C a〇一 A 1203— S i〇23元系状態図で示してムライト領域にあって、 C a : 5〜15 p pm、 S ： 0. 04〜0. 1 %を含有するものである。 しか し、 この従来の C aと Sなどを複合添加した快削鋼は、 被削性に大きなばら つきがあり、 また被削性が十分であるとはいえなかった。
機械構造用鋼に関して最近の例を挙げれば、 特開平 10— 287953号 「機械的性質とドリル穴あけ加工性に優れた機械構造用鋼」 が、 ひとつの公 知発明の代表である。 この快削鋼は、 C a〇を 8〜62 %含むカルシウムァ ルミネート酸化物介在物を内部に包み込んだ、 長径/短径比が 5以下である ような紡錘型の、 C aを 1 %以上含むカルシウム ·マンガン硫化物介在物を 含有することを特徴とするものである。 この発明は、 すぐれた被削性を実現 したが、 実施に当たって、 ときにより被削性にバラツキが見られることが経 験された。 これは、 カルシウム ·マンガン硫化物介在物の存在形態が種々あ り得るためと解される。
また、 この上記 C aと Sなどを複合添加した快削鋼の被削性を改善した C a快削鋼として、 特開 2000— 34538号公報が知られている。 この公 報に記載されている C a快削鋼は、 C : 0. 1〜0. 8%、 S i : 0. 01 〜2. 5 % Mn： 0. 1〜3. 5%、 P： 0. 001〜0. 2%、 S ： 0. 005〜0. 4%、 A 1 : 0. 001〜0. l %、 C a : 0. 0005〜0. 02%、 0 : 0. 0005〜0. 01%、 N : 0. 001〜0. 04%を含 有し、 残部が F e及び不可避不純物からなり、 且つ C a含有量が 40 %を超 える硫化物の調査観察視野全体の面積に対する面積率を X、 C a含有量が 0. 3〜40%の硫化物の調查観察視野全体の面積に対する面積率を Y、 C a含 有量が 0. 3 %より少ない硫化物の調査観察視野全体の面積に対する面積率 を Zとする時、 X/ (X + Y+Z) ≤ 0. 3、 かつ ΥΖ (Χ + Υ+Ζ) ≥0. 1である旋削加工性に優れた快削鋼である。 しかし、 この C a快削鋼は従来 の酸化物介在物を含む C a快削鋼より被削性のばらつきは抑えられているが、 十分な被削性ではなかった。
さらに、 特開 2000— 2 1 9936号 「快削鋼」 に至つて、 介在物の存 在すべき個数が明らかにされて、 被削性のバラツキが少なくなつた。 この発 明の鋼は、 0. 1〜 1 %の C aを含有する円相当直径 5 xm以上の硫化物を 3. 3匪2当たり 5個以上含有することを特徴とする。
機械構造用の合金組成を有する鋼において、 C aO含有量が 8〜6 2重 量％の酸化物系介在物と接して存在する、 1. 0重量％以上の C aを含有す る硫化物系介在物の占有面積が、 視野面積 3. 5匪2当たり 2. 0 X 1 0-mm 2以上であるものが、 安定した被削性を示すことが見出されて、その製造方法 が確立され、 すでに提案されている （特願 200 1— 1 74606)。
上記のような、 酸化物系介在物と硫化物系介在物とが、 前者が核となり、 その周囲を硫化物主体の介在物が取囲んで複合している形態の介在物 （これ を出願人は、 「硫化物形態制御型の快削成分」 と呼んでいる） は、 その後の研 究で、 広い範囲の鋼種に適用可能であることが判明しつつあるが、 多量の A 1を含有する鋼には適用できない。介在物の形態をうまく制御するためには、 A 1の含有量を 0. 02 %以下に止めなければならないところ、 常用の窒化 鋼は、 上記のように、 少なくとも 1 %の A 1を含有するから、 硫化物形態制 御型の快削成分を生成させ、 利用することができないわけである。
また、 自動車産業などで使用される鋼製の機械構造部品の一つとして、 内 燃機関に備えられるロッカーアームは、鍛造などの塑性加工で粗加工した後、 切削加工によって所望の最終形状に仕上げるのが一般的である。 中でも旋削 加工工程は、 ほとんどの部品に適用される加工工程である。 機械構造部品の コストに対する旋削工程のコストの占める割合がかなり高いので、 このコス トを低下するため、 被削性の優れた快削鋼に対する要求がますます大きくな つている。 発明の開示
本発明の目的は、 良好な被削性をもたらす硫化物形態制御型の快削成分を 窒化鋼においても利用可能にし、 P b快削鋼と同等以上の被削性を有し、 機 械的性質および窒化特性を維持したまま、 非調質のまま窒化して機械部品を 製造することができる窒化用の快削鋼と、 その製造方法を提供することにあ る。 この窒化鋼を使用した機械部品、 例えばロッカーアーム製品を提供する こともまた、 本発明の目的に含まれる。
動的負荷が生じるロッカーアーム製品には、 この負荷に耐えられる強度を 付与するため窒化等の熱処理を行うのが一般的であるが、 上記従来公知の快 削鋼は例えば窒化処理まで十分考慮されていないため、 窒化後の表層硬さと 窒化深さ、' および窒化に際しての軟化抵抗性の確保が困難であり、 良好な窒 化特性を得ることができなかった。 尚、 軟化抵抗性とは、 窒化時の処理温度 による内部硬さの低下が抑制されることをいう。
さらに、 窒化処理に際しては、 一般的に窒化前に調質を行って所望する強 度を鋼材に付与するが、 近年要求される低コスト化に伴い、 調質の工程はコ スト高を招く要因の一つでもあり、 熱間鍛造の塑性加工後に非調質で、 且つ 従来公知の調質鋼と同等レベルの強度が要求されるようになってきた。 しか し、 この非調質においても上記従来公知の快削鋼は十分検討されていないた め、 非調質で生産性良く良好な強度特性を快削鋼に付与するまでには至って いなかった。
尚、 上記従来公知の P b快削鋼は被削性に優れている反面、 P bを含有す る快削鋼は毒性があり近年の環境問題に対処するため、 その使用を抑制せざ るを得ない。 本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであり、 上記課題を解決して、
P bを含有させなくても従来公知の P b快削鋼と同等レベルの被削性を有し、 且つ窒化深さ等の窒化特性に優れ、 しかも非調質でも従来公知の調質鋼と同 等レベルの強度を有する窒化用非調質鋼、 該窒化鋼を使用した機械部品、 例 えばロッカーアーム用鋼及びそれによつて製造されたロッカーアーム製品を 提供することを目的とする。 上記課題を解決するため、 本発明者らは鋭意検討した結果、 上記課題を解 決して従来公知の P b快削鋼と同等レベルの被削性を有し、 且つ窒化後の窒 化深さ等に優れた窒化特性を得ることができ、 しかも非調質でも従来公知の 調質鋼と同等レベルの強度を得ることができる窒化用べイナィト型非調質鋼、 この窒化鋼を使用した機械部品、 例えばロッカーアーム製品の創製に成功し た。
上記の目的を達成する本発明の窒化用の快削鋼 （ペイナイト型非調質鋼） は、 基本的な合金組成として、 重量％ (w t /w t ) で、 C： 0. 05〜0. 8%、 S i : 0. 01〜 2. 5%、 Mn : 0. 1〜3. 5%、 P : 0. 00 1〜0. 2%、 S : 0. 01〜0. 2%、 C r : 1. 0〜3. 5%、 V : 0. 1〜0. 5%、 A 1 : 0. 001〜0. 020%、 C a : 0. 0005〜0. 02%および 0 : 0. 0005〜0. 01 %を含有し、 ただし、
([Mn] - 55 X [S] /32 + [C r]) >2. 0
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wtZwt) を表す。） であつ て、 残部が不可避の不純物および F eからなる合金組成を有し、 C a〇含有 量が 8〜62重量％の酸化物系介在物と接して存在する、 1. 0重量％以上 の C aを含有する硫化物系介在物の占有面積が、視野面積 3. 5匪2当たり 2. 0 X 10— 4mm2以上であることを特徴とする、 窒化用べイナィト型非調質鋼で あ 上記した窒化用べイナィト型非調質快削鋼を製造する本発明の方法は、 上 記の合金組成を有する合金を溶製し、 その際、 下記の条件 1) 〜3)
1) [HS] / [H〇]： 8〜80
ここで、 HS= [S] X 1 ologFs Ho= [O] X 1 0IogFo であって、 logFs=0.113 [C] +0.065 [Si]- 0.025 [Mn] 10.043 [P] - 0.028 [S]-0.013[Cu]-
0.011 [Cr] +0.0027 [Mo] -0.27 [0] +0.024 [N] +0.054 [Al]
