WO2012053541A1 - 冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品 - Google Patents
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- Y10T428/12951—Fe-base component
- Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
Definitions
- the present invention relates to steel for cold forging and nitriding, steel for cold forging and nitriding, and cold forging and nitriding parts. Specifically, it has excellent cold forgeability and machinability after cold forging, as well as high core hardness and surface hardness, and deep effective hardened layer depth on parts that have been subjected to cold forging and nitriding.
- the present invention relates to a steel for cold forging and nitriding suitable for use as a material for a cold forging and nitriding component, and a cold forging and nitriding component using the same.
- nitriding includes not only “nitriding” which is a process of “invading and diffusing N” but also “soft nitriding” which is a process of “invading and diffusing N and C”. For this reason, in the following description, “nitriding” including “soft nitriding” may be simply referred to.
- CVT continuously variable transmissions
- Typical surface hardening treatments include carburizing quenching, induction quenching, and nitriding.
- Induction hardening is a process of quenching by rapid heating and cooling in a high temperature austenite region of Ac 3 points or higher.
- adjustment of the effective hardened layer depth is relatively easy, it is not a surface hardening treatment that penetrates and diffuses C like carburizing, so the required surface hardness, effective hardened layer depth and core hardness
- medium carbon steel having a higher C content than carburizing steel.
- medium carbon steel has a higher material hardness than low carbon steel, there is a problem that machinability is lowered.
- soft nitriding is a process for obtaining high surface hardness by invading and diffusing N and C at a temperature of about 500 to 650 ° C., which is 1 point or less of Ac, and the processing time is as short as several hours. Since it is time, it is suitable for mass production.
- nitriding is a process that is ready for the times.
- the conventional nitriding steel has the following problems ⁇ 1> to ⁇ 3>.
- Nitriding is a surface hardening treatment that does not perform quenching treatment from a high temperature austenite region, that is, a surface hardening treatment that cannot be strengthened with martensitic transformation. For this reason, in order to ensure the desired core hardness in the nitrided part, it is necessary to contain a large amount of alloying elements, which is difficult to form by cold forging and requires forming by hot forging. It is.
- nitriding soft nitriding is maintained for several hours in a temperature range of about 500 to 650 ° C., so that the core portion of the component is easily tempered and softened. As a result, in a part to which a high surface pressure is applied, plastic deformation is likely to occur at the core, and the contact surface is deformed by being dented.
- Patent Document 1 and Patent Document 2 disclose a technique related to nitriding.
- Patent Document 1 discloses that the hardness after rolling is 200 or less in terms of Vickers hardness, and is intended to provide a steel for nitrocarburizing excellent in soft nitriding properties and cold forging properties.
- An excellent steel for soft nitriding is disclosed.
- the above-mentioned “steel for soft nitriding” is, in mass%, C: 0.05 to 0.25%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.55% or less, Cr: 0.50 to 2.00 %, V: 0.02 to 0.35% and Al: 0.005 to 0.050%, and if necessary, Nb: 0.02 to 0.35%, and the balance being Fe And an impurity element.
- Patent Document 2 discloses a “nitriding component manufacturing method” in which the hardened surface layer is hard, the effective hardened layer depth is deep, the required core hardness is obtained, and the amount of machining such as cutting is small.
- the above-mentioned “manufacturing method of nitriding parts” is in mass%, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.10 to 0.70%, Mn: 0.20 to 1.50%, Cr : 0.50 to 2.50% and V: 0.05 to 0.60%, and if necessary, Al, Mo, Ti, Nb, Ta, B, S, Pb, Te, Se,
- a steel material containing one or more of Ca, Bi and Sb, with the balance being substantially composed of Fe was subjected to V precipitation control heat treatment before nitriding, and then cold worked.
- the steel disclosed in Patent Document 1 is not necessarily excellent in all of cold forgeability, machinability after cold forging, deformation resistance, bending fatigue strength, and wear resistance.
- the effective hardened layer depth means a depth of 400 or more in terms of Vickers hardness (hereinafter sometimes referred to as “HV”), and does not have a sufficient effective hardened layer depth. .
- Patent Document 2 contains a large amount of alloying elements. For this reason, if cold forging is performed at a large workability, sufficient cold forgeability cannot always be ensured, which may be a problem.
- the present invention has been made in view of the above situation, and is excellent in cold forgeability and machinability after cold forging, as well as high core hardness and high in parts subjected to cold forging and nitriding.
- An object of the present invention is to provide a cold forging and nitriding steel and a cold forging and nitriding steel that can be provided with a surface hardness and a deep effective hardened layer depth, and are suitable for use as a material for cold forging and nitriding parts. To do.
- nitriding is a surface hardening treatment that does not perform quenching treatment from the austenite region, that is, a surface hardening treatment that cannot be strengthened with martensitic transformation. For this reason, in order to ensure the desired core hardness in the nitrided part, it is necessary to contain a large amount of alloy elements, but in this case, it is difficult to form by cold forging.
- the present inventors first performed a forming process by cold forging as a method for obtaining a machine structural component without performing high temperature holding such as hot forging and carburizing and quenching. Then, a means for securing the core hardness, surface hardness and effective hardened layer depth necessary as a machine structural component was examined by performing surface hardening treatment by nitriding.
- the amount of alloying elements can be kept to the minimum necessary to ensure excellent cold forgeability, and high core hardness can be obtained through the combined effect of work hardening by cold forging and age hardening at the nitriding temperature. If possible, we have reached the technical idea that both of the conflicting properties of high core hardness and good cold forgeability can be ensured.
- Fn1 represented by the following formula (1) is 160 or less
- Fn2 represented by the formula (2) is 20 to 80
- a steel for cold forging and nitriding characterized by having a chemical composition in which Fn3 is 160 or more and Fn4 represented by the formula (4) is 90 to 170.
- Fn1 399 ⁇ C + 26 ⁇ Si + 123 ⁇ Mn + 30 ⁇ Cr + 32 ⁇ Mo + 19 ⁇ V
- Fn2 (669.3 ⁇ log e C ⁇ 1959.6 ⁇ log e N ⁇ 6983.3) ⁇ (0.067 ⁇ Mo + 0.147 ⁇ V)
- Fn3 140 ⁇ Cr + 125 ⁇ Al + 235 ⁇ V
- Fn4 511 ⁇ C + 33 ⁇ Mn + 56 ⁇ Cu + 15 ⁇ Ni + 36 ⁇ Cr + 5 ⁇ Mo + 134 ⁇ V (4)
- C, Si, Mn, Cr, Mo, V, N, Al, Cu, and Ni mean the content in mass% of the element.
- “Ferrite / pearlite structure” refers to a mixed structure of ferrite and pearlite
- ferrite / bainite structure refers to a mixed structure of ferrite and bainite
- ferrite / pearlite / bainite structure refers to ferrite, pearlite and bainite structure. Refers to mixed tissue. “Area ratio of ferrite” does not include the area ratio of ferrite that forms pearlite together with cementite.
- the steel for cold forging and nitriding of the present invention is excellent in cold forgeability and machinability after cold forging, and has a high core in a part subjected to cold forging and nitriding treatment. Hardness, high surface hardness and deep effective hardened layer depth can be provided. For this reason, it is suitable for using as a raw material of cold forging nitriding components.
- the unit of the dimension in the figure is “mm”. It is the figure which arranged the relationship between Fn1 represented by (1) Formula, and the hardness (HV) before cold working in the investigation 1 of an Example. It is the figure which arranged the relationship between Fn1 represented by (1) Formula, and the deformation resistance in the cold forging in the investigation 5 of an Example. It is the figure which arranged the relationship between Fn1 represented by (1) Formula, and the limit compression rate in the cold forging in the investigation 6 of an Example. It is the figure which arranged the relationship between Fn2 represented by (2) Formula, and the core part hardness (HV) after nitriding in the investigation 8 of an Example.
- HV hardness
- C 0.01 to 0.15%
- C is an essential element for ensuring the bending fatigue strength and core hardness of the cold forged and nitrided parts, and a content of 0.01% or more is necessary. However, if the C content is too large, the hardness increases and cold forgeability decreases. Therefore, an upper limit is set and the C content is set to 0.01 to 0.15%.
- the C content is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.10% or less.
- Mn 0.10-0.90%
- Mn has the action of ensuring the bending fatigue strength and core hardness of the cold forged and nitrided parts and the deoxidizing action. In order to obtain these effects, a content of 0.10% or more is necessary. However, when there is too much content of Mn, hardness will become high and cold forgeability will fall. Therefore, an upper limit is set and the Mn content is set to 0.10 to 0.90%.
- the Mn content is preferably 0.10% or more, and preferably 0.70% or less.
- S 0.030% or less S is an impurity contained in steel.
- S is positively contained, it combines with Mn to form MnS and has an effect of improving machinability.
- the content of S is set to 0.030% or less.
- the S content is preferably 0.015% or less.
- the S content is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.005% or more.
- Cr 0.50 to 2.0% Cr combines with N during nitriding to form nitrides, improves the surface hardness during nitriding, and has the effect of ensuring the bending fatigue strength and wear resistance of cold forged nitriding parts.
- the above effect cannot be obtained if the Cr content is less than 0.50%.
- the content of Cr exceeds 2.0%, it becomes hard and the cold forgeability deteriorates. Therefore, the Cr content is set to 0.50 to 2.0%.
- the Cr content is preferably 0.70% or more, and more preferably 1.5% or less.
- V 0.10 to 0.50% V combines with C and / or N during nitriding to form carbides, nitrides and carbonitrides, and has the effect of improving surface hardness. In addition, there is an effect of improving the core hardness by age hardening at the nitriding temperature, that is, by forming a carbide. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.10% or more of V. However, if the content of V is large, not only the hardness becomes too high, but also the cold forgeability decreases. Therefore, an upper limit is set and the V content is set to 0.10 to 0.50%.
- the V content is preferably 0.15% or more, and more preferably 0.40% or less.
- Al 0.01 to 0.10%
- Al has a deoxidizing action. Moreover, it combines with N at the time of nitriding, forms AlN, and has the effect of improving surface hardness. In order to acquire these effects, it is necessary to contain 0.01% or more of Al. However, if the Al content is too high, not only cold forgeability is reduced by forming hard and coarse Al 2 O 3 , but the effective hardened layer in nitriding becomes shallow and bending fatigue strength and pitching strength are reduced. Problems arise. Therefore, an upper limit is set, and the Al content is set to 0.01 to 0.10%.
- the Al content is preferably 0.02% or more, and preferably 0.07% or less.
- N 0.0080% or less
- N is an impurity contained in steel, and together with C, is combined with an element such as V to form a carbonitride. If carbonitride precipitates during hot rolling, the hardness increases and cold forgeability decreases. Further, the effect of improving the core hardness by age hardening at the nitriding temperature cannot be sufficiently obtained. Therefore, the N content needs to be limited and is set to 0.0080% or less. A preferable N content is 0.0070% or less.
- Fn1 160 or less
- Fn1 expressed by the equation (1) must be 160 or less.
- C, Si, Mn, Cr, Mo and V in the formula (1) mean the content in mass% of the element.
- Fn1 is a parameter serving as an index of cold forgeability. If Fn1 is 160 or less, the hardness before cold forging becomes low, and good cold forgeability can be ensured. On the other hand, if Fn1 exceeds 160, the hardness before cold forging becomes too high, and cold forgeability deteriorates. Fn1 is preferably 80 or more, and preferably 150 or less.
- Fn2 is a parameter that serves as an index for the amount of age hardening by nitriding after cold forging, that is, an allowance for improving the core hardness by nitriding. If Fn2 is 20 or more, the amount of age hardening after nitriding is increased, and the core hardness is improved. However, if Fn2 exceeds 80, the above effect is saturated. Fn2 is preferably 30 or more, and preferably 80 or less.
- the above Fn3 is a parameter serving as an index of surface hardness, bending fatigue strength, and wear resistance after nitriding.
- Fn3 can generate nitrides and carbonitrides having high hardness in the vicinity of the surface of the cold forged nitrided part during nitriding, and can improve the surface hardness.
- Fn3 is preferably 170 or more, and preferably 300 or less.
- the above Fn4 is a parameter serving as an index of machinability after cold working.
- One of the steel for cold forging and nitriding of the present invention has a chemical composition in which the balance is composed of Fe and impurities in addition to the above elements.
- impurities in “Fe and impurities” refers to those mixed from ore, scrap, or production environment as raw materials when industrially producing steel materials.
- Mo 0.50% or less Mo combines with C at the nitriding temperature to form carbides, and has the effect of improving the core hardness by age hardening. Therefore, even if Mo is added to obtain the above effect, Mo Good. However, if it exceeds 0.50% and contains Mo, it will become hard and cold forgeability will fall. Therefore, the amount of Mo in the case of inclusion is set to 0.50% or less. In addition, it is preferable that the quantity of Mo in the case of making it contain is 0.40% or less.
- the amount of Mo in the case of inclusion is preferably 0.05% or more.
