(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．４０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．１０〜１．５０％、
Ｍｎ：０．４０〜１．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：０．２５％以下、
Ｃｒ：４．０〜６．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．５％、
Ｖ：０．０５〜１．５％、
Ｗ：０．０５〜１．５％、
Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ：３．００％以下
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする冷間鍛造および耐摩耗用合金鋼。
【請求項２】
請求項１に記載に鋼に、さらにＯ：２０ｐｐｍ以下としたことを特徴とする冷間鍛造および耐摩耗用合金鋼。
【請求項３】
請求項１または２に記載の鋼を４００〜６００℃で窒化処理し、表面から０．０５ｍｍの位置で６００ＨＶ以上、母材硬さ４００ＨＶ以上とすることを特徴とする冷間鍛造および耐摩耗用合金鋼の製造方法。
【請求項４】
請求項１または２に記載の鋼を８００〜９５０℃に加熱し、６００℃までを３０℃／ｈ以下で冷却する焼鈍工程を１回以上施すことを特徴とする冷間鍛造および耐摩耗用合金鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷鍛成形に適し、焼入れ焼戻し後、窒化後に高い表面硬さと内部硬さが得られる耐摩耗用合金鋼およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
冷間鍛造部品は自動車等の小物部品として非常に多く使用されている。これら冷間鍛造品は切削加工等の他の加工法に比べ、高生産性、寸法精度良好、高い歩留りといった優れた特徴を有しているためである。従って、これらの有利な特徴を活かせる部位には、積極的に冷間鍛造部品が使用されている。一方、冷間鍛造という加工法は加工時に大きな力が必要で、加工に使用する金型、パンチ等に多大な負荷がかかるという課題がある。
【０００３】
また、冷間鍛造部品の中には、使用時の環境から高強度かつ高面圧に耐えられることが要求される部品が多くあり、そのために、冷間鍛造後に浸炭や窒化等の表面硬化処理を行って使用される場合も多い。従って、優れた冷間鍛造性が要求されるのは勿論のこと、それ以外に表面硬化処理特性についても同時に優れた材料の開発が強く要求されている。
【０００４】
そこで、例えば特開２００１−３２９３３９号公報（特許文献１）に開示されているように、特に冷間鍛造性に優れた歯車用鋼に関し、成分と介在物を制御することにより高い冷間鍛造性を得るというものである。また、特開平６−９３３８４号公報（特許文献２）に開示されているように、冷間鍛造による成形が可能な耐熱鋼であって、重量比にして、Ｃ：０．３５〜０．４２％、Ｓｉ：１．８０〜２．２０％、Ｍｎ：０．６０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．００〜１１．００％、Ｍｏ：０．７０〜１．３０％、Ｏ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物元素からなり、７５０〜８５０℃の温度で焼鈍する冷鍛用耐熱鋼にある。
【０００５】
さらに、特開２００４−３００４７３号公報（特許文献３）に開示されているように、重量比にして、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．３０％未満、Ｍｎ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｎ：０．０１０％以下：Ｔｉ：０．５０〜１．５０％を含有し、かつＴｉ−４×Ｃ−３．４Ｎ≧０．２０を満足し、残部がＦｅおよび不純物元素からなる熱間圧延材であって、ＴｉＣが分散析出したフェライトのみからなる組織を有し、硬さがＨｖ１３０以下である窒化特性の優れた冷鍛用鋼が提案されている。
【０００６】
【特許文献１】特開２００１−３２９３３９号公報
【特許文献２】特開平６−９３３８４号公報
【特許文献３】特開２００４−３００４７３号公報
【発明の開示】
【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では、成分と介在物を制御することにより高い冷間鍛造性を実現しているが、しかし、低合金のために、目的とした硬さ、耐摩耗性は得られない。また、特許文献２は、耐熱性の向上を狙った成分系であるが、しかし、特許文献１と同様に、目的とした硬さ、耐摩耗性は得られない。さらに、特許文献３は窒化による表面硬さに適した鋼であるが、しかし、これも低合金のために、目的とした硬さ、耐摩耗性は得られない。
【０００８】
