(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.10〜0.35％、
Si：0.01〜0.20％、
Mn：0.30〜1.50％、
Ｓ：0.008〜0.025％、
Al：0.015〜0.050％、
Cr：1.35〜2.12％、
Cu：0.15〜0.60％、
Ｎ：0.008〜0.020％、
Ｐ：0.02％以下および
Ｏ：0.0012％以下
を、
2.5≧Al/N≧1.7
の条件を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなる成分組成を有する冷間加工性に優れた高疲労強度浸炭用鋼。
【請求項２】
前記成分組成は、更に、質量％で、
Ni：0.50％以下、
Mo：0.20％以下および
Ｖ：0.5％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の冷間加工性に優れた高疲労強度浸炭用鋼。
【請求項３】
前記成分組成は、更に、質量％で、
Ca：0.0005〜0.0050％および
Mg：0.0002〜0.0020％
のうちから選ばれる１種または２種を含有する請求項１又は２に記載の冷間加工性に優れた高疲労強度浸炭用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば自動車や各種産業機械等の部品の素材として好適な冷間加工性に優れた浸炭用鋼の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、省エネルギー化による自動車等の車体重量の軽量化に伴って、自動車等に用いられる歯車や軸受け等には、サイズの小型化が要求され、またエンジンの高出力化に伴ってこれらの部品にかかる負荷も増大している。そのため、歯車や軸受け等には面疲労強度や転動疲労強度を高めることがますます要求されている。
【０００３】
例えば、特許文献１には、Si量またはMo量を高めることに加え、Mgを微量添加することにより、疲労寿命に悪影響を及ぼす介在物を微細分散させて高寿命化を図る、浸炭軸受鋼が提案されている。
【０００４】
一方で、棒鋼を冷間成形して製造される自動車等の部品素材は、高い冷間加工性が要求される。そのため、球状化熱処理を施して炭化物を球状化し、冷間加工性を高めることが行われている。また、鋼の成分組成の観点からは、変形抵抗に大きく影響するSiを低減する等の提案もなされている。
【０００５】
例えば、特許文献２には、固溶強化元素であるSi量およびＳ量を低減した、冷間加工性に優れた肌焼鋼が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特許第３２３８０３１号明細書
【特許文献２】特開平５−２７９７９６号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、上述した特許文献１に記載の技術においては、実質的に高濃度のSiを用いているために冷間加工性が低下し、またMoを用いる場合には合金コストの増大に伴い経済性が低下することが問題である。
【０００８】
また、特許文献２に記載の技術では、Ｓ量を従来鋼に比べ大幅に低減しているため、被削性の低下が生じ、加工コストを上昇させる問題がある。
【０００９】
本発明は、上記の実情に鑑みなされたものであり、冷間加工性に優れるだけでなく、低コストでかつ高い疲労寿命を有する浸炭用鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。
まず、後述する図１に示すように、Crを所定の量だけ添加して強度を高めた上で、Cuを適正添加、即ち0.1〜0.7質量％だけ添加することにより、疲労寿命を向上できることを知見した。
更に、上述のCuの適正添加に加えて、Ｎに対するAlの質量％比が所定範囲にあることも肝要であるとの知見を得て、本発明を完成するに至った。
【００１１】
即ち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.10〜0.35％、
Si：0.01〜0.20％、
Mn：0.30〜1.50％、
Ｓ：0.008〜0.025％、
Al：0.015〜0.050％、
Cr：1.35〜2.12％、
Cu：0.15〜0.60％、
Ｎ：0.008〜0.020％、
Ｐ：0.02％以下および
Ｏ：0.0012％以下
を、
2.5≧Al/N≧1.7
の条件を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなる成分組成を有する冷間加工性に優れた高疲労強度浸炭用鋼。
【００１２】
２．前記成分組成は、更に、質量％で、
Ni：0.50％以下、
Mo：0.20％以下および