logFo=-0.44 [C] - 0.131 [Si]- 0.02 [Mn] - 0.147[P]+0.133[S]-0.0095 [Cu] +
0.006 [Ni] - 0.041 [Cr] +0.0035 [Mo] - 1.00 [0] -0.1834 [N]—0.20 [Al] +
0.11[V]
2 ) [so卜 A 1 ] : 0. 02〜0. 20% かつ
3) [C a] X [S] ： 1 X 1 0 -5〜 1 X 1 0 -3
を満たす操業を行なうことを特徴とする。
さらに、 本発明に係るロッカーァ一ム用鋼は、 MnSぉょびC a Sからな る硫化物と接している硬質酸化物がマトリクス中に分散していて、 該硬質酸 化物が A 12〇3と C a〇を含有していて、 しかも硬質酸化物全体に対する C a Oの含有率が 8. 0〜62 % (w t/w t) で、 硫化物全体に対する C a の含有率が 1. 0〜45% (wt wt) で、 鋼材中に対する硫化物の占有 面積が 3. 5mm2当たり 2. 0 X 1 0— 4〜1. 0 X 1 0 - imm2とする鋼材 であるが、 本発明者らは、 本発明の鋼材中に Mn Sおよび C a Sからなる硫 化物と接している A 12〇3と C a Oを含有している硬質酸化物が硫化物形態 制御型の快削成分として機能し、 これが異方性を低下させることなくマトリ クス自体の破碎性を著しく向上させるのみならず、 切削中に上記硫化物が切 削用工具の表面に硫化物系の工具保護膜を生成し、 工具寿命の大幅な向上を 図ることができ、 好適に被削性の向上が図れることを知見した。 このロッカ —アーム用鋼を用いることで、 種々のロッカーアーム製品が低コストでしか も優れた生産性で製造できる。 なお、 上記の硫化物と接している硬質酸化物とは、 硬質酸化物が硫化物と それぞれの少なくとも一部で接している限りどのようなものでもよく、 例え ば硬質酸化物が硫化物とそれぞれの表面で接触している場合や硬質酸化物が その表面の一部又は全部において硫化物もしくは硫化物膜で被覆されている 場合を含む。
また本発明者らは、基本成分として、 C： 0. 1〜0. 5% (wtZwt)、 S i ： 0. 01〜2. 5 % (w t /w t ) , Mn ： 0. 1〜3. 5 % (w t / wt)、 P ： 0. 001〜0. 2 % (w t /w t)、 S ： 0. 01〜0. 2 % (w t/w t ) C r : 1. 0〜3. 5 % (wt/wt)、 V : 0. 1〜0. 5 % (w t /w t )、 A 1 : 0. 00 1〜0. 02% (w t /w t )、 C a ： 0. 0005〜0. 02% (w t Zw t )、 〇： 0. 0005-0. 01 % (w t/wt) を含有し、 残部が F eおよび不可避不純物からなり、 かつ C rお よび Vの含有率が式 （[C r ] + 1. 97 X [V]) ≥2. 1 5% (w t /w t) を満足するロッカーアーム用鋼は、 低 A 1化により C aと 0との結合を し易くし、 硫化物形態制御型の快削成分の生成を促進することができ、 上記 被削性の向上を容易にするだけでなく、 C rと Vの添加量を上記式を満足さ せることにより窒化に際しての軟化抵抗性を向上させ、 且つ窒化後の表層硬 さや窒化深さを好適に改善し、 優れた窒化特性を与えることをも知見した。 さらにまた、 本発明者らは、 上記基本成分を有するロッカーアーム用鋼中 の Mn、 S、 C rおよび Vの添加量について、式（[C] + 0. 27 X ([M n] - 55 X [S] /32) + 0. 31 X [C r] +0. 3 X [V]) で表さ れる炭素当量 C e qを 0. 8〜1. 1 % (wtZwt) に調整することによ つて、 熱間鍛造後に放冷した場合に、 フェライト +ベイナイト組織を容易に 形成することができ、 内部硬さが 20〜35 HRC内に容易に制御されるた め、 優れた被削性と窒化後の良好な疲労強度を併有させることができ、 生産 性良く良質なロッカーアーム製品が製造できることも知見した。 尚、 前記ロッカーアーム用鋼中に、 所望により Mo : ≤2. 0 % (wt/ w t )、 Cu :≤2. 0 % (w t /w t)、 N i :≤4. 0 % (wt /w t )、 B : 0. 0005-0. 0 1% (wt Zw t)、 Nb :≤0. 2 % (wt Zw t )、 T i :≤ 0. 2 % (w t Zw t)、 T a ≤ 0. 5 % (wt Zw t )、 Z r :≤0. 5 % (wt wt) および Mg :≤0. 02 (w t /w t ) の うち 1種または 2種以上含有させて、 例えば焼入れ性の改善や結晶粒微細化 や硫化物微細化などを達成することができる。
そのうえ本発明者らは、上記成分において M 0が含まれない場合は、 M n、 S、 および C rの含有量について、 式 （[Mn] - 55 X [S] /32 + [C r]) >2. 0 % (wtZwt) とし、 Moが含まれる場合は、 Mn、 S、 C r、 および Moの含有量について、 式 （[Mn] — 55 X [S] /32 + [C r] + [Mo]) >2. 0 % (wtZwt) とすることによつても、 熱間鍛造 後に放冷する非調質でも調質鋼と同等レベルの強度が得られるフェライト + ペイナイト組織を容易に形成することができ、 つまり調質工程を省略するこ とができることを知見した。
そしてさらに本発明者らは、 上記ロッカーアーム用鋼の製造方法が、 上記 のように規定した合金成分を含有し、 ただし、 Mn、 S、 C r、 および Mo の含有％ (wtZw t) が式
([Mn] - 55 X [S] ,32 + [C r ] + [Mo]) >2. 0 % (w t Zw t )
を満たし、 残部が不可避の不純物および F eからなる化学組成を有する合金 を溶製し、 その際、 溶融状態の合金が下記の条件 1) 〜3)
1) [HS] / [H0] ： 8〜80
ここで、 [HS] および [H0] は、 それぞれ下式で定義される Sおよび oの 活量を表し、
HS= [S] X 101 ogFs Ho= [O] X 1 0 l ogFo logFsおよび logFoは、 それぞれ下式で定義される。
logFs=0.113[C]+0.065 [Si]-0.025 [Mn] +0.043 [P] -0.028 [S] -0.013 [Cu] -
0.011 [Cr] +0.0027 [Mo] -0.27 [0] +0.024 [N] +0.054 [Al]
logFo=-0.44[C]-0.131[Si]-0.02[Mn]-0.147[P]+0.133 [S]-0.0095 [Cu] I
0.006 [Ni]-0.041 [Cr]+0.0035 [Mo]-l.00 [0]-0.1834 [N]-0.20[A1] +
0.11[V]
2) [so卜 A 1 ] : 0. 02〜0. 20% かつ
3) [C a] X [S] ： 1 X 1 0- 5〜 1 X 10 -3
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wt/wt) を表す。） を満たすよう操業を行うことで具体化されることも知見した。
そのほか種々の検討を重ねて本発明を完成するに至った。 したがって本発明は、
( 1 ) 重量％ (w t /w t) で、 C : 0. 05〜0. 8%、 S i : 0. 0 1 〜2. 5 %、 M n : 0. 1〜 3. 5%、 P : 0. 00 1〜 0 · 2 %、 S : 0.
01〜0. 2 %、 C r : 1. 0〜3. 5 %、 V： 0. 1〜0. 5 %、 A 1 ： 0. 00 1〜0. 020 %、 C a : 0. 0005〜0. 02 %および O： 0. 0005〜0. 0 1 %を含有し、 ただし、
([Mn] - 55 X [S] /32 + [C r]) >2. 0
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wtZwt) である。） であ つて、 残部が不可避の不純物および F eからなる合金組成を有し、 C aO含 有量が 8〜 62重量％の酸化物系介在物と接して存在する、 1. 0重量％以 上の C aを含有する硫化物系介在物の占有面積が、視野面積 3. 5籠2当たり 2. 0 X 1 0— 4匪2以上であることを特徴とする窒化用べイナィト型非調質 鋼、
(2) 上記 (1) に規定した合金成分に加えて、 さらに、 Mo ： 2. 0%以 下、 C u： 2. 0 %以下、 N i ： 4. 0 %以下および B： 0. 0005〜 0.