一方、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの合金元素を多く含有するほど冷間鍛造性が悪くなる。また、熱処理、表面処理後の特性を高めるには、これらの合金元素が必須となる。自動車、家電などの小さい部品では、歩留り、表面性状、寸法精度の点で冷間鍛造が適している場合が多いが、合金元素を多く含む材料では冷間鍛造性が悪く、合金元素が少ない材料では材料特性、特に耐摩耗性が不十分である。そのため、冷間鍛造性と製品の材料特性を両立させることが困難であった。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上述したように問題を解消するために、発明者らは鋭意研究を進めた結果、Ｍｏ，Ｖ，Ｗを添加総量で制限し、多くの合金元素を少しづつ適量添加することにより、冷間鍛造性と製品の材料特性の両立を可能にした。さらに、酸素量、焼鈍条件を最適化することで、より安定した冷間鍛造性を得ることができる。また、焼入れ焼戻し状態でも４０ＨＲＣ以上の硬さにより優れた摩耗性が得られるが、窒化後の高い表面硬さと内部硬さにより、さらに優れた耐摩耗性を得ることができることを見出し発明に至ったものである。
【００１０】
その発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．４０〜０．６０％、Ｓｉ：０．１０〜１．５０％、Ｍｎ：０．４０〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｃｒ：４．０〜６．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．５％、Ｖ：０．０５〜１．５％、Ｗ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ：３．００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする冷間鍛造および耐摩耗用合金鋼。
（２）前記（１）に記載に鋼に、さらにＯ：２０ｐｐｍ以下としたことを特徴とする冷間鍛造および耐摩耗用合金鋼。
【００１１】
（３）前記（１）または（２）に記載の鋼を４００〜６００℃で窒化処理し、表面から０．０５ｍｍの位置で６００ＨＶ以上、母材硬さ４００ＨＶ以上とすることを特徴とする冷間鍛造および耐摩耗用合金鋼の製造方法。
（４）前記（１）または（２）に記載の鋼を８００〜９５０℃に加熱し、６００℃までを３０℃／ｈ以下で冷却する焼鈍工程を１回以上施すことを特徴とする冷間鍛造および耐摩耗用合金鋼の製造方法にある。
【発明の効果】
【００１２】
以上述べたように、本発明により冷間鍛造化による省エネルギー、低コスト化および熱処理、表面処理後の部品の寿命向上を図ることが出来る極めて優れた効果を奏するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下、本発明に係る成分組成の限定理由を説明する。
Ｃ：０．４０〜０．６０％
Ｃは、硬さ、強度および耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、０．４０％未満ではその効果が得られず、また、０．６０％を超えると焼鈍硬さを高め、冷間鍛造性を低下させ、据込み時に割れが発生し、高い加工応力が必要な場合、変形量の大きい加工ができない。従って、その範囲を０．４０〜０．６０％とした。好ましくは、０．４５〜０．５５％である。
【００１４】
Ｓｉ：０．１０〜１．５０％
Ｓｉは、冷間鍛造後の切削、研磨性を高め、二次硬化を得るために必要な元素である。しかし、０．１０％未満ではその効果が得られず、また、１．５０％を超えると焼鈍硬さを高め、冷間鍛造性を低下させる。従って、その範囲を０．１０〜１．５０％とした。
Ｍｎ：０．４０〜１．００％
Ｍｎは、鋼の脱酸に有効であり、焼入れ性を高める元素である。しかし、０．４０％未満ではその効果が得られず、また、１．００％を超えると焼鈍硬さを高め、冷間鍛造性を低下させる。従って、その範囲を０．４０〜１．００％とした。
【００１５】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、０．０３０％を超えると粒界に偏析し冷間鍛造性を低下させ、焼入れ焼戻し後の靱性を著しく低下させる。従って、その上限を０．０３０％とした。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、０．０１０％を超えると硫化物を生成し、冷間鍛造性を低下させ、焼入れ焼戻し後の靱性を著しく低下させる。従って、その上限を０．０１０％とした。
【００１６】
Ｎｉ：０．２５％以下
Ｎｉは、０．２５％を超えると焼鈍硬さを高め、冷間鍛造性を低下させる。従って、その上限を０．０２５％とした。
Ｃｒ：４．０〜６．０％
Ｃｒは、焼入れ性、強度、耐摩耗性を高める。また、窒化による硬化に寄与する元素である。しかし、４．０％未満ではその効果は得られず、また、６．０％を超えると焼鈍硬さを高め、冷間鍛造性を低下させる。さらに、粗大炭化物を生成し、冷間鍛造性を低下させる。従って、その範囲を４．０〜６．０％とした。好ましくは４．５〜５．５％とする。    
【００１７】
Ｍｏ：０．０５〜１．５％
Ｍｏは、硬さ、強度、耐摩耗性を高める。また、５００〜６００℃焼戻しでの二次硬化に寄与する。さらに、窒化による硬化に寄与する元素である。しかし、０．０５％未満ではその効果は得られず、また、１．５％を超えると焼鈍硬さを高め、冷間鍛造性を低下させる。さらに、炭化物が凝集し冷間鍛造性を低下させる。従って、その範囲を０．０５〜１．５％とした。好ましくは、０．８〜１．２％とする。
