JP7188432B2

JP7188432B2 - 温間鍛造用肌焼鋼及びこれを用いて製造した鍛造粗形材

Info

Publication number: JP7188432B2
Application number: JP2020212173A
Authority: JP
Inventors: 孝佳杉浦; 亮太高尾; 友明湯谷; 岳幸島田; 秀平横井
Original assignee: Aichi Steel Corp
Current assignee: Aichi Steel Corp
Priority date: 2020-12-22
Filing date: 2020-12-22
Publication date: 2022-12-13
Anticipated expiration: 2040-12-22
Also published as: CN116457118A; WO2022137697A1; JP2022098655A

Description

本発明は、温間鍛造用肌焼鋼及びこれを用いて製造した鍛造粗形材に関する。

歯車に代表されるトランスミッション用の鋼部品等は、熱間鍛造によって得た鍛造粗形材に、機械加工及び表面硬化処理を施して製造されることが多い。熱間鍛造は、鍛造加熱温度が高いためエネルギー消費が比較的大きく、表面にスケールが発生することにより歩留まりが悪く、寸法精度確保が困難という課題がある。また、熱間鍛造後の鍛造粗形材は、硬さの向上によってそのままでは機械加工性が良くないため、機械加工前に硬度を低下させる熱処理を施すことが必須となり、それによるエネルギー消費も問題である。

熱間鍛造を選択した場合の上記課題の一部は、鍛造温度が低い温間鍛造に代替することによって解消できる可能性がある。すなわち、温間鍛造は、熱間鍛造と比べ鍛造温度が低いため、エネルギー消費量が低く、またスケール発生量も少ないため歩留まりが良く、さらには寸法精度が良く、次工程の取り代が少ないといった利点がある。

しかしながら、従来の肌焼鋼を用いた場合、温間鍛造を選択した場合であっても、機械加工前の熱処理を省略することは困難である。例えば、ＳＣＭ４２０やＳＣｒ４２０などの通常の肌焼鋼を用いて温間鍛造すると、熱間鍛造の場合よりは程度は低いが、切削加工性を悪化させる程度まで鍛造後の硬さが増加してしまう。そのため、これらの通常の肌焼鋼を用いた温間鍛造後の鍛造粗形材をそのまま切削すると、切り屑処理性の悪化、工具摩耗の増大を招いてしまう。したがって、従来の通常の肌焼鋼を用いる限りは、温間鍛造を選択することによるメリットは限られており、機械加工前の焼準や焼鈍などの熱処理を必須とすることによるエネルギー消費、スケール発生による歩留まり低下等の不具合の解消は困難である。

また、従来、温間鍛造用の肌焼鋼としては、例えば、後述する特許文献１～３に記載の技術が開示されている。特許文献１には、温間鍛造を行うこと及び切削性に関する言及はあるものの、温間鍛造の後に切削を行う場合の切削性向上についての記載はない。また、特許文献２には、温間鍛造と切削性に関する記載があるものの、温間鍛造後の切削性の評価はなされておらず、かつ、化学成分からみて最終的な高強度化が見込めない鋼しか記載がない。また、特許文献３には、温間鍛造の記載はあるものの、その後の切削性の評価はなされていない。したがって、特許文献１～３からは、温間鍛造後に熱処理を加えることなく切削性を向上させるために、鋼の化学成分組成をどのように工夫することが必要かを導くことはできない。

特開２００７－３２１２１１号公報特開２００１－１３１６８６号公報特開昭６０－２６２９４１号公報

本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、温間鍛造後の切削性に優れた肌焼鋼及びこれを用いて温間鍛造を施した切削性に優れた鍛造粗形材を提供しようとするものである。

本発明の一態様は、鍛造温度が８５０℃～１１００℃である温間鍛造用の肌焼鋼であって、
質量％において、Ｃ：０．１５～０．２３％、Ｓｉ：０．６０～０．９５％、Ｍｎ：０．６０～１．２０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、Ｎ：０．００２０～０．０２００％を含み、
任意元素としてＭｏ：０．２０％以下、任意元素としてＮｂ：０．０１～０．０５％を含み、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分組成を有し、
式１：９０≧－１２０＊Ｃ＋２０．１＊Ｓｉ－５．３＊Ｍｎ－８．５＊Ｍｏ＋９６≧８０、及び、
式２：１６１≧４０＊Ｓｉ＋３９＊Ｍｎ＋１０＊Ｃｒ＋３０＊Ｍｏ＋８４≧１４１、
（ただし、式１及び式２における元素記号は、各元素の含有率（質量％）を意味する。）を満足する、温間鍛造用肌焼鋼にある。