01 %の 1種または 2種以上を含有し、 Moを含有する場合はさらに、 ([Mn] - 55 X [S] /32 + [C r ] + [Mo]) >2. 0
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有重量％ (wtZwt) である。） である上記 （1) に記載の窒化用べイナイト型非調質鋼、
(3) さらに、 Nb : 0. 2%以下ぉょび1^ : 0. 2%以下の 1種または 2種を含有する上記 （1) または （2) に記載の窒化用べイナイト型非調質 鋼、
(4) さらに、 Ta ： 0. 5%以下、 Z r ： 0. 5%以下および Mg ： 0. 02 %以下の 1種または 2種以上を含有する上記 （1) 〜 （3) に記載の窒 化用べイナィト型非調質鋼、
( 5 ) さらに、 P b ： 0. 4 %以下、 B i ： 0. 4 %以下、 S e ： 0. 4% 以下および Te ： 0. 2%以下の 1種または 2種以上を含有する上記 （1) 〜 （4) に記載の窒化用べイナイト型非調質鋼、
(6) 上記 （1) 〜 （5) のいずれかに記載した非調質鋼を製造する方法で あって、 上記 （1) 〜 （5) のいずれかに規定した合金成分を含有し、 ただ し、
([Mn] - 55 X [S] /32 + [C r] + [Mo]) >2. 0
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有重量％ (wtZwt) である。） であって、 残部が不可避の不純物および F eからなる合金組成を有する合金 を溶製し、 その際、 下記の条件 1) 〜3)
1) [HS] / [H0] ： 8〜80
ここで、 HS= [S] X 10logFs HO= [〇] X 10logFo であって、 logFs = 0.113 [C] +0.065 [Si]-0.025 [Mn]+0.043 [P]-0.028 [S]-0.013 [Cu]- 0. Oil [Cr]+0.0027 [Mo] -0.27[O]+0.024[N]+0.054 [Al]
logFo=-0.44[C]-0.131 [Si]-0.02[Mn]-0.147[P]+0.133 [S]-0.0095 [Cu] + 0.006 [Ni]-0.041 [Cr] 10.0035 [Mo] -1.00 [0] -0.1834[N]-0.20 [Al] + 0.11[V] ■
2 ) [so卜 A 1 ] : 0. 02〜0. 20% かつ
3) [C a] X [S] : 1 X 10 -5〜 1 X 10_3
を満たす操業を行なうことを特徴とする、 窒化用べイナイト型非調質鋼の製 造方法、
(7) 上記 （1) 〜 （5) のいずれかに記載したベイナイト型非調質鋼を機 械部品の形状に成形し、 窒化してなる窒化製品、
(8) Mn Sおよび C a Sからなる硫化物と接している硬質酸化物がマトリ クス中に分散していて、 該硬質酸化物が A 12〇3と C aOを含有しており、 硬質酸化物全体に対する C a 0の含有率が 8. 0〜 62 % (w t /w t )で、 硫化物全体に対する C aの含有率が 1. 0〜45% (wt/wt) で、 鋼材 中の硫化物の占有面積が 3. 5mm2当たり 2. 0 X 10_4〜1. 0 X 10- ェ!!!!!!2であることを特徴とするロッカーアーム用鋼、
(9) C ： 0. 1〜0. 5 % (w t Zw t )、 S i : 0. 01~2. 5 % (w t Zw t )、 Mn : 0. 1〜3. 5 % (w t /w t)、 P ： 0. 00 1〜 0. 2 % (wt/wt), S ： 0. 01〜0. 2% (wt/wt)、 C r : 1. 0 〜3. 5 % (wt/wt), V : 0. 1〜0. 5 % (wt/wt), A 1 : 0. 001〜0. 02% (wt Zw t)、 C a : 0. 0005〜0. 02% (wt /wt；)、 O : 0. 0005〜0. 01 % (wt/wt) を含有し、 残部が F eおよび不可避の不純物からなり、 かつ C rおよび Vの含有％ (w t /w t ) が式
([C r] + 1. 97 X [V]) ≥2. 1 5
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wt wt) を表す。） を満たしていることを特徴とする上記 （8) 記載のロッカーアーム用鋼、 (10) 式 ([C] + 0. 27 X ([Mn] - 55 X [S] /32) +0. 31 X [C r] + 0. 3 X [V])
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wtZwt) を表す。） で表される炭素当量 C e Qが 0. 8〜1. 1 % (wtZwt) を満たし、 内 部硬さが 20〜35HRCであり、 組織がフェライト十べイナイトであるこ とを特徴とする上記 （9) 記載のロッカーアーム用鋼、
(1 1) さらに、 Mo :≤2. 0 % (w t /w t)、 C u :≤ 2. 0 % (wt ノ wt；)、 N i :≤4. 0 % (wt wt), および B : 0. 0005〜0. 01 % (w t /w t ) のうち 1種または 2種以上含有することを特徴とする 上記 （9) または （10) 記載のロッカーアーム用鋼、
(12) Mn、 S、 および C rの含有％ (w t Xw t ) が式
([Mn] - 55 X [S] /32 + [C r]) >2. 0 % (w t /w t ) (但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wt/wt) を表す。） を満たすか、 または Mn、 S、 C r、 および Moの含有％ (w t /w t ) が 式
([Mn] - 55 X [S] Z32 + [C r] + [Mo]) >2. 0 % (w t /wt)
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wtZwt) を表す。） を満たすことを特徴とする上記 （9) 〜 （1 1) のいずれかに記載のロッカ 一アーム用鋼、
(13) さらに、 Nb ：≤0. 2 % (wt/wt), および T i ：≤0. 2 % (wt/wt) のうち 1種または 2種を含有することを特徴とする上記 （9)
〜 （12) のいずれかに記載のロッカーアーム用鋼、
(14) さらに、 Ta :≤0. 5 % (wt /w t)、 Z r :≤ 0. 5 % (wt /wt)、 および Mg ··≤0. 02% (wtZwt) のうち 1種または 2種以 上を含有することを特徴とする上記 （9) 〜 （1 3) のいずれかに記載の口 ッカーアーム用鋼、
(1 5) 上記 （8) 〜 （14) のいずれかに記載のロッカーアーム用鋼が、 上記 （8) 〜 （14) のいずれかに規定した合金成分を含有し、 ただし、 M n、 S、 C r、 および Moの含有％ (w t /w t ) が式
([Mn] - 5 5 X [S] /32 + [C r ] + [Mo]) >2. 0 % (w t Zw t )
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wtZwt) を表す。） を満たし、 残部が不可避の不純物および F eからなる化学組成を有する合金 を溶製し、 その際、 溶融状態の合金が下記の条件 1) 〜3)
1) [HS] / [H0] ： 8〜80
ここで、 HS= [S] X 1 0 l t5 gFs Ho= [O] X 1 0 l ogFo であって、 1 ogFs-0.113[C]+0.065 [Si] -0.025 [Mn] +0.043 [P] -0.028 [S]-0.013 [Cu] -
0. Oil [Cr]+0.0027 [Mo] -0.27[0]+0.024[N]+0.05 [Al]
1 ogFo=-0.4 [C] -0.131 [Si] -0.02 [Mn] -0.147 [P] +0.133 [S] -0.0095 [Cu] +
0.006 [Ni] -0.041 [Cr] +0.0035 [Mo]-l.00 [0]-0.1834[N]-0.20 [Al] +
0.11[V]
2) [sol-A 1 ] : 0. 02〜0. 20% かつ
3) [C a] X [S] ： 1 X 1 0- 5〜 1 X 1 0 -3
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wtZwt) を表す。） を満たすよう操業を行うことを特徴とするロッカーアーム用鋼の製造方法、
(16) 上記 （8) 〜 （14) のいずれかに記載のロッカーアーム用鋼にて 製造されたロッカーアーム製品、
に関する。 図面の簡単な説明
第 1図は、 本発明の快削鋼と比較鋼とについて、 被削性と HSおよび H〇と の関係を示したグラフである。 窒化前の材料に対してハイスドリルで穴あけ したときの加工能率 （VL 5000) が、 0. 07 %Pb含有快削鋼のそれ と同等以上の鋼を鲁、 それより劣るものを Xで表した。
第 2図は、 本発明の快削鋼と比較鋼とについて、 窒化後の表層硬さと、 ド リル加工能率比との関係を示したグラフである。 本発明の鋼のデータを參、 比較鋼のそれを〇で表した。
第 3図は、 Φ 16. 5ドリル穴明時の加工数に対する切削抵抗と切削トル クの推移である。
第 4図は、 φ 18リーマ穴仕上時の加工数に対する切削抵抗と切削トルク の推移である。
第 5図は、 Φ 16. 5ドリル穴明にて 700ケ加工した際の工具すくい面 の摩耗状態である。
第 6図は、 窒化処理後の窒化深さ （断面硬さの推移） である。
第 7図は、 硫化物形態制御型の快削成分の形態である （形態を明瞭にする ために黒色を背景に使用している）。
第 8図は、 第 7図の面分析 （マッピング） 結果である。
第 9図は、 熱間鍛造後に放冷した非調質鋼の組織である。
第 10図は、 熱間鍛造後に放冷した ψ 20丸棒材の炭素当量と内部硬さの 推移である。
第 11図は、 熱間鍛造後に放冷した J I S— 14A号試験片による組織と 耐カ σ 0.2の関係である。 発明を実施するための最良の形態
本発明に係る窒化用べイナィト型調質鋼において、 基本的な合金組成の鋼 の組成を上記のように限定した理由は、 つぎのとおりである。
C： 0. 05〜0. 8% W
15
Cは強度を確保するために必要な成分であり、 0. 05%未満の含有量で は強度が不足である。一方、多量になると靱性ゃ被削性が低くなるので、 0.
8%を上限とした。
S i ： 0. 01〜2. 5 %
S iは溶製時の脱酸剤として鋼の成分となり、 焼入性を高める働きもある から、 非調質鋼には必要である。 この効果は、 0. 01 %に達しない少量で は期待できない。 2. 5%を超える多量の添加は、 延性を損ない、 塑性加工 時に割れが発生しゃすくなる。
Mn ： 0. 1〜3. 5 %
Mnは、 硫化物を生成する重要な元素である。 0. 1 %未満の量では、 介 在物の量が足りないが、 3. 5 %を超える過大な含有量になると、 鋼を硬く して被削性を低下させる。
P ： 0. 001〜0. 2%
Pは、 被削性とくに仕上面性状を改善する成分として、 0. 001 %以上 を、 積極的に存在させる。 ただし靱性にとっては有害であり、 0. 2 %を超 えて存在させることはできない。
S ： 0. 01〜0. 2%
Sは被削性の向上にとって、有用というより、不可欠な成分であって、 0. 01 %以上を存在させる。 S量が 0. 2%を超えると、 靱性と延性を悪くす るばかりか、 C aと C a Sを生成する。 C a Sは融点が高いため、 铸造工程 の障害になる。
C r ： 1. 0〜3. 5 %
C rは焼入性を確保し、 窒化層の硬さを確保するために、 1. 0 %以上を 添加する。 しかし、 多量に添加すると、 熱間加工性を損ねて鍛造時に割れが 生じるから、 上限を 3. 5%と定めた。
V： 0. 1〜 0. 5 % Vは、 窒化時の焼戻し軟化抵抗性を確保し、 製品が表層の硬さを維持する ように、 少なくとも 0. 1%を添加する。 多量に過ぎると鋼の硬さを上昇さ せるとともに、 耐カ比、 耐久比を低下させるから、 0. 5%までの添加に止 める。
A 1 : 0. 001〜0. 020%
酸化物系介在物の組成を適切に調整する上で必要であり、 少なくとも 0. 001%を添加する。 常用の窒化鋼にくらべて、 はるかに低い上限値 0. 2 0%は、 これを超えると硬質のアルミナクラスターを生成し、 鋼の被削性が 損なわれるため設けた。
Ca : 0. 0005〜0. 02%
C aは、 本発明の鋼にとってきわめて重要な成分である。 硫化物中に C a を含有させるために、 0. 0005 %以上の添加を必須とする。 一方、 0. 02 %を上回る過剰の C aの添加は、前記した高融点の C a Sの生成を招き、 铸造の障害になる。 .