- Cu and Ni both have the effect of improving the core hardness. For this reason, in order to acquire said effect, you may contain these elements.
- the above Cu and Ni will be described.
- Cu 0.50% or less
- Cu has an action of improving the core hardness, so that Cu may be contained in order to obtain the above effect.
- the Cu content increases, the cold forgeability decreases, and in addition, Cu melts and becomes liquid at high temperatures such as hot rolling.
- the liquefied Cu infiltrates between crystal grains, embrittles grain boundaries, and causes surface defects in hot rolling. Therefore, an upper limit is set for the amount of Cu in the case of inclusion, and it is set to 0.50% or less.
- the amount of Cu is preferably 0.40% or less.
- the amount of Cu in the case of inclusion is preferably 0.10% or more.
- Ni 0.50% or less Since Ni has an action of improving the core hardness, Ni may be contained in order to obtain the above effect. However, when the Ni content increases, the cold forgeability decreases. Therefore, an upper limit is set for the amount of Ni in the case of inclusion, and it is set to 0.50% or less. When Ni is contained, the amount of Ni is preferably 0.40% or less.
- the above Cu and Ni can be contained in only one of them or in a composite of two.
- the total amount in the case of containing these elements in combination may be 1.00% when the Cu and Ni contents are the upper limit values, respectively, but is preferably 0.80% or less.
- Ti, Nb, and Zr all have the effect of refining crystal grains and improving the bending fatigue strength. For this reason, in order to acquire said effect, you may contain these elements.
- the Ti, Nb, and Zr will be described.
- Ti 0.20% or less Ti combines with C or / and N to form fine carbides, nitrides, and carbonitrides to refine crystal grains and improve bending fatigue strength. Therefore, Ti may be contained to obtain the above effect. However, when the Ti content is large, coarse TiN is generated, so that the bending fatigue strength decreases. Therefore, an upper limit is set for the amount of Ti in the case of inclusion, and it is set to 0.20% or less. When Ti is contained, the amount of Ti is preferably 0.15% or less.
- the amount of Ti in the case of inclusion is preferably 0.005% or more.
- Nb 0.10% or less Nb combines with C or / and N to form fine carbides, nitrides, and carbonitrides to refine crystal grains and improve bending fatigue strength. Therefore, Nb may be included to obtain the above effect. However, when there is much content of Nb, hardness will rise and cold forgeability will fall. Therefore, an upper limit is set for the amount of Nb in the case of inclusion, and the content is made 0.10% or less. When Nb is contained, the amount of Nb is preferably 0.07% or less.
- the amount of Nb when contained is preferably 0.020% or more.
- the amount of Zr when contained is preferably 0.002% or more.
- the above Ti, Nb, and Zr can be contained alone or in combination of two or more thereof.
- the total amount when these elements are contained in combination may be 0.40% when the contents of Ti, Nb and Zr are the upper limit values, but should be 0.24% or less. Is preferred.
- Pb, Ca, Bi, Te, Se and Sb all have an effect of improving machinability. For this reason, in order to acquire said effect, you may contain these elements.
- Pb, Ca, Bi, Te, Se, and Sb will be described.
- Pb 0.50% or less
- Pb has an effect of improving machinability. Therefore, Pb may be contained in order to obtain the above effect. However, when the content of Pb is large, the hot workability is lowered, and further, the toughness of the cold forged nitriding part is reduced. Therefore, an upper limit is set for the amount of Pb in the case of inclusion, and it is set to 0.50% or less. When Pb is contained, the amount of Pb is preferably 0.20% or less.
- the amount of Pb when contained is preferably 0.02% or more.
- Ca 0.010% or less Ca has an effect of improving machinability. Therefore, Ca may be contained in order to obtain the above effect. However, when there is much content of Ca, hot workability falls and also the toughness fall of cold forge nitriding components is caused. Therefore, an upper limit is set for the amount of Ca in the case of inclusion, and it is set to 0.010% or less. When Ca is contained, the amount of Ca is preferably 0.005% or less.
- the amount of Bi when contained is preferably 0.005% or more.
- the amount of Se when contained is preferably 0.005% or more.
- the amount of Sb when contained is preferably 0.005% or more.
- the steel for cold forging and nitriding of the present invention has the chemical composition described in the above (A), and the structure is a ferrite pearlite structure, a ferrite bainite structure, or a ferrite pearlite bainite structure, and The area ratio of ferrite is 70% or more, and the V content in the precipitates by extraction residue analysis is specified to be 0.10% or less.
- the steel for cold forging nitriding has a ferrite-pearlite structure, a ferrite-bainite structure or a ferrite-pearlite-bainite structure
- the area ratio of low-hardness ferrite decreases, deformation during cold forging As resistance increases, cracking is likely to occur.
- the area ratio of ferrite in the above structure is 70% or more.
- the area ratio of ferrite in the above structure is more preferably 80% or more, and preferably 98% or less.
- the above "area ratio of ferrite” does not include the area ratio of ferrite that forms pearlite together with cementite.
- the structure is a ferrite-pearlite structure, a ferrite-bainite structure, or a ferrite-pearlite-bainite structure, and the area ratio of ferrite is 70% or more, and the V content in the precipitate by extraction residue analysis
- hot rolling and / or hot forging for example, heating to 850 to 950 ° C., then cooling to room temperature by forced air cooling Is preferably “normalized” by
- the cold forged nitriding component of the present invention has a core hardness of 220 or more in HV, a surface hardness of 650 or more in HV, and an effective hardened layer depth. Must be 0.20 mm or more.
- the core hardness is preferably 230 or more, and 350 or less in HV.
- the surface hardness is preferably 670 or more in HV, and preferably 900 or less.
- the effective hardened layer depth is preferably 0.25 mm or more, and preferably 0.50 mm or less.
- nitriding After performing the cold forging, it is preferable to perform nitriding at 400 to 650 ° C. for 1 to 30 hours in order to utilize the strengthening by age hardening in addition to the strengthening by work hardening.
- the nitriding temperature is low and less than 400 ° C.
- a high surface hardness can be imparted to the cold forged nitriding component, but the effective hardened layer becomes shallow and it is difficult to achieve core hardness improvement by age hardening.
- the nitriding temperature is high and exceeds 650 ° C.
- the effective hardened layer of the cold forged nitriding component becomes deep, but the surface hardness is lowered and the core hardness is also lowered.
- the temperature for nitriding is preferably 450 ° C. or higher, and preferably 630 ° C. or lower.
- the nitriding time varies depending on the depth of the effective hardened layer required for the cold forged nitriding component, but if it is less than 1 hour, the effective hardened layer becomes shallow. On the other hand, a long time exceeding 30 hours is not suitable for mass production.
- the nitriding time is preferably 1 hour or longer, and preferably 20 hours or shorter.
- the nitriding method for obtaining the cold forged nitriding component of the present invention is not particularly defined, and gas nitriding, salt bath nitriding, ion nitriding, or the like can be used.
- gas nitriding for example a combination of RX gas in addition to NH 3, NH 3 and RX gas 1: processing may be performed in one of an atmosphere.
- the nitriding time varies depending on the processing temperature. For example, when soft nitriding is performed at 590 ° C., the nitriding time is 9 hours, and the surface hardness, core hardness, and effective hardened layer depth described in the above section (C) are set. Obtainable.
- Steels 1 to 15 in Table 1 are steels according to examples of the present invention whose chemical compositions are within the range specified by the present invention, while Steels 16 to 22 are out of the conditions specified by the present invention for chemical compositions. It is steel of a comparative example.
- steel 16 is steel corresponding to SCr420H defined in JIS G 4052 (2008).
- Each ingot was homogenized by holding at 1250 ° C. for 5 hours, and then hot forged to produce a steel bar having a diameter of 35 mm and a length of 1000 mm and a steel bar having a diameter of 45 mm and a length of 1000 mm.
- a normalized steel bar having a diameter of 35 mm was cut so-called “crossing”, that is, perpendicular to the axial direction (length direction).
- polishing is performed so that the cut surface has a mirror finish, and it is used for Vickers hardness measurement as normal (ie, before cold working) and for micro A specimen for tissue observation was obtained.
- test pieces shown in FIG. 1 were cut out in parallel to the axial direction from the center part of the normalized steel bar having a diameter of 35 mm in order to measure deformation resistance at the time of cold forging.
- five notch test pieces shown in FIG. 2 were cut out in parallel to the axial direction from the center part of the normalized steel bar having a diameter of 35 mm in order to measure the critical compressibility during cold forging.
- the remainder of the normalized 35 mm diameter steel bar and the normalized 45 mm diameter steel bar were peeled and strained by cold drawing instead of cold forging, and the properties after drawing The properties after cold forging were evaluated.
- the remainder of the normalized steel bar with a diameter of 35 mm was peeled to a diameter of 28 mm, subjected to pickling and lubrication, and then cold-drawn to a diameter of 15.45 mm.
- the diameters of the dies used for the drawing are 26.5 mm, 23.5 mm, 21.5 mm, 19.95 mm, 18.17 mm and 15.45 mm in this order.
- the total area reduction rate when performing a drawing process from a diameter of 28 mm to 15.45 mm is 70%.
- a cold drawn material having a diameter of 15.45 mm obtained as described above was traversed.
- the sample is polished so that the cut surface has a mirror finish, and after the drawing process (that is, after the cold working), a test piece for Vickers hardness measurement was made.
- a block test piece having a length of 15.75 mm, a width of 10.16 mm and a thickness of 6.35 mm shown in FIG. 5 is formed in parallel with the axial direction from the center of the cold drawn material (hereinafter referred to as “block test piece”).
- the normalized steel bar having a diameter of 45 mm was peeled to a diameter of 34.7 mm, subjected to pickling and lubrication, and then cold-drawn to a diameter of 29 mm.
- the cold-drawn material having a diameter of 29 mm obtained as described above was cut into a length of 300 mm and used as a test piece for machinability investigation after drawing (that is, after cold working).
- a round bar test piece having a diameter of 10 mm which is used for measuring the hardness after nitriding
- an ono type rotary bending fatigue test piece having a rough notch a block test piece A
- the block specimen B was nitrided.
- “gas soft nitriding” by the heat pattern shown in FIG. 7 was performed.
- 120 ° C. oil cooling indicates that the oil was cooled in oil at an oil temperature of 120 ° C.
- the unit of dimension in the Ono rotary bending fatigue test piece with a notch shown in FIG. 8 is “mm”, and the two types of finish symbols in the figure are the same as those in FIGS. 1 to 6, respectively. This is a “triangular symbol” indicating the surface roughness described in the explanatory table 1 of 0601 (1982).
- “Waveform symbol” in FIG. 8 means a cloth, that is, the surface remains “gas soft-nitrided”.
- the sample was electrolyzed under the conditions of current: 173 mA and time: 142 minutes.
- the electrolyzed sample was taken out, and the deposit (residue) on the sample surface was ultrasonically washed in alcohol to remove it from the sample. Thereafter, the electrolyzed solution and the solution used for ultrasonic cleaning were suction filtered with a filter having a mesh size of 0.2 ⁇ m to collect a residue.
- mass was measured and it was set as the mass of the sample after electrolysis. The “mass of the electrolyzed sample” was determined from the difference in the measured values of the mass of the sample before and after electrolysis.
- the above acid-decomposed solution was analyzed with an ICP emission spectrometer (high frequency inductively coupled plasma emission spectrometer) to determine “the mass of V in the residue”.
- Investigation 7 Machinability test After cold drawing to a diameter of 29 mm, the outer periphery of the test piece cut to a length of 300 mm was turned using an NC lathe to investigate the machinability.
- Turning uses a carbide tool mainly made of WC without chip breaker, cutting speed: 150 m / min, cutting depth: 0.2 mm, feeding: 0.8 mm / rev, and lubrication with water-soluble lubricant It carried out in the state. Using a cutting dynamometer, the machinability after cold working was evaluated by the cutting resistance and chip disposal during turning.
- the chip disposability was evaluated for each steel by selecting the chip having the maximum chip length shown in FIG. 9 from any 10 chips after turning and measuring the length.
- the chip disposability is “particularly good ( ⁇ )”, “good ( ⁇ )” and “bad”, respectively, when the chip length is 5 mm or less and exceeds 5 mm and 10 mm or less and exceeds 10 mm. ( ⁇ ) ”.
- the cutting resistance was small at 640 N or less, and in the case of evaluation ( ⁇ or ⁇ ) that the chip disposability was good or better, it was assumed that machinability was excellent, and this was the target.
- Investigation 10 Investigation of abrasion resistance The abrasion resistance was investigated by a block-on-ring abrasion test. That is, as shown in FIG. 10, a nitrided (soft nitrided) block test piece A having a length of 15.75 mm and a thickness of 6.35 mm (hereinafter referred to as “test surface”) is pressed against the ring test piece. The wear test was carried out by rotating the ring specimen.
