JP2006249494A - ブローチ加工性に優れた窒化部品用素材及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 複雑な穴形状を有するブローチ加工が容易にでき、かつ軟窒化処理後の表面硬さ、硬化深さの優れた窒化部品用素材及びその素材を用いた窒化部品の製造方法を提案すること。
【解決手段】 質量%で、C:0.10〜0.40%、Si:0.50%以下、Mn:0.30〜1.50%、Cr:0.30〜2.00%、V:0.15超〜0.50%、Al:0.02〜0.50%を含有し、必要に応じて、さらにNi、Mo、S、Bi、Se、Ca、Te、Nb、Tiを含有し、残部がFe及び不純物元素からなり、フェライト硬さがHV190以上、フェライト粒度が8番以上のフェライトパーライト組織からなる窒化部品用素材である。また、この窒化部品用素材は、前記成分からなる熱間圧延鋼材を、1000〜1300℃に加熱後850〜1000℃の温度で加工率20%以上の熱間鍛造を行い、鍛造後500℃までを0.1〜2℃/秒の速度で冷却することにより製造される。
【選択図】 図１

Description

本発明は、歯車部品等複雑な穴形状を有する窒化部品に適した素材及びその製造方法に関するものであり、特にブローチ加工性と窒化特性が共に優れ、熱間鍛造によって製造される窒化部品用素材及びその製造方法に関する。

自動車、建設車両、建設機器等に使用される歯車部品等の中には、断面に複雑な穴形状を有する部品が多数ある。このような複雑な穴形状を一度に仕上げる加工方法としてブローチ加工と呼ばれる方法が実施されている。

ブローチ加工とは、ブローチと呼ばれる総形工具を用い、これをあらかじめ被加工物に加工された下穴に挿入し、下方向に引き抜くことにより、加工初期はブローチ下方の荒刃で加工を行い、ブローチの移動によって、最終的には上方の仕上げ刃までを被加工物内に貫通させて所定の形状を仕上げようとする加工方法である。この加工方法は、一度の加工で複雑な穴形状を加工できるというメリットがあるものの、低速であるが重切削の加工であり、必要な加工性を十分に確保できる材料の選択が不可欠となる。

また、複雑な穴形状を有するということは、当然の如く歪の発生は、部品の品質を大きく低下させることとなり、許容されるものではない。しかしながら、必要な強度、耐摩耗性の確保のために、従来から歯車部品に適用されている高周波焼入れを行った場合には、歪の発生が避けられないため、最近では、比較的歪を小さく抑えることのできる表面硬化処理方法である軟窒化処理の検討が進められている。

しかし、軟窒化処理を可能にするためには、窒化特性を向上するための成分を添加する必要があり、この元素の添加がブローチ加工性を低下させるという問題がある。すなわち、優れた窒化特性の確保が必要なければ、炭素量が0.40%程度の炭素鋼(Cr、Mo等の合金は未添加)の調質品でも使用が可能であり、この場合には、ブローチ加工は問題なく可能である。しかしながら、このような炭素鋼では、必要とする軟窒化特性を得ることができないため、SCM420等の合金鋼の調質品を用いる必要が生じるが、その場合には、ブローチ加工性は大きく低下し、加工が難しくなるため、窒化特性とブローチ加工性が共に優れた窒化部品の製造方法の開発が強く望まれていた。

ブローチ加工に限定して機械加工性を改善したことを特徴としているわけではないが、機械加工性と窒化特性を共に改善したことを特徴とする発明は、既に特許出願されており、例えば特許文献１、２に記載の発明が公開されている。

特開平８−８１７３４号公報 特開昭５９−１９０３２１号公報

このうち、特許文献１に記載の鋼は、Vを含有するCr含有合金鋼を熱間加工後500℃までの間を5〜200℃/分の速度で冷却することにより、微粒VCが分散したフェライトパーライト組織として、機械加工性、窒化特性がともに優れた鋼を得ようとするものである。

また、特許文献２に記載の鋼は、特許文献１と同様にVを含有するCr含有合金鋼を、熱間加工後、880℃以上から580〜700℃までを0.15〜7.0℃/秒の速度で調整冷却し、引続き580〜700℃に15〜60分間保持してフェライトパーライト組織とし、軟窒化特性と被削性が共に優れた鋼を得ようとするものである。