0 : 0. 0005〜0. 01 %
〇は酸化物の生成に必要な元素である。 過度に脱酸した鋼においては高融 点の C a Sが多量に生成し、 铸造の支障になるから、 少なくとも 0. 000 5%、 好ましくは 0. 001 5 %を超える〇が必要である。 一方で、 0. 0 1%を超える Oは、 多量の硬質な酸化物をもたらし、 被削性を損なうととも に、 所望のカルシウム硫化物の生成が困難になる。
([Mn] - 55 [S] /32 + [C r]) >2. 0
この条件は、 窒化用の非調質鋼の組織を、 パーライトでなく、 ベイナイト を主体としてそれに若干のフェライ卜が加わったものにするために、 満たさ なければならない条件である。ペイナイト主体の組織は、熱間鍛造のままで、 焼入れ焼戻し材とほぼ同等の強度を有するうえに、 窒素の拡散速度がパーラ ィト主体の組織より高く、 従って窒化の速度が速いという利点がある。 本発明の窒化用非調質快削鋼は、 上記した基本的な合金組成に加えて、 製 品に要求されるところに従い、 つぎのグループに属する元素の 1種または 2 種以上を、 規定する組成範囲内で、 追加的に含有することができる。 それら の変更態様において、 任意に添加することができる各合金成分の働きと、 組 成範囲の限定理由を、 つぎに述べる。
Mo ： 2. 0 %以下
Moは焼入性を高めるので、 適量を添加するとよい。 しかし、 多量に添加 すると熱間加工性を損ねて、 鍛造時に割れが生じる。 コスト面も配慮して、 上限を 2. 0 %と定めた。 Moを添加する場合、 上記のベイナイト組織を得 るための条件式は、 次のように変わる。
([Mn] - 55 [S] /32 + [C r] + [Mo]) >2. 0
Cu ： 2. 0 %以下
Cuは、 組織を緻密にし、 強度を高める。 多量の添加は、 熱間加工性にと つても、被削性にとっても好ましくないから、 2. 0%以下の添加に止める。 N i ： 4. 0 %以下
N iも、 C rおよび Moと同様に焼入性を高めるが、 被削性にはマイナス の存在である。 それと、 コストを考えて、 4. 0%を上限とした。
B ： 0. 0005〜0. 01 %
Bは微量の添加で焼入性を高める。 この効果を得るには、 0. 0005 % 以上の添加を必要とする。 0. 01 %を超える添加は、 熱間加工性を損ねて 有害である。
Nb ： 0. 2 %以下ぉょび丁 1 : 0. 2%以下の 1種または 2種
Nbおよび T iは、 高温における結晶粒の粗大化を防ぐ上で有用である。 その効果は量の増大につれて飽和するので、 それぞれ 0. 2%以下の範囲で 添加するのが得策である。 Ta ： 0. 5%以下、 Z r ： 0. 5 %以下、 Mg ： 0. 02 %以下
これらの元素は、 いずれも結晶粒を微細化し、 靱性を向上させる働きがあ るので、 1種または 2種以上を添加するとよい。 添加量は、 効果が飽和する 上記の上限値 0. 5 %までに止めるのが得策である。
P b ： 0. 4 %以下、 B i ： 0. 4 %以下、 S e ： 0. 4 %以下および T e ： 0. 2%以下、
いずれも、 被削性改善元素である。 Pbは、 単独で、 または硫化物の外周 に付着する形で存在し、それ自身が被削性を高める。 0. 4%という上限は、 これ以上の P bを添加しても鋼に溶解せず、 凝集 ·沈殿して鋼の欠陥になる ことを理由に設けた。 B iも同様である。 S eおよび Teの上限は、 熱間加 ェ性への悪影響を考慮して定めた。
本発明にしたがう窒化用の非調質快削鋼の内部に存在する介在物は、 前記 したように二重構造であって、 EPMA (日本電子社製、 J XA8800) 分析によれば、 芯部は C a, Mg, S iおよび A 1の酸化物であり、 その周 囲を、 C a Sを含有する Mn Sが取囲んでいる。 その存在形態は、 C a〇含 有量が 8〜 62重量％の酸化物系介在物と接して存在する、 1. 0重量％以 上の C aを含有する硫化物系介在物の面積が、 視野面積 3. 5腿2当たり 2. 0 X 10-½n2以上を占めるものである。 このような介在物の形態は、 後に論 じる機構を通じて、 本発明で目標とした高い被削性を達成するために必要な ものであり、 このような介在物の形態を実現するための条件が、 これも前記 した製造のための操業条件である。 以下に、 それらの条件がもつ意義を説明 する。
1) [HS] / [H〇] ： 8〜80
ここで、 [Hs]および [Ho] は、 それぞれ下式で定義される Sおよび oの 活量を表し、
H S= [S] X 10 logFs Ho= [O] X I 0 logF o logF sおよび logF oは、 それぞれ下式で定義される。
logF s =0.113 [C] +0.065 [Si] -0.025 [Mn] +0.043 [P] -0.028 [S] -0.013 [Cu]
-0.011[Cr]+0.0027 [Mo]-0.27[0]+0.024[N]+0.054[Al]
logF o =-0.44[C]-0.131 [Si] - 0.02[Mn]-0.147[P]+0.133[S]-0.0095 [Cu] +
0.006 [Ni]-0.041 [Cr] 10.0035 [Mo]-l.00 [0] -0.1834 [N]-0.20 [Al] I
0.11[V]
2) [sol-A 1 ] : 0. 02〜 0. 20 % かつ
3) [C a] x [S]： ixi cr5〜ixi cr3
上記の条件 1) に関する実施データは、 第 1図に見るとおりである。 この グラフは、 窒化前の材料に対するドリル加工能率比が 1以上の窒化鋼 （秦） および 1未満 （X) の窒化鋼における、 Hsと Hoとの関係をプロットしたも のである。 ここで、 「ドリル加工能率比」 の語は、 ハイスドリルを使用した場 合の加工性を、 常用の A 1— C r窒化鋼に 0. 07 %の P bを添加して被削 性を向上させた鋼の加工性と比較して得た値として定義される。 第 1図は、 Sおよび〇の活量が適切な比率で組合されたときに、 良好な被削性が得られ ることを示している。
本発明の窒化用べイナィト型非調質鋼がすぐれた被削性を示す理由として 発明者らが考えているのは、 以下に説明するような、 硫化物形態制御型の快 削成分による工具表面のよりよい保護および潤滑の機構である。
前記のように、 硫化物形態制御型の快削成分は、 核の部分が C a〇■ A 12 03系の複合酸化物であり、 その周りを、 （C a, Mn) S系の複合硫化物が 取り巻いている。 この酸化物は、 C a〇一 A 1203系の中では低融点のもの であり、 一方、 複合硫化物は、 単純な硫化物 MnSよりも高融点である。 こ の硫化物形態制御型の快削成分は、 酸化物を C a O— A 12〇3系の低融点の ものにすることにより、 確実に硫化物が酸化物を取り巻く形で析出する。 切 削にあたって硫化物系介在物が溶融して工具表面を被覆し、 保護するという 作用はよく知られているが、 硫化物だけしか存在しないと、 この被膜の生成 および維持は安定しない。 発明者らの見出したところでは、 硫化物系介在物 に C a〇一 A 1203系の低融点酸化物が共存すると、 被膜が安定に生成する 上、 （Ca, Mn) S系の複合硫化物は、 単純な MnSよりも、 潤滑性能が高 い。
(Ca, Mn) S系の複合硫化物が工具表面に被膜を形成することの意義 は、超硬工具による切削において、 もっとも明らかに認められる。すなわち、 「熱拡散摩耗」 とよばれる超硬工具の摩耗を抑制する効果である。 熱拡散摩 耗は、 工具が切削対象から生じる切り屑に高温で接すると、 工具材料を構成 するタングステン ·力一バイドに代表される炭化物が熱分解して、 Cが切り 屑金属中に拡散して失われる結果、 工具が脆くなつて進む摩耗である。 潤滑 性の高い被膜が工具表面に生成すると、 工具の温度上昇が防がれて、 Cの拡 散が抑制される。
本発明の快削鋼の硫化物形態制御型の快削成分 C a〇_ A 12〇3Z(C a， Mn) Sは、 観点を変えてみれば、 従来のィォゥ快削鋼の介在 である Mn Sと、 従来のカルシウム快削鋼の介在物であるァノルサイト CaO · A 12 03 · 2 S i〇2との、 それぞれの利点を併せもつものということができる。 工具表面の MnSは、 潤滑性を示すが、 被膜の安定性がいまひとつであり、 熱拡散摩耗に対しては無力である。 一方、 CaO ' A l 2〇3 * 2 S i 02は、 安定な被膜を形成して熱拡散摩耗を防ぐが、 潤滑性に乏しい。 これに対して 本発明の硫化物形態制御型の快削成分は、 安定な被膜を形成して熱拡散摩耗 を効果的に防止するとともに、 よりよい潤滑性を示す。
このような硫化物形態制御型の快削成分の生成は、 前述のように低融点の 複合酸化物を用意することから始まるので、 まず [A 1 ]量が重要であって、 少なくとも 0. 001 %の存在が必要である。 [A 1 ] が多量に過ぎると、 複 合酸化物の融点が高くなつてしまうから、 0. 020 %以内にする。つぎに、 C a Sの生成量を調節するために、 [C a] X [S] および [Ca] / [S] を、 前記した値にコント口一ルするわけである。
また、 本発明のロッカーアーム用鋼は、 後述するように従来公知の Pb快 削鋼と同等レベルの被削性を有し、 且つ窒化後の窒化深さ等に優れた窒化特 性を有し、 非調質でも従来公知の調質鋼と同等レベルの強度を有する。 この ような特性を有するロッカーアーム用鋼を製造するためには、 後述するよう に規定した合金成分を含有し、 Mn、 S、 C r、 および Moの含有％ (w t Zwt) が式
([Mn] - 55 X [S] Z32 + [C r ] + [Mo]) >2. 0 % (w t Zw t )
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (w t /w t ) を表す。） を満たし、 残部が不可避の不純物および F eからなる化学組成を有する合金 を溶製し、 その際、 溶融状態の合金が下記の条件 1) 〜3)
1) [HS] / [H0]： 8〜8 0
ここで、 [HS] および [H〇] は、 それぞれ下式で定義される Sおよび Oの 活量を表し、
