JP4328924B2

JP4328924B2 - Manufacturing method of high-strength shaft parts

Info

Publication number: JP4328924B2
Application number: JP2000005074A
Authority: JP
Inventors: 法仁訓谷; 兵治萩田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2000-01-13
Filing date: 2000-01-13
Publication date: 2009-09-09
Anticipated expiration: 2020-01-13
Also published as: JP2001192731A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度軸部品の製造方法に関し、詳しくは、シャフトなどの小物長尺高強度軸部品の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
機械構造用部品として用いられるシャフトなどの高強度軸部品は、従来、ＪＩＳの機械構造用中炭素鋼鋼材（Ｓ４５ＣやＳ４８Ｃなど）を熱間圧延後に球状化焼鈍し、次いで、寸法精度を高めるために伸線加工した後冷間鍛造して所定の形状に成形加工し、その後、部品によっては、焼入れ・焼戻しの所謂「調質処理」を行い、更に、高周波焼入れと必要に応じて焼戻しを行うことによって所望の強度、靱性や軸部における表面硬さを確保させている。しかし、この従来法の場合には、熱間圧延後の球状化焼鈍や調質処理のための熱処理コストが嵩む。更に、調質処理時に歪みが発生することが多いので、歪みを矯正する必要も生ずる。このため産業界には、球状化焼鈍や調質処理を省略したり、歪み矯正作業の省略を行って高強度軸部品の製造コストを低減したいとする要望が大きい。
【０００３】
こうした要望に対して、球状化焼鈍、冷間鍛造後の調質処理及び調質処理後の歪み矯正作業を省略できる技術が、例えば、特開平７−５４０４１号公報に提案されている。
【０００４】
すなわち、特開平７−５４０４１号公報には、最終鋼部品の延性・靱性を高めるために、鋼のＣ含有量の上限を０．２５重量％に抑え、これに特定の条件で熱間圧延とその後の冷却を施してから冷間引き抜き加工を行い、更に、冷間鍛造と機械加工を施して製造した最終部品に対して、焼入れ・焼戻しの調質処理を施したＪＩＳ規格のＳ４５Ｃと同等の強度を付与する技術が開示されている。しかし、この公報で提案された鋼はＣ含有量が低いので、高周波焼入れを施す部品に対しては、所望の表面硬さ及び硬化層の深さを確保できない。
【０００５】
したがって、高周波焼入れで所望の表面硬さと硬化層の深さとを確保させたい場合には、Ｃ含有量の高い中炭素鋼鋼材を用いる必要があるが、この場合、熱間圧延後に球状化焼鈍処理を行っても変形抵抗が高いので冷間鍛造の工具寿命が短く、又、変形能が低いので冷間鍛造された部品に割れが生ずる場合もあった。
【０００６】
このような問題に対し、特公平１−３８８４７号公報及び特公平２−４７５３６号公報には、冷間鍛造性を向上させるためにＳｉとＭｎの含有量を低く抑え、Ｃ、Ｂ、Ｔｉ、更に、必要に応じてＣｒを含有させて高周波焼入れ性の確保もできる冷間鍛造用鋼が開示されている。しかし、上記の各公報で提案された鋼は、その実施例における記載からも明らかなように、従来球状化焼鈍されていた中炭素鋼と同等以上の冷間鍛造性を得るためには、冷間鍛造前に球状化焼鈍を施す必要があるし、最終部品の強度確保のためには調質処理を施す必要もあるので、コストが嵩んでしまう。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、熱間圧延後の球状化焼鈍、焼入れ・焼戻しの調質処理及び調質処理に起因する歪みの矯正作業を省略した高強度軸部品、なかでも軸部の硬さがロックウェルＢ硬さで９５以上の高強度軸部品の製造方法を提供することを目的とする。具体的には、同等のＣ含有量のＪＩＳ機械構造用中炭素鋼を用いて従来法で軸部の硬さがロックウェルＢ硬さで９５以上の高強度軸部品を製造する場合と同等の状況を、熱間圧延後の球状化焼鈍、焼入れ・焼戻しの調質処理及び調質処理に起因する歪みの矯正作業を省略した製造法で確保することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記に示す高強度軸部品の製造方法にある。
【０００９】
すなわち、「質量％で、Ｃ：０．４０〜０．６０％、Ｍｎ：０．１０〜０．４０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．０１５〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｉ：０〜０．４０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰは０．０１５％以下、Ｓは０．０１５％以下、Ｃｕは０．１０％以下、Ｎｉは０．１０％以下、Ｃｒは０．１５％以下、Ｍｏは０．１０％以下、Ｎは０．００５０％以下、Ｏ（酸素）は０．００５％以下の化学組成を有する鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱して、圧延仕上げ温度が１０００〜８００℃となるように熱間圧延し、熱間圧延終了後は少なくとも５００℃までを０．５〜５℃／秒の冷却速度で冷却し、次いで、総減面率が２５〜５０％となる伸線加工を施し、更に、冷間加工して所定の形状に成形し、その後高周波焼入れすることを特徴とする高強度軸部品の製造方法。」である。
【００１０】
なお、本発明でいう「圧延仕上げ温度」とは、圧延が仕上がった際の被圧延材の温度を指す。又、伸線加工における総減面率とは、伸線加工前の断面積をＡ₀、最終伸線加工後の断面積をＡ₁として（Ａ₀−Ａ₁）／Ａ₀ で表されるものをいい、これを１００倍すれば％表示になる。
【００１１】
本発明者らは、前記した課題を解決するために高強度軸部品の製造方法について、種々の調査・検討を行った。その結果、下記の知見を得た。
【００１２】
▲１▼Ｍｎの含有量を低く抑えるとともにＳｉの含有量をも低く抑え、更に適正量のＮｂ、Ａｌを含んでいる中炭素鋼を冷間鍛造など冷間加工する際の変形抵抗は、熱間圧延のための加熱温度、熱間圧延の仕上げ温度、圧延終了後の冷却条件、その後の伸線加工における総減面率によって変化する。したがって、上記の各種条件を適正に管理すれば、前記の鋼を冷間加工する際の変形抵抗を低くすることができ、球状化焼鈍を省略しても、同等のＣ含有量のＪＩＳ機械構造用中炭素鋼を球状化焼鈍した場合と同等以上の変形能を確保することができる。
▲２▼上記▲１▼のＭｎの含有量を低く抑えるとともにＳｉの含有量をも低く抑え、更に適正量のＮｂ、Ａｌを含んでいる中炭素鋼は、伸線加工における総減面率を従来レベルの２０％程度より大きくすることで、所望の硬さを確保することが可能である。なお、伸線加工における総減面率を大きくした場合でも、伸線加工前の硬さが低い場合には、伸線加工時に所謂「シェブロンクラック」などの欠陥が発生することはない。
【００１３】
▲３▼中炭素鋼をベースに適正量のＢを含有させた鋼の高周波焼入れ性は、同等Ｃ量のＪＩＳ機械構造用炭素鋼の高周波焼入れ性と同等以上である。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００１４】
【発明の実施の形態】