- the above-mentioned ring test piece is cut out from a 45 mm diameter steel bar of SCM420 specified in JIS G 4053 (2008), with the steel bar aligned in the axial direction and cut into a shape generally shown in FIG. “Gas carburizing and quenching-tempering” was performed using the heat pattern shown, and then the outer peripheral portion was ground by 100 ⁇ m and finished to the shape shown in FIG.
- the unit of dimension in the above-mentioned ring test piece shown in FIG. 11 is “mm”, and the finishing symbol in the figure is “triangle” indicating the surface roughness described in the explanatory table 1 of JIS B 0601 (1982). Symbol ".
- “Rq: 0.15 to 0.35 ⁇ m” attached to the triangle symbol has a root mean square roughness “Rq” defined by JIS B 0601 (2001) of 0.15 to 0.35 ⁇ m. Means.
- “Cp” in FIG. 12 represents the carbon potential. Further, “80 ° C. oil cooling” indicates that the oil is cooled in oil at an oil temperature of 80 ° C.
- the test surface of the block test piece A is measured using a surface roughness meter, as shown by arrows 1, 2 and 3 in FIG.
- the maximum difference between the non-contact portion and the contact portion in the cross-sectional curve was taken as the wear depth.
- Investigation 11 Investigation of deformation resistance Deformation resistance was investigated by an indentation test. That is, as shown in FIG. 14, an indentation test of the shape shown in FIG. 15 is performed on a surface (hereinafter referred to as “test surface”) having a length of 25 mm and a thickness of 12.5 mm of the nitrided (soft-nitrided) block test piece B. The jig was pushed in and the deformation resistance was investigated.
- the indentation test jig is a 45 mm diameter steel bar of SCM420 specified in JIS G 4053 (2008), as in the case of the ring test piece of the block-on-ring wear test.
- a test piece was cut into the shape shown in FIG. “Gas carburizing quenching-tempering” by the heat pattern shown in FIG. 12 was performed, and then the outer peripheral portion was ground by 100 ⁇ m and finished to the size and shape shown in FIG.
- the unit of the dimension in the indentation test jig shown in FIG. 15 is “mm”, and the finishing symbol in the figure indicates the surface roughness described in the explanatory table 1 of JIS B 0601 (1982). "Triangle sign”.
- “Rq: 0.10 to 0.20 ⁇ m” attached to the triangle symbol has a root mean square roughness “Rq” defined in JIS B 0601 (2001) of 0.10 to 0.20 ⁇ m. Means.
- Table 2 summarizes the test results of Surveys 1-7
- Table 3 summarizes the test results of Surveys 8-11.
- Table 3 also shows the hardness (HV) after the cold working in Investigation 4, the core hardness (HV) after nitriding (gas soft nitriding) and the hardness after the cold working (HV). Is shown as age hardening amount ( ⁇ HV) by nitriding.
- 19 and 20 show the relationship between Fn2 and the core hardness (HV) after nitriding in Survey 8 and the relationship between Fn2 and the amount of indentation deformation in Survey 11, respectively.
- test number 8 using steel 8 containing Pb and Ca, test number 9 using steel 9 containing Se and Sb, test number using steel 12 containing Te. 12 and test number 13 using Bi-containing steel 13 are all excellent in machinability after cold working.
- both the C and N contents of the steel 16 used exceeded the range specified in the present invention, and Fn1 was 213, which is “160 or less” of the present invention.
- Fn1 was 213, which is “160 or less” of the present invention.
- the area ratio of ferrite in the ferrite / pearlite / bainite structure is 69%, the deformation resistance is 615 MPa, the critical compression ratio is 50%, and the cold forgeability is inferior.
- the Fn2 of the steel 16 is 0, which is out of “20 to 80” defined in the present invention, and the core hardness after nitriding is 169 at HV lower than the value defined in the present invention.
- the amount is as large as 6.5 ⁇ m and inferior in deformation resistance.
- the steel 16 does not contain V, and Fn3 is 124, which is outside the definition of “160 or more” of the present invention, and in addition, the effective hardened layer depth after nitriding is shallower than the value specified by the present invention. Since the surface hardness after nitriding is 566 at HV lower than the value specified in the present invention, the bending fatigue strength is as low as 370 MPa, the wear depth is as large as 12.5 ⁇ m, and the wear resistance is large. Also inferior.
- Test No. 17 is Fn1 of steel 17 used, which is 178, and deviates from the definition of “160 or less” of the present invention. Therefore, the deformation resistance is 610 MPa, the critical compressibility is 58%, and the cold forgeability is inferior. Yes.
- Test No. 18 has a Fn2 of 11 used in steel, which is 11 and deviates from “20 to 80” defined in the present invention, the amount of age hardening is small, and the core hardness after nitriding is lower than the value defined in the present invention. It is 209 in HV. Therefore, the amount of indentation deformation is as large as 5.5 ⁇ m, which is inferior in deformation resistance.
- Test No. 19 has an Fn3 of the steel 19 used of 102, which deviates from the definition of “160 or more” of the present invention. Further, since the surface hardness after nitriding is 560 at HV lower than the value specified in the present invention, the bending fatigue strength is as low as 360 MPa, the wear depth is as large as 13.0 ⁇ m, and the wear resistance is also inferior.
- Test No. 20 has a V content of 0.55%, which is higher than the value specified in the present invention. Therefore, the V content in the precipitate in the extraction residue is as high as 0.18%, the deformation resistance is 620 MPa, the critical compression ratio is 50%, and the cold forgeability is poor.
- Test No. 21 has an Fn4 of 86 used in the steel 21 of 86, which is lower than the provision of “90 to 170” of the present invention, so that the chip disposal is poor and the machinability after cold working is inferior.
- the steel for cold forging and nitriding of the present invention is excellent in cold forgeability and machinability after cold forging, and has a high core in a part subjected to cold forging and nitriding treatment. Hardness, high surface hardness and deep effective hardened layer depth can be provided. For this reason, it is suitable for using as a raw material of cold forging nitriding components.
- cold forged and nitrided parts of the present invention are excellent in deformation resistance, bending fatigue strength, and wear resistance, and thus are suitable as parts for machine structures used in automobile transmissions such as gears and pulleys for CVT. Can be used.
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Abstract
C:0.01~0.15%、Si≦0.35%、Mn:0.10~0.90%、P≦0.030%、S≦0.030%、Cr:0.50~2.0%、V:0.10~0.50、Al:0.01~0.10%、N≦0.0080%及びO≦0.0030%を含み、必要に応じて特定量のMo、Cu、Ni、Ti、Nb、Zr、Pb、Ca、Bi、Te、Se、Sbのうちの1種以上を含有し、残部はFe及び不純物からなり、〔399×C+26×Si+123×Mn+30×Cr+32×Mo+19×V≦160〕、〔20≦(669.3×logeC-1959.6×logeN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V)≦80〕、〔140×Cr+125×Al+235×V≧160〕及び〔90≦511×C+33×Mn+56×Cu+15×Ni+36×Cr+5×Mo+134×V≦170〕である化学組成を有する冷鍛窒化用鋼は、冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性に優れるとともに、冷間鍛造と窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さおよび深い有効硬化層深さを具備させることができる。このため、該鋼は冷鍛窒化部品の素材として用いるのに好適である。