しかしながら、前記した従来の発明には次の問題がある。
特許文献１に記載の鋼は、熱間加工後500℃に達するまでを指定された範囲内の速度で冷却することにより、内硬を確保した上でベイナイト組織の生じない加工性の良い組織とすることを特徴としている。しかしながら、実際の製造を考えると、化学成分、加工温度、冷却速度のばらつき等、製造上避けることができないばらつきがあり、得られる内部硬さにばらつきが生じて、安定したブローチ加工性が得られないという問題がある。また、当初の製造条件の設定の際にはベイナイト組織が生成しないことを前提に条件が設定されていたとしても、前記したばらつきの影響により製造した鋼の一部でベイナイト組織が生成してしまう可能性が否定できず、安定して優れた加工性を確保することが難しいという問題があった。

また、特許文献２に記載の鋼は、特許文献１の鋼とは異なり、580〜700℃の温度域に一定時間保持して、変態を完了させることを特徴としているため、フェライトパーライト組織を安定して得ることができ、特許文献１に比べ品質の安定性の面では有利な方法となっている。しかしながら、ブローチ加工性を改善するための最適な硬さ(フェライト硬さ等)についての検討が全くされていないため、優れたブローチ加工性を安定して得られないという問題がある。

本発明は、以上説明した問題点を解決するために成されたものであり、複雑な穴形状を容易に加工できる優れたブローチ加工性を確保するとともに、軟窒化特性についても優れた窒化部品用素材及びその製造方法を新規に提案することを目的とする。

請求項１の発明は、質量%で、C:0.10〜0.40%、Si:0.50%以下、Mn:0.30〜1.50%、Cr:0.30〜2.00%、V:0.15超〜0.50%、Al:0.02〜0.50%を含有し、残部がFe及び不純物元素からなりフェライト硬さがHV190以上、フェライト粒度が8番以上であるフェライトパーライト組織からなることを特徴とするブローチ加工性に優れた窒化部品用素材である。

本発明者等は低速重切削を特徴とするブローチ加工時の工具寿命が、どの要因を変化させると改善されるのかという点について、詳しく調査した。前記した2件の特許文献では、組織をフェライトパーライトとしており、特にベイナイトは、被削性を低下させるので、好ましくないとしている。また、他の組織としては、Cr含有合金鋼を調質した際に得られるソルバイト組織がある。しかし、従来ベイナイト組織が悪いというのは、ベイナイト組織が生じると硬さも硬くなって加工性が低下するという意味であり、硬さを一定とした場合での組織間のブローチ加工性への影響については明確になっていなかった。

そこで、本発明者等は熱処理条件を様々に変化させ、硬さが同じであった場合にどの組織が最もブローチ加工性が優れるかという点について詳しく調査した。その結果、同一硬さであっても調質して得られるソルバイト組織は最もブローチ加工性が低下すること、ベイナイト組織はソルバイト組織に比べて優れたブローチ加工性を示すものの、前記特許文献と同様にフェライトパーライト組織とした場合が最もブローチ加工性が改善されることを見出したものである。

また、本発明の窒化部品用素材を用い、必要な機械加工と軟窒化処理を行って得られる窒化部品は、部品として要求される強度の点を考慮すると、前記した炭素鋼や合金鋼の調質品(焼入焼もどし材)と同等の内部硬さを確保することが望ましく、特に硬さの低いフェライト部分の硬さの影響を考慮する必要があると考えられる。そこで、フェライト硬さとブローチ加工性との関係について詳しく調査した。その結果、フェライト硬さは、むしろ軟らかい方が、ブローチ加工性が低下すること、優れたブローチ加工性を得るには、フェライト硬さをHV190以上とする必要があること、そのためには、Vを0.15%を超えて添加することにより可能となることを見出したものである。

なお、過去の多くの特許文献に記載されている内部硬さは、ほとんどが組織全体の平均的硬さである。また、フェライト硬さがHV190未満であっても、従来鋼の調質品と比較して同等以上の内部硬さを有するフェライトパーライト組織を得ることは十分に可能であり、記載された硬さが調質品と同等以上である場合でもフェライト硬さがHV190以上であるとは限らない。さらに、追加して説明するならば、Vの添加等のフェライト強化のための対策がとられていない発明の場合、調質品と同等以上の硬さを有していても、フェライト硬さはHV190未満と考える方が自然である。それに対し、本発明では、フェライト硬さをHV190以上とした上で、さらに調質品と比べて同等以上の内部硬さを確保可能であることを特徴とするものである。

