JP3716073B2 - 被削性及び疲労特性に優れた熱間鍛造部品の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、高強度且つ高靱性の熱間鍛造非調質鋼部品の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車に使用される熱間鍛造部品には、従来、機械構造用炭素鋼や合金鋼を熱間鍛造した後に焼入れ・焼戻しを施したものが使用されてきた。しかし、コスト低減のために近年では、熱間鍛造後の冷却ままで使用する非調質鋼が広く採用されてきた。しかし、ＶやＮｂを微量添加した従来のフェライト・パーライト系の非調質鋼は、衝撃値等の靱性が低いのが欠点であった。上記欠点を改善するために、低炭素鋼を熱間鍛造後の直接焼入れ等の方法で冷却して、高強度・高靱性としたマルテンサイト系又は／及びベイナイト系非調質鋼が提案されている。
【０００３】
例えば、特開昭６３−３１２９４９号公報には、Ｃ：０．０４〜０．２０wt.%、Ｓｉ：０．０５〜１．０wt.%、Ｍｎ：０．８〜２．０wt.%、Ｎｂ：０．０１〜０．１５wt.%、Ｔｉ：０．０１〜０．０５wt.%、Ｂ：０．０００３〜０．００５wt.%、及びＡｌ：０．００５〜０．１０wt.%を含む鋼を熱間鍛造後直接水冷する非調質鋼が開示されている。しかしながら、ＮｂやＴｉは硬い窒化物や炭窒化物を形成し、切削工具に機械的摩耗を生じさせるため工具寿命が短く、被削性に劣る。また、硬い窒化物や炭窒化物は疲労破壊の起点にもなるので、疲労特性が良好でない等の欠点を有する。
【０００４】
また、特開平３−３６２３３号公報には、Ｃ：０．１０〜０．３０wt.%、Ｓｉ：０．０５〜１．０wt.%、Ｍｎ：２．２〜３．８wt.%、Ｃｒ：１．５０〜３．００wt.%、Ｍｏ：０．０５〜０．５０wt.%、Ａｌ：０．０１０〜０．０６０wt.%、Ｖ：０．０１〜０．３０wt.%、Ｔｉ：０．０１〜０．０５wt.%、及びＢ：０．０００５〜０．００４０wt.%を含む非調質鋼が開示されている。この発明もＴｉを含有する点で前記のような欠点を有する。
【０００５】
また、特開昭６３−１９０１４２号公報には、Ｃ：０．０４〜０．１５wt.%、Ｓｉ：１．０５wt.%以下、Ｍｎ：０．３〜３．０wt.%、Ｃｒ：０．７〜３．０wt.%、及びＡｌ：０．０１〜０．０６wt.%を含む非調質鋼が開示されている。しかしながら、Ａｌは鋼中の酸素と結合して硬いＡｌ2 Ｏ3 を形成するので、切削工具の摩耗の原因となる。また、Ａｌの存在は熱間鍛造後の結晶粒を微細にするので、Ｂやその他の焼入れ性向上元素によって焼入れ性を補わねばならず、コスト高の要因となる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、熱間鍛造部品の性能を維持しつつコストの低減を図るために、先行技術は、低炭素鋼を熱間鍛造後直接焼入れ等をして、高強度・高靱性を備えた非調質鋼を提案している。しかしながら、先行技術では、ＮｂやＴｉの添加に伴う炭化物や炭窒化物形成により切削工具の摩耗や疲労破壊の起点の問題があり、Ａｌ添加によるＡｌ2 Ｏ3 介在物による切削工具の摩耗や熱間鍛造後の結晶粒微細化の問題、更にこの微細化に対する焼入れ性向上元素の添加によるコスト上昇等の問題がある。
【０００７】
従って、この発明の課題は、Ｎｂ、Ｔｉ及びＢ等の元素を添加せず、且つ、Ａｌを鋼中に残留させずに、高強度・高靱性で且つ切削工具の摩耗問題を解消し、また疲労破壊特性に優れた非調質の熱間鍛造部品を製造技術を開発することにある。こうして、この発明の目的は、高価な合金元素を使用せず、焼戻しを施さず、コストを上昇させずに高強度・高靱性で且つ被削性及び疲労特性に優れた熱間鍛造部品を製造することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上述した観点から鋭意研究を重ねた結果、鋼片又は鋼塊の化学成分組成についてＣ含有率を０．０２〜０．１５wt.%と低くして、熱間鍛造部品の焼入れままの最高硬さをＨＲＣ＝２５〜３５となるように調節し、Ｍｎ及びＣｒ含有率を鍛造部品の大きさに合わせて芯部がＨＲＣ＝２０〜３０になるように調節し、そして、Ｔｉ、Ａｌ及びＢを用いずに鍛造時の加熱により粗大な結晶粒となるようにして焼入れ性を高める。こうすれば、焼戻しをしなくても高強度、高靱性で、被削性及び疲労特性に優れた鍛造部品の製造が可能となるという知見を得た。この発明は、上述した知見に基づきなされたものであり、下記特徴を有するものである。
【０００９】