HS= [S] X 10 i°gFs HO= [〇] x i 0 i° gF°
logFsおよび logFoは、 それぞれ下式で定義される。
logFs=0.113[C]+0.065 [Si]-0.025 [Mn]+0.043[P]-0.028[S]-0.013[Cu]- 0.011 [Cr] +0.0027 [Mo] - 0.27 [0] +0.024 [N] +0.054 [Al]
logFo=-0.44[C]-0.131[Si]-0.02[Mn]-0.147[P]+0.133 [S]-0.0095 [Cu] +
0.006 [Ni]-0.041 [Cr]+0.0035 [Mo]-l.00[0]-0.1834 [N]-0.20[A1] +
0.11[V]
2) [so卜 A 1 ] : 0. 02〜0. 20% かつ
3) [C a] X [S] : 1 X 1 0 -5〜 1 X 10 -3
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wt/wt) を表す。） を満たすよう操業することで製造することができる。 その他の条件は、 従来 公知の合金鋼と同様の条件に従って良い。 例えば、 インゴット造塊法または 連続铸造法のいずれでも製造することができる。 以下、 本発明におけるロッカーァ一ム用鋼の介在物である硫化物と接して いる硬質酸化物の形態および化学組成を制御する理由について説明する。 以下において構成元素の含有割合％はいずれも％ (w t/wt) で表され る。
硫化物と接している硬質酸化物については、 硬質酸化物 （例えば C a〇 * A 12〇3系酸化物） 全体に対する C a Oの含有率が 8. 0〜62%で、 硫化 物全体に対する C aの含有率が 1. 0〜45%で、 鋼材中に対する硫化物の 占有面積が 3. 5 mm2当たり 2. 0 X 1 0— 4〜 1. 0 X 1 0— imm2であり、 例えば EPMA (日本電子社製、 J XA8800) による面分析により確認 することができる。
上記 C aの含有率が 1. 0%以上のときは、 切削加工時に工具表面に （C a · Μη) Sの工具保護皮膜の生成が充分となり、 所望する被削性が得られ る。 一方、 上記化学組成からなる鋼において、 一般に硫化物はその主成分が Mn Sであり、 C a Sは Mnの一部が C aに置換されることによって生成さ れる。 しかし、 C aへの置換の程度により硫化物の性質が異なったり、 工具 保護皮膜の生成が難しくなつたりするのを避ける必要がある。 所望する被削 性を得るためには、 上記 C aの含有率を 45 %以下とするのが好ましい。 本発明では Mnと C aの添加量を上述した組成内で含有させることで、 ェ 具寿命が改善され、 優れた被削性と铸造性を両立させることができる。 前記 被削性の向上を図るため、 鋼材中に対する硫化物の占有面積は 3. 5mm2 当たり 2. 0 X 1 0一4 mm2以上とすることが好ましく、 優れた铸造性をも 両立させるためには 1. 0 X 1 O—1!!!!!!2以下とすることが好ましい。 また、 C aと A 1と Oを上述した組成内で含有させることで、 C aO酸ィ匕 物の生成量を特定範囲に制御し、 铸造性を劣化させる高融点の C a Sの多量 生成を抑制して、 異方性が低下しない被削性に優れる硫化物形態制御型快削 成分を形成することができる。 より優れた被削性を得るためには、 上記硬質 酸化物全体に対する C a 0の含有率を 8. 0%以上とするのが好ましく、 一 方、 鍀造性の劣化を避けるためには 62 %以下とするのが好ましい。 本発明のロッカーアーム鋼中の各構成元素の化学組成について説明する。
C： 0. 1〜0. 5 %
Cは強度を確保するために必要な元素であり、 より優れた強度を確保する ためには 0. 1 %以上であり、 一方、 靭性ゃ被削性の低下を避けるためには
0. 5 %以下とするのが好ましい。
S i ： 0. 01〜2. 5 %
S iは溶製時の脱酸剤として含有され、 また焼入れ性を向上させる元素で ある。 好ましい焼入れ性を確保するためには 0. 01%以上であり、 優れた 延性を確保し、 塑性加工時に割れを抑制するためには 2. 5%以下が好まし い。
Mn ： 0. 1〜 3. 5 %
M nは硫化物形態制御型快削成分の形成元素であり、 より良い快削成分形 成のために 0. 1 %以上が好ましく、 優れた被削性のために 3. 5%以下が 好ましい。
P ： 0. 001〜0. 2%
Pは被削性、 特に仕上面性状の改善のために添加する。 より好ましい被削 性、 仕上面性状の改善のために 0. 00 1 %以上が好ましく、 優れた靭性を 得るために 0. 2%以下が好ましい。
S ： 0. 0 1〜0. 2 % Sは硫化物形態制御型快削成分の形成元素であり、 より良い快削成分形成 のために 0. 0 1 %以上が好ましく、 優れた被削性のために 0. 2%以下が 好ましい。
C r ： 1. 0〜3. 5 %
C rは焼入れ性向上、 また Vとの添加量の適正化により窒化時の表層硬さ、 窒化深さおよび軟化抵抗性の確保に有効な元素であり、 より好ましい上記の 特性を得るために 1. 0 %以上が好ましく、 低コストと熱間加工時の鋼の割 れを両立するために 3. 5%以下がより好ましい。
V： 0. 1〜0. 5 %
Vは C rとの添加量の適正化により窒化時の表層硬さ、 窒化深さおよび軟 化抵抗性の確保に有効な元素であり、 また Cや Nと結合して炭窒化物を生成 し、 結晶粒を微細化する効果を有する。 特に窒化時の軟化抵抗性を確保する ため、 0. 1 %以上含有させるのが好ましく、 製造コストを抑制するために 0. 5%以内が好ましい。
A 1 : 0. 001〜0. 02%
A 1は脱酸に必要な元素であり、 十分な脱酸効果を得るためには 0. 00 1 %以上が好ましく、 硬質のアルミナクラスターが生成し、 鋼の被削性を劣 化させ、 硫化物形態制御型快削成分の形成を困難なものとし、 異方性を低下 させるのを抑制するためには 0. 02%以下が好ましい。
C a ： 0. 0005〜0. 02%
C aは本発明において極めて重要な意味を持つ元素である。 C aは硫化物 形態制御型快削成分の形成元素であり、 優れた効果を得るためには 0. 00 05%以上含有することが好ましく、 過剰な C aによる高融点の C a Sを不 必要に多量生成するのを避けるためには 0. 02 %以下が好ましい。
0 : 0. 0005〜0. 01%
oは硫化物形態制御型快削成分中の酸化物を生成させるために必要な元素 である。 より好ましい酸化物を生成させるためには 0. 0005 %以上が好 ましく、 さらに好ましい酸化物を生成させるためには 0. 0015%以上で あることが好ましい。 一方、 より好ましい硫化物形態制御型快削成分中の C a硫化物の生成と被削性を両立させるためには 0. 01 %以下が好ましい。 本発明のロッカーアーム用鋼には、 上記成分に加えて更に Mo、 Cu、 N i、 Bのうち 1種または 2種以上含有させてもよい。更にはこれらに加えて、 Nb、 T iのうち 1種または 2種含有させてもよいし、 Ta、 Z r、 Mgの うち 1種または 2種以上含有させてもよい。 尚、 これら合金元素を使用目的 に応じ様々な組合せで本発明の鋼材中に含有させてもよい。 これら合金元素 の効果と含有量を制御する理由について説明する。
Mo :≤2. 0 %
Moは C rと同様に焼入れ性向上に有効な元素であり、 低コスト化、 優れ た被削性および熱間加工性の向上を図るために 2. 0%以下が好ましい。 Cu ≤2. 0 %
CUは組織を緻密にし強度を向上させるのに有効な元素であり、 優れた被 削性および熱間加工性の向上を図るために 2. 0 %以下が好ましい。
N i ：≤ 4. 0 %
N iは C rと同様に焼入れ性向上に有効な元素であり、 低コスト化および 優れた被削性を両立するために 4. 0%以下が好ましい。
B : 0. 0005〜0. 01 %
Bは微量の添加により焼入れ性を向上させる元素であり、 より好ましい焼 入れ性を得るために 0. 0005 %以上が好ましく、 熱間加工性の向上と結 晶粒の粗大化抑制を図るために 0. 01 %以下が好ましい。
Nb ：≤ 0. 2 %
Nbは高温における結晶粒の粗大化を防ぐのに有効な元素であり、 低コス ト化とより優れた効果を両立させるために 0. 2 %以下が好ましい。 T i ：≤0. 2 %
T iは窒化時に Nと結合して T i Nを形成し、 Bの焼入れ性向上効果を発 揮させる元素であり、 より好ましい T i Nの形成および熱間加工性の向上を 図るために 0. 2%以下が好ましい。
Ta ：≤0. 5%
T aは結晶粒を微細化し靭性を向上させるのに有効な元素であり、 低コス ト化とより優れた効果を両立させるために 0. 5 %以下が好ましい。
Z r ：≤0. 5 %
Z rは T aと類似した性質を有し、 結晶粒を微細化し靭性を向上させるの に有効な元素である。 低コスト化とより優れた効果を両立させるために 0. 5%以下が好ましい。
Mg ：≤0. 02%
Mgは T aや Z rと類似した性質を有し、 結晶粒を微細化し靭性を向上さ せるのに有効な元素である。 低コスト化とより優れた効果を両立させるため に 0. 02%以下が好ましい。
化学成分の制御 （1) として、 C rおよび Vの含有率を式 （[C r] + 1. 97 X [V]) ≥2. 15%に満足させる。
本発明のロッカーアーム用鋼を窒化処理する場合、 上記式を満足させるよ うに C rおよび Vの含有量を制御することで、 ガス軟窒化条件 （例えば 58 0 °C X 3 h r ) で表層硬さが 75 OHV以上となり、 かつ窒化深さや窒化時 の軟化抵抗性が好適に改善され、 良好な窒化特性が得られる。
化学成分の制御 （2) として、 Mn、 S、 および C rの含有率を式（[Mn] - 55 X [S] /32 + [C r]) >2. 0 %に満足させるか、 または Mn、 S、 C r、 および Moの含有率を式 （[Mn] - 55 X [S] / 32 + [C r] + [Mo]) >2. 0%に満足させる。