Ｖ：0.5％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の冷間加工性に優れた高疲労強度浸炭用鋼。
【００１３】
３．前記成分組成は、更に、質量％で、
Ca：0.0005〜0.0050％および
Mg：0.0002〜0.0020％
のうちから選ばれる１種または２種を含有する請求項１又は２に記載の冷間加工性に優れた高疲労強度浸炭用鋼。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、冷間加工性に優れるだけでなく、安価でかつ疲労寿命にも優れた浸炭用鋼を提供できるため、工業上非常に有用である。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】転動疲労寿命に及ぼすCu量の影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明の浸炭用鋼を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について成分毎に詳しく説明する。尚、以下の説明において、成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
【００１７】
Ｃ：0.10〜0.35％
Ｃは、浸炭熱処理後の焼入れにより例えば鋼片を作製した場合の中心部の硬度を高めるためには、0.10％以上の含有を必要とするが、含有量が0.35％を超えると中心部の靭性が低下するため、Ｃ量は0.10〜0.35％の範囲に限定した。好ましくは、0.10〜0.30％の範囲である。
【００１８】
Si：0.01〜0.20％
Siは、脱酸材として必要であり、0.01％以上の添加が必要である。しかしながら、Siは浸炭表層で優先的に酸化し、粒界酸化を促進する元素である。更に、フェライトを固溶強化し変形抵抗を高めて冷間加工性を劣化させるため、上限を0.20％とした。好ましくは0.03〜0.10％である。
【００１９】
Mn：0.30〜1.50％
Mnは、焼入れ性の向上に有効な元素であり、少なくとも0.30％の添加を必要とする。しかし、Mnは粒界酸化を引き起こしやすく、また過剰な添加は残留オーステナイトを増加させ、表面硬さの低下を招くことから、上限を1.50％とした。好ましくは0.60〜1.40％の範囲である。
【００２０】
Ｐ：0.02％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析し、靱性を低下させるため、その混入は低いほど望ましいが、0.02％までは許容される。好ましくは、0.018％以下である。
【００２１】
Ｓ：0.008〜0.025％
Ｓは、硫化物系介在物として存在し、被削性の向上に有効な元素である。この効果を得るには0.008％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰な添加は疲労強度の低下を招くため、上限を0.025％とした。
【００２２】
Al：0.015〜0.050％
Alは、Ｎと結合してAlNを形成し、オーステナイト結晶粒の微細化に寄与する元素であり、この効果を得るためには0.015％以上、好ましくは0.018％以上の添加を必要とするが、含有量が0.050％を超えると疲労強度に対して有害なAl2O3在物の生成を助長するため、Alは0.015〜0.050％の範囲に限定した。
【００２３】
Cr：1.35〜3.00％
Crは、焼入れ性のみならず、焼戻し軟化抵抗の向上に寄与し、更には炭化物の球状化促進にも有用な元素であるが、含有量が1.35％に満たない場合には、その添加効果に乏しく、一方、3.00％を超えると浸炭部での残留オーステナイトの生成を促進し、疲労強度に悪影響を与える場合がある。よって、Cr量は1.35〜3.00％の範囲に限定した。好ましくは、1.50〜2.50％の範囲である。
【００２４】
Cu：0.1〜0.7％
Cuは、本発明の課題を解決する上で最も重要な元素である。Cuを添加することにより転動寿命の向上を実現できる。上述したように、Crを添加して強度を高めた上で、Cuを適正添加することにより、疲労寿命を向上することが肝要である。即ち、図１は、Cuの添加量と累積破損確率50％時の破損までの応力負荷回数（以下、「Ｌ50寿命」と称する）との関係を示している。同図から分かるように、Cuを0.1〜0.7質量％の範囲で添加すると、Ｌ50寿命は、目標とした3×107回以上まで向上することが分かる。Cu添加によりこのような効果が得られる原因は明確ではないが、転動疲労試験中のマトリックスの硬度低下抑制によるものが主であると考えられる。尚、図１に結果を示した実験は、0.2％Ｃ-0.9％Si-0.6〜1.0％Mnの組成を基本成分として、Cuの含有量を種々に変化させた鋼について、後述する実施例に示す試験法と同様にして転動疲労寿命を調査したものである。Cuの添加の効果を最大限に利用するために、好ましくは、0.15〜0.60％の範囲とする。