請求項１記載の発明は、Ｃ：０．０２〜０．１５wt.%、Ｓｉ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｍｎ：０．５〜２．５wt.%、Ｓ：０．０１０〜０．０７０wt.%、及びＣｒ：１．１２〜２．５wt.%を含み、Ａｌ：０．０１０wt.%未満、Ｔｉ：０．００５wt.%未満、及びＯ：０．００２０wt.%未満に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる化学成分組成を有する鋼片又は鋼塊を調製する。次いで、これを１２００〜１３５０℃の範囲内の温度に加熱し、熱間鍛造した後、直接急冷して、得られた鍛造材のＪＩＳ Ｇ ０５５１（鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法）による粒度番号が５番以下の粗粒であって、マルテンサイト又は／及びベイナイトを主体とするミクロ組織にする。このようにして、高強度と高靱性とを備え、且つ被削性及び疲労特性に優れた熱間鍛造部品を製造する方法である。
【００１０】
請求項２記載の発明は、請求項１記載の発明において、鋼片又は鋼塊として、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、Ｐｂ：０．０１〜０．３０wt.%、Ｓｅ：０．０１〜０．３０wt.%、Ｔｅ：０．０１〜０．３０wt.%、及びＢｉ：０．０１〜０．３０wt.%からなる群から選ばれた少なくとも１種が、更に付加して含まれた化学成分組成を有するものを用いることに特徴を有するものである。
【００１１】
【発明の実施の形態】
この発明を実施する際に用いる鋼片又は鋼塊は、転炉や電気炉等常用の製鋼炉で溶製され、連続鋳造機等の常用の鋳造設備等で調製されたものであればよい。上記鋼片又は鋼塊の化学成分組成を上述したように限定した理由を説明する。
【００１２】
（１）Ｃ：０．０２〜０．１５wt.%
この発明により得ようとする、熱間鍛造部品の急冷ままでの目標硬さは、ロックウェルＣスケール（以下、ＨＲＣという）で、表面部において２５〜３５、中心部において２０〜３０の間である。この目標値に対して、Ｃ含有率が０．０２wt.%未満では十分な硬さを得ることができない。また、製鋼段階での脱炭工程で長時間を要し、コスト高になる。一方、Ｃ含有率が０．１５wt.%を超えると、熱間鍛造後の急冷後の硬さが高くなり過ぎて被削性が低下する。
従って、Ｃ含有率は、０．０２〜０．１５wt.%の範囲内とする。
【００１３】
（２）Ｓｉ：０．０１〜０．５０wt.%
Ｓｉは脱酸剤として重要な元素であり、０．０１wt.%未満では鋼が脱酸不足になり、鋼中の酸化物系介在物が多くなり清浄性が低下して望ましい機械的性質が得られなくなる。しかし、０．５０wt.%を超えてＳｉを添加すると、非金属介在物が増えて鋼の靱性及び疲労特性が低下する。
従って、Ｓｉ含有率は、０．０１〜０．５０wt.%の範囲内とする。
【００１４】
（３）Ｍｎ：０．５〜２．５wt.%
Ｍｎは焼入れ性を高めて鋼を強化すると共に、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、鋼の靱性を高める。この効果を発揮させるためには０．５wt.%以上のＭｎ添加を要する。しかし、Ｍｎ含有率が、２．５wt.%を超えると鋼の中心部まで硬化して穴明け時等の被削性の低下が起こる。
従って、Ｍｎ含有率は、０．５〜２．５wt.%の範囲内とする。
【００１５】
（４）Ｓ：０．０１０〜０．０７０wt.%
Ｓは鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる。この効果を発揮させるためには０．０１０wt.%以上のＳを添加する必要がある。しかし、Ｓを０．０７０wt.%を超えて添加すると靱性が低下して望ましくない。
従って、Ｓ含有率は、０．０１０〜０．０７０wt.%の範囲内とする。
【００１６】
（５）Ｃｒ：１．１２〜２．５wt.%
ＣｒもＭｎと同様に焼入れ性を高めて鋼を強化する。この効果を発揮させるためにはＣｒを１．１２wt.%以上添加する必要がある。しかし、２．５wt.%を超えてＣｒを添加すると、鋼の中心部まで硬化して被削性が低下する。従って、Ｃｒ含有率は、１．１２〜２．５wt.%の範囲内とする。
【００１７】
（６）Ａｌ：０．０１０wt.%未満
Ａｌは鋼の結晶粒を微細にして焼入れ性を低下させると共に、鋼中にＡｌ2 Ｏ3 の形態として残留すると、疲労特性を低下させる。即ち、ＡｌはＳｉと同様脱酸剤として重要な元素であり、製鋼段階での脱酸工程では溶鋼を十分に脱酸して凝固過程で鋼中にＡｌ2 Ｏ3 が析出しないようにし、また、脱酸生成物であるＡｌ2 Ｏ3 を溶鋼から十分に分離除去して、清浄性の良い鋼を溶製する必要がある。しかし、凝固後鋼中にＡｌの一部が残留する場合は、硬いＡｌ2 Ｏ3 介在物として混入しており、切削工具の摩耗を大きくするのみならず、疲労破壊の起点として作用し、疲労特性を低下させる。Ａｌによる焼入れ性の低下及び疲労特性の低下を防止するため、Ａｌ含有率は０．０１０wt.%未満に制限しなければならない。
【００１８】
（７）Ｔｉ：０．００５wt.%未満