Description
本発明は、冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品に関する。詳しくは、冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性に優れるとともに、冷間鍛造と窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さおよび表面硬さ、ならびに深い有効硬化層深さを具備させることが可能であって、冷鍛窒化部品の素材として用いるのに好適な冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材、ならびにそれを用いた冷鍛窒化部品に関する。
本発明でいう「窒化」には、「Nを侵入・拡散させる」処理である「窒化」だけではなく、「NおよびCを侵入・拡散させる」処理である「軟窒化」も含む。このため、以下の説明においては、「軟窒化」を含めて単に「窒化」ということがある。
また、上記の「冷鍛窒化」とは、「冷間鍛造」を行った後、さらに「窒化」処理を施すことを指す。
歯車、ベルト式無段変速機(以下、「CVT」という。)用プーリ等の、自動車のトランスミッションなどに使用される機械構造用部品は、曲げ疲労強度向上、ピッチング強度向上および耐摩耗性向上の点から、通常、表面硬化処理が施される。代表的な表面硬化処理として、浸炭焼入れ、高周波焼入れ、窒化などがある。
上記のうちで、浸炭焼入れは、一般的に低炭素鋼を使用し、Ac3点以上の高温のオーステナイト域でCを侵入・拡散させた後、焼入れする処理である。浸炭焼入れは、高い表面硬さと深い有効硬化層深さが得られる長所があるが、変態を伴う処理であるため、熱処理変形が大きくなるという問題がある。したがって、高い部品精度が要求される場合には、浸炭焼入れ後に研削、ホーニングなどの仕上加工が必要となる。また、表層に生成する粒界酸化層、不完全焼入れ層などのいわゆる「浸炭異常層」が曲げ疲労などの破壊起点となり、疲労強度を低下させるといった問題もある。
高周波焼入れは、Ac3点以上の高温のオーステナイト域に急速加熱、冷却して焼入れする処理である。有効硬化層深さの調整が比較的容易である長所があるが、浸炭のようにCを侵入・拡散させる表面硬化処理ではないため、必要な表面硬さ、有効硬化層深さおよび芯部硬さを得るために、浸炭用鋼に比べC量が高い中炭素鋼を使用するのが一般的である。しかしながら、中炭素鋼は素材硬さが低炭素鋼に比べて高いため、被削性が低下する問題があった。また、部品ごとに高周波加熱コイルを作製する必要がある。
これに対して、窒化は、Ac1点以下の400~550℃前後の温度で、Nを侵入・拡散させて高い表面硬さと適度な有効硬化層深さを得る処理である。浸炭焼入れおよび高周波焼入れに比べて処理温度が低いため、熱処理変形が小さい長所がある。
また、窒化のうちでも軟窒化は、Ac1点以下の500~650℃前後の温度で、NおよびCを侵入・拡散させて高い表面硬さを得る処理であり、処理時間が数時間と短時間であることから大量生産に適した処理である。
さらに、昨今の地球温暖化抑制を背景とした温室効果ガス削減の潮流に伴い、熱間鍛造および浸炭焼入れのような高温で保持する工程の削減が要望されている。このため、窒化は時代に即応した処理である。
しかしながら、従来の窒化用鋼には、次の〈1〉~〈3〉に示すような問題があった。
〈1〉窒化は高温のオーステナイト域からの焼入れ処理を行わない表面硬化処理、すなわちマルテンサイト変態を伴う強化ができない表面硬化処理である。このため、窒化部品に所望の芯部硬さを確保させるためには多量の合金元素を含有させる必要があり、冷間鍛造で成形加工することが困難で、熱間鍛造等による成形加工が必要である。
〈2〉代表的な窒化用鋼としては、JIS G 4053(2008)に規定されているアルミニウムクロムモリブデン鋼(SACM645)がある。しかし、この鋼はCr、Alなどが表面付近に窒化物を生成するため高い表面硬さを得ることができるものの、有効硬化層が浅いので、高い曲げ疲労強度を確保することができない。
〈3〉窒化のうちでも軟窒化は、500~650℃前後の温度域で数時間保持するため、部品の芯部は焼戻し軟化しやすい。この結果、高面圧が負荷される部品では、芯部で塑性変形が生じやすくなり、接触面がへこんで変形する。
そこで、前記した問題点を解消するべく、例えば、特許文献1および特許文献2に窒化に関する技術が開示されている。
特許文献1に、圧延後の硬さがビッカース硬さで200以下であって、軟窒化性と冷間鍛造性が優れた軟窒化用鋼を提供することを目的とする「冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼」が開示されている。上記の「軟窒化用鋼」は、質量%で、C:0.05~0.25%、Si:0.50%以下、Mn:0.55%以下、Cr:0.50~2.00%、V:0.02~0.35%およびAl:0.005~0.050%を含有し、必要に応じてさらに、Nb:0.02~0.35%を含有し、残部がFeおよび不純物元素からなるものである。
特許文献2に、表面硬化層が硬く、かつ有効硬化層深さが深く、また必要な心部硬さが得られるとともに切削等機械加工量が少なくてすむ「窒化処理部品の製造方法」が開示されている。上記の「窒化処理部品の製造方法」は、質量%で、C:0.10~0.40%、Si:0.10~0.70%、Mn:0.20~1.50%、Cr:0.50~2.50%およびV:0.05~0.60%を含有し、必要に応じてさらに、Al、Mo、Ti、Nb、Ta、B、S、Pb、Te、Se、Ca、BiおよびSbのうちの1種又は2種以上を含有し、残部が実質的にFeから成る組成の鋼材を窒化処理前においてVの析出制御熱処理を行い、その後に冷間加工を行ったうえで、さらに窒化処理を施すという技術である。
前述の特許文献1で開示されている鋼は、必ずしも、冷間鍛造性、冷間鍛造後の被削性、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性の全てにおいて優れるというものではない。また、有効硬化層深さもビッカース硬さ(以下、「HV」ということがある。)で400以上の深さを意味するものであり、十分な有効硬化層深さを有しているものではない。
特許文献2で開示されている鋼には、合金元素が多量に含まれている。このため、大きな加工度で冷間鍛造を行うと、必ずしも、十分な冷間鍛造性が確保できず、問題となる場合がある。
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性に優れるとともに、冷間鍛造と窒化を施された部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さおよび深い有効硬化層深さを具備させることが可能であって、冷鍛窒化部品の素材として用いるのに好適な冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材を提供することを目的とする。
具体的には、本発明は、冷間鍛造前の硬さがHVで160以下で、冷間鍛造後においては切削抵抗が低く、かつ切屑処理性にも優れ、さらに冷間鍛造と窒化を施した後の芯部硬さがHVで220以上、表面硬さがHVで650以上および有効硬化層深さが0.20mm以上の硬さ特性を得ることができ、冷鍛窒化部品の素材として用いることが可能な冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材を提供することを目的とする。
上記の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材を用いた冷鍛窒化部品を提供することもまた、本発明の目的とするところである。
前述のとおり、窒化はオーステナイト域からの焼入れ処理を行わない表面硬化処理、すなわちマルテンサイト変態を伴う強化ができない表面硬化処理である。このため、窒化部品に所望の芯部硬さを確保させるためには多量の合金元素を含有させる必要があるが、この場合には冷間鍛造で成形加工することが困難である。
そこで、本発明者らは、前記した課題を解決するために、先ず、熱間鍛造および浸炭焼入れのような高温保持を行うことなく機械構造用部品を得る方法として、冷間鍛造により成形加工を施し、窒化により表面硬化処理を行うことによって、機械構造用部品として必要な芯部硬さ、表面硬さおよび有効硬化層深さを確保できる手段について検討した。
その結果、合金元素量を必要最小限に抑えて優れた冷間鍛造性を確保し、冷間鍛造による加工硬化と窒化温度での時効硬化との複合効果で高い芯部硬さを得ることができれば、高い芯部硬さと良好な冷間鍛造性という相反する特性の双方を確保することができるとの技術的思想に到達した。
そこで、本発明者らは、上記の技術的思想に基づき、さらに実験を重ね、下記(a)~(e)の知見を得た。
(a)鋼にCrおよびAlを含有させると、窒化によって表面硬さを高めることができる。
(b)窒化によってさらに高い表面硬さを得るとともに、窒化温度で時効硬化量を大きくするには、鋼中のNの含有量を制限したうえで、Vを含有させることが有効である。さらに、Moを含有させればより大きな時効硬化量を得ることができる。
(c)一方で、CrおよびVを含有させると冷間鍛造性が低下する。芯部硬さを下げることなく冷間鍛造性を確保するために、個々の成分元素の含有量を制限するには限界がある。しかしながら、Nの含有量を制限したうえで、C、Si、Mn、Cr、MoおよびVの含有量を特定の範囲に制限すれば、CrおよびVを含有していても、優れた冷間鍛造性を確保することができる。その結果、大きな加工度で冷間鍛造することができるので、加工硬化による強化を図ることができる。
(d)さらに、鋼のC、Mn、Cu、Ni、Cr、MoおよびVの含有量を特定の範囲に制限すれば、冷間鍛造後に優れた被削性を付与することができる。
(e)上記の加工硬化と時効硬化により、機械構造用部品として必要な高い芯部硬さを確保することができる。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記(1)~(5)に示す冷鍛窒化用鋼、(6)に示す冷鍛窒化用鋼材および(7)に示す冷鍛窒化部品にある。
(1)質量%で、C:0.01~0.15%、Si:0.35%以下、Mn:0.10~0.90%、P:0.030%以下、S:0.030%以下、Cr:0.50~2.0%、V:0.10~0.50%、Al:0.01~0.10%、N:0.0080%以下およびO:0.0030%以下を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、さらに、下記の(1)式で表されるFn1が160以下、(2)式で表されるFn2が20~80、(3)式で表されるFn3が160以上で、かつ(4)式で表されるFn4が90~170である化学組成を有することを特徴とする、冷鍛窒化用鋼。
Fn1=399×C+26×Si+123×Mn+30×Cr+32×Mo+19×V・・・(1)
Fn2=(669.3×logeC-1959.6×logeN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V)・・・(2)
Fn3=140×Cr+125×Al+235×V・・・(3)
Fn4=511×C+33×Mn+56×Cu+15×Ni+36×Cr+5×Mo+134×V・・・(4)
上記の(1)~(4)式におけるC、Si、Mn、Cr、Mo、V、N、Al、CuおよびNiは、その元素の質量%での含有量を意味する。
Fn1=399×C+26×Si+123×Mn+30×Cr+32×Mo+19×V・・・(1)
Fn2=(669.3×logeC-1959.6×logeN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V)・・・(2)
Fn3=140×Cr+125×Al+235×V・・・(3)
Fn4=511×C+33×Mn+56×Cu+15×Ni+36×Cr+5×Mo+134×V・・・(4)
上記の(1)~(4)式におけるC、Si、Mn、Cr、Mo、V、N、Al、CuおよびNiは、その元素の質量%での含有量を意味する。
(2)Feの一部に代えて、質量%で、Mo:0.50%以下を含有することを特徴とする、上記(1)に記載の冷鍛窒化用鋼。
(3)Feの一部に代えて、質量%で、Cu:0.50%以下およびNi:0.50%以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする、上記(1)または(2)に記載の冷鍛窒化用鋼。
(4)Feの一部に代えて、質量%で、Ti:0.20%以下、Nb:0.10%以下およびZr:0.10%以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする、上記(1)から(3)までのいずれかに記載の冷鍛窒化用鋼。
(5)Feの一部に代えて、質量%で、Pb:0.50%以下、Ca:0.010%以下、Bi:0.30%以下、Te:0.30%以下、Se:0.30%以下およびSb:0.30%以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする、上記(1)から(4)までのいずれかに記載の冷鍛窒化用鋼。
(6)上記(1)から(5)までのいずれかに記載の化学組成を有し、組織がフェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、フェライトの面積率が70%以上であり、抽出残渣分析による析出物中のV含有量が0.10%以下であることを特徴とする、冷鍛窒化用鋼材。
(7)上記(1)から(5)までのいずれかに記載の化学組成を有し、芯部硬さがビッカース硬さで220以上、表面硬さがビッカース硬さで650以上、有効硬化層深さが0.20mm以上であることを特徴とする、冷鍛窒化部品。
残部としての「Feおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
「フェライト・パーライト組織」とは、フェライトとパーライトの混合組織を、「フェライト・ベイナイト組織」とは、フェライトとベイナイトの混合組織を、「フェライト・パーライト・ベイナイト組織」とは、フェライト、パーライトとベイナイトの混合組織を指す。「フェライトの面積率」には、セメンタイトとともにパーライトを構成するフェライトの面積率は含まない。
本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性に優れるとともに、冷間鍛造と窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さおよび深い有効硬化層深さを具備させることができる。このため、冷鍛窒化部品の素材として用いるのに好適である。
また、本発明の冷鍛窒化部品は、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性に優れているため、歯車、CVT用プーリ等の、自動車のトランスミッションなどに使用される機械構造用部品として好適に用いることができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「%」は「質量%」を意味する。
(A)化学組成:
C:0.01~0.15%
Cは、冷鍛窒化部品の曲げ疲労強度と芯部硬さ確保のために必須の元素であり、0.01%以上の含有量が必要である。しかし、Cの含有量が多すぎると硬さが高くなり冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Cの含有量を0.01~0.15%とした。Cの含有量は0.03%以上とすることが好ましく、また0.10%以下とすることが好ましい。
C:0.01~0.15%
Cは、冷鍛窒化部品の曲げ疲労強度と芯部硬さ確保のために必須の元素であり、0.01%以上の含有量が必要である。しかし、Cの含有量が多すぎると硬さが高くなり冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Cの含有量を0.01~0.15%とした。Cの含有量は0.03%以上とすることが好ましく、また0.10%以下とすることが好ましい。
Si:0.35%以下