但し、HV190以上のフェライト硬さを有するフェライトパーライト組織とした場合、前記したようにブローチ加工性と強度の点では問題はないが、靭性が劣るという問題がある。そこで、靭性を実際の使用上問題とならないレベルまで改善するために、フェライト粒度をかなり微細な状態に相当する8番以上に限定したものである。なお、微細なフェライト粒を有する組織は、後述するように、鍛造温度を通常よりも低めの温度で行うことにより、得ることができる。これにより窒化特性とブローチ加工性が共に優れ、靭性についても問題のない素材を得ることができるため、後工程であるブローチ加工を容易に行うことができ、かつ軟窒化処理を施すことにより強度面でも問題のない窒化部品を得ることができる。

次に、本発明であるブローチ加工性に優れた窒化部品用素材で使用する鋼の各成分範囲の限定理由について説明する。

C:0.10〜0.40%
Cは内部硬さを高め、必要な強度を確保するために必要な元素であり、0.10%以上含有させる必要がある。しかし、0.40%を超えて含有させると軟窒化特性(表面硬さ、硬化深さ)が低下するとともに、内部硬さも高くなりすぎて、被削性、靭性が低下するので、上限を0.40%とした。

Si:0.50%以下
Siは、鋼の製造時に脱酸のために必要な元素であり、Siを脱酸元素として使用する場合には、少量含有させる必要のある元素である。しかしながら、Siは窒化特性を低下させる元素であり、含有すると軟窒化後の表面硬さ、硬化深さが低下するので、その含有は、脱酸処理のための最低限の量とする必要があり、上限を0.50%とした。

Mn:0.30〜1.50%
Mnは、必要な焼入性を確保して内部硬さを高め、要求される強度を確保するために必要な元素であり、その効果を得るためには、0.30%以上含有させる必要がある。しかしながら、多量に含有させると、Cと同様に軟窒化特性が低下するとともに、ベイナイト組織が生成しやすくなり、芯部硬さが高くなりすぎて、被削性、靭性が低下するため、上限を1.50%とした

Cr:0.30〜2.00%
Crは、軟窒化後の表面硬さ、硬化深さを高めるとともに、焼入性を向上させ、必要な強度を確保する効果があり、本発明にとって非常に重要な元素である。従って、0.30%以上の含有が必要である。しかしながら、多量に含有させるとベイナイト組織が生成しやすくなり、靭性、被削性がともに低下するため、上限を2.00%とした。

V:0.15超〜0.50%
Vは本発明にとって最も重要な元素であり、後述の熱間鍛造後の冷却速度の適切な調整によりフェライトパーライト組織中のフェライトを強化してフェライト硬さを高め、低速切削性を改善して、優れたブローチ加工性を得るために不可欠な元素である。また、Vの添加によりフェライト硬さが高められるため、その結果従来の調質品と同等以上の内部硬さを得ることも可能となる。また、Vは、軟窒化特性を高める効果もある。以上の効果を十分に得るためには、Vを少なくとも0.15%超、望ましくは0.18%以上含有させる必要がある。しかしながら、多量に含有させても前記効果が飽和し、添加によるコスト高に見合う効果が得られなくなるため、上限を0.50%とした。

Al:0.02〜0.50%、
Alは、脱酸に有効な元素であるとともに、窒化処理後の表面硬さを高め、軟窒化特性を改善する元素である。そして、脱酸だけでなく軟窒化特性の改善のために十分な効果を得るためには、最低でも0.02%以上の含有が必要である。しかしながら、多量に含有させると、前記した軟窒化特性向上効果が飽和するとともに、酸化物系介在物(アルミナ)が増加して、疲労強度に悪影響を及ぼすため、上限を0.50%とした。
また、組織、フェライト硬さ、フェライト粒度等を限定した理由については、既に前記した通りである。