本発明のロッカーアーム用鋼を用いてロッカーアーム製品を製造する場合、 より好ましい生産性の向上を図るために、 熱間鍛造後に放冷する非調質でも 調質鋼と同等レベルの強度が得られるフェライ卜十べィナイト組織を形成す ることが好ましい。 Mn、 S、 C rまたは Mn、 S、 C r、 Moの含有量を 上記式に満足させることで、 上記好ましい熱間鍛造後の組織が得られる。 式 ([C] +0. 27 X ([Mn] - 55 X [S] / 32) + 0. 31 X [C r] + 0. 3 X [V])で表される炭素当量 C e qの制御として、 C e Qを 0. 8〜1. 1 %の範囲内にする。
さらに本発明者らは、 本発明のロッカーアーム用鋼を用いて熱間鍛造にて ロッカーアーム製品を製造する場合、 優れた被削性と良好な窒化後の疲労強 度を併有させるため、 鋼材の内部硬さは J I S ； Z 2245に従って試験し た場合、 20〜35HRC内であることが好ましい。 上記基本成分を有する ロッカーアーム用鋼中の C、 Mn、 S、 C rおよび Vの含有量を上記 C e Q内 にて調整することで、 容易に上記内部硬さが得られる。 実施例
実施例 A1〜A17および比較例 a l〜a 8 ： '
以下の実施例 A 1〜A 17および比較例 a 1〜 a 8においては、 第 1表お よび第 2表に示す合金組成の鋼を、 5ton アーク炉で溶製してインゴットに 铸造した。 溶製に当り、 硫化物被膜で被覆された硬質酸化物を形成させるた め、 S源としては F ショット、 〇 &源としては0 &3 A 1源としては A 1ショットをそれぞれ使用し、鋼中の S、 A 1、 C aおよび〇の含有量が、 第 1表および第 2表に示す組成値となるように成分調整した。 各インゴット を径 15腿または 22腿の丸棒に、 熱間で鍛造した。 合金組成に加えて、 H SZHO、 [C a] X [S] および [C a] / [S] の値を、 第 1表および第 2表に掲げる。 合金組成（重量％ 残部 Fe) 実施例
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[S] [S]
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m ^ i %譽軍） m ^
鍛造品を、 熱間鍛造のままで空冷し、 5 8 0 °C X 3時間のガス窒化を行な つた。 窒化製品について、 表層硬さ （HV；)、 硬化層の深さ （硬さが 4 5 0 H V以上の層の深さ）、 心部の硬さ （H R C) および靭性を測定した。 それらの 結果を、 被削性 （前記した 「ドリル加工能率比」 で表した） とともに、 第 3 表および第 4表に示す。
窒化後の表層硬さと、 その製品がどの程度のドリル加工能率比を示したか の関係をプロットして、 第 2図に示す結果を得た。 本発明に従う鋼の窒化成 品は、 表層硬さ 7 5 0 HV以上の目標を達成した上で、 ドリル加工能率比 1 を確保し、 すぐれたものは 3を超える、 高い被削性に到達している。
第 3表
実施例
No. 表層硬 硬化層 Φ 15心部 Φ 22心部 靭性 窒化性 被削性 さ H v 深さ M 硬 a HRC 硬さ HRC
A 1 836 0.216 32.1 30.9 〇 〇 2.8
A 2 798 30.4 29.3 〇 o 3.1
A 3 835 0.214 28.0 27.2 〇 〇 3.0
A 4 817 0.207 28.6 27.1 〇 0 Z.5
A 5 799 0.210 24.9 23.0 〇 〇 2.5
A 6 781 0.198 28.1 26.5 O 〇 2.0
A 7 754 0.197 28.4 26.9 〇 0 1.0
A 8 840 25.6 23.8 〇 〇 2.2
A 9 771 0.202 31.6 30.8 〇 0 1.4
A 10 854 31.8 31.1 〇 〇 1.4
A 11 824 0.214 25.8 21.4 〇 〇 3.3
A】 2 821 0.211 26.1 24.8 O 0 2.6
A 13 810 27.5 25.7 〇 〇 1.2
A 14 799 27.1 25.3 〇 0 2.2
A 15 814 0.203 29.5 28.2 〇 〇 1.1
A 16 801 0.202 29.5 28.3 o 〇 1.0
A 17 801 0.200 28.7 28.4 〇 〇 1.0
第 4表
試験結果 比較例
Figure imgf000035_0001
実施例 Β 1〜Β 17および比較例 b 1〜b 3 ：
以下、 本発明におけるロッカーアーム用鋼を実施例に基づいて説明する。 下記の第 5表および第 6表に示す化学組成を有する鋼を 5 t onアーク炉ぁ るいは 150 kg高周波真空誘導炉にて溶製した。 硫化物と接している硬質 酸化物を形成させるため、 S源としては FeS粒、〇&源としては〇&3 i粒、 A 1源としては A 1粒をそれぞれ使用した。 鋼中の S， A l， Caおよび O の含有量が、第 5表および第 6表に示す組成値となるように成分調整をした。 得られた鋼塊は、 直径 25mm の丸棒に圧延あるいは鍛造し、 第 6表の鋼種 については窒化処理後に調査に供した。 比較鋼種としては、 被削性調査とし て第 5表に示す SC r 435HL鋼材 （比較鋼； b l)、 窒化特性調査として 第 6表に示す SAC430 AL鋼材 （比較鋼； b 2) を採用した。
先ず、 本発明鋼の被削性を評価するために、 従来公知の快削成分である P bを 0. 2%含有している前記 S C r 435 H L鋼材が有する切削抵抗およ び切削トルクに対して、 本発明鋼を同切削条件にて比較検討し、 被削性を判 断することにした。 更に、 切削加工時の工具摩耗度合についても、 切削後の 工具すくい面の摩耗状態の観察により同様に比較検討にて判断することにし た。 前記 S C r 43 5 HL鋼材に対し前記切削抵抗および切削トルクの値が 低いほど被削性に優れ、 また、 前記工具摩耗度合が抑えられているほど被削 性に優れる。 よって、 第 5表に示す本発明鋼が有する被削性の総合評価は、 上記判断手法に基づいて優劣をつけている。
第 5表に示す切削抵抗および切削トルクのデ一夕は、 使用機器として一般 に使用される NCフライス盤 （遠州製作社製、 VF— C e n t e r) のスピ ンドル部に市販の回転切削動力計 （キスラー社製、 9 1 23 C) を設け、 ま た前記回転切削動力計のチヤッキング部に対して、 1 6. 5穴明時は Φ 1 6. 5ドリルを設け、 φ 1 8穴仕上時は φ 1 8リーマを設けて切削加工を行 い、 各々切削加工時に前記回転切削動力計から得られる電圧出力値を計測し た。 尚、 切削条件として、 φ 1 6. 5ドリル穴明時はスピンドル回転数 2 5 00 r pm、 送り量 1 50m/m i n、 切込量 0. 080mmZ回転、 φ 1 8リ一マ穴仕上時はスピンドル回転数 2000 r pm、 送り量 400 m/m i n、 切込量 0. 200mmZ回転とし、 いずれも湿式 （不水溶性切削油； ゼネラル石油社製、 カッテイングルブ X— 5) にて実施している。
第 3図および第 4図に示すグラフは、 一例として第 5表中の発明鋼 （B 3) と比較鋼 （b 1) の被削性を示したものであり、 第 3図は Φ 16. 5ドリル 穴明時の加工数に対する切削抵抗と切削トルクの推移を示すものである。 ま た、 第 4図は φ 1 8リーマ穴仕上時の加工数に対する切削抵抗と切削トルク の推移を示すものである。 さらに、 寧 5図に示す実体顕微鏡による写真は、 Φ 16. 5ドリル穴明にて 700ケ加工した際の工具すくい面の摩耗状態を 示すものである。 発明鋼と比較鋼の材料成分および被削性評価の結果
化学成分 (wt%) ø 16.5 Kリ Jレ穴明 018リーマ穴仕上
被削 区別 No. 切削抵抗切削トルク切削抵抗切削トルク 性
C Si n P S Cr V Al Ca Mo Cu Ni 0 Pb
(N) (N-m) (N) (N-m) 発明鋼 B 1 0.34 0.28 0.74 0.013 0.068 1.98 0.16 0.010 0.0021 0.03 0.15 0.08 0.0045 865 4.8 70 0.7 良好 発明鋼 B2 0.33 0.26 0.74 0.015 0.12 1.98 0.16 0.009 0.0019 0.03 0.15 0.08 0.0050 877 5.1 83 1.1 同等 発明鋼 B3 0.33 0.27 1.04 0.011 0.11 2.00 0.18 0.008 0.0031 0.01 0.14 0.1 0.0050 873 5.0 77 0.7 良好 発明鋼 B4 0.32 0.32 1.08 0.012 0.11 1.96 0.15 0.010 0.0014 0.02 0.02 0.03 0.0045 873 5.0 76 1.0 同等 発明鋼 B5 0.33 0.31 1.05 0.010 0.760 1.96 0.15 0.010 0.0026 0.02 0.02 0.03 0.0050 810 5.0 70 1.0 同等 比較鋼 b1 0.33 0.27 0.75 0.016 0.010 1.06 0.032 0.13 0.07 0.2 871 5.1 80 0.8
0^ 第 5表および第 3〜 5図より、 本発明鋼の被削性は従来公知の P b快削鋼 と同等レベル以上であり、 本発明鋼は良好な被削性を有していることが分か る。
次に、 本発明鋼の窒化特性を評価するために、 ガス軟窒化条件下 （例えば 580°CX 3 h r [RX： NH3= 200 : 700 (C FH)]) で、 従来公知 の窒化鋼である前記 SAC 430 AL鋼材と本発明鋼との窒化深さの推移を 比較検討し、 表層付近の断面硬さゃ窒化深さ等より窒化特性を判断すること にした。 同窒化条件下で前記 SAC 430AL鋼材に対し、 前記表層付近の 断面硬さが同等レベル以上であり、 且つ前記窒化深さがより深い場合を窒化 特性に良好とした。 第 6表に示す本発明鋼が有する窒化特性の総合評価は、 上記判断手法に基づいて行われている。
第 6図に示すグラフは、 第 6表記載の発明鋼 （B 6〜B 9) と比較鋼 （b 2) の前記ガス軟窒化条件にて窒化処理した後の窒化深さ （断面硬さの推移） を示すものである。
発明鋼と比較鋼の材料成分および窒化特性評価の結果
化学成分 (wt%)
区別 No.
