(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で（以下同じ）、Ｃ：０．５１〜０．６０％、Ｓｉ：０．２１〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：≦１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３３％、Ｎ：≦０．０２０％、Ｔｉ：≦０．１０％含み、ＴｉとＮの含有量の比率Ｔｉ／Ｎが３．４２〜８．０であり、残部Ｆｅ及び不純物からなることを特徴とする高周波焼入れ性及び被削性に優れた温間鍛造用鋼。
【請求項２】
Ｍｏ：≦０．５％及びＮｉ：≦１．０％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１記載の高周波焼入れ性及び被削性に優れた温間鍛造用鋼。
【請求項３】
Ｐｂ：≦０．２０％、Ｓ：≦０．１０％、Ｂｉ：≦０．２０％、Ｔｅ：≦０．１０％及びＣａ：≦０．０１％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２記載の高周波焼入れ性及び被削性に優れた温間鍛造用鋼。
【請求項４】
Ｃ：０．５１〜０．６０％、Ｓｉ：０．２１〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：≦１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３３％、Ｎ：≦０．０２０％、Ｔｉ：≦０．１０％含み、ＴｉとＮの含有量の比率Ｔｉ／Ｎが３．４２〜８．０であり、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼であって、高周波焼入れ処理後の表面硬さが≧５０ＨＲＣ、硬化深さ比ｔ（有効硬化深さ）／ｒ（部品半径または部品厚さ）が０．２〜０．７であることを特徴とする高周波焼入れ部品。
【請求項５】
Ｍｏ：≦０．５％及びＮｉ：≦１．０％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項４記載の高周波焼入れ部品。
【請求項６】
Ｐｂ：≦０．２０％、Ｓ：≦０．１０％、Ｂｉ：≦０．２０％、Ｔｅ：≦０．１０％及びＣａ：≦０．０１％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４または請求項５記載の高周波焼入れ部品。
【請求項７】
Ｃ：０．５１〜０．６０％、Ｓｉ：０．２１〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：≦１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３３％、Ｎ：≦０．０２０％、Ｔｉ：≦０．１０％含み、ＴｉとＮの含有量の比率Ｔｉ／Ｎが３．４２〜８．０であり、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼を７００〜９００℃の温度域で鍛造加工し、加工後に５００℃までを５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、更に高周波焼入れすることを特徴とする高周波焼入れ処理後の表面硬さが≧５０ＨＲＣ、硬化深さ比ｔ（有効硬化深さ）／ｒ（部品半径または部品厚さ）が０．２〜０．７である高周波焼入れ部品の製造方法。
【請求項８】
Ｍｏ：≦０．５％及びＮｉ：≦１．０％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項７記載の高周波焼入れ部品の製造方法。
【請求項９】
Ｐｂ：≦０．２０％、Ｓ：≦０．１０％、Ｂｉ：≦０．２０％、Ｔｅ：≦０．１０％及びＣａ：≦０．０１％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項７または請求項８記載の高周波焼入れ部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、高周波焼入れ性及び被削性に優れた温間鍛造用鋼、この鋼を用いた高周波焼入れ部品並びにこの高周波焼入れ部品の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の動力伝達系を構成する部品、例えば等速ジョイント用アウターレース、アクスルシャフト、ドライブシャフトなどは、高周波焼入れ処理を施して使用するものである。近年、自動車の高出力化の進行にともなってこれらの動力伝達系の部品には、高い疲れ特性、耐摩耗性及び衝撃特性が要求されており、また高強度の材料が要望されている。更に製造コストを低下させるために中間熱処理の省略、被削性の改善が望まれており、強度と製造性を兼備した材料の開発が望まれていた。