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「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）鋼の化学組成
Ｃ：０．４０〜０．６０％
Ｃは、高周波焼入れ性に影響を及ぼす元素で、焼入れ硬化層の硬さ及び深さを確保してシャフトなど高強度軸部品に所望の機械的性質を付与するのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．４０％未満では添加効果に乏しい。一方、０．６０％を超えて含有させると、圧延条件、冷却条件及び伸線加工条件を適正化しても充分に軟化せずに冷間加工性が劣化したり、靭性の劣化や焼割れの発生を招くことがある。したがって、Ｃの含有量を０．４０〜０．６０％とした。
【００１５】
Ｍｎ：０．１０〜０．４０％
Ｍｎは、鋼中のＳを固定して熱間加工性を高めるとともに強度（硬さ）を確保するために有効な元素で、０．１０％以上含有させることが必要である。一方、Ｍｎの含有量が高くなると、変形抵抗が大きくなって冷間加工性の劣化をきたす。したがって、Ｍｎの含有量を０．１０〜０．４０％とした。
【００１６】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、冷間加工性を大きく阻害することなく良好な高周波焼入れ性を確保するのに有効な元素である。更に、高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化防止にも有効である。しかし、その含有量が０．００５％未満では所望の効果が得られない。一方、０．０５％を超えると、変形抵抗を増加させることが避けられず、又、粗大な未固溶炭窒化物が残留して冷間加工性の劣化を招くことがある。したがって、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．０５％とした。なお、Ｎｂ含有量の上限は０．０３％とすることが好ましく、０．０２％とすれば一層好ましい。更に好ましいＮｂ含有量の上限は０．０１５％である。
【００１７】
Ａｌ：０．０１５〜０．１０％
Ａｌは、脱酸作用を有する。更に、窒化物を生成して鋼中のＮを固定するので、冷間鍛造など冷間加工時の加工硬化を抑制する作用がある。又、鋼中Ｎの固定によってＢの高周波焼入れ性向上効果を確保するのにも有効である。しかし、その含有量が０．０１５％未満では上記の効果が確実には得られない。一方、０．１０％を超えて含有させると、冷間加工時に鋼の変形能が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．０１５〜０．１０％とした。なお、Ｂの高周波焼入れ性向上効果の確保のために、Ａｌ含有量は０．０３％以上とすることが好ましく、０．０５％を超えて含有させれば一層好ましい。
【００１８】
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂは、冷間加工性を阻害することなく良好な高周波焼入れ性を確保するのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．０００５％未満では添加効果に乏しい。一方、０．００５％を超えて含有させるとその効果が飽和するばかりか、粒界脆化を招く場合がある。したがって、Ｂの含有量を０．０００５〜０．００５％とした。
【００１９】
Ｓｉ：０〜０．４０％
Ｓｉは添加しなくてもよい。添加すれば、鋼の脱酸の安定化及び強度（硬さ）を高める効果がある。この効果を確実に得るには、Ｓｉは０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。又、Ｓｉが添加された鋼は、熱間加工のための加熱中に低融点酸化物であるファイアライト（Ｆｅ₂ＳｉＯ₄）を生成するので、その融点（１１７３℃）以上に加熱すれば、脱スケール性が極めて良好になる。この効果は、特に、Ｓｉの含有量が０．１５％を超えた場合に大きい。しかし、その含有量が、０．４０％を超えると冷間加工時の変形抵抗が大きくなって冷間加工性の低下を招く。したがって、Ｓｉの含有量を０〜０．４０％とした。
【００２０】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、窒化物や炭窒化物を生成して鋼中のＮを固定する効果を有する。この効果を確実に得るために、Ｔｉは０．００５％以上の含有量とする。しかし、その含有量が０．０５％を超えると、変形抵抗を増加させることが避けられず、又、粗大な窒化物や炭窒化物が残留して冷間加工性の劣化、疲労強度の劣化を招くことがある。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０５％とした。なお、Ｔｉ含有量の上限は０．０３％とすることが好ましく、０．０２％とすれば一層好ましい。更に好ましいＴｉ含有量の上限は０．０１５％である。
【００２１】
本発明においては、不純物元素としてのＰ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ及びＯ（酸素）を下記のとおりに制限する。
【００２２】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、冷間加工時の変形能を低下させてしまう。特に、Ｐの含有量が０．０１５％を超えると、冷間加工時の変形能の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＰの含有量を０．０１５％以下とした。
【００２３】
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓも冷間加工時の変形能を低下させてしまう。特に、Ｓの含有量が０．０１５％を超えると、冷間加工時の変形能の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＳの含有量を０．０１５％以下とした。
【００２４】
Ｃｕ：０．１０％以下
Ｃｕは変形抵抗を高めて冷間加工性を劣化させてしまう。特に、Ｃｕの含有量が０．１０％を超えると、冷間加工性の劣化が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＣｕの含有量を０．１０％以下とした。なお、Ｃｕ含有量は０．０５％以下に規制することが好ましい。
【００２５】
Ｎｉ：０．１０％以下
Ｎｉは変形抵抗を高めて冷間加工性を劣化させてしまう。特に、Ｎｉの含有量が０．１０％を超えると、冷間加工性の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＮｉ含有量を０．１０％以下とした。なお、Ｎｉ含有量は０．０５％以下に規制することが好ましい。
【００２６】
Ｃｒ：０．１５％以下
Ｃｒも変形抵抗を高めて冷間加工性を劣化させてしまう。特に、Ｃｒの含有量が０．１５％を超えると、冷間加工性の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＣｒ含有量を０．１５％以下とした。なお、Ｃｒ含有量は０．１０％以下に規制することが好ましい。
【００２７】
Ｍｏ：０．１０％以下
Ｍｏは変形抵抗を高めて冷間加工性を劣化させてしまう。特に、Ｍｏの含有量が０．１０％を超えると、冷間加工性の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＭｏ含有量を０．１０％以下とした。なお、Ｍｏ含有量は０．０５％以下に規制することが好ましい。