C Si n P S Cr V Al Ca Mo Cu Ni 発明鋼 B6 0.21 0.24 0.67 0.130 0.013 2.00 0.19 0.011 0.0019 0.02 0.08 0.06 0. 発明鋼 B7 0.22 024 0.88 0.140 0.111 1.82 0.20 0.010 0.0015 0.02 0.08 0.06 0. 発明鋼 B8 0.17 0.26 0.67 0.170 0.104 1.99 020 0.012 0.0024 0.02 0.08 0.06 0. 発明鋼 B9 0.17 0.25 0.67 0.150 0.097 1.99 0,15 0.011 0.0024 0.02 0.08 0.06 0. 比較鋼 b2 0.33 0.25 1.0 ≤ 0.030 0.020 1.00 1.1 ≤0.30 <025
第 6表および第 6図より、 本発明鋼の窒化特性は、 従来公知の窒化鋼と比 較して、 表層付近の断面硬さは同等レベルであり、 且つ窒化深さがいずれも より深く、 しかも内部に向かって断面硬さの低下が抑制されていることより 軟化抵抗性も確保されていることから、 本発明鋼は良好な窒化特性を有して いることが分かる。
次に、 本発明鋼に含有されている硫化物形態制御型快削成分の形態を第 7 図に示す。 また、 第 7図に示す前記快削成分の成分分析調査結果を第 8図に 示す。 尚、 第 7図に示す写真は E P MA (日本電子社製、 J XA 8 8 0 0 ) による電子顕微鏡の観察結果であり、 第 8図に示す分析結果は前記 E P MA による面分析 （マッピング） 結果である。
E P MAによる観察， 分析結果より、 先ず前記硫化物形態制御型快削成分 は、 いずれも第 7図の電子顕微鏡による S E M写真に見られる球状に形態制 御されている。 このことから、 本発明鋼は異方性が低減され強度特性に優れ ていることが伺える。 また、 第 8図に示すように前記硫化物形態制御型の快 削成分の面分析調査を行った結果、 前記硫化物形態制御型の快削成分は、 A 1 2〇 3と C a Oを有する硬質酸化物の表面上に M n Sと C a Sを有する硫化 物と接していることが分かった。 よって本発明鋼の快削成分は、 マトリクス 自体の破砕性を向上させる硬質酸化物の生成と、 切削用工具の表面に硫化物 系の工具保護膜を生成して工具寿命の向上が図れる硫化物の生成とが、 球状 に形態制御され、 且つ前記硫化物形態制御型の快削成分がマトリクス中に均 一分散しているため、 本発明鋼は優れた被削性を得ることができる。
次に、 本発明鋼を用いて 1 2 0 O の熱間鍛造後に放冷した非調質の組織 を第 9図に示す。
第 9図の金属顕微鏡による組織写真に見られるように、 本発明鋼では前記 非調質の条件でもフェライト +ベイナイトの組織が形成される。 よって、 本 発明鋼は生産性に優れる非調質でも調質鋼と同等レベルの強度を有すること ができる。
次に、 下記の第 7表に示す化学組成を有する鋼を 5 t onアーク炉あるい は 150 kg高周波真空誘導炉にて溶製し、 得られた鋼塊を 1200°Cで熱 間鍛造して直径 20mm丸棒形状とし、 その後放冷した。 前記直径 20nmi 丸棒材の内部硬さを調査して第 7表および第 1 0図で表される結果を得た。 尚、 前記直径 20 mm丸棒材中の ( 、 Mn、 S、 Crおよび Vの含有量は、 式
([C] +0. 27 X ([Mn] - 55 X [S] Z32) +0. 31 X [Cr] + 0. 3 X [V]) で表される炭素当量 C e Qを 0. 8〜1. 1 %に調整した ものである。
発明鋼の材料成分および鍛造後の内部硬さ測定の結果
化学成分 (Wt%) 鍛造後の
区別 No. Ceq 内部硬さ
C Si n P s Cr V Al Ca 0
B10 0.20 0.25 0.67 0.01 0.102 2.01 0.20 0.012 0.0015 0.0045 1 ni7 o ·υ
B11 0.20 0.26 0.87 0.01 0.111 1.82 0.20 0.010 0.0019 0.0050 1.008 29.5
B12 0.17 0.25 0.67 0.01 0.104 1.99 0.20 0.011 0.0015 0.0050 0.980 28.1 発明鋼
B13 0.17 0.25 0.67 0.01 0.098 1.99 0.15 0.011 0.0024 0.0050 0.967 28.1
B14 0.15 0.25 0.56 0.01 0.094 1.81 0.15 0.012 0.0024 0.0045 0.864 23.6
B15 0.15 0.26 0.56 0.01 0.095 2.01 0.15 0.011 0.0025 0.0050 0.925 25.7
B16 0.15 0.25 0.60 0.01 0.113 1.86 0.18 0.011 0.0013 0.0050 0.890 25.2 to
e
被¾ 7 第 7表および第 1 0図より、 本発明鋼において熱間鍛造後放冷する内部硬 さが 20〜3 5 HRC内に制御されていることが分かる。
また、本発明鋼は上述したように窒化後の軟化抵抗性を確保しているため、 窒化による内部硬さの低下が抑制され、 良好な窒化後の疲労強度を付与させ ることができ、 強度特性に優れるロッカーアーム製品の製造が可能である。 次に、 下記の第 8表に示す化学組成を有する鋼を 5 t onアーク炉あるい は 1 50 k g高周波真空誘導炉にて溶製し、 得られた鋼塊を 1 200°Cで熱 間鍛造して所望形状とし、 次いで放冷した後、 前記所望形状にした鋼材を J I S- 14 A号試験片形状に加工し、その後ガス軟窒化処理（580°CX 1. 5 h r [RX： NH3= 200 : 450 (CFH)]) を施して、 各引張強さ特 性を調査して第 8表および第 1 1図で表される結果を得た。 尚、 炭素当量 C e qは、 式 （[C] +0. 27 X ([Mn] - 5 5 X [S] /32) + 0. 3 1 X [C r] + 0. 3 X [V]) より算出している。
瑯 ¾撖 I
発明鋼と比較鋼の材料成分、鍛造後の組織、および引張試験
(永久伸び ε = 0 . 2 %時の耐カ σ 0.2) の結果 化学成分 (wt%) 鍛造後の 鍛造後の 区別 No. Ceq 耐カ σ 0.2 組織
C Si Mn P S Cr V Al Ca 0
(N/mm2)
フェラ仆
発明鋼 B17 0.15 0.25 0.60 0.015 0.110 1.90 0.18 0.011 0.0021 0.0050 0.904 620~650 +
へ-イナ仆 フェライト
比較鋼 b3 0.095 025 0.69 0.015 0.110 1.90 0.15 0.012 0.0023 0.0050 0.864 476〜506 +
ハ。 -ライ卜
誠¾ 8 第 8表および第 1 1図より、 本発明鋼は熱間鍛造後放冷する条件下でもフ ェライト十べィナイト組織に制御できるため、 引張強さ特性を向上させるこ とができ、 よって、 強度特性に優れるロッカーアーム用鋼の製造が可能であ る。 産業上の利用可能性
本発明の窒化用べイナィト型非調質鋼には、 高い被削性をもたらす介在物 とくに硫化物形態制御型の快削成分が最適の形態で存在するから、 すぐれた 被削性を実現することができた。
これまで、 各種の快削鋼において、 良好な被削性を与える介在物の形態に 関しては、 ある程度の考察が行なわれていたが、 そのような介在物を高い再 現性をもって作り出す手段に関しては、 いまひとつ満足できないのが実状で あった。 本発明はこの点において従来技術の隘路を突破したものであり、 前 記の操業条件を満たす製造を行なうことにより、 常にすぐれた被削性をもつ 窒化用べイナィ卜型非調質快削鋼が製造できる。
この窒化用べイナィト型非調質鋼において特筆すべき利点は、 従来この種 の窒化鋼の被削性を高めようとすると P bを添加せざるを得なかったのに対 して、 P bの添加をすることなく、 同等以上の被削性を実現した点にある。 P bの使用は、 鋼を製造したり、 加工したりする環境からすでに問題を引き 起こしやすい上に、 使用および廃棄に関しても好ましくないものであり、 今 日では極力避ける努力がなされていることは、 周知のとおりである。
さらに、 本発明のロッカーアーム用鋼を用いることで、 従来公知の P b快 削鋼と同等レベルの被削性を有し、 且つ窒化後の窒化深さ等に優れた窒化特 性を得ることができる。 また、 非調質でも従来公知の調質鋼と同等レベルの 強度を得ることができる。 したがって種々の鋼製のロッカーアーム製品が、 低コストで且つ優れた生産性で製造することができる。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 重量％ (w t /w t) で、 C : 0. 0 5〜0. 8 %、 S i : 0. 0 1 〜2. 5 %、 Mn : 0. 1〜3. 5 %、 P : 0. 00 1〜0. 2%、 S ： 0. 0 1〜0. 2%、 C r : 1. 0〜3. 5 %、 V : 0. 1〜0. 5%、 A 1 ： 0. 00 1〜0. 020%、 C a : 0. 0005〜0. 02 %および〇： 0. 0005〜0. 01 %を含有し、 ただし、
([Mn] - 5 5 X [S] /32+ [C r ]) >2. 0
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wt/w t) を表す。） であ つて、 残部が不可避の不純物および F eからなる合金組成を有し、 C a〇含 有量が 8〜 62重量％の酸化物系介在物と接して存在する、 1. 0重量％以 上の C aを含有する硫化物系介在物の占有面積が、視野面積 3. 5匪2当たり
2. 0 X 1 0一4删2以上であることを特徴とする窒化用べイナィト型非調質 鋼。
2. 請求の範囲第 1項に規定した合金成分に加えて、 さらに、 Mo ： 2. 0 %以下、 C u ： 2. 0 %以下、 N i ： 4. 0 %以下および B ： 0. 00 0 5〜0. 0 1 %の 1種または 2種以上を含有し、 Moを含有する場合はさら に、
([Mn] - 5 5 X [S] Z32+ [C r 3 + [Mo]) >2. 0
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有重量％ (wt/w t) を表す。） である請求の範囲第 1項に記載の窒化用べイナィト型非調質鋼。.