次に、請求項１の窒化部品用素材を製造する方法(請求項３)の製造条件及びその限定理由について、以下に説明する。
請求項３は、請求項１で規定した成分からなる熱間圧延鋼材を、1000〜1300℃に加熱後850〜1000℃の温度で加工率20%以上の熱間鍛造を行い、鍛造後500℃までの冷却速度が0.1〜2℃/秒となるような条件で冷却することにより、フェライト硬さがHV190以上、フェライト粒度が8番以上のフェライトパーライト組織とすることを特徴とするブローチ加工性に優れた窒化部品用素材の製造方法である。

請求項３からなる窒化部品用素材の製造方法では、まず最初に、請求項１で指定した成分からなる鋼を電気炉等で溶解し、熱間圧延により母材を製造する。この母材をを所定の寸法に切断し、加熱して熱間鍛造を行う。

ここで、熱間鍛造時の加熱温度(表面温度)の下限を1000℃としたのは、鍛造時の加熱の際に圧延鋼材中に炭窒化物として析出した状態となっているVを十分に固溶させ、加熱終了後の鍛造及び制御冷却工程の間にフェライト中に析出させて、析出硬化によりフェライト硬さを向上させるためである。V炭窒化物は、肌焼鋼で結晶粒微細化のために利用されるAlやNbの炭窒化物に比べれば低い温度でも固溶するが、それでも十分に固溶させるためには1000℃以上には加熱する必要がある。固溶が不十分の場合には、鍛造後の冷却途中の微細析出が不十分となって、析出硬化による強化が小さくなり、フェライト硬さが低下して、ブローチ加工性が低下する結果となる。

また、加熱温度の上限を1300℃としたのは、1300℃まで加熱すれば、Vは既に完全に固溶した状態となっており、これ以上温度を高くしても何の効果も得ることができず、エネルギーの無駄になるだけであるとともに、結晶粒が粗大化して靭性が低下するという問題があるからある。

次に、鍛造は1000〜1300℃に加熱後その温度ですぐに加工を加えるのではなく、少し温度の低い850〜1000に冷却されるまで待ってから行う。これは、より低い温度で加工した方が鍛造終了後におけるフェライト粒が微細化するため、鍛造後の素材の靭性が改善されるためである。鍛造温度の下限を850℃としたのは、これより低い温度で加工した場合、前工程である1000〜1300℃の加熱によって固溶させたVがフェライト中に析出する際により大きく成長しやすくなるため、フェライト硬さが低下してブローチ加工性が低下することと、母材の変形抵抗が上昇して必要な成形荷重が増加し、プレスへの負荷が大となるためであり、上限を1000℃としたのは、これより温度が高いと鍛造後に8番以上の微細なフェライト粒度を得ることが難しくなり、粗大なフェライトパーライト組織となって、靭性が低下するためである。

但し、フェライト粒を微細化するためには、850〜1000℃という熱間鍛造としては比較的低い温度で被加工物に大変形を加える必要があるため、少なくとも加工率で20%以上の変形を加えることとした。なお、ここで言う加工率とは、鍛造時に圧縮される方向の被加工物の高さ変化率のことを意味する。加工率が20%以上となる大変形を加えることによって、微細なフェライトパーライト組織を得ることができ、靭性を改善することができる。

次に、鍛造が終了した直後の時点ではまだ高温であり、変態が完了しておらず、その後の冷却条件によっては狙いとする組織が得られなくなる場合がある。従って、優れたブローチ加工性を得るためには、鍛造後、変態が完了すると考えられる温度である500℃までを0.1〜2.0℃/秒の速度で冷却することによって、フェライトパーライト変態を完了させ、他の組織が生成しないようにする必要がある。

ここで、冷却速度の下限を0.1℃/秒としたのは、これ以上に冷却速度を遅くすると、フェライト中に析出したＶ炭窒化物が成長し粗大化して、Ｖ炭窒化物によるフェライト強化効果が低下し、フェライト硬さが低下してブローチ加工性が低下するためであり、上限を2.0℃/秒としたのは、これより冷却速度が速くなると、ベイナイト組織の生成を防止できなくなるためである。

次に500℃から室温までの冷却については、500℃までの冷却で既にフェライトパーライト変態が完了しているため、急冷しても、徐冷しても良く、冷却速度が変化しても組織には何ら影響がない。従って、実際の製造現場の都合に合わせて実施しやすい条件で冷却すれば良い。以上の工程によりブローチ加工性に優れた鍛造部品を製造することができる。