【００２５】
Ｎ：0.008〜0.020％
Ｎは、Alと結合してAlNを形成し、オーステナイト結晶粒の微細化に寄与する元素である。従って、適正添加量はAlとの量的バランスで決まるが、その効果を発揮するためには0.008％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加すると凝固時の鋼塊における気泡の発生や冷間加工性の劣化を招くため、上限を0.020％とする。好ましくは、0.010〜0.018％の範囲である。
【００２６】
Ｏ：0.0012％以下
Ｏは、鋼中において酸化物系介在物として存在し、疲労強度を損なう元素である。Ｏの濃度は低いほど好ましいが、0.0012％までは許容される。
【００２７】
以上、本発明の基本成分の適正範囲について説明したが、本発明では、AlおよびＮについては、式（１）の関係を満足させることが肝要である。
【００２８】
2.5≧Al/N≧1.7                            ・・・（１）
上記の式（１）は、オーステナイト結晶粒の微細化に影響を与える因子であり、（１）式の値が1.7に満たない場合にはオーステナイト結晶粒の微細化効果に乏しく、一方2.5を超えるとオーステナイト結晶粒が容易に粗大化するだけでなく、固溶Alに起因して加工性の低下を招く。
【００２９】
本発明は、焼入れ性を高めるために上記成分に、更にNi：0.50％以下、Mo：0.20％以下およびＶ：0.50％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
即ち、Ni、MoおよびＶは、焼入れ性や靭性の向上に有効な元素であり、そのためには、好ましくはNi：0.05％以上、Mo：0.05％以上およびＶ：0.02％以上にて添加することが好ましい。一方、これらの元素は高価であることから、上限をそれぞれ0.50％、0.20％および0.50％とした。
【００３０】
また本発明は、硫化物の形態を制御し、被削性や冷間加工性を高めるために上記成分に、更にCa：0.0005〜0.0050％およびMg：0.0002〜0.0020％のうちから選ばれる１種または２種を含有させることができる。
即ち、CaおよびMgによる上記効果を得るには少なくともCaは0.0005％以上、Mgは0.0002％以上の添加が必要である。一方、過剰に添加した場合には、粗大な介在物を形成し、疲労強度に悪影響を与えるため、CaおよびMgの濃度の上限をそれぞれ0.0050％、0.0020％とした。
【実施例】
【００３１】
次に、本発明の実施例について説明する。表１に示す成分組成の鋼を溶製し、一旦、1150℃以上に加熱した後、170mm角断面の中間素材とし、更に、Ac3+100℃以上に加熱した後、熱間圧延により直径70mmの棒鋼を製造した。
【００３２】
【表１】
0005463955.tif 000002
【００３３】
得られた棒鋼について、冷間加工性の評価を行った。
冷間加工性は、限界据え込み率および変形抵抗の２項目で評価した。棒鋼の焼きならし処理した後、硬さの測定に加え、表面から直径Dの1/4の深さ位置から、直径10mm、高さ15mmの試験片を採取し、300ｔプレス機を用いて、60％据え込み時の圧縮荷重を測定し、日本塑性加工学会が提唱している端面拘束圧縮により変形抵抗測定方法を用いて求めた。
【００３４】
限界据え込み率は、変形抵抗を測定した方法で圧縮加工を行い、端部に割れが入ったときの据え込み率とした。変形抵抗値が897MPa以下および限界割れ率が74％以上であれば冷間加工性は良好であると言える。
【００３５】
疲労特性は、転動疲労と面疲労の２項目で評価した。棒鋼よりスラスト型転動試験片およびローラーピッチング試験片を加工し、各試験に供した。これらの試験片に930℃、7時間、カーボンポテンシャル0.8％の条件で浸炭を実施後、180℃、２時間の焼戻し処理を施した。
【００３６】
スラスト型転動疲労試験は、面圧5.3GPaで行い、累積破損確率50％の時の破損までの応力負荷回数（Ｌ50寿命）を求め、評価した。
【００３７】
ローラーピッチング試験は、すべり率40％、油温80℃の条件で107回時間強度で評価した。
得られた結果を表２に示す。
【００３８】
【表２】
0005463955.tif 000003
【００３９】
表２に示したとおり、本発明により得られた発明例はいずれも、冷間加工性に優れかつ疲労強度にも優れていることが分かる。
【図１】
0005463955.tif 000004