本発明の他の態様は、上記温間鍛造用肌焼鋼を用いて得られた鍛造粗形材であって、
表面硬さが２００ＨＶ以下であり、
フェライト率が、８０％～９０％である金属組織を有し、かつ、
フェライト硬さが、マイクロビッカース硬さにおいて、１４０ｍＨＶ～１６０ｍＨＶである、鍛造粗形材にある。

鋭意検討の結果、温間鍛造後の被削性を確保するためには、マクロ的な硬さの抑制に加え、フェライト率およびフェライト硬さを最適な範囲に制御することが重要であることが見出された。また、温間鍛造を採用して組織が微細化した場合には、切り屑が伸びる傾向があるが、Ｓｉ含有率とフェライト組織（率、硬さ）の調整により、切り屑分断性向上に有効なＳ含有率を特別に増加させずとも、切り屑分断性を向上できることを見出した。そして、Ｓｉ含有率の最適化を図れば、Ｓ含有率の増加を必要としないことから、Ｓ含有率増加に起因して生じうる温間鍛造による割れ発生の懸念を抑えることも可能となる。さらには、フェライト安定化元素であるＳｉとＭｏに着目し、温間鍛造後のフェライト率とフェライト硬さの傾向を調査したところ、上記化学成分組成の具備を基本として、さらに、式１及び式２を満たすことにより、温間鍛造後のフェライト率及びフェライト硬さを最適な範囲内に制御することができ、これにより被削性が確保できることが見い出された。

以上のように上記の基本の化学成分組成の範囲内であって、かつ、上記式１及び式２を具備する特定の化学成分組成からなる肌焼鋼は、温間鍛造を施した後における熱処理を省略しても製造上問題のない切削性を確保できる優れた鍛造粗形材を得ることが可能となる。

上記温間鍛造用肌焼鋼は、鍛造温度が８５０℃～１１００℃である温間鍛造を施すことが予定された鋼である。温間鍛造の鍛造温度は、低すぎると鍛造時の変形抵抗が大きくなって、目的とする形状への成形が難しくなるため、８５０℃以上とし、一方、高すぎると熱間鍛造に比較した省エネ効果が低下してくるため、１１００℃以下とする。

この温間鍛造用肌焼鋼は、基本的な化学成分組成として、質量％において、Ｃ：０．１５～０．２３％、Ｓｉ：０．６０～０．９５％、Ｍｎ：０．６０～１．２０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：１．５０％以下（０％は除く）、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、Ｎ：０．００２０～０．０２００％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分組成を有する。

Ｃ：０．１５～０．２３％；
Ｃ（炭素）は、焼き入れ後の必要な強度確保、及び、切り屑処理性悪化防止のために０．１５％以上含有させる。一方、Ｃ含有率が高すぎると、マクロ硬さが高くなりすぎて鍛造後に行う機械加工性が低下するおそれがあるため、０．２３％以下とする。

Ｓｉ：０．６０～０．９５％；
Ｓｉ（ケイ素）は被削性確保に必要な元素である。Ｓｉ含有率が低すぎるとフェライト硬さが低くなり、切り屑処理性が悪化して、工具の摩耗が促進されるおそれがあるため、０．６０％以上含有させる。一方、Ｓｉ含有率が高すぎると、硬さが増加しすぎて鍛造後に行う機械加工性が低下するおそれがあるため、０．９５％以下とする。

Ｍｎ：０．６０～１．２０％；
Ｍｎ（マンガン）は、浸炭後の内部硬さ強度を確保するために０．６０％以上含有させる。一方、Ｍｎ含有率が高すぎると、残留オーステナイトが増加して浸炭層の硬さ低下の懸念が生じるとともに、鍛造後の硬さが上昇し被削性の劣化を招くおそれがあるため、１．２０％以下とする。

Ｐ：０．０３５％以下；
Ｐ（リン）は、含有率が高すぎると、粒界に偏析して疲労強度低下の原因となるため、０．０３５％以下とする。

Ｓ：０．０３５％以下；
Ｓ（硫黄）は、含有率が高すぎると、硫化物系介在物が増加して疲労強度低下の原因となるため、０．０３５％以下とする。

Ｃｒ：１．５０％以下（０％は除く）；
Ｃｒ（クロム）は、焼入れ性の向上による内部硬さの確保に有効であるが、含有率が高すぎると、温間鍛造後の硬さが上昇し、被削性低下するおそれがあるため、１．５０％以下とする。