ＴｉはＮと結合して角形の硬いＴｉＮを形成し、切削工具の摩耗を促進すると共に、疲労破壊の起点として作用する。Ｔｉは上記作用をするので、この発明においては有害元素である。このような弊害を防ぐため混入するＴｉ含有率は０．００５wt.%未満に制限しなければならない。
【００１９】
（８）Ｏ：０．００２０wt.%未満
Ｏは鋼中のＡｌと結合してＡｌ2 Ｏ3 を形成し、被削性及び疲労特性を低下させる。これを防ぐため、Ｏ含有率は０．００２０wt.%未満に制限しなければならない。
【００２０】
次に、Ｃａ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｔｅ及びＢｉはいずれも熱間鍛造部品の被削性の改善に有効な元素として添加するものである。従って、これら元素の内少なくとも１種を含有することによりその被削性が一層向上する。
【００２１】
（９）Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%
Ｃａは紡錘形のＣａＳを形成し、被削性を向上させる作用をする。この作用を発揮させるためには０．００１０wt.%以上のＣａ添加を必要とする。しかし、０．０１００wt.%を超えてＣａを添加しても被削性向上硬化は飽和する。
従って、Ｃａの含有率は、０．００１０〜０．０１００wt.%の範囲内とする。
【００２２】
（１０）Ｐｂ：０．０１〜０．３０wt.%、Ｂｉ：０．０１〜０．３０wt.%
Ｐｂ及びＢｉはいずれも低融点金属であり、鋼中に微細に分散したＰｂ及びＢｉの金属相が切削中に溶融して鋼を脆化させ、切り屑処理性を改善したり、仕上げ面粗さを良好にする等の被削性改善に効果を発揮する元素である。しかし、いずれの元素においても０．０１wt.%未満の添加ではこのような被削性改善効果は小さい。一方、０．３０wt.%を超えて添加すると、鋼中には、微細に分散しない未固溶のＰｂ及びＢｉの相が混在して出現し、鍛造時の割れの原因になる。
従って、Ｐｂ及びＢｉの含有率はいずれにおいても、０．０１〜０．３０wt.%の範囲内とする。
【００２３】
（１１）Ｓｅ：０．０１〜０．３０wt.%、Ｔｅ：０．０１〜０．３０wt.%
Ｓｅ及びＴｅはいずれもＭｎＳの中に溶け込んで、ＭｎＳの変形抵抗を高め、熱間圧延後、あるいは熱間鍛造後のＭｎＳの形状を紡錘状に保ち、被削性を改善する効果を有する。この効果を発揮させるためには、いずれの元素においても０．０１wt.%以上添加する必要がある。しかし、いずれの元素でも０．３０wt.%を超える添加により、熱間延性が不足して圧延後の棒鋼に表面疵が多発したり、鍛造時の割れ発生の原因になったりする等の弊害を招く。
従って、Ｓｅ及びＴｅの含有率はいずれにおいても０．０１〜０．３０wt.%の範囲内とする。
なお、この発明で使用する鋼片又は鋼塊には、上記元素の他にＰ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＳｎ等の不可避的に混入する元素が含まれる。
【００２４】
次に、この発明における熱間鍛造以降における製造条件の限定理由を説明する。
（１２）鍛造前の加熱温度：１２００〜１３５０℃
鍛造前の加熱温度が１２００℃未満では、鍛造後の再結晶粒が小さくなって焼入れ性が低下する。また、鋼の変形抵抗が大きくなって、鍛造工具の寿命が短くなる。一方、加熱温度が１３５０℃を超えると、加熱中のスケール発生が多くなって、酸化ロスが大きくなったり、鍛造時にスケールを巻き込んだりして作業上や品質上のトラブル原因となる。
従って、加熱温度は、１２００〜１３５０℃の範囲内とする。
【００２５】
（１３）結晶粒度：５番以下の粗粒
ＪＩＳによるオーステナイトの結晶粒度が５番を超える細粒の場合は、鋼の焼入れ性が低下するので、焼入れ性向上のための合金元素を多量に添加しなければならなくなる。このようにＢ並びにＭｎ及びＣｒ等の焼入れ性向上元素を削減するためには、熱間鍛造後の結晶粒を５番以下の粗粒とする必要がある。
【００２６】
（１４）焼入れ後のミクロ組織：マルテンサイト又は／及びベイナイト主体
上述したような、コスト上昇を招かない化学成分組成の鋼の場合に、焼入れ後のミクロ組織をマルテンサイト又は／及びベイナイト主体のミクロ組織にすることは、焼戻しを施さなくても、高強度且つ高靱性を備えた熱間鍛造部品を得るために必須の条件である。
【００２７】
（１５）焼入れ方法：熱間鍛造後の直接急冷
熱間鍛造部品の焼入れは、熱間鍛造後冷却し、所定温度に再加熱して焼入れ処理を施す方法が一般的に行なわれている。この場合には熱間鍛造のオフラインで焼入れが行なわれることになる。しかし、この発明による鋼は、上述した化学成分組成を有するので、熱間鍛造終了時の高温状態において十分な粗粒となっていることもあり、熱間鍛造後、直接急冷して焼入れしても、上述した目標の結晶粒度とミクロ組織とが容易に得られる。従って、製造工程の省略や省エネルギーがなされ、生産性の向上やコスト低減に寄与する。こうした理由により、この発明では、熱間鍛造後に直接急冷して焼入れすることが望ましい。