Siは、鋼に不純物として含有される元素である。一方で、脱酸作用を有する元素でもある。Siの含有量が多すぎると硬さが高くなり冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Siの含有量を0.35%以下とした。脱酸作用を得るには、Siは0.02%以上の含有量とするのが好ましい。Siの含有量は0.02%以上とすることが好ましく、また0.15%以下とすることが好ましい。
Siは、鋼に不純物として含有される元素である。一方で、脱酸作用を有する元素でもある。Siの含有量が多すぎると硬さが高くなり冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Siの含有量を0.35%以下とした。脱酸作用を得るには、Siは0.02%以上の含有量とするのが好ましい。Siの含有量は0.02%以上とすることが好ましく、また0.15%以下とすることが好ましい。
Mn:0.10~0.90%
Mnは、冷鍛窒化部品の曲げ疲労強度と芯部硬さを確保する作用および脱酸作用を有する。これらの効果を得るには、0.10%以上の含有量が必要である。しかし、Mnの含有量が多すぎると、硬さが高くなり冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Mnの含有量を0.10~0.90%とした。Mnの含有量は0.10%以上とすることが好ましく、また0.70%以下とすることが好ましい。
Mnは、冷鍛窒化部品の曲げ疲労強度と芯部硬さを確保する作用および脱酸作用を有する。これらの効果を得るには、0.10%以上の含有量が必要である。しかし、Mnの含有量が多すぎると、硬さが高くなり冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Mnの含有量を0.10~0.90%とした。Mnの含有量は0.10%以上とすることが好ましく、また0.70%以下とすることが好ましい。
P:0.030%以下
Pは、鋼に含有される不純物である。Pの含有量が多すぎると、結晶粒界に偏析したPが鋼を脆化させる場合がある。このため、上限を設け、Pの含有量を0.030%以下とした。より好ましいPの含有量は0.020%以下である。
Pは、鋼に含有される不純物である。Pの含有量が多すぎると、結晶粒界に偏析したPが鋼を脆化させる場合がある。このため、上限を設け、Pの含有量を0.030%以下とした。より好ましいPの含有量は0.020%以下である。
S:0.030%以下
Sは、鋼に含有される不純物である。一方、Sを積極的に含有させれば、Mnと結合してMnSを形成し、被削性を向上させる効果を有する。しかしながら、Sの含有量が0.030%を超えると、粗大なMnSを形成して、熱間加工性および曲げ疲労強度が低下する。そのため、Sの含有量を0.030%以下とした。Sの含有量は、0.015%以下とすることが好ましい。なお、被削性の向上効果を得る場合には、Sの含有量は0.003%以上とすることが好ましく、0.005%以上とすることが一層好ましい。
Sは、鋼に含有される不純物である。一方、Sを積極的に含有させれば、Mnと結合してMnSを形成し、被削性を向上させる効果を有する。しかしながら、Sの含有量が0.030%を超えると、粗大なMnSを形成して、熱間加工性および曲げ疲労強度が低下する。そのため、Sの含有量を0.030%以下とした。Sの含有量は、0.015%以下とすることが好ましい。なお、被削性の向上効果を得る場合には、Sの含有量は0.003%以上とすることが好ましく、0.005%以上とすることが一層好ましい。
Cr:0.50~2.0%
Crは、窒化の際にNと結合して窒化物を生成し、窒化での表面硬さを向上させ、冷鍛窒化部品の曲げ疲労強度と耐摩耗性を確保する効果がある。しかしながら、Crの含有量が0.50%未満では前記の効果を得ることができない。一方、Crの含有量が2.0%を超えると、硬くなって冷間鍛造性が低下する。そのため、Crの含有量を0.50~2.0%とした。Crの含有量は0.70%以上とすることが好ましく、また1.5%以下とすることが好ましい。
Crは、窒化の際にNと結合して窒化物を生成し、窒化での表面硬さを向上させ、冷鍛窒化部品の曲げ疲労強度と耐摩耗性を確保する効果がある。しかしながら、Crの含有量が0.50%未満では前記の効果を得ることができない。一方、Crの含有量が2.0%を超えると、硬くなって冷間鍛造性が低下する。そのため、Crの含有量を0.50~2.0%とした。Crの含有量は0.70%以上とすることが好ましく、また1.5%以下とすることが好ましい。
V:0.10~0.50%
Vは、窒化の際にCまたは/およびNと結合して、炭化物、窒化物および炭窒化物を形成し、表面硬さを向上する効果を有する。また、窒化温度における時効硬化作用により、すなわち炭化物を形成することにより、芯部硬さを向上させる効果がある。これらの効果を得るには、Vを0.10%以上含有する必要がある。しかし、Vの含有量が多いと硬さが高くなりすぎるばかりか、冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Vの含有量を0.10~0.50%とした。Vの含有量は0.15%以上とすることが好ましく、また0.40%以下とすることが好ましい。
Vは、窒化の際にCまたは/およびNと結合して、炭化物、窒化物および炭窒化物を形成し、表面硬さを向上する効果を有する。また、窒化温度における時効硬化作用により、すなわち炭化物を形成することにより、芯部硬さを向上させる効果がある。これらの効果を得るには、Vを0.10%以上含有する必要がある。しかし、Vの含有量が多いと硬さが高くなりすぎるばかりか、冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Vの含有量を0.10~0.50%とした。Vの含有量は0.15%以上とすることが好ましく、また0.40%以下とすることが好ましい。
Al:0.01~0.10%
Alは、脱酸作用を有する。また、窒化時にNと結合してAlNを形成し、表面硬さを向上させる効果を有する。これらの効果を得るには、Alを0.01%以上含有させる必要がある。しかし、Alの含有量が多すぎると、硬質で粗大なAl2O3を形成して冷間鍛造性が低下するばかりか、窒化での有効硬化層が浅くなり曲げ疲労強度およびピッチング強度が低下する問題が生じる。そのため、上限を設け、Alの含有量を0.01~0.10%とした。Alの含有量は0.02%以上とすることが好ましく、また0.07%以下とすることが好ましい。
Alは、脱酸作用を有する。また、窒化時にNと結合してAlNを形成し、表面硬さを向上させる効果を有する。これらの効果を得るには、Alを0.01%以上含有させる必要がある。しかし、Alの含有量が多すぎると、硬質で粗大なAl2O3を形成して冷間鍛造性が低下するばかりか、窒化での有効硬化層が浅くなり曲げ疲労強度およびピッチング強度が低下する問題が生じる。そのため、上限を設け、Alの含有量を0.01~0.10%とした。Alの含有量は0.02%以上とすることが好ましく、また0.07%以下とすることが好ましい。
N:0.0080%以下
Nは、鋼に含有される不純物であり、Cとともに、Vなどの元素と結合して、炭窒化物を形成する。熱間圧延時に炭窒化物が析出してしまうと、硬さが高くなり、冷間鍛造性が低下する。また、窒化温度での時効硬化による芯部硬さの向上効果も十分に得られなくなる。そのため、Nの含有量は制限する必要があり、0.0080%以下とした。好ましいNの含有量は0.0070%以下である。
Nは、鋼に含有される不純物であり、Cとともに、Vなどの元素と結合して、炭窒化物を形成する。熱間圧延時に炭窒化物が析出してしまうと、硬さが高くなり、冷間鍛造性が低下する。また、窒化温度での時効硬化による芯部硬さの向上効果も十分に得られなくなる。そのため、Nの含有量は制限する必要があり、0.0080%以下とした。好ましいNの含有量は0.0070%以下である。
O:0.0030%以下
O(酸素)は、鋼に含有される不純物であり、酸化物系の介在物を形成し、介在物起点の疲労破壊の原因となり、曲げ疲労強度を低下させる。Oの含有量が0.0030%を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しい。そのため、Oの含有量を0.0030%以下とした。なお、好ましいOの含有量は0.0020%以下である。
O(酸素)は、鋼に含有される不純物であり、酸化物系の介在物を形成し、介在物起点の疲労破壊の原因となり、曲げ疲労強度を低下させる。Oの含有量が0.0030%を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しい。そのため、Oの含有量を0.0030%以下とした。なお、好ましいOの含有量は0.0020%以下である。
Fn1:160以下
本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、
Fn1=399×C+26×Si+123×Mn+30×Cr+32×Mo+19×V・・・(1)
の(1)式で表されるFn1が160以下でなければならない。ただし、(1)式におけるC、Si、Mn、Cr、MoおよびVは、その元素の質量%での含有量を意味する。
本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、
Fn1=399×C+26×Si+123×Mn+30×Cr+32×Mo+19×V・・・(1)
の(1)式で表されるFn1が160以下でなければならない。ただし、(1)式におけるC、Si、Mn、Cr、MoおよびVは、その元素の質量%での含有量を意味する。
上記のFn1は、冷間鍛造性の指標となるパラメータである。Fn1が160以下であれば、冷間鍛造前の硬さが低くなって、良好な冷間鍛造性が確保できる。一方、Fn1が160を超えると、冷間鍛造前の硬さが高くなり過ぎ、冷間鍛造性が低下する。Fn1は、80以上であることが好ましく、また150以下であることが好ましい。
Fn2:20~80
本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、
Fn2=(669.3×logeC-1959.6×logeN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V)・・・(2)
の(2)式で表されるFn2が20~80でなければならない。ただし、(2)式におけるC、N、MoおよびVは、その元素の質量%での含有量を意味する。
本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、
Fn2=(669.3×logeC-1959.6×logeN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V)・・・(2)
の(2)式で表されるFn2が20~80でなければならない。ただし、(2)式におけるC、N、MoおよびVは、その元素の質量%での含有量を意味する。
上記のFn2は、冷間鍛造後の窒化による時効硬化量、すなわち、窒化による芯部硬さの向上代の指標となるパラメータである。Fn2が20以上であれば、窒化後の時効硬化量が大きくなり芯部硬さが向上する。しかしながら、Fn2が80を超えると、上記の効果が飽和する。Fn2は、30以上であることが好ましく、また80以下であることが好ましい。
Fn3:160以上
本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、
Fn3=140×Cr+125×Al+235×V・・・(3)
の(3)式で表されるFn3が160以上でなければならない。ただし、(3)式におけるCr、AlおよびVは、その元素の質量%での含有量を意味する。
本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、
Fn3=140×Cr+125×Al+235×V・・・(3)
の(3)式で表されるFn3が160以上でなければならない。ただし、(3)式におけるCr、AlおよびVは、その元素の質量%での含有量を意味する。
上記のFn3は、窒化後の、表面硬さ、曲げ疲労強度および耐摩耗性の指標となるパラメータである。
Cr、AlおよびVは、窒化中に冷鍛窒化部品の表面近傍に硬さの高い、窒化物および炭窒化物を生成し、表面硬さを向上させることができる。Fn3を160とすることで、表面硬さはHVで650以上となり、浸炭焼入れ材と同等の曲げ疲労強度と耐摩耗性が得られる。Fn3が160より小さい場合、表面硬さが低く、浸炭焼入れ材に比べて曲げ疲労強度および耐摩耗性が劣る。Fn3は、170以上であることが好ましく、また300以下であることが好ましい。
Fn4:90~170
本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、
Fn4=511×C+33×Mn+56×Cu+15×Ni+36×Cr+5×Mo+134×V・・・(4)
の(4)式で表されるFn4が90~170でなければならない。ただし、(4)式におけるC、Mn、Cu、Ni、Cr、MoおよびVは、その元素の質量%での含有量を意味する。
本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、
Fn4=511×C+33×Mn+56×Cu+15×Ni+36×Cr+5×Mo+134×V・・・(4)
の(4)式で表されるFn4が90~170でなければならない。ただし、(4)式におけるC、Mn、Cu、Ni、Cr、MoおよびVは、その元素の質量%での含有量を意味する。
上記のFn4は、冷間加工後の被削性の指標となるパラメータである。
Fn4が90~170であれば、冷間鍛造後の旋削において、切屑処理性が良く、かつ安定して低い切削抵抗が得られ、優れた被削性を有する。Fn4が90より小さい場合は、旋削での切屑が長くなり、切屑処理性に劣る。また、Fn4が170より大きい場合は、旋削での切削抵抗が高くなり、工具寿命低下の原因となり得る。Fn4は、100以上であることが好ましく、また160以下であることが好ましい。
本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材の一つは、上記元素のほか、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有するものである。なお、既に述べたように、「Feおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材の化学組成の他の一つは、Feの一部に代えて、Mo、Cu、Ni、Ti、Nb、Zr、Pb、Ca、Bi、Te、SeおよびSbから選択される1種以上の元素を含有するものである。
以下、任意元素である上記Mo、Cu、Ni、Ti、Nb、Zr、Pb、Ca、Bi、Te、SeおよびSbの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
Mo:0.50%以下
Moは、窒化温度でCと結合して炭化物を形成し、時効硬化により芯部硬さを向上させる作用を有するので、上記効果を得るためにMoを含有させてもよい。しかしながら、0.50%を超えてMoを含有すると、硬くなって冷間鍛造性が低下する。したがって、含有させる場合のMoの量を0.50%以下とした。なお、含有させる場合のMoの量は0.40%以下であることが好ましい。
Moは、窒化温度でCと結合して炭化物を形成し、時効硬化により芯部硬さを向上させる作用を有するので、上記効果を得るためにMoを含有させてもよい。しかしながら、0.50%を超えてMoを含有すると、硬くなって冷間鍛造性が低下する。したがって、含有させる場合のMoの量を0.50%以下とした。なお、含有させる場合のMoの量は0.40%以下であることが好ましい。
一方、前記したMoの効果を安定して得るためには、含有させる場合のMoの量は0.05%以上であることが好ましい。
CuおよびNiは、いずれも、芯部硬さを向上させる作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のCuおよびNiについて説明する。
Cu:0.50%以下
Cuは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、上記の効果を得るためにCuを含有させてもよい。しかしながら、Cuの含有量が多くなると、冷間鍛造性が低下し、加えて、熱間圧延などの高温下ではCuが溶融して液体となる。液体化したCuは結晶粒間に浸潤し、粒界を脆化させ、熱間圧延での表面疵の原因となる。したがって、含有させる場合のCuの量に上限を設け、0.50%以下とした。含有させる場合のCuの量は、0.40%以下であることが好ましい。