3. さらに、 Nb : 0. 2 %以下ぉょび1^ : 0. 2 %以下の 1種または 2種を含有する請求の範囲第 1項または第 2項に記載の窒化用べイナィト型 非調質鋼。
4. さらに、 Ta ： 0. 5 %以下、 Z r ： 0. 5 %以下および Mg ： 0.
0 2 %以下の 1種または 2種以上を含有する請求の範囲第 1項〜第 3項のい ずれかに記載の窒化用べイナィト型非調質鋼。
5. さらに、 P b ： 0. 4 %以下、 B i ： 0. 4 %以下、 S e ： 0. 4% 以下および Te ： 0. 2 %以下の 1種または 2種以上を含有する請求の範囲 第 1項〜第 4項のいずれかに記載の窒化用べイナィト型非調質鋼。
6. 請求の範囲第 1項〜第 5項のいずれかに記載した非調質鋼を製造する 方法であって、 請求の範囲第 1項〜第 5項のいずれかに規定した合金成分を 含有し、 ただし、
([Mn] - 55 X [S] /32 + [C r] + [Mo]) >2. 0
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有重量％ (wtZwt) を表す。） であって、 残部が不可避の不純物および F eからなる合金組成を有する合金 を溶製し、 その際、 下記の条件 1) 〜3)
1) [HS] / [HO]： 8〜8 0
ここで、 HS= [S] X 1 0 logFs Ho= [〇] X 1 ologFo であって、 logFs = 0.113 [C] +0.065 [Si] -0.025 [Mn] +0.043 [P] -0.028 [S] -0.013 [Cu]- 0.011 [Cr] +0.0027 [Mo] - 0.27 [0] +0.024 [N] +0.054 [Al]
logFo=-0.44[C]-0.131 [Si]-0.02 [Mn]-0.147[P]+0.133 [S]-0.0095 [Cu] I
0.006 [Ni]-0.041 [Cr] +0.0035 [Mo] -1.00 [0]-0.1834[N]-0.20 [Al] +
0.11[V]
2) [sol - A 1 ] : 0. 02〜 20 % かつ
3) [C a] X [S]： 1 X 1 0-5〜 1 X 1 0-3
を満たす操業を行なうことを特徴とする、 窒化用べイナィト型非調質鋼の製 造方法。
7. 請求の範囲第 1項〜第 5項のいずれかに記載したペイナイ卜型非調質 鋼を機械部品の形状に成形し、 窒化してなる窒化製品。
8. Mn Sおよび C a Sからなる硫化物と接している硬質酸化物がマトリ クス中に分散していて、 該硬質酸化物が A 1203と C a〇を含有しており、 硬質酸化物全体に対する C a Oの含有率が 8. 0〜 62 % (w t t )で、 硫化物全体に対する C aの含有率が 1. 0〜45 % (wtZwt) で、 鋼材 中の硫化物の占有面積が 3. 5 mm2当たり 2. 0 X 10— 4〜1. 0 X 1 0一 ェ!!!!!!2であることを特徴とするロッカーアーム用鋼。
9. C： 0. 1〜0. 5% (wt Zw t)、 S i : 0. 0 1〜 2. 5 % (w t Zw t)、 Mn ： 0. 1〜3. 5% (wt Zw t)、 P ： 0. 00 1〜 0.
2 % (w t Zw t)、 S ： 0. 0 1〜 0. 2 % (wt Zw t )、 C r : 1. 0 〜3. 5 % (w t/w t) V： 0. ：!〜 0. 5 % (wt/wt)ゝ A 1 ： 0. 00 1〜0. 02% (wt Zw t)、 C a : 0. 000 5〜0. 02% (wt /wt)、 0 : 0. 0005〜0. 0 1 % (w t w t ) を含有し、 残部が F eおよび不可避の不純物からなり、 かつ C rおよび Vの含有％ (wt/wt) が式
([C r] + 1. 97 X [V]) ≥2. 1 5
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wt wt) を表す。） を満たしていることを特徴とする請求の範囲第 8項に記載のロッカーアーム 用鋼。
10. 式 ([C] + 0. 27 X ([Mn] - 55 X [ S 3 / 32 ) + 0. 31 X [C r] + 0. 3 X [V])
(伹し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wt/wt) を表す。） で表される炭素当量 C e Qが 0. 8〜1. 1 % (wtZwt) を満たし、 内 部硬さが 20〜35HRCであり、 組織がフェライト十べイナイトであるこ とを特徴とする請求の範囲第 9項に記載のロッカーアーム用鋼。
11. さらに、 Mo：≤ 2. 0 % (w t /w t)、 Cu :≤2. 0 % (w t Zwt)、 N i :≤4. 0 % (wt wt), および B : 0. 0005〜0. 01% (w t /w t ) のうち 1種または 2種以上含有することを特徴とする 請求の範囲第 9項または第 10項に記載の口ッカ一アーム用鋼。
12. Mn、 S、 および Crの含有％ (w t /w t ) が式
([Mn] - 55 X [S] /32 + [C r ]) >2. 0 % (wt wt) (但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (Wt/wt) を表す。） を満たすか、 または Mn、 S、 Cr、 および Moの含有％ (wt/wt) が 式
([Mn] - 55 X [S] /32 + [C r ] + [Mo]) >2. 0 % (w t Zwt)
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wt wt) を表す。） を満たすことを特徴とする請求の範囲第 9項〜第 11項のいずれかに記載の ロッカーアーム用鋼。
13. さらに、 Nb :≤0. 2% (wt/wt)、 および T i ：≤0. 2 % (wt/w t) のうち 1種または 2種を含有することを特徴とする請求の範 囲第 9項〜第 12項のいずれかに記載のロッカーアーム用鋼。
14. さらに、 Ta :≤0. 5% (wt /w t)、 Z r :≤0. 5 % (w t /wt)、 および Mg :≤0. 02% (wt/wt) のうち 1種または 2種以 上を含有することを特徴とする請求の範囲第 9項〜第 13項のいずれかに記 載のロッカーアーム用鋼。
1 5. 請求の範囲第 8項〜第 14項のいずれかに記載のロッカーアーム用 鋼が、請求の範囲第 8項〜第 14項のいずれかに規定した合金成分を含有し、 ただし、 Mn、 S、 C r、 および Moの含有％ (wt/wt) が式
([Mn] - 55 X [S] /32 + [C r ] + [Mo]) >2. 0 % (w t / w t)
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wt/wt) を表す。） を満たし、 残部が不可避の不純物および F eからなる化学組成を有する合金 を溶製し、 その際、 溶融状態の合金が下記の条件 1) 〜3)
1) [„S] / [H〇] ： 8〜80
ここで、 HS= [S] X 10 8 Ho= [〇] X 10 l ogF。 であって、 logFs=0.113 [C] +0.065 [Si] -0.025 [Mn] +0.043 [P] -0.028 [S] -0.013 [Cu]一
0.011[Cr]+0.0027 [Mo]— 0.27[O]+0.024[N]+0.054 [Al]
logFo=-0.44[C]-0.131[Si]-0.02[Mn]-0.147[P]+0.133 [S]-0.0095 [Cu] I
0.006 [Ni]-0.041 [Cr] 10.0035 [Mo] -1.00 [0] - 0.1834 [N]-0. 0 [Al] +
0.謂
2) [sol-A 1 ] : 0. 02〜 0. 20 % かつ
3) [C a] X [S] ： 1 X 10- 5〜 l X l O-3
(但し式中、 [ ] 書きは各構成元素の含有％ (wt wt) を表す。） を満たすよう操業を行うことを特徴とするロッカーアーム用鋼の製造方法。
1 6 . 請求の範囲第 8項〜第 1 4項のいずれかに記載のロッカーアーム用 鋼にて製造されたロッカーアーム製品。
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