【００２８】
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、変形抵抗を高めて冷間加工性を劣化させてしまう。更に、容易にＢと結びついてＢＮを形成するので、Ｂの高周波焼入れ性向上効果が確保できなくなる。特に、Ｎの含有量が０．００５０％を超えると、冷間加工性の低下が著しくなるとともにＢの高周波焼入れ性向上効果が得難くなる。したがって、不純物元素としてのＮ含有量を０．００５０％以下とした。なお、Ｎ含有量は０．００４０％以下に規制することが好ましく、０．００３０％以下とすれば一層好ましい。
【００２９】
Ｏ（酸素）：０．００５％以下
Ｏは、酸化物を形成して冷間加工時の変形能を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が０．００５％を超えると、冷間加工時の変形能の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＯの含有量を０．００５％以下とした。
（Ｂ）熱間圧延と冷却
（Ｂ−１）熱間圧延前の加熱温度
冷間鍛造など冷間加工する際の変形抵抗を下げるとともに、均質な組織を得るためには、加熱温度は１０００℃以上にする必要がある。しかし、加熱温度が１２５０℃を超えると燃料コストが嵩む。更に、スケール発生も多くなって歩留りの低下が生じ、生産効率が低下する。したがって上記（Ａ）に記載した化学組成を有する鋼片の熱間圧延前の加熱温度を１０００〜１２５０℃とした。
【００３０】
（Ｂ−２）圧延仕上げ温度
冷間鍛造など冷間加工する際の変形抵抗を下げるとともに、鋼材に良好な延性と靱性を確保させ、更に良好な伸線加工性を付与するためには、熱間圧延仕上げ温度を１０００〜８００℃にする必要がある。圧延仕上げ温度が１０００℃を超えると、再結晶オーステナイト結晶粒が粗大となり、その後の冷却条件を制御しても微細なフェライト・パーライト組織になり難く、伸線加工時に断線が発生する場合があるし、冷間鍛造など冷間加工時の変形抵抗も大きくなってしまう。一方、圧延仕上げ温度が８００℃を下回ると、延性と靱性の低下が大きくなるし、冷間鍛造など冷間加工時の変形抵抗も大きくなってしまう。したがって、熱間圧延仕上げ温度を１０００〜８００℃とした。
【００３１】
（Ｂ−３）圧延後の冷却条件
冷間鍛造など冷間加工する際の変形抵抗を下げるためには、熱間圧延終了後、少なくとも５００℃までを０．５〜５℃／秒の冷却速度で冷却する必要がある。
【００３２】
これは、圧延仕上げ後、上記の条件で冷却することによって、微細なフェライト・パーライト組織が得られ、伸線加工性が高まるとともに冷間加工する際の変形抵抗が下がるためである。冷却速度が０．５℃／秒を下回ると、微細なフェライト、パーライト組織が得難く、伸線加工時に断線が発生する場合があるし、冷間鍛造など冷間加工時の変形抵抗も大きくなってしまう。更に、脱炭深さや生成するスケールの厚みも大きくなってしまう。一方、冷却速度が５℃／秒を超えると、マルテンサイトやベイナイトといった低温変態生成物が生成するので、強度が上昇し、冷間加工する際の変形抵抗が大きくなる。熱間圧延終了後、０．５〜５℃／秒の冷却速度で行う冷却の停止温度が５００℃を超える場合には、微細なフェライト、パーライト組織が得難く、伸線加工時に断線が発生する場合があるし、冷間鍛造など冷間加工時の変形抵抗も大きくなってしまう。
【００３３】
したがって、熱間圧延した後、少なくとも５００℃までを０．５〜５℃／秒の冷却速度で冷却することとした。上記の０．５〜５℃／秒の冷却速度での冷却は常温まで行ってもよい。但し、生産性を高めるためには、５００℃まで、望ましくは４５０℃までを０．５〜５℃／秒の冷却速度で冷却し、以後は急冷するのがよい。
（Ｃ）伸線加工
前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼片に上記（Ｂ）項に記載の熱間圧延と冷却を行っただけでは強度（硬さ）が低い。このため、焼入れ・焼戻しの調質処理を省略すると、従来調質処理が施されていた高強度軸部品、なかでも軸部の硬さがロックウェルＢ硬さで９５以上の高強度軸部品として用いることはできない。したがって、本発明においては、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼片に上記（Ｂ）項に記載の熱間圧延と冷却を行い、次いで、総減面率が２５〜５０％となる伸線加工を施して、所望のロックウェルＢ硬さで９５以上の軸部硬さを確保させる。
【００３４】
伸線加工の総減面率が２５％を下回る場合には、伸線加工後の強度上昇は不十分で、所望のロックウェルＢ硬さで９５以上の硬さが得られない場合がある。一方、伸線加工の総減面率が５０％を超える場合には、被加工材の内部にクラックが生成することがある。したがって、総減面率が２５〜５０％となる伸線加工を施すこととした。この伸線加工の総減面率が３５％を超える場合には、ロックウェルＢ硬さで９５以上の硬さが極めて安定して得られる。なお、伸線加工における総減面率とは、伸線加工前の断面積をＡ₀、最終伸線加工後の断面積をＡ₁として（Ａ₀−Ａ₁）／Ａ₀ で表されるものをいい、これを１００倍すれば％表示になることは既に述べたとおりである。この「伸線加工」は、通常行われるように冷間で行うのがよい。なお、５００℃未満の温度であれば温間で行ってもよいが。温間で伸線加工する場合は、潤滑性能の面から２００℃以下の温度で行うことが好ましい。
（Ｄ）冷間加工
（Ｂ）項に記載の熱間圧延と冷却を施され、次いで、（Ｃ）項に記載の伸線加工をうけた前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼材は、更に冷間鍛造などの冷間加工を受けてシャフトなど所定の形状の高強度軸部品に成形される。本発明の場合、総減面率が２５〜５０％の伸線加工を施すため、伸線加工後の硬さは高いものの、圧縮加工での変形抵抗、変形能は伸線加工前の素材と同程度である。このため、冷間加工の方法は特に規定されるものではなく、通常の方法で行えばよい。
（Ｅ）高周波焼入れ
前記（Ａ）に記載の化学組成を有し、熱間圧延、冷却、伸線加工を受け、冷間加工されて所定の形状に成形された鋼材は、その部品の仕様に応じて全面、もしくは局部的に高周波焼入れ、あるいは、必要に応じて高周波焼入れ後に焼戻しが施されて、所望の機械的性質を有する機械構造用部品に仕上げられる。この高周波焼入れの方法は特に規定されるものではなく、通常の方法で行えばよい。
【００３５】
本発明の製造方法が対象とする（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼材を通常の方法で高周波焼入れすれば、ＪＩＳ機械構造用炭素鋼を高周波焼入れしていた従来の製造方法による場合と同等の硬化深さが得られる。
【００３６】
以下、実施例により本発明を説明する。
【００３７】
【実施例】
（実施例１）
表１、表２に示す化学組成を有する鋼を通常の方法によって試験炉を用いて溶製した。表１における鋼Ａ及び鋼Ｃ〜Ｉは化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例、表２における鋼ａ〜ｒは成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れた比較例である。比較例の鋼のうち鋼ｐ、鋼ｑ及び鋼ｒはそれぞれＪＩＳ規格のＳ４０Ｃ、Ｓ５０Ｃ及びＳ５８Ｃに相当する鋼である。
【００３８】
【表１】