【０００３】
従来、上記の動力伝達系部品の多くは、ＪＩＳ  Ｓ４０Ｃ、Ｓ５５Ｃなどの機械構造用炭素鋼が主に使用されており、熱間鍛造によって部品の素形材を製造し、焼ならし処理を施して組織を均一なフェライト・パーライト組織にして軟化させた後に切削加工によって部品を製造し、さらに、高周波焼入れ処理が施されている。また近年では、高精度化やコスト低減を目的としてニアネットシェイプ化が進行しており、従来の熱間鍛造から１０００℃以下の温度域、例えば７００〜９００℃の温度域で鍛造する温間鍛造工法が適用されつつある。
【０００４】
しかしながら、上記機械構造用炭素鋼を用いて７００〜９００℃程度の温度域で温間鍛造した場合、鍛造冷却後に均一なフェライト・パーライト組織が得られず、被削性の低下を生じるとともに、高周波焼入れ処理時の硬さや硬化深さのバラツキを助長し品質が安定しないという問題があった。また、鍛造後の冷却過程においてセメンタイトの球状化が進行することがあり、Ｍｎ、Ｃｒなど焼入性を高める元素が炭化物中に固溶し、素地中のＭｎ、Ｃｒ量が低下するために焼入れ性を低下させ、さらには、炭化物が生成されることによって素地中のＣ量が減少するなどのために、高周波焼入れ処理を行っても所望の表面硬さや硬化深さを得ることができず、また、硬化深さのバラツキが増大し品質が安定しないなどの問題がある。
特に、疲れ特性や静的強度を高くし、品質を安定させるためには、高周波焼入れ時の硬さを高く、かつ硬化深さを深くすることが必要であるので、現在の炭素鋼によって十分な性能を得ることは、極めて困難である。
【０００５】
温間鍛造後の高周波焼入れ性を向上して品質を安定させ、必要とする高周波焼入れ特性を得るためには、Ｃ量を増加させる方法、鍛造後に焼きならし処理を施して均一なフェライト・パーライト組織にする方法などの対策が取られている。しかし、Ｃ含有量を高くした場合には、鍛造後の硬さが高くなるために被削性の低下を招くことになる。また、焼ならし処理を追加した場合には、被削性や高周波焼入性は改善されるもののエネルギーの損失や製造コストの上昇を招くなどの問題がある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、温間鍛造後に焼きならしなどの中間熱処理を行うことなく、温間鍛造ままの状態で優れた被削性及び高周波焼入性を有し、更に高強度、高靱性及び耐摩耗性に優れた温間鍛造用鋼、この温間鍛造用鋼を用いて製造した高周波焼入れ部品並びにこの高周波焼入れ部品の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するために、本発明の高周波焼入れ性及び被削性に優れた温間鍛造用鋼においては、Ｃ：０．５１〜０．６０％、Ｓｉ：０．２１〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：≦１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３３％、Ｎ：≦０．０２０％、Ｔｉ：≦０．１０％含み、ＴｉとＮの含有量の比率Ｔｉ／Ｎが３．４２〜８．０であり、必要に応じてＭｏ≦０．５％及びＮｉ：≦１．０％のうちの１種または２種を含み、更に必要に応じてＰｂ：≦０．２０％、Ｓ：≦０．１０％、Ｂｉ：≦０．２０％、Ｔｅ：≦０．１０％及びＣａ：≦０．０１％のうちの１種または２種以上を含み、残部Ｆｅ及び不純物からなるものとしたことである。
【０００８】
上記目的を達成するために、本発明の高周波焼入れ部品においては、Ｃ：０．５１〜０．６０％、Ｓｉ：０．２１〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：≦１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３３％、Ｎ：≦０．０２０％、Ｔｉ：≦０．１０％含み、ＴｉとＮの含有量の比率Ｔｉ／Ｎが３．４２〜８．０であり、必要に応じてＭｏ≦０．５％及びＮｉ：≦１．０％のうちの１種または２種を含み、更に必要に応じてＰｂ：≦０．２０％、Ｓ：≦０．１０％、Ｂｉ：≦０．２０％、Ｔｅ：≦０．１０％及びＣａ：≦０．０１％のうちの１種または２種以上を含み、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼であって、高周波焼入れ処理後の表面硬さが≧５０ＨＲＣ、硬化深さ比ｔ（有効硬化深さ）／ｒ（部品半径または部品厚さ）が０．２〜０．７であるものとしたことである。