また、室温まで冷却後の組織は、フェライトパーライト組織としているが、これはベイナイト、ソルバイト組織の生成を全く許容しないという意味ではない。実際の製造においては様々な条件のばらつきによって特にベイナイト組織は生成してしまう可能性があるため、全く許容しないとすると製造が難しくなる恐れがあるためである。具体的には3%以下程度に抑制することが望ましい。但し0%であることが望ましいことは、勿論である。

製造された鍛造品からなる窒化部品用素材は、最終形状に対し、まだ荒成形の状態であるため、さらに所定の加工が施される。この際他の加工とともに、前記したブローチ加工も実施され、所定の製品形状に仕上げ加工される。この際、前記した工程で製造したことにより、適切な硬さと組織に調整されているため、容易にブローチ加工を施すことができ、仕上げ加工を完了することができる。

最後に軟窒化処理がされる。この軟窒化処理は、通常の窒化鋼に普通に実施されている条件でも良いが、若干条件を最適化して実施しても勿論構わない。前記した成分範囲の鋼は、Al、V等の窒化特性を高める元素が添加され、優れた窒化特性を有しているため、容易に狙いとする表面硬さ、硬化深さを得ることができる。

以上説明した工程で製造することにより、窒化特性に優れ、ブローチ加工性に優れた窒化部品用素材を製造できるため、後工程であるブローチ加工によって複雑な穴形状を有する部品を効率良く(=工具寿命が長く、生産効率が良い)製造することができ、かつ軟窒化後の表面硬さ、硬化深さに優れた窒化部品を製造することができる。

請求項１に記載した鋼成分からなる窒化部品用素材を以上説明した工程で製造することによりブローチ加工が容易で、かつ窒化特性の優れた窒化部品用素材(鍛造による粗加工材)を製造することができるが、本発明では、必要に応じてNi、Mo、S、Bi、Se、Ca、Te、Nb、Tiの１種又は２種以上の元素を添加して、さらに軟窒化特性、強度、靭性、被削性を改善することができる(請求項２)。以下、それぞれの成分の限定理由について説明する。

Ni:2.00%以下、Mo:0.50%以下
Ni、Moは、本発明で得られる窒化部品の強度と靭性をさらに改善するために有効な元素であり、必要に応じ添加できる元素である。しかし、Ni、Moは請求項１で用いる各合金元素と比較して高価な元素であり、その添加量は得られる効果と添加によるコスト増加を比較して適切に調整する必要がある。但し、多量に添加すると、効果が飽和し、コスト増加に見合う特性の向上が得られる可能性がなくなるので、上限をNiは2.00%、Moは0.50%に限定した。

S:0.20%以下、Bi:0.30%以下、Se:0.30%以下、Ca:0.10%以下、Te:0.30%以下
S、Bi、Se、Ca、Teは被削性を改善する元素として良く知られている元素であり、必要に応じ請求項１で使用する鋼に加えさらに適量添加することによって、被削性(ブローチ加工性)を改善することができる元素である。しかし、これらの元素の添加は熱間加工性を劣化させ鍛造成形性が低下する原因になるとともに、疲労強度、靭性に悪影響を及ぼすため、その添加は最小限に抑える必要がある。そこで、多くてもBi、Se、Teは0.30%以下、Sは0.20%以下、Caは0.10%以下とする必要がある。

Nb:0.50%以下、Ti:1.00%以下
Nb、Tiは窒化処理により表面から鋼中に侵入するNと結合して硬質の窒化物を形成するため、窒化処理後の表面硬さを高め、軟窒化特性を改善することのできる元素である。従って、要求される窒化処理後の表面硬さに合わせて必要に応じ添加することができる。しかしながら、多量に添加しすぎても効果が飽和し、添加によるコスト増加に見合う効果が得られないため、上限をNbは0.50%、Tiは1.00%とした。

なお、以上説明した任意添加元素を添加した鋼を用いて窒化部品を製造する場合においての製造方法は、前記した任意添加元素を用いない場合に行う方法と全く同じである。従って、同様に熱間鍛造及び鍛造後の制御冷却をすることによって、ブローチ加工性の優れた窒化部品用素材を製造することができ(請求項４)、さらにブローチ加工等の機械加工を行った後軟窒化処理を行うことによって、表面硬さ、硬化深さの点で優れた窒化部品を製造することができる。