【００１８】
Ｖ：０．０５〜１．５％
Ｖは、硬さ、強度、耐摩耗性を高める。また、５００〜６００℃焼戻しでの二次硬化に寄与する。さらに、窒化による硬化に寄与する元素である。しかし、０．０５％未満ではその効果は得られず、また、１．５％を超えると焼鈍硬さを高め、冷間鍛造性を低下させる。従って、その範囲を０．０５〜１．５％とした。
【００１９】
Ｗ：０．０５〜１．５％
Ｗは、硬さ、強度、耐摩耗性を高める。また、５００〜６００℃焼戻しでの二次硬化に寄与する。さらに、窒化による硬化に寄与する元素である。しかし、０．０５％未満ではその効果は得られず、また、１．５％を超えると焼鈍硬さを高め、冷間鍛造性を低下させる。さらに、炭化物が凝集し冷間鍛造性を低下させる。従って、その範囲を０．０５〜１．５％とした。好ましくは、０．８〜１．２％とする。
【００２０】
Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ：３．００％以下
Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗが３．００％超えると３種の合金元素を少しづつ添加し、添加総量で制限することにより冷間鍛造性の低下を著しく抑制する。従って、その上限を３．００％とした。
Ｏ：２０ｐｐｍ以下
Ｏは、２０ｐｐｍを超えると酸化物を生成し冷間鍛造性を著しく低下させる。従って、その上限を２０ｐｐｍとした。
【００２１】
焼鈍条件として、８００〜９５０℃で加熱し、６００℃まで３０℃／ｈ以下で冷却する。この処理を１回以上、冷間鍛造後も可能である。８００〜９５０℃で加熱し、徐冷することにより炭化物が球状化する。その際、３０℃／ｈ以下で冷却することにより出来るだけ多くの合金元素を炭化物中へ排出、焼鈍硬さを下げることができる。この処理を１回以上繰り返すこと、特に冷間鍛造時の予備成形後に施すことによりよりさらに焼鈍硬さを下げることが出来る。
【００２２】
窒化条件として、４００〜６００℃で窒化した場合、表面から０．０５ｍｍの位置で６００ＨＶ以上、母材硬さが４００ＨＶ以上を特徴とする。耐摩耗性を高めるため窒化することができる。５００〜６００℃焼戻しでの二次硬化を利用することで窒化後の母材硬化を低下させず、高い表面硬度が得られる。
【実施例】
【００２３】
以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。
表１に示す各種鋼を１００ｋｇ真空誘導溶解炉で溶解し、インゴットに鋳造した。このインゴットを１２００℃に加熱した後、φ６０ｍｍに鍛伸し、８７０℃で焼鈍した後、１０００〜１０５０℃で焼入れし、５００〜６５０℃に焼戻し、４００〜６００℃で窒化処理を施した。その結果を表２に示す。表２に示す冷間鍛造性評価は、φ１２×２１Ｌの据込み試験片を作製し、端面拘束圧縮試験から割れ発生限界を求めた。また、耐摩耗試験は、大越式摩耗試験により焼入れ焼戻し後、窒化処理後の比摩耗量を測定した。摩擦距離２００ｍｍ、最終荷重６．３ｋｇ、摩擦速度１ｍ／ｓｅｃ、相手材ＳＣＭ４２０を用いた。
【００２４】
【表１】
0004745017.tif 000002
【００２５】
【表２】
0004745017.tif 000003
【００２６】
表２に示すように、Ｎｏ．１〜１０は本発明例であり、Ｎｏ．１１〜２０は比較例である。比較例Ｎｏ．１１は焼鈍温度が高いために、焼鈍硬さが高く、限界据込み率が低い。比較例Ｎｏ．１２はＭｏ＋Ｖ＋Ｗの値が大きいために、焼鈍硬さが高く、限界据込み率が低い。比較例Ｎｏ．１３はＣ含有量が低いために、窒化後の内部硬さが低く、表面から０．０５ｍｍの位置での窒化硬さも低い。比較例Ｎｏ．１４はＯ含有量が高いために、限界据込み率が低い。比較例Ｎｏ．１５は焼戻温度が高いために、焼入焼戻し硬さが低く、比摩耗量も多い。比較例Ｎｏ．１６はＣｒ含有量が高いために、焼鈍硬さが高く、限界据込み率が低い。
【００２７】
比較例Ｎｏ．１７はＭｏ含有量が高いために、限界据込み率が低い。比較例Ｎｏ．１８は焼鈍温度が高いために、焼鈍硬さが高く、限界据込み率が低い。比較例Ｎｏ．１９はＣ含有量が高いために、焼鈍硬さが高く、限界据込み率が低い。比較例Ｎｏ．２０はＳｉ含有量が高いために、限界据込み率が低い。
これに対し、本発明例Ｎｏ．１〜１０はいずれも本発明の条件を満たしていることから各特性について優れていることが分かる。
【００２８】
上述したように、本発明による焼入焼戻し後の耐摩耗性、窒化特性のためにＣ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗを添加しその添加量の最適化を図り、また、冷間鍛造性のためＯを２０ｐｐｍ以下、さらには、８００〜９５０℃で加熱し、６００℃まで３０℃／ｈ以下で冷却する焼鈍処理を１回以上施す（冷間鍛造後も可能）ことにより炭化物生成を促進し焼鈍硬さを低下させ、冷間鍛造性を向上することを可能としたものである。これにより冷間鍛造化による省エネルギー、低コスト、熱処理および表面処理後の部品の寿命延長を図ることが出来、工業上極めて優れた効果を奏するものである。
特許出願人    山陽特殊製鋼株式会社
代理人    弁理士    椎  名    彊