【００３９】
【表２】

【００４０】
次いで、これらの鋼を通常の方法によって鋼片にした後、１２００℃に加熱して直径１８ｍｍの丸棒に熱間圧延し、熱間圧延終了後は各種の条件で冷却した。冷却後、通常の方法で総減面率が２７％と４８％の伸線加工も行った。
【００４１】
上記のようにして得られた直径１８ｍｍの圧延ままの丸棒、及び伸線加工した丸棒から、直径が１０ｍｍで長さが１５ｍｍの冷間加工用試験片を作製し、５００ｔ高速プレス機による通常の方法で冷間（室温）拘束型据え込み試験を行い、割れが発生する限界の据え込み率を測定した。なお、据え込み率が７５％まで、各条件ごとに５回の据え込み試験を行い、５個の試験片のうち３個以上に割れが発生する最小の加工率（据え込み率）を限界据え込み率として評価した。据え込み率７５％で３個以上割れを生じないものは、そこで試験を終了した。
【００４２】
上記の直径が１０ｍｍで長さが１５ｍｍの冷間加工用試験片を用いてロックウェルＢ硬さの測定も行った。
【００４３】
更に、すべての鋼種の限界据え込み率以下である６０％の据え込み率（最も大きな加工が加わる試験片中心部における相当歪は１．５）の場合の変形抵抗を測定した。なお、相当歪みとはε₁ 、ε₂ 、ε₃ を主方向の対数歪みとして下記の式で表されるものである。
ε＝｛（ε₁ ²＋ε₂ ²＋ε₃ ²）×２／３｝^1/2
表３〜５に、圧延仕上げ温度、圧延終了後の冷却条件の詳細を示す。この表３〜５には上記の各試験結果も併せて示した。
【００４４】
【表３】

【００４５】
【表４】

【００４６】
【表５】

【００４７】
更に、前記の直径１８ｍｍの圧延材から直径が１７．５ｍｍで長さ５０ｍｍの試験片を採取し、これに周波数２０ｋＨｚで高周波焼入れを行った後、通常の方法によって表面硬さとＨｖで４００となる硬化深さ（つまり、焼入れ硬化層の深さ）ｔを測定した。次いで、電気炉を用いて１５０℃で３０分の焼戻しを行い、通常の方法によって高周波焼入れ後の硬化部を測定した。
【００４８】
表６に上記の試験結果を示す。
【００４９】
【表６】

【００５０】
表３及び表６から、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Ａ及び鋼Ｃ〜Ｉを素材鋼とする場合は、圧延のまま、つまり伸線加工の総減面率０％の状態で、硬さと圧縮加工（据え込み加工）での変形抵抗が低く、７５％以上の大きな限界据え込み率を有していることがわかる。又、上記の圧延ままの丸棒を総減面率２５％又は４８％で伸線加工を行っても、圧縮加工での変形抵抗と限界据え込み率は圧延ままの場合と同程度であり、硬さのみ上昇して、ロックウェルＢ硬さで９５以上の硬さを確保できることが明らかである。更に、同等のＣ含有量のＪＩＳ機械構造用炭素鋼（ＪＩＳ規格のＳ４０Ｃ、Ｓ５０Ｃ及びＳ５８Ｃ）に相当する鋼ｐ、鋼ｑ及び鋼ｒを素材鋼とする場合と同等の高周波焼入れ性を有している。
【００５１】
これに対して比較例の鋼を素材鋼とする場合には、表４〜６から、（イ）圧延のままの状態で硬さと変形抵抗が高く、限界据え込み率も低いので、総減面率が２５％の伸線加工を施すと、変形抵抗は高いままで、限界据え込み率も低いままである。更に、総減面率が４８％の伸線加工を施すと断線が発生する。（ロ）高周波焼入れした時の硬化深さｔが、同等のＣ含有量のＪＩＳ機械構造用炭素鋼（ＪＩＳ規格のＳ４０Ｃ、Ｓ５０Ｃ及びＳ５８Ｃ）に相当する鋼ｐ、鋼ｑ及び鋼ｒを素材鋼とする場合以下である、のいずれかに該当する。
（実施例２）
実施例１で得た鋼Ｄ及び鋼Ｆの総減面率２７％で伸線加工した丸棒と、鋼ｐ〜ｒの直径１８ｍｍの圧延ままの丸棒を用いて、実部品の製造を想定した試験を行い、最終形状における曲がり量の測定を実施した。
【００５２】
すなわち、鋼Ｄ及び鋼Ｆの総減面率２７％で伸線加工した丸棒については、伸線加工したままの状態で、通常の方法によって冷間加工としての前方押し出し加工を行い、直径１５．４ｍｍで長さが１２０ｍｍの軸形状にし、その後ダイアルゲージで曲がり量を測定した。
比較例として、鋼ｐ〜ｒの直径１８ｍｍの圧延ままの丸棒には、７４５℃で４時間保持した後、毎時１５℃の冷却速度で冷却する球状化焼鈍を施し、次いで、通常の方法で総減面率が２７％の伸線加工を行い、更に、冷間加工としての前方押し出し加工を行って上記と同じ直径１５．４ｍｍで長さが１２０ｍｍの軸形状にし、この後、８６０℃に加熱してから油焼入れし、更に２００℃で焼戻しを行ってからダイアルゲージで曲がり量を測定した。なお上記の製造方法は、ＪＩＳの機械構造用中炭素鋼鋼材を素材とした高強度軸部品の従来の製造法である。
表７に、上記の試験結果を示す。
【００５３】
【表７】