次に、本発明である窒化部品用素材及びその素材を用いた窒化部品の製造方法の特徴を比較例と対比して、実施例により説明する。表１に実施例として用いた供試鋼の化学成分を示す。

表１において、1〜14鋼は本発明で指定した成分範囲内の鋼であり、このうち、1〜5鋼が請求項１、３に該当する供試鋼、6〜14鋼が請求項２、４に該当する供試鋼である。また、15〜21鋼はいずれかの成分が本発明で規定する範囲を外れている供試鋼であり、22、23鋼は従来から広く用いられてきた鋼であるJISのSCM420、S45Cである(以下、1〜14鋼を本発明鋼、15〜21鋼を比較鋼、22、23鋼を従来鋼と記す。)。

また、供試鋼は短時間に多数の成分からなる鋼の評価をするため、本発明鋼、比較鋼については、30kg真空誘導溶解炉によって溶解し、製造した鋼塊を用い、これを鍛伸及び機械加工してφ60mm×90mmの丸棒試験片を準備し、従来鋼である22、23鋼については、実際に製造されているφ60の丸棒の一部を採取することにより、同様にφ60×90mmの試験片を準備して、後述の試験を実施した。この試験片のうち、1〜21鋼の試験片については、1200℃に加熱し、1000℃の温度で高さが54mm(加工率40%)となるまで据込み加工し、加工後500℃までを0.1℃/秒の速度で冷却し、その後室温まで空冷した。また、従来鋼である22、23鋼については、1200℃に加熱し、前記と同様に1000℃で熱間鍛造後そのまま空冷し、焼入(860℃)及び焼もどし処理を行った。焼もどし温度は、芯部硬さが、前記1〜21鋼の平均程度(HV230)となるよう調整(22鋼は590℃、23鋼は600℃)して実施した。このようにして得られた試験片をその材料特性に影響が生じない方法で切断及び機械加工して、幅が40mm×高さが20mmの試験片を作成した。また、同時に衝撃試験片(ノッチ底半径5mm、ノッチ底深さ2mm)も作成し、後述の試験を行った。

次にブローチ加工性の評価方法について説明する。実際の部品製造に使用されるブローチ歯は、非常に高価であるため、本実験では、評価用のブローチ歯(幅4mm、すくい角18°、2番角2°、横逃げ角13°、歯数5)を準備し、前記した幅が40mmの試験片を図１に示すような切削方向で総切削長40000mmのフライス加工(切削速度7m/分、削り代0.05mm)を実施した。この加工の際、加工性が良いほど加工時の切削抵抗が小さくなるので、ブローチ加工性はフライス加工中の切削抵抗を測定することにより評価することができる。但し、加工の進行とともに、ブローチ歯が摩耗し、その影響によって切削抵抗に変化が生じる可能性があるので、前記加工の最終段階(総切削長40000mmの加工が終了する時を含む最終段階)での切削抵抗を測定した。また、切削試験片の一部を利用して、フェライト硬さについても測定を行った。

軟窒化特性は、前記した衝撃試験片を用いRXガスにアンモニアを混合した雰囲気ガス中にて560℃×2.5時間の条件で軟窒化処理を実施し、その後室温にて衝撃試験を行い、衝撃値を測定した。また、同じ試験片を用いて窒化処理後の表面硬さと硬化深さを測定した。なお、ここで測定した硬化深さは、HV513(HRC50)となる深さである。但し、従来鋼S45C(23鋼)については、軟窒化では狙いとする表面硬さを得られないことから、通常高周波焼入れがされているため、前記焼入れ焼もどし処理し、高周波焼入れを行ったものの衝撃値を比較のために測定した。また、SCM420(22鋼)についてはブローチ加工性が大きく劣ることがわかっているため、靭性については評価するまでもないと判断し、衝撃試験については行っていない。結果を表２に示す。

表２から明らかなように、本発明の実施例である1〜14鋼を据込み鍛造し、組織がフェライトパーライト組織となるよう500℃に達するまでの冷却速度を調整したものは、Vの適量添加による効果によって、いずれも、フェライト硬さがHV190以上のフェライトパーライト組織を有しており、その結果軟窒化特性は劣るもののブローチ加工性には問題のない従来鋼であるS45Cの調質品(23鋼)と比較して、10%以上切削抵抗が低下し、優れたブローチ加工性が得られていた。また、ブローチ加工性が優れるだけでなく、軟窒化特性についても従来鋼であるSCM420(22鋼)と比較して同等以上の窒化特性を有することが確認できた。さらに、本発明では通常の熱間鍛造に比べ低い温度である1000℃の温度で鍛造しているので、1200℃程度で鍛造する場合に比べフェライト粒が微細化し、8番以上となっていることから、窒化処理後における靭性が改善され、従来鋼S45C(23鋼)を焼入焼もどし後高周波焼入した場合とほぼ同等の衝撃値を得ることができた。