【０００９】
上記目的を達成するために、高周波焼入れ処理後の表面硬さが≧５０ＨＲＣ、硬化深さ比ｔ（有効硬化深さ）／ｒ（部品半径または部品厚さ）が０．２≦ｔ／ｒ≦０．７である高周波焼入れ部品の製造方法においては、Ｃ：０．５１〜０．６０％、Ｓｉ：０．２１〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：≦１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３３％、Ｎ：≦０．０２０％、Ｔｉ：≦０．１０％を含み、ＴｉとＮの含有量の比率Ｔｉ／Ｎが３．４２〜８．０であり、必要に応じてＭｏ≦０．５％及びＮｉ：≦１．０％のうちの１種または２種を含み、更に必要に応じてＰｂ：≦０．２０％、Ｓ：≦０．１０％、Ｂｉ：≦０．２０％、Ｔｅ：≦０．１０％及びＣａ：≦０．０１％のうちの１種または２種以上を含み、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼を７００〜９００℃の温度域で鍛造加工し、加工後に５００℃までを５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、更に高周波焼入れすることである。
【００１０】
【作用】
本発明は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎなどの固溶元素を上記組成範囲にしたことによって温間鍛造時の変形抵抗を下げるとともに、鍛造冷却後の硬さを低下させることによって被削性を改善することが可能となった。また、Ｐｂ、Ｓ、Ｃａなどの快削元素の添加量を適正化することによってさらに良好な被削性と強度の劣化を防止することが可能となった。また、Ｂを添加することによって高周波焼入性を高め、温間鍛造ままの組織状態でも優れた高周波焼入性を確保することが可能となった。さらに、Ｂ、Ｍｏ及びＮｉを含有させることによって、焼入性、強度及び靱性をさらに向上することが可能となった。
【００１１】
以下に合金元素の成分組成の限定理由、高周波焼入れ処理後の表面硬さ、高周波焼入れ深さ、鍛造温度及び冷却速度を特定した理由を説明する。
Ｃ：０．５１〜０．６０％
Ｃは、硬度を確保するために必要な元素である。高周波焼入れ処理によってＨＲＣ５０以上の硬さを安定して得るためには０．５１％以上を必要とするが、０．６０％を超えて含有しても表面硬さが上昇せず、高周波焼入れ時に焼き割れを発生しやすくなるなどの問題があるために、その上限を０．６０％とした。
【００１２】
Ｓｉ：０．２１〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として、また、高周波焼入性を高くする元素である。この効果を得るためには０．２１％以上含有させる必要があるが、０．５０％を超えて添加すると、鍛造冷却後の硬さが増加し、被削性の低下が著しいために、Ｓｉ含有量の上限を０．５０％とした。また、温間鍛造時の変形抵抗を減じ、さらに加工性を高くするためにはＳｉ量を０．２５％以下にすることが好ましい。
Ｍｎ：０．２０〜１．５０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸剤として、また、焼入性を大幅に高くする元素である。この効果を得るためには０．２０％以上を添加す必要があるが、１．５０％を超えて添加してもその効果は飽和し、熱間加工性及び鍛造後の硬さを増加させ、被削性を低下させるので、その含有量の範囲を０．２０〜１．５０％とした。
【００１３】
Ｂ：０．０００５〜０．００３３％
Ｂ（溶解性のＢのこと。）は、鋼の温間鍛造性及び被削性を低下することなく焼入性を改善する元素である。この効果を得るためには少なくとも０．０００５％を含有する必要があるが、０．００３３％を超えて含有すると、熱間加工性を著しく低下させ、圧延工程などで割れが発生するので、その含有量の範囲を０．０００５〜０．００３３％とした。
【００１４】
Ｎ：≦０．０２０％
Ｎは、鋼の溶製中に侵入する元素で、不純物であるので、少ないほうが望ましい。Ｎは鋼中のＢと結合し、Ｂの焼入性改善効果を低下するので、好ましい含有量は０．０１０％以下である。しかし、Ｎを低減するには真空脱ガス処理などの溶製工程を必要とし、かつ、長時間の脱ガス処理を行うことが必要であるために、製造コストを上昇させるという問題がある。そのため、Ｂの焼入性改善効果に影響を及ぼさない範囲として上限を０．０２０％とした。
【００１５】
Ｔｉ：≦０．１０％