Cuは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、上記の効果を得るためにCuを含有させてもよい。しかしながら、Cuの含有量が多くなると、冷間鍛造性が低下し、加えて、熱間圧延などの高温下ではCuが溶融して液体となる。液体化したCuは結晶粒間に浸潤し、粒界を脆化させ、熱間圧延での表面疵の原因となる。したがって、含有させる場合のCuの量に上限を設け、0.50%以下とした。含有させる場合のCuの量は、0.40%以下であることが好ましい。
一方、前記したCuの効果を安定して得るためには、含有させる場合のCuの量は0.10%以上であることが好ましい。
Ni:0.50%以下
Niは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、上記の効果を得るためにNiを含有させてもよい。しかしながら、Niの含有量が多くなると、冷間鍛造性が低下する。したがって、含有させる場合のNiの量に上限を設け、0.50%以下とした。含有させる場合のNiの量は、0.40%以下であることが好ましい。
Niは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、上記の効果を得るためにNiを含有させてもよい。しかしながら、Niの含有量が多くなると、冷間鍛造性が低下する。したがって、含有させる場合のNiの量に上限を設け、0.50%以下とした。含有させる場合のNiの量は、0.40%以下であることが好ましい。
一方、前記したNiの効果を安定して得るためには、含有させる場合のNiの量は0.10%以上であることが好ましい。
上記のCuおよびNiは、そのうちのいずれか1種のみ、または、2種の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、CuおよびNiの含有量がそれぞれ上限値である場合の1.00%であってもよいが、0.80%以下であることが好ましい。また、Cuを含有させる場合には、前記した熱間圧延での表面疵の発生を避けるために、Niを複合して含有させることが好ましい。
Ti、NbおよびZrは、いずれも、結晶粒を微細化して曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のTi、NbおよびZrについて説明する。
Ti:0.20%以下
Tiは、Cまたは/およびNと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにTiを含有させてもよい。しかしながら、Tiの含有量が多い場合には、粗大なTiNが生成するので、却って曲げ疲労強度が低下する。そのため、含有させる場合のTiの量に上限を設け、0.20%以下とした。含有させる場合のTiの量は、0.15%以下であることが好ましい。
Tiは、Cまたは/およびNと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにTiを含有させてもよい。しかしながら、Tiの含有量が多い場合には、粗大なTiNが生成するので、却って曲げ疲労強度が低下する。そのため、含有させる場合のTiの量に上限を設け、0.20%以下とした。含有させる場合のTiの量は、0.15%以下であることが好ましい。
一方、前記したTiの効果を安定して得るためには、含有させる場合のTiの量は0.005%以上であることが好ましい。
Nb:0.10%以下
Nbは、Cまたは/およびNと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにNbを含有させてもよい。しかしながら、Nbの含有量が多い場合には、硬さが上昇し、冷間鍛造性が低下する。そのため、含有させる場合のNbの量に上限を設け、0.10%以下とした。含有させる場合のNbの量は、0.07%以下であることが好ましい。
Nbは、Cまたは/およびNと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにNbを含有させてもよい。しかしながら、Nbの含有量が多い場合には、硬さが上昇し、冷間鍛造性が低下する。そのため、含有させる場合のNbの量に上限を設け、0.10%以下とした。含有させる場合のNbの量は、0.07%以下であることが好ましい。
一方、前記したNbの効果を安定して得るためには、含有させる場合のNbの量は0.020%以上であることが好ましい。
Zr:0.10%以下
Zrも、Cまたは/およびNと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにZrを含有させてもよい。しかしながら、Zrの含有量が多い場合には、硬さが上昇し、冷間鍛造性が低下する。そのため、含有させる場合のZrの量に上限を設け、0.10%以下とした。含有させる場合のZrの量は、0.07%以下であることが好ましい。
Zrも、Cまたは/およびNと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにZrを含有させてもよい。しかしながら、Zrの含有量が多い場合には、硬さが上昇し、冷間鍛造性が低下する。そのため、含有させる場合のZrの量に上限を設け、0.10%以下とした。含有させる場合のZrの量は、0.07%以下であることが好ましい。
一方、前記したZrの効果を安定して得るためには、含有させる場合のZrの量は0.002%以上であることが好ましい。
上記のTi、NbおよびZrは、そのうちのいずれか1種のみ、または、2種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、Ti、NbおよびZrの含有量がそれぞれ上限値である場合の0.40%であってもよいが、0.24%以下であることが好ましい。
Pb、Ca、Bi、Te、SeおよびSbは、いずれも、被削性を向上させる作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のPb、Ca、Bi、Te、SeおよびSbについて説明する。
Pb:0.50%以下
Pbは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにPbを含有させてもよい。しかしながら、Pbの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のPbの量に上限を設け、0.50%以下とした。含有させる場合のPbの量は、0.20%以下であることが好ましい。
Pbは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにPbを含有させてもよい。しかしながら、Pbの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のPbの量に上限を設け、0.50%以下とした。含有させる場合のPbの量は、0.20%以下であることが好ましい。
一方、前記したPbの効果を安定して得るためには、含有させる場合のPbの量は0.02%以上であることが好ましい。
Ca:0.010%以下
Caは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにCaを含有させてもよい。しかしながら、Caの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のCaの量に上限を設け、0.010%以下とした。含有させる場合のCaの量は、0.005%以下であることが好ましい。
Caは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにCaを含有させてもよい。しかしながら、Caの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のCaの量に上限を設け、0.010%以下とした。含有させる場合のCaの量は、0.005%以下であることが好ましい。
一方、前記したCaの効果を安定して得るためには、含有させる場合のCaの量は0.0003%以上であることが好ましい。
Bi:0.30%以下
Biも、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにBiを含有させてもよい。しかしながら、Biの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のBiの量に上限を設け、0.30%以下とした。含有させる場合のBiの量は、0.10%以下であることが好ましい。
Biも、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにBiを含有させてもよい。しかしながら、Biの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のBiの量に上限を設け、0.30%以下とした。含有させる場合のBiの量は、0.10%以下であることが好ましい。
一方、前記したBiの効果を安定して得るためには、含有させる場合のBiの量は0.005%以上であることが好ましい。
Te:0.30%以下
Teは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにTeを含有させてもよい。しかしながら、Teの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のTeの量に上限を設け、0.30%以下とした。含有させる場合のTeの量は、0.10%以下であることが好ましい。
Teは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにTeを含有させてもよい。しかしながら、Teの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のTeの量に上限を設け、0.30%以下とした。含有させる場合のTeの量は、0.10%以下であることが好ましい。
一方、前記したTeの効果を安定して得るためには、含有させる場合のTeの量は0.003%以上であることが好ましい。
Se:0.30%以下
Seも、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにSeを含有させてもよい。しかしながら、Seの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のSeの量に上限を設け、0.30%以下とした。含有させる場合のSeの量は、0.15%以下であることが好ましい。
Seも、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにSeを含有させてもよい。しかしながら、Seの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のSeの量に上限を設け、0.30%以下とした。含有させる場合のSeの量は、0.15%以下であることが好ましい。
一方、前記したSeの効果を安定して得るためには、含有させる場合のSeの量は0.005%以上であることが好ましい。
Sb:0.30%以下
Sbは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにSbを含有させてもよい。しかしながら、Sbの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のSbの量に上限を設け、0.30%以下とした。含有させる場合のSbの量は、0.15%以下であることが好ましい。
Sbは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにSbを含有させてもよい。しかしながら、Sbの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のSbの量に上限を設け、0.30%以下とした。含有させる場合のSbの量は、0.15%以下であることが好ましい。
一方、前記したSbの効果を安定して得るためには、含有させる場合のSbの量は0.005%以上であることが好ましい。
上記のPb、Ca、Bi、Te、SeおよびSbは、そのうちのいずれか1種のみ、または、2種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、0.50%以下であることが好ましく、0.30%以下であれば一層好ましい。
(B)鋼材の組織および抽出残渣分析による析出物中のV含有量:
本発明の冷鍛窒化用鋼材は、前記(A)項に記載の化学組成を有することに加えて、組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、フェライトの面積率が70%以上であり、しかも、抽出残渣分析による析出物中のV含有量が0.10%以下と規定する。
本発明の冷鍛窒化用鋼材は、前記(A)項に記載の化学組成を有することに加えて、組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、フェライトの面積率が70%以上であり、しかも、抽出残渣分析による析出物中のV含有量が0.10%以下と規定する。
冷鍛窒化用鋼材は、その組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織であっても、硬さが低いフェライトの面積率が少なくなると、冷間鍛造時の変形抵抗が高くなるとともに、割れが生じやすくなり、特に、フェライトの面積率が70%未満になると、冷間鍛造性の著しい低下が生じやすい。そのため、上記組織におけるフェライトの面積率が70%以上であることとした。上記組織におけるフェライトの面積率は80%以上であることが一層好ましく、また98%以下であることが好ましい。
既に述べたように、上記「フェライトの面積率」には、セメンタイトとともにパーライトを構成するフェライトの面積率は含まない。
冷鍛窒化用鋼材は、その組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、フェライトの面積率が70%以上であっても、微細なV析出物、すなわちVの、炭化物、窒化物および炭窒化物が多く析出すると、フェライトが強化されて硬さが高くなり、冷間鍛造性が低下しやすくなる。したがって、冷間鍛造性を確保するために、抽出残渣分析による析出物中のV含有量は0.10%以下であることが好ましい。析出物中のV含有量は、0.08%以下であることがより一層好ましい。
抽出残渣分析による析出物中のV含有量は、例えば、適宜の試験片を採取し、10%AA系溶液中で定電流電気分解し、抽出した溶液をメッシュサイズ0.2μmのフィルターでろ過して、ろ過物について一般的な化学分析を行うことによって求めることができる。上記の10%AA系溶液とは、テトラメチルアンモニウムクロライド、アセチルアセトンおよびメタノールを1:10:100で混合した溶液である。
上述のように、熱間圧延または熱間鍛造のままではVの、炭化物、窒化物および炭窒化物が析出して、冷間鍛造性が十分でない場合がある。したがって、その組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、フェライトの面積率が70%以上であり、しかも、抽出残渣分析による析出物中のV含有量が0.10%以下である冷鍛窒化用鋼材を得るには、熱間圧延または/および熱間鍛造後に、例えば、850~950℃に加熱した後、強制風冷して室温まで冷却することによって「焼準」することが好ましい。
上記温度域で加熱した後、大気中で放冷して、または徐冷して、室温まで冷却することによって「焼準」を行うと、冷却過程で再度Vの、炭化物、窒化物および炭窒化物が析出して硬さが高くなり、冷間鍛造性が低下する場合がある。そのため、加熱した後は、Vの、炭化物、窒化物および炭窒化物が析出しないように、例えば、800~500℃の温度範囲での平均冷却速度が0.5~5.0℃/秒となる強制風冷によって冷却することが好ましい。
(C)冷鍛窒化部品:
本発明の冷鍛窒化部品は、前記(A)項に記載の化学組成を有することに加えて、芯部硬さがHVで220以上、表面硬さがHVで650以上、有効硬化層深さが0.20mm以上でなければならない。
本発明の冷鍛窒化部品は、前記(A)項に記載の化学組成を有することに加えて、芯部硬さがHVで220以上、表面硬さがHVで650以上、有効硬化層深さが0.20mm以上でなければならない。
上記の条件を満たす場合に、冷鍛窒化部品は、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性に優れ、歯車、CVT用プーリ等の、自動車のトランスミッションなどに使用される機械構造用部品として好適に用いることができる。
