(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量比で、
Ｃ：０．４０〜０．７５％、
Ｓｉ：１．２０％以下、
Ｍｎ：０．６５％以下、
で、かつ、Ｓｉ＋１．８Ｍｎ：１．５０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．１〜０．５％、
Ｃｒ：０．３０％未満、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｔｉ：０．００５％未満、
Ｎ：０．００７％以下、
Ｏ：０．００２０％以下
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする冷間鍛造性、高周波焼入れ性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼。
【請求項２】
重量比で、
Ｃ：０．４０〜０．７５％、
Ｓｉ：１．２０％以下、
Ｍｎ：０．６５％以下、
で、かつ、Ｓｉ＋１．８Ｍｎ：１．５０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．１〜０．５％、
Ｃｒ：０．３０％未満、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｔｉ：０．００５％未満、
Ｎ：０．００７％以下、
Ｏ：０．００２０％以下
を含み、さらに、
Ｍｏ：０．０５〜０．２０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする冷間鍛造性、高周波焼入れ性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用等の機械部品に使用される機械構造用鋼に関し、とくに、高周波焼入れ処理を施される、例えば等速ジョイント用アウターレースなど、転動部品に用いて好適な機械構造用鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、環境問題から、自動車部材に対して部品の軽量化の要求が強く、この点から自動車用部材の高強度化が要求されている。また、自動車用エンジンの高出力化に伴い、部品の大型化・重量増を避ける意味から、特に等速ジョイントアウターレースなどの駆動系部品に対し、高強度化による軽量化、および転動疲労寿命の向上など耐久性の向上が極めて強く要求されるようになっている。
【０００３】
従来、自動車用部材などの機械構造用部材は、熱間圧延棒鋼に熱間鍛造、あるいはさらに焼きならし、焼なまし処理を施し、切削、冷間鍛造等により所定の形状に加工したのち、高周波焼入れ焼戻しを行い、機械構造用部材として重要な特性を確保しているのが一般的である。しかし最近では、熱間鍛造では、寸法精度が悪く、その後重切削する必要があることから、球状化焼なまし後に冷間鍛造により加工するプロセスが採用される傾向にある。
【０００４】
高周波焼入れは、表層部のみを焼入れする一種の表面硬化処理であり、鋼材の強度や疲労特性の向上を図る目的で行われており、部品の最終品質を決定している。このようなことから、部品の高強度化には、Ｃ量の増加により高周波焼入れ焼戻し後の硬さを上昇させる手段が容易に考えられる。現在は、Ｃ：０．４８％のＳ４８Ｃが冷間鍛造を施す用途の鋼材として利用されている。しかし、Ｃ量の増加は、とくに、Ｃ：０．５０％以上の鋼においては、冷間鍛造時の変形抵抗が高くなりすぎ、冷間鍛造機の能力を超える場合が生じるという問題があった。このような状況から、鋼中Ｃ量を高めても、冷間鍛造が可能な鋼材の開発が要望され、たとえば、特開平２−１２９３４１号公報には、高周波焼入れ性および冷間鍛造性が優れた鋼材が提案されている。この鋼材は、フェライトの変形抵抗を低下させるため、Ｓｉの添加を制限し、Ｃ、Ｎと結合し易いＴｉを添加し、さらに焼入れ性の増加のためＢを添加し、Ｍｎ、Ｃｒ量を適正化することにより、冷間鍛造性を損なうことなく高周波焼入れ後の硬さを高めることで高強度化を図るものである。しかしながら、この鋼材によっても、転動疲労寿命の向上に限界があることが判明した。すなわち、特開平２−１２９３４１号公報に記載された技術では、Ｔｉの添加により、Ｂの高周波焼入れ性に対する効果を確保している。このため、硬質のＴｉＮが多量に存在しており、これらが転動疲労の剥離の起点となることから、転動疲労寿命の向上に限界があるという問題があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記した状況に鑑み、冷間鍛造性、高周波焼入れ性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼を提供することを目的にする。本発明では、機械部品として現在使用されているＳ４８Ｃ鋼と同等あるいはそれ以上の冷間鍛造性、高周波焼入れ性を有し、かつより一層高い転動疲労寿命を有する機械構造用鋼を目標とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記問題点を有利に解決するため鋭意検討した結果、鋼中Ｔｉ量を低く制限し、ＢおよびＡｌを適正量添加することにより、球状化焼なまし後の冷間鍛造性および高周波焼入れ性を損なうことなく、高周波焼入れ後の転動疲労寿命を著しく向上できることを新たに見いだし、本発明を構成した。