【００５４】
表７から、ＪＩＳ規格のＳ４０Ｃ、Ｓ５０Ｃ及びＳ５８Ｃに相当する鋼である鋼ｐ、鋼ｑ及び鋼ｒを用いて、比較例の方法によって製造した場合、つまり、従来の調質処理によって製造した場合には曲がり量が大きいのに対して、本発明の方法によれば、最終部品の曲がり量は小さく、したがって、歪みの矯正作業を省略して高強度軸部品を製造できることが明らかである。
【００５５】
【発明の効果】
本発明の方法によれば、同等のＣ含有量のＪＩＳ機械構造用炭素鋼を用いて従来法で軸部の硬さがロックウェルＢ硬さで９５以上の高強度軸部品を製造する場合と同等の状況を、熱間圧延後の球状化焼鈍、焼入れ・焼戻しの調質処理及び調質処理に起因する歪みの矯正作業を省略した製造法で確保することができ、実用価値はきわめて大きい。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for manufacturing a high-strength shaft component, and more particularly, to a method for manufacturing a small, long, high-strength shaft component such as a shaft.
[0002]
[Prior art]
High-strength shaft parts such as shafts used as machine structural parts are conventionally used for spheroidizing annealing of JIS medium structural carbon steel materials (S45C, S48C, etc.) after hot rolling, and then increasing dimensional accuracy. After wire drawing, cold forging and forming into a predetermined shape, and then depending on the part, so-called “tempering treatment” of quenching and tempering is performed, and further induction hardening and tempering as necessary This ensures the desired strength, toughness and surface hardness at the shaft. However, in the case of this conventional method, heat treatment costs for spheroidizing annealing and tempering after hot rolling increase. Further, since distortion often occurs during the tempering process, it becomes necessary to correct the distortion. For this reason, there is a great demand for the industry to reduce the manufacturing cost of high-strength shaft parts by omitting spheroidizing annealing and tempering treatment, or omitting distortion correction work.
[0003]
In response to such demands, for example, Japanese Patent Laid-Open No. 7-54041 proposes a technique that can omit spheroidizing annealing, tempering after cold forging, and distortion correction after tempering.
[0004]
That is, in JP-A-7-54041, in order to increase the ductility and toughness of the final steel part, the upper limit of the C content of steel is suppressed to 0.25% by weight. After the subsequent cooling, cold drawing is performed, and the final parts manufactured by cold forging and machining are tempered by quenching and tempering, equivalent to JIS standard S45C. A technique for imparting strength is disclosed. However, since the steel proposed in this publication has a low C content, the desired surface hardness and the depth of the hardened layer cannot be ensured for parts subjected to induction hardening.
[0005]
Therefore, when it is desired to ensure the desired surface hardness and the depth of the hardened layer by induction hardening, it is necessary to use a medium carbon steel material having a high C content. In this case, spheroidizing annealing treatment is performed after hot rolling. However, the deformation resistance is high, so that the tool life of cold forging is short, and the deformability is low, so that the cold forged parts sometimes crack.
[0006]
In order to improve the cold forgeability, JP-B-1-38847 and JP-B-2-47536 disclose a low content of Si and Mn, and C, B, Ti, Furthermore, a steel for cold forging is disclosed in which Cr is contained as necessary to ensure induction hardenability. However, as is clear from the description in the examples, the steel proposed in each of the above-mentioned publications requires a cold forgeability equal to or better than that of the medium carbon steel that has been conventionally spheroidized. Since it is necessary to perform spheroidizing annealing before the forging and to ensure the strength of the final part, it is necessary to perform a tempering treatment, which increases costs.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in view of the above-described situation, and is a high-strength shaft component that eliminates the spheroidizing annealing after hot rolling, the tempering treatment of quenching / tempering, and the correction work for distortion caused by the tempering treatment, An object of the present invention is to provide a method for manufacturing a high-strength shaft component having a shaft portion hardness of 95 or more in Rockwell B hardness. Specifically, it is equivalent to manufacturing a high-strength shaft component having a shaft portion hardness of 95 or more with Rockwell B hardness by a conventional method using JIS medium carbon steel for mechanical structure having an equivalent C content. The purpose is to secure the situation by a manufacturing method in which the spheroidizing annealing after hot rolling, the tempering treatment of quenching and tempering, and the correction work for distortion caused by the tempering treatment are omitted.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
The gist of the present invention resides in a method for manufacturing a high-strength shaft part described below.
[0009]
That is, “mass%, C: 0.40 to 0.60%, Mn: 0.10 to 0.40 %, Nb: 0.005 to 0.05%, Al: 0.015 to 0.10% B: 0.0005 to 0.005%, Si: 0 to 0.40%, Ti: 0.005 to 0.05%, with the balance being Fe and impurities. 015% or less, S is 0.015% or less, Cu is 0.10% or less, Ni is 0.10% or less, Cr is 0.15% or less, Mo is 0.10% or less, and N is 0.0050%. Hereinafter, O (oxygen) is a steel slab having a chemical composition of 0.005% or less, heated to 1000 to 1250 ° C, hot-rolled to a rolling finish temperature of 1000 to 800 ° C, and hot-rolled. After the completion, it is cooled to at least 500 ° C. at a cooling rate of 0.5 to 5 ° C./second, and then the total area reduction rate is 2 A manufacturing method of a high-strength shaft part, characterized by performing 5-50% wire drawing, further cold-working into a predetermined shape, and then induction hardening. "
[0010]
The “rolling finishing temperature” in the present invention refers to the temperature of the material to be rolled when the rolling is finished. Further, the total area reduction rate of wire drawing, represented the cross-sectional area before drawing with A _0, the cross-sectional area after the final wire drawing as _{_{_{A 1 (A 0 -A 1)}}} / A 0 The thing is good, and if this is multiplied by 100, it becomes% display.
[0011]
In order to solve the above-described problems, the present inventors have conducted various investigations and studies on a method for manufacturing a high-strength shaft part. As a result, the following knowledge was obtained.
[0012]
(1) Keeping the Mn content low and the Si content low, and the deformation resistance when cold working such as cold forging of medium carbon steel containing appropriate amounts of Nb and Al, It varies depending on the heating temperature for hot rolling, the finishing temperature of hot rolling, the cooling conditions after the end of rolling, and the total area reduction in the subsequent wire drawing. Therefore, if the above various conditions are properly managed, the deformation resistance when the steel is cold worked can be reduced, and even if the spheroidizing annealing is omitted, the JIS mechanical structure having the same C content. It is possible to ensure a deformability equal to or higher than that in the case of spheroidizing annealing of the medium carbon steel.
(2) In the above (1), the Mn content is kept low, the Si content is kept low, and the medium carbon steel containing appropriate amounts of Nb and Al has a total area reduction rate in the wire drawing process. It is possible to ensure a desired hardness by making it larger than about 20% of the conventional level. Even when the total area reduction in the wire drawing process is increased, if the hardness before the wire drawing process is low, defects such as so-called “chevron cracks” do not occur during the wire drawing process.
[0013]
(3) The induction hardenability of steel containing an appropriate amount of B based on medium carbon steel is equivalent to or higher than the induction hardenability of carbon steel for machine structural use with the same C content.
The present invention has been completed based on the above findings.
[0014]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, "%" display of the content of each element means "mass%".
(A) Chemical composition C of steel: 0.40 to 0.60%
C is an element that affects induction hardenability, and is an element that is effective in securing the hardness and depth of a hardened hardened layer and imparting desired mechanical properties to a high-strength shaft component such as a shaft. However, if the content is less than 0.40%, the effect of addition is poor. On the other hand, if the content exceeds 0.60%, even if the rolling conditions, cooling conditions, and wire drawing conditions are optimized, cold workability is deteriorated without sufficiently softening, deterioration of toughness and cracking. It may cause an outbreak. Therefore, the content of C is set to 0.40 to 0.60%.
[0015]
Mn: 0.10 to 0.40 %
Mn is an element effective for fixing S in steel to enhance hot workability and ensuring strength (hardness), and it is necessary to contain 0.10% or more. On the other hand, when the Mn content increases , the deformation resistance increases and the cold workability deteriorates. Therefore, the content of Mn is set to 0.10 to 0.40 % .
[0016]
Nb: 0.005 to 0.05%
Nb is an element effective for ensuring good induction hardenability without greatly impairing the cold workability. Furthermore, it is also effective in preventing coarsening of crystal grains during induction hardening. However, if the content is less than 0.005%, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.05%, it is inevitable to increase the deformation resistance, and coarse undissolved carbonitride may remain and cause cold workability deterioration. Therefore, the Nb content is set to 0.005 to 0.05%. The upper limit of the Nb content is preferably 0.03%, and more preferably 0.02%. A more preferable upper limit of the Nb content is 0.015%.
[0017]
Al: 0.015-0.10%
Al has a deoxidizing action. Furthermore, since nitride is produced | generated and N in steel is fixed, there exists an effect | action which suppresses the work hardening at the time of cold processing, such as cold forging. It is also effective to secure the effect of improving the induction hardenability of B by fixing N in steel. However, if the content is less than 0.015%, the above effect cannot be obtained with certainty. On the other hand, if the content exceeds 0.10%, the deformability of the steel decreases during cold working. Therefore, the Al content is set to 0.015 to 0.10%. In order to secure the effect of improving the induction hardenability of B, the Al content is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.05%.
[0018]
B: 0.0005 to 0.005%
B is an element effective for ensuring good induction hardenability without impairing cold workability. However, if the content is less than 0.0005%, the effect of addition is poor. On the other hand, if the content exceeds 0.005%, not only the effect is saturated, but also grain boundary embrittlement may be caused. Therefore, the content of B is set to 0.0005 to 0.005%.
[0019]
Si: 0 to 0.40%
Si may not be added. If added, there is an effect of stabilizing the deoxidation of steel and increasing the strength (hardness). In order to reliably obtain this effect, the Si content is preferably 0.05% or more. Moreover, since the steel to which Si is added generates firelite (Fe ₂ SiO ₄ ), which is a low melting point oxide, during heating for hot working, if heated above its melting point (1173 ° C.), The descalability is very good. This effect is particularly great when the Si content exceeds 0.15%. However, if its content exceeds 0.40%, the deformation resistance during cold working increases and cold workability decreases. Therefore, the Si content is set to 0 to 0.40%.