Ａｌ：０．０５０％以下；
Ａｌ（アルミニウム）は、含有率が高すぎると、ＡｌＮの粗大な析出物が増加して靭性が悪化するおそれがあるため、０．０５０％以下とする。

Ｔｉ：０．０１～０．０５％；
Ｔｉ（チタン）は、ＮがＢと結びつくのを防止するためＴｉＮとしてＮを消費する作用、いわゆるＮキル作用を得るのに有効であるため、０．０１％以上含有させる。一方、Ｔｉは、含有率が高すぎると、ＴｉＮ生成による強度低下の懸念、及び、切削時の工具の異常摩耗が早くなるおそれがあるため、０．０５％以下とする。

Ｂ：０．０００５～０．００５０％；
Ｂ（ホウ素）は、粒界強化による強度向上効果を得るため、０．０００５％以上含有させる。一方、Ｂ含有率が高くなりすぎても、前述の効果が飽和するため、上限を０．００５０％とする。

Ｎ：０．００２０～０．０２００％；
Ｎ（窒素）は、ＡｌＮとなって、ピン止め効果により結晶粒粗大化を抑制する効果があるため、０．００２０％以上含有させる。一方、Ｎ含有率が高すぎると、ＡｌＮの粗大な析出物が増加して靭性が悪化するおそれがあるため、０．０２００％以下とする。

任意元素としてのＭｏ：０．２０％以下；
Ｍｏ（モリブデン）は、任意添加元素であり、積極的に含有させる必要はなく、含有率０％でもよいが、不純物として少量含有する場合もある。そして、Ｍｏは、その含有により、焼入れ性向上に有効な元素であるので、必要に応じ少量添加することができる。一方、Ｍｏ含有率が高すぎると、コストアップ及び切削加工性劣化のおそれがあるため、０．２０％以下に制限する。

任意元素としてのＮｂ：０．０１～０．０５％；
Ｎｂ（ニオブ）は、任意添加元素であり、積極的に含有させる必要はないが、０．０１％以上含有することによって結晶粒微細化の効果を得ることができる。一方、Ｎｂ含有率が高すぎると、浸炭性が劣化するおそれがあるため、０．０５％以下に制限する。

次に、上記の基本的な化学成分組成を具備することを前提として、次の式１及び式２の両方を具備するように、化学成分を調整することが重要である。式１及び式２を満たすことにより、温間鍛造後のフェライト率及びフェライト硬さを最適な範囲内に制御することができ、これにより被削性が確保できる。

式１：９０≧－１２０＊Ｃ＋２０．１＊Ｓｉ－５．３＊Ｍｎ－８．５＊Ｍｏ＋９６≧８０；
式１は、温間鍛造後における金属組織中のフェライト率の推定に有効な関係式である。式の値がそのままフェライト率と完全に一致するわけではないが、式１の値が大きいほどフェライト率が高くなる傾向となり、その値が８０以上９０以下の範囲にある場合に、温間鍛造後のフェライト率を最適な範囲に制御することが容易となる。

式２：１６１≧４０＊Ｓｉ＋３９＊Ｍｎ＋１０＊Ｃｒ＋３０＊Ｍｏ＋８４≧１４１；
式２は、温間鍛造後における金属組織中のフェライト硬さの推定に有効な関係式である。式の値がそのままフェライト硬さと完全に一致するわけではないが、式２の値が大きいほどフェライト硬さが高くなる傾向となり、その値が１４５以上１６０以下の範囲にある場合に、温間鍛造後のフェライト硬さを最適な範囲に制御することが容易となる。

次に、上記温間鍛造用肌焼鋼を用いて鍛造温度が８５０℃～１１００℃の温間鍛造を施して得られた鍛造粗形材は、表面硬さが２００ＨＶ以下であり、フェライト率が、８０％～９０％である金属組織を有し、かつ、フェライト硬さが、１４０ｍＨＶ～１６０ｍＨＶという特性にすることができる。