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを生成することによって鋼中の溶解性のＢ量を増加させ、焼入性を安定化させるために添加する元素である。Ｔｉ量はＮ量に応じて添加され、Ｔｉ／Ｎ比率が３．４２〜８．０の範囲になるようにする必要がある。Ｔｉ含有量を０．１０％を超えて添加すると、大型のＴｉＮの介在物が生成し、疲れ特性を低下させるとともに、温間鍛造時の割れ発生を助長するため、Ｔｉ含有量の上限を０．１％とした。
【００１６】
Ｃｒ：≦１．０％
Ｃｒは、鋼の焼入性を改善し、高周波焼入性を高くする元素であるために添加する。なお、Ｃｒ量は高周波焼入れされる部品の寸法によって決定され、部品直径または厚さが２５ｍｍ以下の場合には≦０．２５％以下、２５〜５０ｍｍでは≦０．５０％以下、５０ｍｍ以上では≦１．０％が好ましい範囲である。また、Ｃｒ量が１．０％を超えて多量に含有させると、鍛造後の硬さの上昇を招き、被削性が低下するとともに、鍛造加工時の変形抵抗を増大させて加工性を劣化させるため、上限を１．０％とした。
【００１７】
Ｎｉ：≦１．０％、Ｍｏ：≦０．５％
Ｎｉ及びＭｏは、鋼の靱性を高くするとともに、焼入性を改善する元素であるので、特に靱性が要求される部材や大型部材でさらに焼入性の改善が必要な場合に添加する。Ｎｉは１．０％を、またＭｏは０．５％を超えて添加すると、鍛造後の硬さが上昇し、被削性を低下する。
【００１８】
Ｐｂ：≦０．２０％、Ｓ：≦０．１０％、Ｂｉ：≦０．２０％、Ｔｅ：≦０．１０％及びＣａ：≦０．０１％
Ｐｂ、Ｓ、Ｂｉ、Ｔｅ及びＣａは、被削性を改善する元素である。しかし、Ｐｂが０．２０％、Ｓが０．１０％、Ｂｉが０．２０％、Ｔｅが０．１０％及びＣａが０．０１％を超えて添加すると、転動疲れ特性の劣化が顕著となるので、その添加量の上限を上記のとおりとした。
【００１９】
高周波焼入れ処理後の表面硬さ：≧５０ＨＲＣ
高周波焼入れ処理後の表面硬さは、おおむねＣ量で決定されるが、動力伝達部品としての疲れ特性、転動疲れ特性、静的強度を維持するためには、少なくとも５０ＨＲＣ以上必要であるので、その下限を５０ＨＲＣ以上とした。
【００２０】
高周波焼入れ処理後の硬化深さ比：０．２〜０．７
硬化深さ比、すなわち有効硬化深さ（ｔ）と部品半径または部品厚さ（ｒ）との比ｔ／ｒは、０．２〜０．７の範囲にすることによって、疲れ特性、衝撃特性を安定化することができる。硬化深さ比が０．２より小さい、すなわち硬化深さが浅い場合には、静的強度特性が低下し、硬化深さ比を０．７より大きく、すなわち硬化深さが深くなった場合には、高周波焼入れ処理時に焼き割れを生じ易くなるため、ｔ／ｒを０．２〜０．７とした。
【００２１】
鍛造温度：７００〜９００℃、冷却速度：５００℃までを５℃／ｓ以下
鍛造、すなわち温間鍛造は、フェライト＋オーステナイトの二相域またはＡｃ3 温度の直上の温度域での加工が望ましいので、その温度範囲は７００〜９００℃とした。９００℃より高い温度で加工すると、加工抵抗は減少して加工は容易となるが、部品加工精度が低下し、また結晶粒が粗大化して強度や靱性が低下するので、上限温度を９００℃とした。また５００℃より低い温度で加工すると、加工抵抗が増加し、割れが発生し易くなるので、下限温度を５００℃とした。
また、鍛造後の冷却速度を５℃／ｓを超えて冷却すると、冷却時にベイナイトまたはマルテンサイトを生成し、鍛造後の硬さが増加して被削性を低下するので、鍛造後の冷却速度の上限を５℃／ｓ以下とした。また、冷却速度を５℃／ｓ以下とした場合、５００℃以下の温度域であればフェライト・パーライト変態を完了するので、冷却速度を制御する温度範囲の下限を５００℃とした。
【００２２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施例を説明する。
下記表１に示した成分組成の鋼を通常の方法で溶製し、ビレットにした後このビレットを熱間圧延してφ５０ｍｍの丸棒にした。
この成分組成の鋼の温間鍛造性を評価するため、φ５０ｍｍの丸棒からφ３０ｍｍ、高さ４５ｍｍの円柱状試験片を機械加工によって製造した。この円柱状試験片を７２０℃及び７８０℃に加熱し、プレス加工機によって加工率５０％の温間鍛造を行い、１℃／ｓで５００℃まで冷却した。このとき変形抵抗を求めることによって温間鍛造性を評価した。その結果を表２に示す。
【００２３】
【表１】
0003579879.tif 000002
【００２４】
【表２】
0003579879.tif 000003
【００２５】