[0020]
Ti: 0.005 to 0.05%
Ti has an effect of fixing N in steel to produce a nitrogen product and carbonitrides. In order to obtain this effect reliably, Ti is shall be the amount of 0.005% or more. However, if its content exceeds 0.05%, it is inevitable to increase the deformation resistance, and coarse nitrides and carbonitrides remain, resulting in deterioration of cold workability and fatigue strength. May be invited. Therefore, the Ti content is set to 0.005 to 0.05 %. Note that the upper limit of the Ti content is preferably 0.03%, and more preferably 0.02%. A more preferable upper limit of the Ti content is 0.015%.
[0021]
In the present invention, P, S, Cu, Ni, Cr, Mo, N, and O (oxygen) as impurity elements are limited as follows.
[0022]
P: 0.015% or less P lowers the deformability during cold working. In particular, when the P content exceeds 0.015%, the deformability during cold working is significantly reduced. Therefore, the content of P as an impurity element is set to 0.015% or less.
[0023]
S: 0.015% or less S also reduces the deformability during cold working. In particular, when the S content exceeds 0.015%, the deformability during cold working is significantly reduced. Therefore, the content of S as an impurity element is set to 0.015% or less.
[0024]
Cu: 0.10% or less Cu increases deformation resistance and degrades cold workability. In particular, when the Cu content exceeds 0.10%, the cold workability is significantly deteriorated. Therefore, the content of Cu as an impurity element is set to 0.10% or less. The Cu content is preferably regulated to 0.05% or less.
[0025]
Ni: 0.10% or less Ni increases deformation resistance and deteriorates cold workability. In particular, when the Ni content exceeds 0.10%, the cold workability deteriorates remarkably. Therefore, the Ni content as an impurity element is set to 0.10% or less. The Ni content is preferably regulated to 0.05% or less.
[0026]
Cr: 0.15% or less Cr also increases deformation resistance and degrades cold workability. In particular, when the Cr content exceeds 0.15%, the cold workability deteriorates remarkably. Therefore, the Cr content as an impurity element is set to 0.15% or less. The Cr content is preferably regulated to 0.10% or less.
[0027]
Mo: 0.10% or less Mo increases deformation resistance and degrades cold workability. In particular, when the Mo content exceeds 0.10%, the cold workability deteriorates remarkably. Therefore, the Mo content as an impurity element is set to 0.10% or less. The Mo content is preferably regulated to 0.05% or less.
[0028]
N: 0.0050% or less N increases the deformation resistance and deteriorates the cold workability. Further, since BN is easily combined with B, the effect of improving the induction hardenability of B cannot be ensured. In particular, when the N content exceeds 0.0050%, the cold workability is significantly lowered and the effect of improving the induction hardenability of B is difficult to obtain. Therefore, the N content as an impurity element is set to 0.0050% or less. Note that the N content is preferably regulated to 0.0040% or less, and more preferably 0.0030% or less.
[0029]
O (oxygen): 0.005% or less O forms an oxide and reduces deformability during cold working. In particular, when the O content exceeds 0.005%, the deformability during cold working is significantly reduced. Therefore, the content of O as an impurity element is set to 0.005% or less.
(B) Hot rolling and cooling (B-1) Heating temperature before hot rolling The heating temperature is 1000 ° C. in order to reduce deformation resistance during cold working such as cold forging and obtain a homogeneous structure. It is necessary to do more. However, when the heating temperature exceeds 1250 ° C., the fuel cost increases. In addition, the generation of scale increases, yield decreases, and production efficiency decreases. Therefore, the heating temperature before hot rolling of the steel slab having the chemical composition described in (A) above was set to 1000 to 1250 ° C.
[0030]
(B-2) Rolling finish temperature In order to reduce deformation resistance during cold working such as cold forging, to secure good ductility and toughness to the steel, and to give better wire drawing workability, The hot rolling finishing temperature needs to be 1000 to 800 ° C. When the rolling finish temperature exceeds 1000 ° C, the recrystallized austenite grains become coarse, and even if the subsequent cooling conditions are controlled, it is difficult to form a fine ferrite / pearlite structure, and breakage may occur during wire drawing. In addition, deformation resistance during cold working such as cold forging is increased. On the other hand, when the rolling finishing temperature is below 800 ° C., the ductility and toughness are greatly reduced, and the deformation resistance during cold working such as cold forging is also increased. Therefore, the hot rolling finishing temperature was set to 1000 to 800 ° C.
[0031]
(B-3) Cooling conditions after rolling In order to reduce deformation resistance during cold working such as cold forging, a cooling rate of 0.5 to 5 ° C./sec. It is necessary to cool at.
[0032]
This is because, after the rolling finish, by cooling under the above conditions, a fine ferrite and pearlite structure is obtained, and the wire drawing workability is enhanced and the deformation resistance during cold working is lowered. If the cooling rate is less than 0.5 ° C / second, it is difficult to obtain fine ferrite and pearlite structures, wire breakage may occur during wire drawing, and deformation resistance during cold working such as cold forging also increases. End up. Furthermore, the decarburization depth and the thickness of the scale to be produced will also increase. On the other hand, when the cooling rate exceeds 5 ° C./second, low-temperature transformation products such as martensite and bainite are generated, so that the strength increases and the deformation resistance during cold working increases. When the stop temperature of cooling performed at a cooling rate of 0.5 to 5 ° C./second exceeds 500 ° C. after completion of hot rolling, it is difficult to obtain fine ferrite and pearlite structures, and disconnection occurs during wire drawing. In some cases, deformation resistance during cold working such as cold forging also increases.
[0033]
Therefore, after hot rolling, cooling to at least 500 ° C. is performed at a cooling rate of 0.5 to 5 ° C./second. The cooling at the cooling rate of 0.5 to 5 ° C./second may be performed up to room temperature. However, in order to increase productivity, it is preferable to cool to 500 ° C., preferably to 450 ° C., at a cooling rate of 0.5 to 5 ° C./second, and then rapidly cool.
(C) Wire drawing The strength (hardness) is low only by performing the hot rolling and cooling described in the item (B) on the steel slab having the chemical composition described in the item (A). For this reason, if the tempering treatment of quenching and tempering is omitted, the high-strength shaft component that has been subjected to the tempering treatment in the past, especially the high-strength shaft component with a shaft portion hardness of 95 or more in Rockwell B hardness Cannot be used. Therefore, in the present invention, the steel slab having the chemical composition described in the item (A) is subjected to hot rolling and cooling described in the item (B), and then the total area reduction rate is 25 to 50%. A wire drawing process is performed to secure a shaft hardness of 95 or more with a desired Rockwell B hardness.
[0034]
When the total area reduction rate of the wire drawing is less than 25%, the strength increase after the wire drawing is insufficient, and a desired Rockwell B hardness of 95 or more may not be obtained. On the other hand, when the total area reduction rate of the wire drawing process exceeds 50%, a crack may be generated inside the workpiece. Therefore, it was decided to perform a wire drawing process with a total area reduction rate of 25 to 50%. When the total area reduction ratio of the wire drawing process exceeds 35%, a Rockwell B hardness of 95 or more can be obtained extremely stably. Note that the whole cross sectional reduction ratio in drawing is represented a cross sectional area before drawing with A _0, the cross-sectional area after the final wire drawing as _{_{_{A 1 (A 0 -A 1)}}} / A 0 As already mentioned, it means that if you multiply this by 100, you will get%. This “drawing” is preferably carried out cold as usual. In addition, if it is less than 500 degreeC, you may carry out warmly. In the case of warm drawing, it is preferably performed at a temperature of 200 ° C. or less from the viewpoint of lubrication performance.
(D) Cold working Steel material having the chemical composition described in the item (A), which has been subjected to hot rolling and cooling described in the item (B) and then subjected to wire drawing described in the item (C). Is further subjected to cold working such as cold forging and formed into a high-strength shaft part having a predetermined shape such as a shaft. In the case of the present invention, since the total area reduction ratio is 25 to 50%, the wire after the wire drawing is high, but the deformation resistance and the deformability in the compression processing are the same as the material before the wire drawing. It is about the same. For this reason, the method of cold working is not particularly defined, and may be performed by a normal method.
(E) Induction hardening A steel material having the chemical composition described in (A) above, subjected to hot rolling, cooling, and wire drawing, cold processed and formed into a predetermined shape, conforms to the specifications of its parts. Accordingly, induction hardening is performed on the entire surface or locally, or tempering is performed after induction hardening as necessary to finish a machine structural component having desired mechanical properties. The induction hardening method is not particularly defined and may be performed by a normal method.
[0035]
If the steel material having the chemical composition described in the item (A) targeted by the production method of the present invention is induction-hardened by a normal method, the case of the conventional production method in which JIS mechanical structural carbon steel has been induction-hardened and Equivalent curing depth is obtained.
[0036]
Hereinafter, the present invention will be described by way of examples.
[0037]
【Example】
Example 1
Steels having chemical compositions shown in Tables 1 and 2 were melted using a test furnace by a conventional method. Steel A and Steels C to I in Table 1 are examples of the present invention whose chemical composition is within the range defined by the present invention, and steels a to r in Table 2 are from the range of contents defined by any of the components according to the present invention. It is a comparative example that is out. Among the steels of the comparative examples, steel p, steel q, and steel r are steels corresponding to JIS standards S40C, S50C, and S58C, respectively.
[0038]
[Table 1]