上記鍛造粗形材の表面硬さ、すなわちマクロ硬さを２００ＨＶ以下とすることによって、鍛造後において熱処理を施すことなく切削加工を行うことが可能となる。

また、上記鍛造粗形材の金属組織におけるフェライト率を８０％～９０％の範囲とし、かつ、フェライト硬さを１４０ｍＨＶ～１６０ｍＨＶの範囲とすることにより、切り屑処理性の確保、工具摩耗量悪化の抑制等による切削性向上効果が得られる。

一方、フェライト率が上記下限値を下回る場合にはパーライト面積率が上がり、マクロ硬さ（表面硬さ）が高くなって、熱間鍛造から温間鍛造に変更したことによる工具摩耗量悪化抑制効果が低下するおそれがある。また、フェライト率が上記上限値を上回る場合にはマクロ硬さ（表面硬さ）が低くなりすぎて切り屑処理性が悪化するおそれがある。

また、フェライト硬さが上記下限値を下回る場合には切り屑処理性が悪化するおそれがあり、フェライト硬さが上記上限値を上回る場合には工具摩耗量悪化抑制効果が低下するおそれがある。

（実施例１）
本例の温間鍛造用肌焼鋼及び鍛造粗形材に係る実施例について説明する。
本例では、表１及び表２に示すごとく、化学成分が異なる２９種類の鋼材（鋼種１～２９）を用いて鍛造粗形材を作製し、各種評価を実施した。表１、表２に示す鋼のうち、鋼種１～１６が、本発明の条件を満足する実施例、鋼種１７～２８が、一部の条件を満足しない比較例、鋼種２９が従来鋼であるＪＩＳのＳＣｒ４２０である。

各鍛造粗形材の製造は、各種鋼材を電気炉溶解して得られた鋼塊を鍛伸して直径６５ｍｍφのビレットを作製し、それぞれ後述する表３に記載の鍛造温度にて、鋼種１～２８は温間鍛造を施し、鍛造粗形材を得た。温間鍛造した鍛造粗形材（鋼種１～２８）には、鍛造後に熱処理は行わなかった。また、鋼種２９は、温間鍛造用に適した成分最適化＋温間鍛造の適用による効果を確認するために比較として準備したものである。具体的には、従来鋼であるＳＣｒ４２０に対し、従来行われていた熱間鍛造を行い、その後加工性向上のため、９００℃に１時間保持する熱処理を行ったものである。なお、今回行った実施例では、溶解母材の関係上、任意添加元素であるＭｏを不純物として少量含有していた。従って、表１、表２には、不純物として含有していたＭｏの分析値も合わせて記載した。

＜フェライト（α）率及びフェライト（α）硬さ＞
鍛造後の歯車相当部分の機械加工を想定して、歯車相当部分の位置に相当する上記鍛造粗形材の表面近傍の断面をナイタール腐食させた後、光学顕微鏡を用いて観察し、フェライトの面積率を、画像解析により求め、この値をフェライト率とした。フェライト硬さとしては、上記断面のフェライト組織部分において測定したマイクロビッカース硬さの値とした。

＜マクロ硬さ＞
鍛造後の歯車相当部分の機械加工を想定して、歯車相当部分の位置に相当する上記鍛造粗形材の表面近傍の断面において測定したビッカース硬さをマクロ硬さとした。

＜切削性（工具摩耗量及び切り屑）の評価＞
上記鍛造粗形材の表面を以下の条件で切削して旋削性評価を行った。
・切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ
・切込：０．８ｍｍ
・送り：０．４ｍｍ／ｒｅｖ
・潤滑：ｗｅｔ

工具摩耗量の評価は、切削工具の逃げ面の摩耗量を測定して行った。工具摩耗量が、基準とするＳＣｒ２０相当の鋼種２９（熱間鍛造後熱処理追加処理品）の工具摩耗量の結果を１００％として、１１０％以下の場合を「合格（○）」とし、１１０％を超える場合を「不合格（×）」とした。切り屑評価は、切り屑長さが、基準である上記鋼種２９の結果と比較して同等以下のものを「良好」、基準よりも長いものを「悪化」と評価した。

＜浸炭後強度＞
上記鍛造粗形材と同じ製造方法により、試験片用粗形材を作製し、その後機械加工にて１２角×長さ１１０の試験片を作製（試験片中央に深さ２ｍｍ、角度６０度、ノッチ底Ｒ１．０のノッチ付き）し、これに浸炭熱処理を実施した後、ノッチ側の面を０．２ｍｍ研磨する表面の仕上げ加工をすることにより、試験片を作製した。浸炭熱処理条件は、浸炭温度：９５０℃×１５０ｍｉｎ、Ｃｐ：０．８５の条件で浸炭処理した後、油冷して焼入れし、その後、１５０℃×１Ｈｒの焼き戻し処理を行う条件とした。