【００２８】
【実施例】
次に、この発明の熱間鍛造部品の製造方法を、実施例に基づいて更に詳細に説明する。
【００２９】
１５０ｋｇ／ヒートの真空溶解炉を用いて、表１に示す化学成分組成の鋼を溶製し、鋼塊に鋳造した。Ｎo.１、２、４、６、７は本発明の範囲内の化学成分組成を有する実施例用の鋼であり、Ｎo.９〜１７は本発明の範囲外の化学成分組成を有する比較例用の鋼である。
【００３０】
【表１】
鋼塊を熱間鍛造により直径６０ｍｍの丸棒に加工した後、フロントハブに熱間鍛造した。図１に、熱間鍛造したままのフロントハブの形状を示す斜視図を示す。熱間鍛造後の冷却は、水冷、油冷、水スプレーによる冷却、又は水溶性焼入れ剤による冷却で行なった。熱間鍛造後の部品について、割れの有無、及びミクロ組織を観察し、結晶粒度、表面硬さ、軸部の芯部硬さを測定した。また、靱性、被削性及び疲労特性について次の試験をした。
・靱性の評価は、軸部からＪＩＳ３号衝撃試験片を採取し、室温での衝撃値を求めた。
・被削性の評価は、軸部外周を２ｍｍ、超硬工具で２００ｍｍ／ｍｉｎの速度で１０個削った時に発生する逃げ面摩耗の幅を測定して行なった。
・疲労試験は、６０ｍｍφの丸棒を同一条件で、フロントハブの軸部と同じ径の４５ｍｍφに熱間鍛造して製作した棒より、小野式回転曲げ疲労試験片を採取し、疲労限応力を求めた。製造条件及び上記試験結果を、表２に示す。これらの結果から下記事項が明らかである。
【００３１】
【表２】
（１）本発明の方法であるＮo. １、２、４、６、７（実施例）においては、
・鍛造時の割れは発生せず、
・熱間鍛造部品の結晶粒度は５番以下の粗粒であり、
・硬さも表面ＨＲＣ＝２６〜３５、芯部ＨＲＣ＝２２〜２９であっていずれも目標範囲内にある。
・衝撃値はいずれも１００Ｊ／ｃｍ2 を上回り良好である。
・逃げ面摩耗幅は５０μｍ以下と小さく良好である。
・回転曲げ疲労限はすべて５００Ｎ／ｍｍ2 を上回り良好な値となっている。
【００３２】
▲２▼これに対して、本発明の範囲外の方法であるＮo.９〜１７（比較例）においては、下記の通りである。
・Ｎo.９は、Ｃ含有率が０．１７wt.%と本発明の範囲より高いため、表面及び芯部の硬さが高く、逃げ面摩耗幅が７８μｍと大きい。また、Ｂｉ含有率が高いため、鍛造時に割れが発生している。Ｃ及びＢｉ含有率が高いことにより衝撃値も６０Ｊ／ｃｍ2 と低い。
・Ｎo.１０は、Ｓｉ含有率が本発明の範囲より高いため、衝撃値が低い。Ｔｉ含有率が高いため、結晶粒が７番と細粒であり、逃げ面摩耗幅が大きい。また、Ｐｂ含有率が高いため鍛造時に割れが発生している。
・Ｎo.１１は、Ｍｎ及びＣｒが本発明の範囲よりも低いため、芯部の硬さがＨＲＣ＝１３と低く、疲労限が低い。また、Ｏ含有率が高いため逃げ面摩耗が大きい。
・Ｎo.１２は、Ｓ含有率が本発明の範囲よりも高く、衝撃値が低い。
・Ｎo.１３は、Ｓ含有率が本発明の範囲よりも低く、逃げ面摩耗が大きい。また、鍛造加熱温度が１３７０℃と高いことにより、スケールを巻き込んで割れが発生している。
・Ｎo.１４は、Ａｌ含有率が本発明の範囲よりも高いことにより結晶粒が細粒で、逃げ面摩耗が大きい。また、Ｓｅ含有率が高いことにより鍛造割れが発生している。
・Ｎo.１５は、Ｃｒ含有率が本発明の範囲よりも高く、芯部の硬さが高過ぎ、このため衝撃値が低い。また、Ｔｅ含有率が高く、鍛造割れが発生している。
・Ｎo.１６は、Ｍｎ含有率が本発明の範囲よりも高く、芯部の硬さが高過ぎ、このため衝撃値が低い。
・Ｎo.１７は、Ｂ添加鋼であるが、Ｔｉを含有し、また鍛造加熱温度も１１４０℃と低いため、結晶粒が細粒で、逃げ面摩耗が大きい。粗大なＴｉＮが混在して疲労限も低い。
【００３３】
以上、詳細に説明したように、本発明により被削性及び疲労特性に優れた、高強度且つ高靱性の非調質鋼を製造することが可能である。
【００３４】
【発明の効果】
以上述べたように、この発明によれば、Ｎｂ、Ｔｉ及びＢ等の高価な合金元素を添加せずに、被削性及び疲労特性に優れた、高強度且つ高靱性の非調質鋼を安価に製造することができる。従って、このように優れた品質特性を有する熱間鍛造部品を安価に製造する方法を提供することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例における熱間鍛造ままのフロントハブの形状を示す概略斜視図である。
【符号の説明】
１ 軸部
２ つば部
【発明の属する技術分野】
この発明は、高強度且つ高靱性の熱間鍛造非調質鋼部品の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車に使用される熱間鍛造部品には、従来、機械構造用炭素鋼や合金鋼を熱間鍛造した後に焼入れ・焼戻しを施したものが使用されてきた。しかし、コスト低減のために近年では、熱間鍛造後の冷却ままで使用する非調質鋼が広く採用されてきた。しかし、ＶやＮｂを微量添加した従来のフェライト・パーライト系の非調質鋼は、衝撃値等の靱性が低いのが欠点であった。上記欠点を改善するために、低炭素鋼を熱間鍛造後の直接焼入れ等の方法で冷却して、高強度・高靱性としたマルテンサイト系又は／及びベイナイト系非調質鋼が提案されている。