[0039]
[Table 2]

[0040]
Next, these steels were made into steel pieces by a normal method, heated to 1200 ° C. and hot-rolled into a round bar having a diameter of 18 mm, and cooled under various conditions after the hot rolling was completed. After cooling, wire drawing with a total area reduction of 27% and 48% was also performed by a normal method.
[0041]
A cold-worked test piece having a diameter of 10 mm and a length of 15 mm was prepared from the round bar with a diameter of 18 mm obtained as described above and a drawn round bar, and a 500 t high-speed press was used. A cold (room temperature) constrained upsetting test was conducted by a normal method, and the limit upsetting rate at which cracking occurred was measured. The upsetting rate is 75%, and 5 upsetting tests are performed for each condition. The minimum processing rate (upsetting rate) at which 3 or more of the 5 test pieces are cracked is set as the limit. It was evaluated as the inclusion rate. The test was completed for those that did not crack more than 3 at an upsetting rate of 75%.
[0042]
The Rockwell B hardness was also measured using a cold-working test piece having a diameter of 10 mm and a length of 15 mm.
[0043]
Furthermore, the deformation resistance was measured when the upsetting ratio was 60%, which is less than the limit upsetting ratio of all steel types (equivalent strain at the center of the specimen to which the largest machining is applied is 1.5). The equivalent strain is expressed by the following equation with ε ₁ , ε ₂ , and ε ₃ as logarithmic strains in the main direction.
ε = {(ε ₁ ² + ε ₂ ² + ε ₃ ² ) × 2/3} ^1/2
Tables 3 to 5 show the details of the rolling finishing temperature and the cooling conditions after the end of rolling. Tables 3 to 5 also show the above test results.
[0044]
[Table 3]