浸炭後強度評価試験は、３点曲げ疲労試験により行った。疲労試験は、周波数１Ｈｚの条件で行い、繰り返し数１００回で破壊する低サイクル曲げ疲労強度を求めることにより、評価した。そして、基準である上記鋼種２９の結果と比較して同等以上の場合を「合格（○）」とし、基準よりも低いものを「不合格（×）」と評価した。

上記評価結果を表３に示す。工具摩耗量、切り屑、浸炭後強度の結果が、それぞれ、「合格（〇）」、「良好」、「合格（〇）」の場合を、総合的な判定として「合格（〇）」とし、それ以外を「不合格（×）」とした。

表３から理解できるように、鋼種１～１６については、鍛造温度を９００～１０５０℃とした温間鍛造を選択し、かつ、その後の熱処理を省略しても、切削性及び浸炭後強度において、従来の熱間鍛造後熱処理を付与した鋼種２９と同等以上の特性が得られた。

一方、鋼種１７は、炭素（Ｃ）含有率が低いために浸炭後強度が低くなりすぎた。

鋼種１８は、炭素（Ｃ）含有率が高いためにマクロ硬さが高くなりすぎ、工具摩耗量が悪化した。

鋼種１９は、ケイ素（Ｓｉ）含有率が低いためにフェライト硬さが低くなりすぎ、切り屑処理性が悪化した。

鋼種２０は、ケイ素（Ｓｉ）含有率が高いためにマクロ硬さ高くなりすぎ、工具摩耗量が悪化した。

鋼種２１は、マンガン（Ｍｎ）含有率が低いために浸炭焼き入れ後の硬さ不足となり、浸炭後強度が不合格となった。

鋼種２２は、炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）含有率が高いためにマクロ硬さが増加し、工具摩耗量が悪化すると共に、Ｍｎ含有率が高いことによる残留オーステナイトの増加に起因する浸炭層の硬さ低下によって、浸炭後強度が不合格となった。

鋼種２３は、モリブデン（Ｍｏ）含有率が高いためにマクロ硬さが増加し、工具摩耗量が悪化した。

鋼種２４は、クロム（Ｃｒ）含有率が高いためにマクロ硬さが増加し、工具摩耗量が悪化した。

鋼種２５は、化学成分組成が式１を満たさず下限を外れたためにフェライト率が低くなり、マクロ硬さが増加し、工具摩耗量が悪化した。

鋼種２６は、化学成分組成が式２を満たさず下限を外れたためにフェライト硬さが低くなり、切り屑処理性が悪化した。

鋼種２７は、化学成分組成が式１を満たさず上限を外れたためにフェライト率が低くなると共に、マクロ硬さが低くなり、切り屑処理性が悪化した。

鋼種２８は、化学成分組成が式２を満たさず上限を外れたために、フェライト硬さが増加し、工具摩耗量が悪化した。

Claims

鍛造温度が８５０℃～１１００℃である温間鍛造用の肌焼鋼であって、
質量％において、Ｃ：０．１５～０．２３％、Ｓｉ：０．６０～０．９５％、Ｍｎ：０．６０～１．２０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、Ｎ：０．００２０～０．０２００％を含み、
任意元素としてＭｏ：０．２０％以下、任意元素としてＮｂ：０．０１～０．０５％を含み、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分組成を有し、
式１：９０≧－１２０＊Ｃ＋２０．１＊Ｓｉ－５．３＊Ｍｎ－８．５＊Ｍｏ＋９６≧８０、及び、
式２：１６１≧４０＊Ｓｉ＋３９＊Ｍｎ＋１０＊Ｃｒ＋３０＊Ｍｏ＋８４≧１４１、
（ただし、式１及び式２における元素記号は、各元素の含有率（質量％）を意味する。）を満足する、温間鍛造用肌焼鋼。
請求項１に記載の温間鍛造用肌焼鋼を用いて得られた鍛造粗形材であって、
表面硬さが２００ＨＶ以下であり、
フェライト率が、８０％～９０％である金属組織を有し、かつ、
フェライト硬さが、マイクロビッカース硬さにおいて、１４０ｍＨＶ～１６０ｍＨＶである、
鍛造粗形材。