【０００３】
例えば、特開昭６３−３１２９４９号公報には、Ｃ：０．０４〜０．２０wt.%、Ｓｉ：０．０５〜１．０wt.%、Ｍｎ：０．８〜２．０wt.%、Ｎｂ：０．０１〜０．１５wt.%、Ｔｉ：０．０１〜０．０５wt.%、Ｂ：０．０００３〜０．００５wt.%、及びＡｌ：０．００５〜０．１０wt.%を含む鋼を熱間鍛造後直接水冷する非調質鋼が開示されている。しかしながら、ＮｂやＴｉは硬い窒化物や炭窒化物を形成し、切削工具に機械的摩耗を生じさせるため工具寿命が短く、被削性に劣る。また、硬い窒化物や炭窒化物は疲労破壊の起点にもなるので、疲労特性が良好でない等の欠点を有する。
【０００４】
また、特開平３−３６２３３号公報には、Ｃ：０．１０〜０．３０wt.%、Ｓｉ：０．０５〜１．０wt.%、Ｍｎ：２．２〜３．８wt.%、Ｃｒ：１．５０〜３．００wt.%、Ｍｏ：０．０５〜０．５０wt.%、Ａｌ：０．０１０〜０．０６０wt.%、Ｖ：０．０１〜０．３０wt.%、Ｔｉ：０．０１〜０．０５wt.%、及びＢ：０．０００５〜０．００４０wt.%を含む非調質鋼が開示されている。この発明もＴｉを含有する点で前記のような欠点を有する。
【０００５】
また、特開昭６３−１９０１４２号公報には、Ｃ：０．０４〜０．１５wt.%、Ｓｉ：１．０５wt.%以下、Ｍｎ：０．３〜３．０wt.%、Ｃｒ：０．７〜３．０wt.%、及びＡｌ：０．０１〜０．０６wt.%を含む非調質鋼が開示されている。しかしながら、Ａｌは鋼中の酸素と結合して硬いＡｌ2 Ｏ3 を形成するので、切削工具の摩耗の原因となる。また、Ａｌの存在は熱間鍛造後の結晶粒を微細にするので、Ｂやその他の焼入れ性向上元素によって焼入れ性を補わねばならず、コスト高の要因となる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、熱間鍛造部品の性能を維持しつつコストの低減を図るために、先行技術は、低炭素鋼を熱間鍛造後直接焼入れ等をして、高強度・高靱性を備えた非調質鋼を提案している。しかしながら、先行技術では、ＮｂやＴｉの添加に伴う炭化物や炭窒化物形成により切削工具の摩耗や疲労破壊の起点の問題があり、Ａｌ添加によるＡｌ2 Ｏ3 介在物による切削工具の摩耗や熱間鍛造後の結晶粒微細化の問題、更にこの微細化に対する焼入れ性向上元素の添加によるコスト上昇等の問題がある。
【０００７】
従って、この発明の課題は、Ｎｂ、Ｔｉ及びＢ等の元素を添加せず、且つ、Ａｌを鋼中に残留させずに、高強度・高靱性で且つ切削工具の摩耗問題を解消し、また疲労破壊特性に優れた非調質の熱間鍛造部品を製造技術を開発することにある。こうして、この発明の目的は、高価な合金元素を使用せず、焼戻しを施さず、コストを上昇させずに高強度・高靱性で且つ被削性及び疲労特性に優れた熱間鍛造部品を製造することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上述した観点から鋭意研究を重ねた結果、鋼片又は鋼塊の化学成分組成についてＣ含有率を０．０２〜０．１５wt.%と低くして、熱間鍛造部品の焼入れままの最高硬さをＨＲＣ＝２５〜３５となるように調節し、Ｍｎ及びＣｒ含有率を鍛造部品の大きさに合わせて芯部がＨＲＣ＝２０〜３０になるように調節し、そして、Ｔｉ、Ａｌ及びＢを用いずに鍛造時の加熱により粗大な結晶粒となるようにして焼入れ性を高める。こうすれば、焼戻しをしなくても高強度、高靱性で、被削性及び疲労特性に優れた鍛造部品の製造が可能となるという知見を得た。この発明は、上述した知見に基づきなされたものであり、下記特徴を有するものである。
【０００９】
請求項１記載の発明は、Ｃ：０．０２〜０．１５wt.%、Ｓｉ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｍｎ：０．５〜２．５wt.%、Ｓ：０．０１０〜０．０７０wt.%、及びＣｒ：１．１２〜２．５wt.%を含み、Ａｌ：０．０１０wt.%未満、Ｔｉ：０．００５wt.%未満、及びＯ：０．００２０wt.%未満に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる化学成分組成を有する鋼片又は鋼塊を調製する。次いで、これを１２００〜１３５０℃の範囲内の温度に加熱し、熱間鍛造した後、直接急冷して、得られた鍛造材のＪＩＳ Ｇ ０５５１（鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法）による粒度番号が５番以下の粗粒であって、マルテンサイト又は／及びベイナイトを主体とするミクロ組織にする。このようにして、高強度と高靱性とを備え、且つ被削性及び疲労特性に優れた熱間鍛造部品を製造する方法である。