[0045]
[Table 4]

[0046]
[Table 5]

[0047]
Further, a test piece having a diameter of 17.5 mm and a length of 50 mm is taken from the rolled material having a diameter of 18 mm and subjected to induction hardening at a frequency of 20 kHz, and then the surface hardness and Hv are set to 400 by a normal method. The curing depth (that is, the depth of the quenched and hardened layer) t was measured. Next, tempering was performed at 150 ° C. for 30 minutes using an electric furnace, and the cured portion after induction hardening was measured by a normal method.
[0048]
Table 6 shows the test results.
[0049]
[Table 6]

[0050]
From Tables 3 and 6, when steel A and steels C to I of the examples of the present invention whose chemical compositions are within the range defined by the present invention are used as raw material steels, they are still rolled, that is, the total surface reduction of the wire drawing process It can be seen that in a state where the rate is 0%, the deformation resistance in hardness and compression processing (upsetting) is low, and it has a large limit upsetting rate of 75% or more. In addition, even if the above-described round bar is drawn at a total area reduction rate of 25% or 48%, the deformation resistance and the limit upsetting rate in compression processing are the same as those in the case of rolling. It is clear that only the hardness is increased, and the Rockwell B hardness of 95 or more can be secured. Furthermore, it has induction hardenability equivalent to the case where steel p, steel q, and steel r corresponding to JIS carbon steel for machine structural use (JIS standards S40C, S50C and S58C) with the same C content are used as the raw steel. ing.
[0051]
On the other hand, when the steel of the comparative example is the raw material steel, from Tables 4 to 6, (i) Since the hardness and deformation resistance are high in the rolled state and the limit upsetting rate is low, the total surface reduction When wire drawing at a rate of 25% is performed, the deformation resistance remains high and the limit upsetting rate remains low. Furthermore, disconnection occurs when wire drawing with a total area reduction of 48% is performed. (B) Steel p, steel q and steel r corresponding to JIS machine structural carbon steel (JIS standards S40C, S50C and S58C) having the same C content as the hardening depth t when induction hardening is used as the raw steel If any of the following is true:
(Example 2)
Assuming the production of actual parts using the round bars drawn at 27% of total reduction of steel D and steel F obtained in Example 1 and the round bars of steel p to r with a diameter of 18 mm. The bending amount in the final shape was measured.
[0052]
That is, for a round bar drawn with a total area reduction ratio of 27% of steel D and steel F, the forward extrusion as a cold work is performed by a normal method while the wire is drawn, and the diameter 15 The shaft shape was 4 mm and the length was 120 mm, and then the bending amount was measured with a dial gauge.
As a comparative example, a round bar of 18 mm in diameter of steel p to r is subjected to spheroidizing annealing that is held at 745 ° C. for 4 hours and then cooled at a cooling rate of 15 ° C. per hour, and then in a normal manner. Wire drawing with a total area reduction rate of 27% is performed, and further forward extrusion as cold working is performed to obtain the same shaft shape with a diameter of 15.4 mm and a length of 120 mm, and then to 860 ° C. After heating, oil quenching was performed, and after tempering at 200 ° C., the amount of bending was measured with a dial gauge. The above manufacturing method is a conventional manufacturing method for high-strength shaft parts made of JIS medium carbon steel for machine structures.
Table 7 shows the test results.
[0053]
[Table 7]

[0054]
From Table 7, when steel p, steel q and steel r, which are steels corresponding to JIS standards S40C, S50C and S58C, are manufactured by the method of the comparative example, that is, when manufactured by conventional tempering treatment It is clear that the bending amount of the final part is small, whereas the bending amount of the final part is small, and therefore, the high-strength shaft part can be manufactured by omitting the distortion correction work.
[0055]
【The invention's effect】
According to the method of the present invention, a high-strength shaft part having a shaft portion hardness of 95 or more in Rockwell B hardness is manufactured by a conventional method using JIS carbon steel for mechanical structure having an equivalent C content. An equivalent situation can be ensured by a manufacturing method in which the spheroidizing annealing after hot rolling, the tempering treatment of quenching and tempering, and the correction of distortion caused by the tempering treatment are omitted, and the practical value is extremely high.

Claims

質量％で、Ｃ：０．４０〜０．６０％、Ｍｎ：０．１０〜０．４０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．０１５〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｓｉ：０〜０．４０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰは０．０１５％以下、Ｓは０．０１５％以下、Ｃｕは０．１０％以下、Ｎｉは０．１０％以下、Ｃｒは０．１５％以下、Ｍｏは０．１０％以下、Ｎは０．００５０％以下、Ｏ（酸素）は０．００５％以下の化学組成を有する鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱して、圧延仕上げ温度が１０００〜８００℃となるように熱間圧延し、熱間圧延終了後は少なくとも５００℃までを０．５〜５℃／秒の冷却速度で冷却し、次いで、総減面率が２５〜５０％となる伸線加工を施し、更に、冷間加工して所定の形状に成形し、その後高周波焼入れすることを特徴とする高強度軸部品の製造方法。In mass%, C: 0.40 to 0.60%, Mn: 0.10 to 0.40 %, Nb: 0.005 to 0.05%, Al: 0.015 to 0.10%, B: 0.0005 to 0.005%, Si: 0 to 0.40%, Ti: 0.005 to 0.05%, the balance is made of Fe and impurities, and P in the impurities is 0.015% or less , S is 0.015% or less, Cu is 0.10% or less, Ni is 0.10% or less, Cr is 0.15% or less, Mo is 0.10% or less, N is 0.0050% or less, O (Oxygen) is a steel slab having a chemical composition of 0.005% or less, heated to 1000 to 1250 ° C, hot-rolled so that the rolling finish temperature is 1000 to 800 ° C, and after hot rolling is completed. Cool to at least 500 ° C. at a cooling rate of 0.5 to 5 ° C./second, and then the total area reduction is 25 to 50%. A method of manufacturing a high-strength shaft component, characterized by performing a wire drawing process, further cold-working to form a predetermined shape, and then induction-quenching.