【０００７】
すなわち、本発明は、重量比で、Ｃ：０．４０〜０．７５％、Ｓｉ：１．２０％以下、Ｍｎ：０．６５％以下で、かつ、Ｓｉ＋１．８Ｍｎ：１．５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：０．３０％未満、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎ：０．００７％以下、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする冷間鍛造性、高周波焼入れ性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼である。また、本発明は、重量比で、Ｃ：０．４０〜０．７５％、Ｓｉ：１．２０％以下、Ｍｎ：０．６５％以下で、かつ、Ｓｉ＋１．８Ｍｎ：１．５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：０．３０％未満、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎ：０．００７％以下、Ｏ：０．００２０％以下を含み、さらに、Ｍｏ：０．０５〜０．２０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする冷間鍛造性、高周波焼入れ性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼である。
【０００８】
【発明の実施の形態】
まず、本発明における、成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．４０〜０．７５％
Ｃは、高周波焼入れ性への影響が最も大きい元素であり、焼入れ硬化層の硬さおよび深さを高めるうえで有用である。その効果を得るためには少なくとも０．４０％以上必要である。しかし、０．７５％を超えると効果が飽和するため、０．７５％を上限とした。
【０００９】
Ｓｉ：１．２０％以下、Ｍｎ：０．６５％以下でかつ、Ｓｉ＋１．８Ｍｎ：１．５０％以下
ＳｉおよびＭｎはいずれも、球状化焼なまし処理時に、フェライト中に固溶し、フェライトを強化する元素で、冷間鍛造時の変形抵抗を上昇させるため、本発明では可能なかぎり低減する。フェライトの軟化のために許容できる上限は、単独では、Ｓｉは１．２０％で、Ｍｎは０．６５％であるが、ＳｉとＭｎ合計ではＳｉ＋１．８Ｍｎで１．５０％である。好ましくはＳｉ＋１．８Ｍｎで０．４０〜１．００％である。
【００１０】
Ｓ：０．０２０％以下
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、冷間鍛造性を低下させるため極力低減することが望ましいが、０．０２０％までは許容できる。したがって、Ｓは０．０２０％以下とする。
Ａｌ：０．１〜０．５％
Ａｌは、強力な脱酸剤として、鋼中Ｏ量の低減に有効な元素であり、さらに、Ｎと結合しＡｌＮを形成して、Ｂの高周波焼入れ性向上効果を発揮させるのに有効に作用する。０．１％未満では、この効果が小さく、また、０．５％を超えて添加しても上記効果が飽和するうえ、過剰のＡｌが基地に固溶して冷間鍛造性を劣化させる。このため、Ａｌは０．１〜０．５％の範囲とした。なお、好ましくは、０．１５〜０．４０％の範囲である。
【００１１】
Ｃｒ：０．３０％未満
Ｃｒは、球状化焼なまし時に、炭化物中に固溶し、高周波焼入れ時に炭化物を難溶解性とし、高周波焼入れ性を劣化させ、疲労特性を低下させるが、０．３０％未満の添加であれば許容される。
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂは、焼入れ性を高め、高周波焼入れ時の焼入れ深さを高めるのに有効である。この効果は、０．０００３％以上の添加で認められる。しかし、０．００５０％を超えると鋳片割れを生じ易くなり、生産性を劣化させる。そのため、上限は０．００５０％とする。好ましくは０．００１０〜０．００４０％である。
【００１２】
Ｔｉ：０．００５％未満
Ｔｉは、Ｎと結合し硬質なＴｉＮを形成し、転動疲労寿命を低下させるため、０．００５％未満に低減することが望ましい。
Ｎ：０．００７％以下
Ｎは、フェライト中に固溶した場合には歪時効を生じ、冷間鍛造時の変形抵抗を増加させ、あるいはＢと結合しＢＮを形成した場合にはＢの高周波焼入れ性向上効果を阻害するため、極力低減することが望ましい。上記Ａｌ量との兼ね合いから０．００７％までは許容できるため、０．００７％を上限とした。
【００１３】
Ｏ：０．００２０％以下
Ｏは、酸化物を形成し、冷間鍛造性および転動疲労寿命を低下させるため、極力低減するのが望ましいが、０．００２％までは許容できる。このため、０．００２％を上限とした。
Ｍｏ：０．０５〜０．２０％
Ｍｏは、焼入れ性向上に有用な元素であり、高周波焼入れ性が特に要求される場合に添加する。焼入れ性の向上は、０．０５％以上の添加で効果が認められるが、０．２０％を超えると著しく硬化し冷間鍛造時の変形抵抗が上昇する。このため、Ｍｏは０．０５〜０．２０％の範囲とした。