【００１０】
請求項２記載の発明は、請求項１記載の発明において、鋼片又は鋼塊として、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、Ｐｂ：０．０１〜０．３０wt.%、Ｓｅ：０．０１〜０．３０wt.%、Ｔｅ：０．０１〜０．３０wt.%、及びＢｉ：０．０１〜０．３０wt.%からなる群から選ばれた少なくとも１種が、更に付加して含まれた化学成分組成を有するものを用いることに特徴を有するものである。
【００１１】
【発明の実施の形態】
この発明を実施する際に用いる鋼片又は鋼塊は、転炉や電気炉等常用の製鋼炉で溶製され、連続鋳造機等の常用の鋳造設備等で調製されたものであればよい。上記鋼片又は鋼塊の化学成分組成を上述したように限定した理由を説明する。
【００１２】
（１）Ｃ：０．０２〜０．１５wt.%
この発明により得ようとする、熱間鍛造部品の急冷ままでの目標硬さは、ロックウェルＣスケール（以下、ＨＲＣという）で、表面部において２５〜３５、中心部において２０〜３０の間である。この目標値に対して、Ｃ含有率が０．０２wt.%未満では十分な硬さを得ることができない。また、製鋼段階での脱炭工程で長時間を要し、コスト高になる。一方、Ｃ含有率が０．１５wt.%を超えると、熱間鍛造後の急冷後の硬さが高くなり過ぎて被削性が低下する。
従って、Ｃ含有率は、０．０２〜０．１５wt.%の範囲内とする。
【００１３】
（２）Ｓｉ：０．０１〜０．５０wt.%
Ｓｉは脱酸剤として重要な元素であり、０．０１wt.%未満では鋼が脱酸不足になり、鋼中の酸化物系介在物が多くなり清浄性が低下して望ましい機械的性質が得られなくなる。しかし、０．５０wt.%を超えてＳｉを添加すると、非金属介在物が増えて鋼の靱性及び疲労特性が低下する。
従って、Ｓｉ含有率は、０．０１〜０．５０wt.%の範囲内とする。
【００１４】
（３）Ｍｎ：０．５〜２．５wt.%
Ｍｎは焼入れ性を高めて鋼を強化すると共に、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、鋼の靱性を高める。この効果を発揮させるためには０．５wt.%以上のＭｎ添加を要する。しかし、Ｍｎ含有率が、２．５wt.%を超えると鋼の中心部まで硬化して穴明け時等の被削性の低下が起こる。
従って、Ｍｎ含有率は、０．５〜２．５wt.%の範囲内とする。
【００１５】
（４）Ｓ：０．０１０〜０．０７０wt.%
Ｓは鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる。この効果を発揮させるためには０．０１０wt.%以上のＳを添加する必要がある。しかし、Ｓを０．０７０wt.%を超えて添加すると靱性が低下して望ましくない。
従って、Ｓ含有率は、０．０１０〜０．０７０wt.%の範囲内とする。
【００１６】
（５）Ｃｒ：１．１２〜２．５wt.%
ＣｒもＭｎと同様に焼入れ性を高めて鋼を強化する。この効果を発揮させるためにはＣｒを１．１２wt.%以上添加する必要がある。しかし、２．５wt.%を超えてＣｒを添加すると、鋼の中心部まで硬化して被削性が低下する。従って、Ｃｒ含有率は、１．１２〜２．５wt.%の範囲内とする。
【００１７】
（６）Ａｌ：０．０１０wt.%未満
Ａｌは鋼の結晶粒を微細にして焼入れ性を低下させると共に、鋼中にＡｌ2 Ｏ3 の形態として残留すると、疲労特性を低下させる。即ち、ＡｌはＳｉと同様脱酸剤として重要な元素であり、製鋼段階での脱酸工程では溶鋼を十分に脱酸して凝固過程で鋼中にＡｌ2 Ｏ3 が析出しないようにし、また、脱酸生成物であるＡｌ2 Ｏ3 を溶鋼から十分に分離除去して、清浄性の良い鋼を溶製する必要がある。しかし、凝固後鋼中にＡｌの一部が残留する場合は、硬いＡｌ2 Ｏ3 介在物として混入しており、切削工具の摩耗を大きくするのみならず、疲労破壊の起点として作用し、疲労特性を低下させる。Ａｌによる焼入れ性の低下及び疲労特性の低下を防止するため、Ａｌ含有率は０．０１０wt.%未満に制限しなければならない。
【００１８】
（７）Ｔｉ：０．００５wt.%未満
ＴｉはＮと結合して角形の硬いＴｉＮを形成し、切削工具の摩耗を促進すると共に、疲労破壊の起点として作用する。Ｔｉは上記作用をするので、この発明においては有害元素である。このような弊害を防ぐため混入するＴｉ含有率は０．００５wt.%未満に制限しなければならない。
【００１９】
（８）Ｏ：０．００２０wt.%未満
Ｏは鋼中のＡｌと結合してＡｌ2 Ｏ3 を形成し、被削性及び疲労特性を低下させる。これを防ぐため、Ｏ含有率は０．００２０wt.%未満に制限しなければならない。
【００２０】