また、高周波焼入性を評価するため、上記φ５０ｍｍの丸棒を７５０℃で温間鍛造した後５００℃までを１℃／ｓで冷却し、φ３０ｍｍの丸棒を得た後に、φ２５ｍｍ、長さ１５０ｍｍの高周波焼入れ試験片を機械加工によって製造した。この試験片を高周波焼入れ装置によって焼入れ処理し、表面硬さ及び５０ＨＲＣの得られる深さを測定した。なお、高周波焼入れは、周波数１０ｋＨｚ、出力５５ＫＷ、加熱時間４秒の条件で行い、また冷却は水冷とした。また硬さの測定には、ロックウエル試験機を使用した。その結果を表３に示す。
【００２６】
【表３】
0003579879.tif 000004
【００２７】
また、被削性を評価するため、上記と同様に温間鍛造して得られたφ３０ｍｍの丸棒の試験片の旋削試験を行い、工具磨耗量が０．２ｍｍとなる時間で評価した。なお、切削速度は１００ｍ／分、切り込み量は０．１ｍｍ、工具はハイスを使用した。表４に旋削試験の結果及び試験片のブリネル硬さを示した。
【００２８】
【表４】
0003579879.tif 000005
【００２９】
また、疲れ特性を評価するため、φ３０ｍｍの温間鍛造材から機械加工によってφ１２ｍｍ、長さ２０ｍｍの円柱試験片を製造し、この円柱試験片を硬化深さ３ｍｍ狙い（ｔ／ｒ＝０．５）の高周波焼入れ処理を行い、転動寿命試験をした。試験は円筒型転動寿命試験機であり、負荷応力は５．８ＧＰａである。寿命の評価はワイブル累積損傷確率が１０％を示す繰り返し数をＢ１０寿命と定義して評価した。この結果を表５に示す。
【００３０】
また、静的ねじり強度を評価するため、φ３０ｍｍの温間鍛造材から直径１０ｍｍのねじり試験片を製造し、硬化深さ３ｍｍ狙いの高周波焼入れ処理を行った後、ねじり試験機によって最大剪断応力を求めた。その結果を表５に示す。
【００３１】
さらに、衝撃特性を評価するため、φ３０ｍｍの温間鍛造材からシャルピー試験片を製造した。焼入れは、高周波焼入れによって全面焼入れ（中心部まで焼入れした。）を行った。なお、ノッチは、１０Ｒノッチとし常温の衝撃値を求めた。この結果を表５に示す。
【００３２】
【表５】
0003579879.tif 000006
【００３３】
表２には、温間鍛造時の変形抵抗と冷却後の硬さを示したが、本発明鋼の変形抵抗は比較例鋼と同等レベルの値を示しており、本発明の成分組成の範囲であれば、ＪＩＳＳ４５ＣまたはＳ５０Ｃと同等の温鍛性を有していることが分かる。  表３には、高周波焼入性の結果を示したが、本発明鋼の１〜６は、高周波焼入れ後の表面硬さが５０ＨＲＣ以上であるのに対して、比較例鋼１は所定のＣ量を含有していないため、４１ＨＲＣと低くなっている。また、硬化深さ比（ｔ／ｒ）をみると、本発明鋼はいずれも０．５〜０．７の範囲になっている。これに対して比較例鋼は、いずれも０．５以下の範囲にあり、いずれも硬化深さが浅くなっていることが分かる。このように、比較例鋼ではＣ含有量が低い場合には、十分な表面硬さが得られず、また、Ｃ量を高めることによって表面硬さを増加することは可能とされても、十分な硬化深さを得ることができない。一方、本発明鋼では温間鍛造ままの組織であっても、優れた高周波焼入性を得ることができることが分かる。
【００３４】
表４には、被削性試験の結果を示したが、比較例鋼２（ＪＩＳ  Ｓ４５Ｃ）と本発明鋼を比較すると、いずれの鋼種においても２〜３倍の寿命延長が確認された。このように、本発明鋼では、現在の炭素鋼に比べて被削性が向上している。また、本発明鋼２〜４はＰｂ、Ｔｅ、Ｂｉなどの切削性を改善する元素を添加したものであるが、さらに工具寿命が延長しており、大幅な被削性の改善が認められた。
【００３５】
表５には、転動寿命疲労試験の結果、静的ねじり試験で得られた最大剪断応力の結果及び衝撃試験の結果を示した。比較例鋼のＢ10転動寿命は、０．１〜０．６×１０7 の範囲にあるが、本発明鋼では比較例鋼に対して約５〜１０倍以上の寿命延長が確認された。
また、剪断応力はＣ量の増加にともなって上昇する傾向がある。本発明鋼４及び５は本発明鋼２にＭｏ及びＮｉ又はＭｏを添加したものであるが、これらを添加すると強度が増加することが分かる。
また、本発明鋼はいずれも１３０Ｊ以上の高い衝撃値が得られるのに対して、比較例鋼では４０Ｊ以下の値であり、本発明鋼は衝撃値においても優れていることが分かる。
【００３６】
【発明の効果】
本発明は、上記構成にしたことにより、次のような優れた効果を奏する。
（１）本発明鋼及び本発明の高周波焼入れ部品は、温間鍛造ままの状態において    も優れた高周波焼入れ性と被削性を有している。
（２）また、疲れ特性、衝撃特性及び静的強度が従来の炭素鋼に比較して大幅に    向上する。
（３）温間鍛造後の焼きならし処理などの中間熱処理を省略することが可能であ    るため、製造コストを低下することができる。