それに対し、比較例である15〜21鋼を据込み鍛造し、前記と同様の条件で室温まで冷却したものは、ブローチ加工性、軟窒化特性、衝撃値のいずれかが劣ることが明らかとなった。すなわち、15鋼はC含有率が高いため、表２には具体的数値は示していないが、芯部硬さが上昇して、ブローチ加工性が低下するとともに、衝撃値、軟窒化特性も低下したものであり、16鋼は、Si含有率が高いため、軟窒化特性が低下したものであり、17、19鋼は、MnまたはCr含有率が高いため、ベイナイト組織が生成して芯部硬さが増加し、ブローチ加工性が低下するとともに、17鋼は軟窒化特性が低下したものであり、18、20鋼は、軟窒化特性改善のために必要な元素であるCrまたはAl含有率が低いため、軟窒化特性が低下して窒化処理後の表面硬さが低く、硬化深さが浅くなったものであり、21鋼は、V含有率が低いためフェライト硬さが低下して、切削抵抗が上昇したものである。なお、15、17、19、21鋼は、本発明に比べブローチ加工性は低下するものの、S45Cとほぼ同等のブローチ加工性は有していた。そして、このうち19、21鋼は窒化特性も本発明鋼とほぼ同等であるので、S45Cと同等のブローチ加工性で良いのであれば、使用は可能である。

また、従来鋼である22鋼(SCM420の調質品)は、調質によりソルバイト組織となってしまうため、芯部硬さを、本発明の試験片と同等に調整してもブローチ加工性が劣るものである。なお、23鋼(S45Cの調質品)は、軟窒化特性については、試験するまでもなく大きく劣ることがわかっているので、試験は実施していない。切削抵抗の結果は、問題なくブローチ加工ができる基準値を把握するために実施したもので、本発明の実施例のデータとの比較については、前記した通りである。

この結果より、従来の方法では、ブローチ加工性と、軟窒化特性のいずれか一方しか、その要求レベルを満足できるものが得られなかったのに対し、本発明の方法を適用することにより、ブローチ加工しやすく、かつ軟窒化処理後の表面硬さ、硬化深さに優れた窒化部品を得ることができることが明らかになった。

前記実施例では、鍛造条件、鍛造後の冷却条件等を固定して、評価した結果を示した。本実施例では、前記した表１に示した１鋼を用い、表３に示すように鍛造条件、冷却条件を変化させて(表３の条件以外については前記実施例と同じ)、ブローチ加工性がどのように変化するかについて評価した。結果を表４に示す。

表４において、A〜Cの製造方法が本発明の条件を満足する場合であり、D〜Jの条件は、いずれかの製造条件が、本発明の条件を満足しない場合である。

この結果をみると、条件Dにより得た試験片は、加熱温度が低いために、鋼中のV炭窒化物の固溶が不十分となり、フェライト硬さが低下しブローチ加工性が低下したものであり、条件Eは、据込み鍛造時の温度が低すぎたため、再析出したV炭窒化物が粗大となって、フェライト硬さが低下し、ブローチ加工性が低下したものである。

また、Fの条件で作製した試験片は、鍛造温度が高すぎたため、フェライト粒度が粗大となって、衝撃値が低下したものであり、Gの条件で製造した試験片は、鍛造時の加工率が小さすぎるため、フェライト粒が粗大となってFと同様に靭性が低下したものである。さらに、条件Hで製造したものは、鍛造後の冷却速度が遅すぎたため、フェライト硬さが低下してブローチ加工性が低下したものであり、条件Iで製造したものは、逆に冷却速度が速すぎてベイナイトが生成したため、切削抵抗が上昇したものである。