次に、Ｃａ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｔｅ及びＢｉはいずれも熱間鍛造部品の被削性の改善に有効な元素として添加するものである。従って、これら元素の内少なくとも１種を含有することによりその被削性が一層向上する。
【００２１】
（９）Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%
Ｃａは紡錘形のＣａＳを形成し、被削性を向上させる作用をする。この作用を発揮させるためには０．００１０wt.%以上のＣａ添加を必要とする。しかし、０．０１００wt.%を超えてＣａを添加しても被削性向上硬化は飽和する。
従って、Ｃａの含有率は、０．００１０〜０．０１００wt.%の範囲内とする。
【００２２】
（１０）Ｐｂ：０．０１〜０．３０wt.%、Ｂｉ：０．０１〜０．３０wt.%
Ｐｂ及びＢｉはいずれも低融点金属であり、鋼中に微細に分散したＰｂ及びＢｉの金属相が切削中に溶融して鋼を脆化させ、切り屑処理性を改善したり、仕上げ面粗さを良好にする等の被削性改善に効果を発揮する元素である。しかし、いずれの元素においても０．０１wt.%未満の添加ではこのような被削性改善効果は小さい。一方、０．３０wt.%を超えて添加すると、鋼中には、微細に分散しない未固溶のＰｂ及びＢｉの相が混在して出現し、鍛造時の割れの原因になる。
従って、Ｐｂ及びＢｉの含有率はいずれにおいても、０．０１〜０．３０wt.%の範囲内とする。
【００２３】
（１１）Ｓｅ：０．０１〜０．３０wt.%、Ｔｅ：０．０１〜０．３０wt.%
Ｓｅ及びＴｅはいずれもＭｎＳの中に溶け込んで、ＭｎＳの変形抵抗を高め、熱間圧延後、あるいは熱間鍛造後のＭｎＳの形状を紡錘状に保ち、被削性を改善する効果を有する。この効果を発揮させるためには、いずれの元素においても０．０１wt.%以上添加する必要がある。しかし、いずれの元素でも０．３０wt.%を超える添加により、熱間延性が不足して圧延後の棒鋼に表面疵が多発したり、鍛造時の割れ発生の原因になったりする等の弊害を招く。
従って、Ｓｅ及びＴｅの含有率はいずれにおいても０．０１〜０．３０wt.%の範囲内とする。
なお、この発明で使用する鋼片又は鋼塊には、上記元素の他にＰ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＳｎ等の不可避的に混入する元素が含まれる。
【００２４】
次に、この発明における熱間鍛造以降における製造条件の限定理由を説明する。
（１２）鍛造前の加熱温度：１２００〜１３５０℃
鍛造前の加熱温度が１２００℃未満では、鍛造後の再結晶粒が小さくなって焼入れ性が低下する。また、鋼の変形抵抗が大きくなって、鍛造工具の寿命が短くなる。一方、加熱温度が１３５０℃を超えると、加熱中のスケール発生が多くなって、酸化ロスが大きくなったり、鍛造時にスケールを巻き込んだりして作業上や品質上のトラブル原因となる。
従って、加熱温度は、１２００〜１３５０℃の範囲内とする。
【００２５】
（１３）結晶粒度：５番以下の粗粒
ＪＩＳによるオーステナイトの結晶粒度が５番を超える細粒の場合は、鋼の焼入れ性が低下するので、焼入れ性向上のための合金元素を多量に添加しなければならなくなる。このようにＢ並びにＭｎ及びＣｒ等の焼入れ性向上元素を削減するためには、熱間鍛造後の結晶粒を５番以下の粗粒とする必要がある。
【００２６】
（１４）焼入れ後のミクロ組織：マルテンサイト又は／及びベイナイト主体
上述したような、コスト上昇を招かない化学成分組成の鋼の場合に、焼入れ後のミクロ組織をマルテンサイト又は／及びベイナイト主体のミクロ組織にすることは、焼戻しを施さなくても、高強度且つ高靱性を備えた熱間鍛造部品を得るために必須の条件である。
【００２７】
（１５）焼入れ方法：熱間鍛造後の直接急冷
熱間鍛造部品の焼入れは、熱間鍛造後冷却し、所定温度に再加熱して焼入れ処理を施す方法が一般的に行なわれている。この場合には熱間鍛造のオフラインで焼入れが行なわれることになる。しかし、この発明による鋼は、上述した化学成分組成を有するので、熱間鍛造終了時の高温状態において十分な粗粒となっていることもあり、熱間鍛造後、直接急冷して焼入れしても、上述した目標の結晶粒度とミクロ組織とが容易に得られる。従って、製造工程の省略や省エネルギーがなされ、生産性の向上やコスト低減に寄与する。こうした理由により、この発明では、熱間鍛造後に直接急冷して焼入れすることが望ましい。
【００２８】
【実施例】
次に、この発明の熱間鍛造部品の製造方法を、実施例に基づいて更に詳細に説明する。
【００２９】
１５０ｋｇ／ヒートの真空溶解炉を用いて、表１に示す化学成分組成の鋼を溶製し、鋼塊に鋳造した。Ｎo.１、２、４、６、７は本発明の範囲内の化学成分組成を有する実施例用の鋼であり、Ｎo.９〜１７は本発明の範囲外の化学成分組成を有する比較例用の鋼である。
【００３０】
【表１】
・靱性の評価は、軸部からＪＩＳ３号衝撃試験片を採取し、室温での衝撃値を求めた。