芯部硬さは、HVで230以上であることが好ましく、また350以下であることが好ましい。表面硬さは、HVで670以上であることが好ましく、また900以下であることが好ましい。有効硬化層深さは、0.25mm以上であることが好ましく、また0.50mm以下であることが好ましい。
(D)冷鍛窒化部品の製造方法
上記(C)項の冷鍛窒化部品は、例えば、素材が円筒状の形状を有する場合、前記(A)項に記載の化学組成を有する冷鍛窒化用鋼材に対して、好ましくは、前記(A)項に記載の化学組成と前記(B)項に記載の組織および抽出残渣分析による析出物中のV含有量を有する冷鍛窒化用鋼材に対して、50%以上の圧縮率で冷間鍛造を行った後、400~650℃で1~30時間の窒化を施すことによって、製造することができる。圧縮率とは、冷間鍛造前の素材の高さをH0、冷間鍛造後の部品の高さをHとした場合、{(H0-H)/H0}×100で表わされる値である。
上記(C)項の冷鍛窒化部品は、例えば、素材が円筒状の形状を有する場合、前記(A)項に記載の化学組成を有する冷鍛窒化用鋼材に対して、好ましくは、前記(A)項に記載の化学組成と前記(B)項に記載の組織および抽出残渣分析による析出物中のV含有量を有する冷鍛窒化用鋼材に対して、50%以上の圧縮率で冷間鍛造を行った後、400~650℃で1~30時間の窒化を施すことによって、製造することができる。圧縮率とは、冷間鍛造前の素材の高さをH0、冷間鍛造後の部品の高さをHとした場合、{(H0-H)/H0}×100で表わされる値である。
冷鍛窒化部品の芯部硬さを向上させるには冷間鍛造での加工度、すなわちひずみを大きくして、加工硬化による強化を活用することが好ましい。
上記冷間鍛造を行った後は、加工硬化による強化に加えて、時効硬化による強化を活用するために、400~650℃で1~30時間の窒化を施すことが好ましい。
窒化を行う温度が低く400℃未満の場合、冷鍛窒化部品に高い表面硬さを付与できるものの、有効硬化層が浅くなり、さらに時効硬化による芯部硬さ向上を達成し難い。一方、窒化を行う温度が高く650℃を超える場合、冷鍛窒化部品の有効硬化層は深くなるものの、表面硬さが低くなり、さらに芯部硬さも低くなってしまう。窒化を行う温度は、450℃以上であることが好ましく、また630℃以下であることが好ましい。
窒化を施す時間は、冷鍛窒化部品に必要とされる有効硬化層の深さによって変えるが、1時間未満の場合には、有効硬化層が浅くなる。一方、30時間を超える長時間の場合は、大量生産に適さない。窒化を行う時間は、1時間以上であることが好ましく、また20時間以下であることが好ましい。
本発明の冷鍛窒化部品を得るための窒化方法は、特に規定されるものではなく、ガス窒化、塩浴窒化、イオン窒化等を用いることができる。軟窒化の場合には、例えばNH3に加えてRXガスを併用し、NH3とRXガスが1:1の雰囲気において処理を行えばよい。
窒化を施す時間は処理温度により異なるが、例えば、軟窒化を590℃で行う場合には9時間で、前記(C)項で述べた表面硬さ、芯部硬さおよび有効硬化層深さを得ることができる。
また、脆弱な化合物の形成を抑制したい場合には、NH3による窒化の前処理としてフッ素ガスを使用したり、窒化にNH3とH2との混合ガスを使用することが好ましい。
以下、ガス軟窒化で処理した実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表1に示す化学成分を有する鋼1~22を180kg真空溶解炉によって溶製し、インゴットに鋳造した。
表1中の鋼1~15は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼であり、一方、鋼16~22は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
上記の比較例の鋼のうちで鋼16は、JIS G 4052(2008)に規定されたSCr420Hに相当する鋼である。
各インゴットは、1250℃で5時間保持する均質化処理を施した後、熱間鍛造によって、直径が35mmで長さが1000mmの棒鋼および直径が45mmで長さが1000mmの棒鋼を作製した。
上記棒鋼のうち、鋼1~15および鋼17~22の棒鋼には、950℃で1時間保持した後、強制風冷して室温まで冷却することによって「焼準」を行った。熱電対を棒鋼に挿入して測定した結果、強制風冷の800~500℃の温度範囲での平均冷却速度は直径35mmの棒鋼のR/2部(「R」は棒鋼の半径を表す。)で1.51℃/秒であり、また直径45mmの棒鋼のR/2部で0.82℃/秒であった。
一方、Vを含有しない鋼16の棒鋼は、920℃で1時間保持した後、大気中で放冷して室温まで冷却することによって「焼準」を行った。
各鋼について、上記のようにして焼準した直径35mmの棒鋼の一部から、各種の試験片を採取した。
具体的には、各鋼について、焼準した直径35mmの棒鋼を、いわゆる「横断」、すなわち、軸方向(長さ方向)に対して垂直に切断した。次いで、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、切断面が鏡面仕上となるように研磨して、焼準まま(すなわち、冷間加工前)のビッカース硬さ測定用およびミクロ組織観察用の試験片とした。
また、各鋼について、焼準した直径35mmの棒鋼のR/2部から、抽出残渣分析用として、10mm×10mm×10mmの試料を切り出した。
さらに、各鋼について、焼準した直径35mmの棒鋼の中心部から、冷間鍛造時の変形抵抗測定用として、軸方向に平行に、図1に示す平滑試験片を6個ずつ切り出した。同様に、焼準した直径35mmの棒鋼の中心部から、冷間鍛造時の限界圧縮率測定用として、軸方向に平行に、図2に示す切欠き試験片を5個ずつ切り出した。
各鋼について、焼準した直径35mmの棒鋼の残りおよび焼準した直径45mmの棒鋼は、ピーリングした後、冷間鍛造の代わりに冷間での引抜き加工によりひずみを与え、その引抜き加工後の特性で冷間鍛造後の特性を評価した。
すなわち、焼準した直径35mmの棒鋼の残りは、直径28mmにピーリングし、酸洗および潤滑処理を行った後、直径が15.45mmとなるよう冷間で引抜き加工を施した。
引抜き加工に用いたダイスの直径は、順に26.5mm、23.5mm、21.5mm、19.95mm、18.17mmおよび15.45mmである。なお、直径28mmから15.45mmに引抜き加工を行った際の総減面率は70%である。
各鋼について、上記のようにして得た直径が15.45mmの冷間引抜き材を横断した。次いで、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、切断面が鏡面仕上となるように研磨して、引抜き加工後(すなわち、冷間加工後)のビッカース硬さ測定用試験片を作製した。
さらに、各鋼について、直径15.45mmの冷間引抜き材の中心部から、軸方向に平行に、窒化後の硬さ等の測定用として図3に示す直径10mmの丸棒試験片を切り出し、さらに、図4に示す粗形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を切り出した。
同様に、上記冷間引抜き材の中心部から、軸方向に平行に、図5に示す長さ15.75mm、幅10.16mmで厚さ6.35mmのブロック試験片(以下、「ブロック試験片A」という。)および、図6に示す長さ25mm、幅5mmで厚さ12.5mmのブロック試験片(以下、「ブロック試験片B」という。)を切り出した。
図1~6中に示した上記の各切り出し試験片における寸法の単位は全て「mm」であり、図中の3種類の仕上記号は、JIS B 0601(1982)の解説表1に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。
図4中の「3.2S」は、 最大高さRmaxで3.2μm以下であることを意味する。また、図5および図6中の「Rq:0.10~0.20μm」は、JIS B 0601(2001)に規定される二乗平均平方根粗さ「Rq」が0.10~0.20μmであることを意味する。
一方、焼準した直径45mmの棒鋼は、直径34.7mmにピーリングし、酸洗および潤滑処理を行った後、直径が29mmとなるよう冷間で引抜き加工を施した。
引抜き加工に用いたダイスの直径は、順に32.88mm、30.5mmおよび29mmである。なお、直径34.7mmから29mmに引抜き加工を行った際の総減面率は30%である。
各鋼について、上記のようにして得た直径29mmの冷間引抜き材を、長さ300mmに切断し、引抜き加工後(すなわち、冷間加工後)の被削性調査用試験片とした。
上記のようにして作製した試験片のうち、窒化後の硬さ等の測定用である直径10mmの丸棒試験片、粗形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片、ブロック試験片Aおよびブロック試験片Bに窒化を施した。具体的には、図7に示すヒートパターンによる「ガス軟窒化」を施した。なお、「120℃油冷却」は油温120℃の油中に投入して冷却したことを示す。
「ガス軟窒化」を施した上記粗形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を仕上加工して、図8に示す切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。
図8に示した切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片における寸法の単位は「mm」であり、図中の2種類の仕上記号は、先の図1~6におけると同様、それぞれ、JIS B 0601(1982)の解説表1に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。
図8中の「波形記号」は生地であること、すなわち、「ガス軟窒化」した表面のままであることを意味する。
上記のようにして作製した各試験片を用いて、次に示す試験を行った。
調査1:冷間加工前のビッカース硬さ試験
鏡面仕上した冷間加工前のビッカース硬さ測定用試験片の中心部1点とR/2部4点の計5点のHVを、JIS Z 2244(2009)に記載の「ビッカース硬さ試験-試験方法」に準拠して、試験力を9.8Nとしてビッカース硬さ試験機で測定し、5点の算術平均値を冷間加工前の硬さとした。
鏡面仕上した冷間加工前のビッカース硬さ測定用試験片の中心部1点とR/2部4点の計5点のHVを、JIS Z 2244(2009)に記載の「ビッカース硬さ試験-試験方法」に準拠して、試験力を9.8Nとしてビッカース硬さ試験機で測定し、5点の算術平均値を冷間加工前の硬さとした。
調査2:冷間加工前のミクロ組織観察
鏡面仕上した冷間加工前のミクロ組織観察用試験片をナイタルで腐食し、倍率を400倍として光学顕微鏡でR/2部を5視野観察して、「相」を同定した。また、得られたミクロ組織写真から画像解析ソフトを用いて、各視野におけるフェライトの面積率を算出し、5視野の算術平均値をフェライトの面積率とした。
鏡面仕上した冷間加工前のミクロ組織観察用試験片をナイタルで腐食し、倍率を400倍として光学顕微鏡でR/2部を5視野観察して、「相」を同定した。また、得られたミクロ組織写真から画像解析ソフトを用いて、各視野におけるフェライトの面積率を算出し、5視野の算術平均値をフェライトの面積率とした。
調査3:抽出残渣分析
抽出残渣分析用として切り出した10mm×10mm×10mmの試料を10%AA系溶液中で定電流電気分解した。すなわち、表面の付着物を除去するため、先ず、電流:1000mA、時間:28分の条件で試料について予備電気分解を行った後、試料表面の付着物をアルコール中で超音波洗浄して試料から除去し、付着物を除去された試料の質量を測定し、次に行う電気分解前の試料の質量とした。
抽出残渣分析用として切り出した10mm×10mm×10mmの試料を10%AA系溶液中で定電流電気分解した。すなわち、表面の付着物を除去するため、先ず、電流:1000mA、時間:28分の条件で試料について予備電気分解を行った後、試料表面の付着物をアルコール中で超音波洗浄して試料から除去し、付着物を除去された試料の質量を測定し、次に行う電気分解前の試料の質量とした。
次いで、電流:173mA、時間:142分の条件で試料を電気分解した。電気分解した試料を取り出し、試料表面の付着物(残渣)をアルコール中で超音波洗浄して試料から除去した。その後、電気分解後の溶液および超音波洗浄に用いた溶液を、メッシュサイズ0.2μmのフィルターで吸引ろ過して残渣を採取した。付着物(残渣)を除去された試料については質量を測定し、電気分解後の試料の質量とした。そして電気分解前後の試料の質量の測定値の差から、「電気分解された試料の質量」を求めた。
上記のフィルター上に採取した残渣は、シャーレに移して乾燥させ、質量を測定した後、酸分解処理した。
上記の酸分解した溶液を、ICP発光分析装置(高周波誘導結合プラズマ発光分光分析装置)によって分析し、「残渣中のVの質量」を求めた。
そして、各鋼について、上記のようにして求めた「残渣中のVの質量」を、「電気分解された試料の質量」で除し、百分率表示したものを、「抽出残渣分析による析出物中のV含有量」とした。
調査4:冷間加工後のビッカース硬さ試験
前記「調査1」の場合と同様に、JIS Z 2244(2009)に準拠して、鏡面仕上した冷間加工後のビッカース硬さ測定用試験片の中心部1点とR/2部4点の計5点のHVを、試験力を9.8Nとしてビッカース硬さ試験機で測定し、5点の算術平均値を冷間加工後の硬さとした。
前記「調査1」の場合と同様に、JIS Z 2244(2009)に準拠して、鏡面仕上した冷間加工後のビッカース硬さ測定用試験片の中心部1点とR/2部4点の計5点のHVを、試験力を9.8Nとしてビッカース硬さ試験機で測定し、5点の算術平均値を冷間加工後の硬さとした。
調査5:冷間鍛造での変形抵抗測定
図1に示した平滑試験片を10%、20%、30%、40%、50%および60%の各圧縮率で、端面拘束圧縮により冷間圧縮し、その際の変形抵抗を測定した。各変形抵抗は、社団法人日本塑性加工学会編の「鍛造」(1997年、初版第2刷、コロナ社)の158ページの表5.2に記載の方法にしたがって、平均変形抵抗(公称圧力/見掛けの拘束係数)を算出した。
図1に示した平滑試験片を10%、20%、30%、40%、50%および60%の各圧縮率で、端面拘束圧縮により冷間圧縮し、その際の変形抵抗を測定した。各変形抵抗は、社団法人日本塑性加工学会編の「鍛造」(1997年、初版第2刷、コロナ社)の158ページの表5.2に記載の方法にしたがって、平均変形抵抗(公称圧力/見掛けの拘束係数)を算出した。
次いで、各鋼について、横軸を対数ひずみ、縦軸を変形抵抗とし、6点のプロットから近似曲線を作成した。得られた近似曲線から、対数ひずみが1.0となる場合の変形抵抗を求め、その値が600MPa以下である場合、冷間鍛造性に優れるとして、これを目標とした。上記でいう「対数ひずみ」とは、前記社団法人日本塑性加工学会編の「鍛造」158ページ表5.2の平均対数ひずみεを指す。
調査6:冷間鍛造での限界圧縮率測定
図2に示した切欠き試験片を、切欠き部に肉眼で割れが発生するまで冷間圧縮し、割れが発生した時の圧縮率を求めた。そして、5個の試験片について、各々割れが発生した時の圧縮率を求め、この圧縮率の低い方から3番目の試験片の圧縮率を限界圧縮率とした。そして、その限界圧縮率が60%以上である場合、冷間鍛造性に優れるとして、これを目標とした。
図2に示した切欠き試験片を、切欠き部に肉眼で割れが発生するまで冷間圧縮し、割れが発生した時の圧縮率を求めた。そして、5個の試験片について、各々割れが発生した時の圧縮率を求め、この圧縮率の低い方から3番目の試験片の圧縮率を限界圧縮率とした。そして、その限界圧縮率が60%以上である場合、冷間鍛造性に優れるとして、これを目標とした。
調査7:被削性試験
直径29mmに冷間引抜き後、長さ300mmに切断した試験片の外周部を、NC旋盤を用いて旋削加工して被削性を調査した。
直径29mmに冷間引抜き後、長さ300mmに切断した試験片の外周部を、NC旋盤を用いて旋削加工して被削性を調査した。
旋削加工は、チップブレーカのないWCを主体とした超硬工具を使用し、切削速度:150m/min、切込み:0.2mm、送り:0.8mm/revとし、水溶性潤滑剤で潤滑を施した状態で実施した。切削動力計を用いて、旋削加工時の切削抵抗と切屑処理性によって冷間加工後の被削性を評価した。
切削抵抗は、主分力、送り分力および背分力の合力を、