なお、条件Jは通常の熱間鍛造を行ったものであり、鍛造温度が高いため、フェライト粒が粗大化し、靭性が大きく劣るものである。

これに対し、本発明で指定した条件を満足しているA〜Cの条件で作製した試験片は、全て従来鋼S45Cと比較して10%以上低い切削抵抗を示し、かつ優れた窒化特性を有していることが確認できた。

このように優れたブローチ加工性は、単なる内部硬さを管理するのみでは不十分であり、組織をベイナイトやソルバイトをほとんど含むことのないフェライトパーライト組織とし、かつフェライト硬さをHV190以上とすることが必要であり、そのためには、成分を特定範囲内に限定した上で、鍛造時の加熱温度、その後の冷却速度等の条件を適切に調整することが効果的であることがわかる。

さらに、通常の温度より低い温度で鍛造することにより、鍛造後のフェライト粒を微細化し、窒化特性、ブローチ加工性を劣化することなく靭性を改善することができる。

以上説明した基礎評価により、ブローチ加工がしやすく、かつ軟窒化特性にも優れた窒化部品の製造ができる可能性が明確となったので、実生産設備でその効果を確認するため、表１の１鋼に相当する鋼を実生産用の電気炉で溶解し、表３に示すAの条件で窒化部品を製造し、軟窒化特性とブローチ加工性の評価を行った。その結果、前記実施例で示した基礎評価結果とほぼ同様の効果が得られることが確認できた。なお、前記した実施例では切削抵抗での評価結果を示しており、工具摩耗量については示していないが、この実部品での評価により切削抵抗が低下し、工具摩耗を小さく抑えられ、工具寿命を大きく改善できることが確認できた。

以上説明した通り、本発明は、成分を特定範囲に限定し、かつ適切な条件で鍛造及び鍛造後の冷却速度の調整を行うことによって、フェライト硬さがHV190以上であって、さらにフェライト粒度が8番以上のフェライトパーライト組織とすることにより、ブローチ加工を容易にし、かつ軟窒化後の表面硬さ、硬化深さが優れ、かつS45C等中炭素鋼の調質後高周波焼入した製品と同等以上の衝撃特性を有する窒化部品を製造することができる。そのため、断面形状が複雑な穴形状を有する窒化部品を容易に製造することが可能となり、歪の発生も小さく抑えられるため、産業への貢献は極めて大きいものである。

ブローチ加工性の評価方法を説明する図である。

Claims (4)

1. 質量%で、C:0.10〜0.40%、Si:0.50%以下、Mn:0.30〜1.50%、Cr:0.30〜2.00%、V:0.15超〜0.50%、Al:0.02〜0.50%を含有し、残部がFe及び不純物元素からなりフェライト硬さがHV190以上、フェライト粒度が8番以上であるフェライトパーライト組織からなることを特徴とするブローチ加工性の優れた窒化部品用素材。
2. 請求項１記載の鋼に加えて、さらに質量%でNi:2.00%以下、Mo:0.50%以下、S:0.20%以下、Bi:0.30%以下、Se:0.30%以下、Ca:0.10%以下、Te:0.30%以下、Nb:0.50%以下、Ti:1.00%以下の１種または２種以上を含有することを特徴とするブローチ加工性の優れた窒化部品用素材。
3. 質量%で、C:0.10〜0.40%、Si:0.50%以下、Mn:0.30〜1.50%、Cr:0.30〜2.00%、V:0.15超〜0.50%、Al:0.02〜0.50%を含有し、残部がFe及び不純物元素からなる熱間圧延鋼材を、1000〜1300℃に加熱後850〜1000℃の温度で加工率20%以上の熱間鍛造を行い、鍛造後500℃までの冷却速度が0.1〜2℃/秒となるような条件で冷却することにより、フェライト硬さがHV190以上、フェライト粒度が8番以上のフェライトパーライト組織とすることを特徴とするブローチ加工性の優れた窒化部品用素材の製造方法。
4. 請求項３に記載の製造方法で使用する鋼に加えて、さらに質量%でNi:2.00%以下、Mo:0.50%以下、S:0.20%以下、Bi:0.30%以下、Se:0.30%以下、Ca:0.10%以下、Te:0.30%以下、Nb:0.50%以下、Ti:1.00%以下の１種または２種以上を含有する熱間圧延鋼材に、請求項３記載の製造方法を施すことを特徴とするブローチ加工性の優れた窒化部品用素材の製造方法。
   

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