・被削性の評価は、軸部外周を２ｍｍ、超硬工具で２００ｍｍ／ｍｉｎの速度で１０個削った時に発生する逃げ面摩耗の幅を測定して行なった。
・疲労試験は、６０ｍｍφの丸棒を同一条件で、フロントハブの軸部と同じ径の４５ｍｍφに熱間鍛造して製作した棒より、小野式回転曲げ疲労試験片を採取し、疲労限応力を求めた。製造条件及び上記試験結果を、表２に示す。これらの結果から下記事項が明らかである。
【００３１】
【表２】
・鍛造時の割れは発生せず、
・熱間鍛造部品の結晶粒度は５番以下の粗粒であり、
・硬さも表面ＨＲＣ＝２６〜３５、芯部ＨＲＣ＝２２〜２９であっていずれも目標範囲内にある。
・衝撃値はいずれも１００Ｊ／ｃｍ2 を上回り良好である。
・逃げ面摩耗幅は５０μｍ以下と小さく良好である。
・回転曲げ疲労限はすべて５００Ｎ／ｍｍ2 を上回り良好な値となっている。
【００３２】
▲２▼これに対して、本発明の範囲外の方法であるＮo.９〜１７（比較例）においては、下記の通りである。
・Ｎo.９は、Ｃ含有率が０．１７wt.%と本発明の範囲より高いため、表面及び芯部の硬さが高く、逃げ面摩耗幅が７８μｍと大きい。また、Ｂｉ含有率が高いため、鍛造時に割れが発生している。Ｃ及びＢｉ含有率が高いことにより衝撃値も６０Ｊ／ｃｍ2 と低い。
・Ｎo.１０は、Ｓｉ含有率が本発明の範囲より高いため、衝撃値が低い。Ｔｉ含有率が高いため、結晶粒が７番と細粒であり、逃げ面摩耗幅が大きい。また、Ｐｂ含有率が高いため鍛造時に割れが発生している。
・Ｎo.１１は、Ｍｎ及びＣｒが本発明の範囲よりも低いため、芯部の硬さがＨＲＣ＝１３と低く、疲労限が低い。また、Ｏ含有率が高いため逃げ面摩耗が大きい。
・Ｎo.１２は、Ｓ含有率が本発明の範囲よりも高く、衝撃値が低い。
・Ｎo.１３は、Ｓ含有率が本発明の範囲よりも低く、逃げ面摩耗が大きい。また、鍛造加熱温度が１３７０℃と高いことにより、スケールを巻き込んで割れが発生している。
・Ｎo.１４は、Ａｌ含有率が本発明の範囲よりも高いことにより結晶粒が細粒で、逃げ面摩耗が大きい。また、Ｓｅ含有率が高いことにより鍛造割れが発生している。
・Ｎo.１５は、Ｃｒ含有率が本発明の範囲よりも高く、芯部の硬さが高過ぎ、このため衝撃値が低い。また、Ｔｅ含有率が高く、鍛造割れが発生している。
・Ｎo.１６は、Ｍｎ含有率が本発明の範囲よりも高く、芯部の硬さが高過ぎ、このため衝撃値が低い。
・Ｎo.１７は、Ｂ添加鋼であるが、Ｔｉを含有し、また鍛造加熱温度も１１４０℃と低いため、結晶粒が細粒で、逃げ面摩耗が大きい。粗大なＴｉＮが混在して疲労限も低い。
【００３３】
以上、詳細に説明したように、本発明により被削性及び疲労特性に優れた、高強度且つ高靱性の非調質鋼を製造することが可能である。
【００３４】
【発明の効果】
以上述べたように、この発明によれば、Ｎｂ、Ｔｉ及びＢ等の高価な合金元素を添加せずに、被削性及び疲労特性に優れた、高強度且つ高靱性の非調質鋼を安価に製造することができる。従って、このように優れた品質特性を有する熱間鍛造部品を安価に製造する方法を提供することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例における熱間鍛造ままのフロントハブの形状を示す概略斜視図である。
【符号の説明】
１ 軸部
２ つば部
Claims (2)
- Ｃ ：０．０２〜０．１５wt.%、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０wt.%、
Ｍｎ：０．５〜２．５wt.%、
Ｓ ：０．０１０〜０．０７０wt.%、及び
Ｃｒ：１．１２〜２．５wt.%
を含み、
Ａｌ：０．０１０wt.%未満、
Ｔｉ：０．００５wt.%未満、及び
Ｏ ：０．００２０wt.%未満
に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる化学成分組成を有する鋼片又は鋼塊を、１２００〜１３５０℃の範囲内の温度に加熱し、熱間鍛造した後、直接急冷し、得られた鍛造材のＪＩＳによる結晶粒度が５番以下の粗粒で、マルテンサイト又は／及びベイナイトを主体とするミクロ組織にすることにより、高強度及び高靱性を付与することを特徴とする、被削性及び疲労特性に優れた熱間鍛造部品の製造方法。 - 前記鋼片又は鋼塊は、前記化学成分組成に、更に、
Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、
Ｐｂ：０．０１〜０．３０wt.%、
Ｓｅ：０．０１〜０．３０wt.%、
Ｔｅ：０．０１〜０．３０wt.%、及び
Ｂｉ：０．０１〜０．３０wt.%
からなる群から選ばれた少なくとも１種を付加して含んでいることを特徴とする、請求項１に記載の被削性及び疲労特性に優れた熱間鍛造部品の製造方法。
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