切削抵抗=(主分力2+送り分力2+背分力2)0.5
の式によって求めて評価した。切削抵抗が640N以下であれば、切削抵抗が小さいとして、これを目標とした。
切削抵抗=(主分力2+送り分力2+背分力2)0.5
の式によって求めて評価した。切削抵抗が640N以下であれば、切削抵抗が小さいとして、これを目標とした。
切屑処理性は、各鋼について、旋削後の任意10個の切屑のうちで、図9に示す切屑長さが最大となる切屑を選び、その長さを測定することにより評価した。切屑処理性は、切屑長さが、5mm以下の場合、5mmを超えて10mm以下の場合および10mmを超える場合について、それぞれ、「特に良好(○○)」、「良好(○)」および「不良(×)」と評価した。
切削抵抗が640N以下で小さく、かつ、切屑処理性が良好以上の評価(○○、または○)の場合に、被削性が優れるとして、これを目標とした。
調査8:窒化(ガス軟窒化)後の芯部硬さ、表面硬さおよび有効硬化層深さの測定
ガス軟窒化した前記直径10mmの丸棒試験片を横断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、前記面が鏡面仕上げになるように研磨し、ビッカース硬さ試験機を使用して、芯部硬さを測定した。また、マイクロビッカース硬さ測定機を使用して、表面硬さおよび有効硬化層深さを調査した。
ガス軟窒化した前記直径10mmの丸棒試験片を横断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、前記面が鏡面仕上げになるように研磨し、ビッカース硬さ試験機を使用して、芯部硬さを測定した。また、マイクロビッカース硬さ測定機を使用して、表面硬さおよび有効硬化層深さを調査した。
具体的には、JIS Z 2244(2009)に準拠して、鏡面仕上した試験片の中心部1点とR/2部4点の計5点のHVを、試験力を9.8Nとしてビッカース硬さ試験機で測定し、5点の算術平均値を「芯部硬さ」とした。
同じ埋め込み試料を用いて、上記の場合と同様にJIS Z 2244(2009)に準拠して、マイクロビッカース硬さ測定機によって、試験力を0.98Nとして試験片の表面から0.01mmの深さ位置における任意の10点のHVを測定し、その値を算術平均して「表面硬さ」とした。
さらに、同じ埋め込み試料を用いて、JIS Z 2244(2009)に準拠して、マイクロビッカース硬さ測定機によって、試験力を1.96Nとして鏡面仕上げした試験片の表面から順次HVを測定し、硬さの分布図を作成した。そして、HVで550となる位置までの表面からの距離を「有効硬化層深さ」とした。
調査9:小野式回転曲げ疲労試験
窒化(軟窒化)後に仕上加工した小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、下記の試験条件によって小野式回転曲げ疲労試験を実施し、繰返し数が107回において破断しない最大の強度を「回転曲げ疲労強度」とした。回転曲げ疲労強度が450MPa以上である場合、回転曲げ疲労強度が優れるとして、これを目標とした。
窒化(軟窒化)後に仕上加工した小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、下記の試験条件によって小野式回転曲げ疲労試験を実施し、繰返し数が107回において破断しない最大の強度を「回転曲げ疲労強度」とした。回転曲げ疲労強度が450MPa以上である場合、回転曲げ疲労強度が優れるとして、これを目標とした。
・温度:室温、
・雰囲気:大気中、
・回転数:3000rpm。
・雰囲気:大気中、
・回転数:3000rpm。
調査10:耐摩耗性の調査
ブロックオンリング式摩耗試験によって、耐摩耗性を調査した。すなわち、図10に示すように、窒化(軟窒化)したブロック試験片Aの長さ15.75mmで厚さ6.35mmの面(以下、「試験面」という。)をリング試験片に押し付けて、リング試験片を回転させて摩耗試験を実施した。
ブロックオンリング式摩耗試験によって、耐摩耗性を調査した。すなわち、図10に示すように、窒化(軟窒化)したブロック試験片Aの長さ15.75mmで厚さ6.35mmの面(以下、「試験面」という。)をリング試験片に押し付けて、リング試験片を回転させて摩耗試験を実施した。
具体的には、試験チャンバー内に潤滑油として市販のオートマティックトランスミッション油を100ミリリットル入れ、90℃まで昇温させた後、試験力1000Nでブロック試験片Aの試験面をリング試験片に押し付け、0.1m/秒のすべり速度で、総すべり距離が8000mになるまでリング試験片を回転させた。
上記のリング試験片には、JIS G 4053(2008)で規定されたSCM420の直径45mmの棒鋼から、その棒鋼と軸方向を揃えて、概ね図11に示す形状に試験片を切り出し、図12に示すヒートパターンによる「ガス浸炭焼入れ-焼戻し」を施し、その後、外周部を100μm研削して、図11に示す寸法形状に仕上げたものを使用した。
図11に示した上記のリング試験片における寸法の単位は「mm」であり、図中の仕上記号は、JIS B 0601(1982)の解説表1に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。また、該三角記号に付した「Rq:0.15~0.35μm」は、JIS B 0601(2001)に規定される二乗平均平方根粗さ「Rq」が0.15~0.35μmであることを意味する。
図12中の「Cp」はカーボンポテンシャルを表す。また、「80℃油冷却」は油温80℃の油中に投入して冷却したことを表す。
ブロックオンリング式摩耗試験終了後、ブロック試験片Aの試験面を表面粗さ計を用いて、図13の矢印1、矢印2および矢印3に示すように、非接触部、接触部、非接触部と連続して測定し、断面曲線において非接触部と接触部の最大の差を摩耗深さとした。なお、各3箇所ずつ測定し、その平均値を摩耗深さとした。このときの摩耗深さが10.0μm以下であれば耐摩耗性に優れると判断し、これを目標とした。
上記の「非接触部」と「接触部」は、リング試験片との「非接触部」と「接触部」を指す。
調査11:耐変形性の調査
押し込み試験によって、耐変形性を調査した。すなわち、図14に示すように、窒化(軟窒化)したブロック試験片Bの長さ25mmで厚さ12.5mmの面(以下、「試験面」という。)に図15に示す形状の押し込み試験治具を押し込んで、耐変形性を調査した。押し込み試験治具は、ブロックオンリング式摩耗試験のリング試験片と同様に、JIS G 4053(2008)で規定されたSCM420の直径45mmの棒鋼から、その棒鋼と軸方向を揃えて、概ね図15に示す形状に試験片を切り出した。図12に示すヒートパターンによる「ガス浸炭焼入れ-焼戻し」を施し、その後、外周部を100μm研削して、図15に示す寸法形状に仕上げたものを使用した。
押し込み試験によって、耐変形性を調査した。すなわち、図14に示すように、窒化(軟窒化)したブロック試験片Bの長さ25mmで厚さ12.5mmの面(以下、「試験面」という。)に図15に示す形状の押し込み試験治具を押し込んで、耐変形性を調査した。押し込み試験治具は、ブロックオンリング式摩耗試験のリング試験片と同様に、JIS G 4053(2008)で規定されたSCM420の直径45mmの棒鋼から、その棒鋼と軸方向を揃えて、概ね図15に示す形状に試験片を切り出した。図12に示すヒートパターンによる「ガス浸炭焼入れ-焼戻し」を施し、その後、外周部を100μm研削して、図15に示す寸法形状に仕上げたものを使用した。
具体的には、油圧サーボ試験機を用いて、試験力5000Nでブロック試験片Bの試験面に押し込み試験治具を押し込んだ。試験力を解除した後、ブロック試験片Bの試験面における押し込み変形量を調査10と同様に表面粗さ計で各3箇所ずつ測定し、3箇所の平均値を押し込み変形量とした。押し込み変形量が5.0μm以下であれば、耐変形性に優れると判断し、これを目標とした。
図15に示した上記の押し込み試験治具における寸法の単位は「mm」であり、図中の仕上記号は、JIS B 0601(1982)の解説表1に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。また、該三角記号に付した「Rq:0.10~0.20μm」は、JIS B 0601(2001)に規定される二乗平均平方根粗さ「Rq」が0.10~0.20μmであることを意味する。
表2に調査1~7の各試験結果を、表3に調査8~11の各試験結果を、それぞれ、まとめて示す。ただし、表3には、調査4の冷間加工後の硬さ(HV)も示し、窒化(ガス軟窒化)後の芯部硬さ(HV)と上記冷間加工後の硬さ(HV)の差を、窒化による時効硬化量(ΔHV)として示した。
上記の各試験結果のうち、Fn1と調査1における冷間加工前の硬さ(HV)の関係、Fn1と調査5における冷間鍛造での変形抵抗の関係およびFn1と調査6における冷間鍛造での限界圧縮率の関係を整理して、それぞれ、図16~18に示す。
図19と図20に、それぞれ、Fn2と調査8における窒化後の芯部硬さ(HV)の関係およびFn2と調査11における押し込み変形量の関係を整理して示す。
図21~23に、それぞれ、Fn3と調査8における窒化後の表面硬さ(HV)の関係、Fn3と調査9における回転曲げ疲労強度の関係およびFn3と調査10における摩耗深さの関係を整理して示す。
図24に、Fn4と調査7における切削抵抗の関係を整理して示す。
表2および表3から、窒化前の素材が本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号1~15の場合、冷間鍛造性および冷間加工後の被削性に優れており、しかも、窒化後に本発明で規定する芯部硬さ、表面硬さおよび有効硬化深さの全てを満たすため、耐変形性に優れ、高い回転曲げ疲労強度および優れた耐摩耗性を有している。
上記の本発明例のうちでも、PbおよびCaを含有する鋼8を用いた試験番号8、SeおよびSbを含有する鋼9を用いた試験番号9、Teを含有する鋼12を用いた試験番号12、Biを含有する鋼13を用いた試験番号13は、いずれも、冷間加工後の被削性にも優れることが明らかである。
これに対して、比較例の試験番号16は、用いた鋼16のCとNの含有量がともに本発明で規定する範囲を超えて多く、Fn1も213で、本発明の「160以下」という規定から外れており、さらに、フェライト・パーライト・ベイナイト組織におけるフェライトの面積率が69%であるため、変形抵抗が615MPa、かつ限界圧縮率が50%であって冷間鍛造性が劣っている。また、鋼16のFn2は0で、本発明で規定する「20~80」から外れ、しかも、窒化後の芯部硬さが本発明で規定する値より低いHVで169であるため、押し込み変形量が6.5μmと大きく耐変形性にも劣っている。さらに、鋼16はVを含有しておらず、Fn3も124で、本発明の「160以上」という規定から外れ、加えて窒化後の有効硬化層深さが本発明で規定する値より浅い、0.10mmであり、また、窒化後の表面硬さが本発明で規定する値より低いHVで566であるため、曲げ疲労強度が370MPaと低く、摩耗深さが12.5μmと大きく耐摩耗性にも劣っている。
試験番号17は、用いた鋼17のFn1が178で、本発明の「160以下」という規定から外れるため、変形抵抗が610MPa、かつ限界圧縮率が58%であって冷間鍛造性が劣っている。
試験番号18は、用いた鋼18のFn2が11で、本発明で規定する「20~80」から外れ、時効硬化量が小さく、窒化後の芯部硬さが本発明で規定する値より低いHVで209である。そのため、押し込み変形量が5.5μmと大きく耐変形性に劣っている。
試験番号19は、用いた鋼19のFn3が102で、本発明の「160以上」という規定から外れるため、窒化後の有効硬化層深さは本発明で規定する値より浅い0.15mmで、また、窒化後の表面硬さが本発明で規定する値より低いHVで560であるため、曲げ疲労強度が360MPaと低く、摩耗深さが13.0μmと大きく耐摩耗性にも劣っている。
試験番号20は、用いた鋼20のV含有量が0.55%と本発明で規定する値より高い。そのため、抽出残渣における析出物中のV含有量が0.18%と高く、変形抵抗が620MPa、限界圧縮率が50%であって、冷間鍛造性に劣っている。
試験番号21は、用いた鋼21のFn4が86で、本発明の「90~170」という規定より低いため、切屑処理性が悪く、冷間加工後の被削性に劣っている。
試験番号22は、用いた鋼22のV含有量が0.59%と本発明で規定する値より高い。そのため、抽出残渣における析出物中のV含有量が0.20%と高く、変形抵抗が630MPa、限界圧縮率が48%であって、冷間鍛造性に劣っている。また、Fn4が173で、本発明の「90~170」という規定より高いため、切削抵抗が高く、冷間加工後の被削性にも劣っている。
本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性に優れるとともに、冷間鍛造と窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さおよび深い有効硬化層深さを具備させることができる。このため、冷鍛窒化部品の素材として用いるのに好適である。
また、本発明の冷鍛窒化部品は、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性に優れているため、歯車、CVT用プーリ等の、自動車のトランスミッションなどに使用される機械構造用部品として好適に用いることができる。
Claims (7)
- 質量%で、C:0.01~0.15%、Si:0.35%以下、Mn:0.10~0.90%、P:0.030%以下、S:0.030%以下、Cr:0.50~2.0%、V:0.10~0.50%、Al:0.01~0.10%、N:0.0080%以下およびO:0.0030%以下を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、さらに、下記の(1)式で表されるFn1が160以下、(2)式で表されるFn2が20~80、(3)式で表されるFn3が160以上で、かつ(4)式で表されるFn4が90~170である化学組成を有することを特徴とする、冷鍛窒化用鋼。
Fn1=399×C+26×Si+123×Mn+30×Cr+32×Mo+19×V・・・(1)
Fn2=(669.3×logeC-1959.6×logeN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V)・・・(2)
Fn3=140×Cr+125×Al+235×V・・・(3)
Fn4=511×C+33×Mn+56×Cu+15×Ni+36×Cr+5×Mo+134×V・・・(4)
上記の(1)~(4)式におけるC、Si、Mn、Cr、Mo、V、N、Al、CuおよびNiは、その元素の質量%での含有量を意味する。 - Feの一部に代えて、質量%で、Mo:0.50%以下を含有することを特徴とする、請求項1に記載の冷鍛窒化用鋼。
- Feの一部に代えて、質量%で、Cu:0.50%以下およびNi:0.50%以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする、請求項1または2に記載の冷鍛窒化用鋼。
- Feの一部に代えて、質量%で、Ti:0.20%以下、Nb:0.10%以下およびZr:0.10%以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする、請求項1から3までのいずれかに記載の冷鍛窒化用鋼。
- Feの一部に代えて、質量%で、Pb:0.50%以下、Ca:0.010%以下、Bi:0.30%以下、Te:0.30%以下、Se:0.30%以下およびSb:0.30%以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする、請求項1から4までのいずれかに記載の冷鍛窒化用鋼。
- 請求項1から5までのいずれかに記載の化学組成を有し、組織がフェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、フェライトの面積率が70%以上であり、抽出残渣分析による析出物中のV含有量が0.10%以下であることを特徴とする、冷鍛窒化用鋼材。
- 請求項1から5までのいずれかに記載の化学組成を有し、芯部硬さがビッカース硬さで220以上、表面硬さがビッカース硬さで650以上、有効硬化層深さが0.20mm以上であることを特徴とする、冷鍛窒化部品。
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