【００１４】
その他、不可避的不純物を含有するが、特にＰは、鋼を硬化させる元素であり、また、結晶粒界等に偏析し、材質を劣化させるため、極力低減するのが望ましく０．０１５％以下とするのが好ましい。
本発明鋼の製造方法は、常法にしたがい製造すればよくとくに限定しない。溶製方法は、転炉あるいは電気炉で溶製し、ＲＨ脱ガス等の真空脱ガス、取鍋での精錬などを付加してもよい。溶鋼は連続鋳造法あるいは造塊法で凝固させ、凝固させた後、熱間圧延あるいは熱間・温間鍛造を経て所定の形状の素材とする。これら素材は、必要により焼ならしを施した後、球状化焼なましを行う。次いで、切削、鍛造などの冷間加工により所望の形状に仕上げられ、さらに、高周波焼入れ焼戻しなどの熱処理により、所望の特性を付与される。
【００１５】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により４００×５６０mmのブルームとしたのち熱間圧延により35mmφの棒鋼とした。ついで、これら棒鋼に焼ならし、球状化焼なましを施し、下記に示す試験を実施し、その結果を表２に示す。
【００１６】
【表１】
0003539529.tif 000002
【００１７】
【表２】
0003539529.tif 000003
【００１８】
（１）冷間鍛造試験
上記棒鋼から機械加工により、冷間鍛造試験用として、15mmφ×22.5mmの円柱状試験片を採取した。冷間鍛造試験は端面完全拘束の条件で、遂次圧縮を行い、限界圧縮率および圧縮率70％での変形抵抗を求めた。冷間鍛造試験は１鋼種あたり10個の試験片を用いた。ここで、限界圧縮率は、試験片の50％が割れを発生する圧縮率をいう。
（２）高周波焼入れ試験
上記棒鋼から機械加工により、12mmφ×100mm の試験片を採取し、これに周波数15kHzの高周波焼入れ装置を用いて焼入れし、 150℃×60min の焼戻しを施して、表面硬さ、有効硬化深さを測定した。ここで、有効硬化深さとはHv392 以上の硬さとなる表面からの距離をいう。
（３）転動疲労試験
上記棒鋼から機械加工により、12mmφ×22mmの試験片を採取し、ラジアル型転動疲労試験機により転動疲労寿命を求めた。試験条件は、ヘルツ最大接触応力：600kgf/mm2、繰り返し応力数：約46500cpm、潤滑：＃65タービン飛沫油である。これら試験結果がワイブル分布に従うものとして確率紙上にプロットし、Ｂ10寿命（累積破損確率：10％での剥離発生までの総負荷回数）を求めた。各鋼の転動疲労寿命を鋼No. １を基準として、鋼No. １の寿命に対する比で評価した。
【００１９】
鋼No. １はS48Cの従来鋼で、限界圧縮率63％、変形抵抗856MPaの冷間鍛造性を、表面硬さHRC55.0 、有効硬化深さ2.3mm の高周波焼入れ性を有している。
鋼No.23 は本発明範囲よりAlが低くTiの高い、特開平２−129341号相当鋼である。No. １に比べてＣ量が高く、冷間鍛造性、高周波焼入れ性ならびに転動疲労寿命のいずれも鋼No. １と同等以上である。
【００２０】
鋼No. ２〜13は、本発明例であり、表面硬さHRC59.1 〜62.7、有効硬化深さ 2.5〜3.2mm と鋼No. １にくらべ高い高周波焼入れ性を有している。また、限界圧縮率は63〜65％と鋼No. １と同等であり、圧縮率70％における変形抵抗は 756〜847MPaと鋼No. １にくらべ低く、すぐれた冷間鍛造性を有している。さらに、Ｂ10寿命は鋼No. １の 1.8〜10.7倍と優れており、No. 23の 1.2よりも高い。
【００２１】
一方、鋼No.14 〜22は比較例である。
鋼No.14 はＣが本発明範囲外であるため、冷間鍛造性は鋼No. １と同等以上であるが、転動疲労寿命が鋼No. １にくらべ劣り、さらに、高周波焼入れ性のうち表面硬さがHRC53.5 と鋼No. １にくらべ低い。
鋼No.15 はＣが、鋼No.16 、17はＳｉ＋Ｍｎが、鋼No.22 はＳが本発明範囲外であるため、高周波焼入れ性、転動疲労寿命いずれも鋼No. １あるいはNo.23 にくらべ優れているが、限界圧縮率が低いか、変形抵抗が高いかで、冷間鍛造性は鋼No. １に比較し不十分である。
【００２２】
鋼No.18 はＣｒが、鋼No.19 はＢが本発明範囲外であるため、冷間鍛造性は鋼No. １と同等以上で、転動疲労寿命は鋼No. １あるいはNo.23 より優れており、表面硬さは鋼No. １より高いが、有効硬化深さが 2.0mmと鋼No. １より劣り、高周波焼入れ性が不十分である。
鋼No.20 はＴｉが、鋼No.21 はＯが本発明範囲外であるため、鋼No. １にくらべ転動疲労寿命の改善が認められない。
【００２３】
【発明の効果】
本発明によれば、Ｓ４８Ｃ鋼と同等あるいはそれ以上の冷間鍛造性を有し、かつ高周波焼入れ性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼材を容易に得ることができ、機械部品、とくに転動部品の高品質化に寄与でき、産業上の利用価値は大である。