(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.40〜0.55mass％、
Si：0.16〜0.25mass％、
Mn：0.5〜0.8mass％、
Ｐ：0.03mass％以下、
Ｓ：0.002〜0.015mass％、
Al：0.02〜0.05mass％、
Cu：0.06〜0.15mass％、
Cr：0.1mass％未満、
Sb：0.002〜0.005mass％以下、
Ｎ：0.0015〜0.0050mass％、
Ti：0.015〜0.030mass％および
Ｂ：0.001〜0.003mass％
を、0.1≦{ (Cu[mass％]＋0.5)／Sb[mass％]}×Ｂ[mass％]≦1.0の下に含み、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有することを特徴とする加工性および高周波焼入れ後の強度特性に優れる高周波焼入れ用鋼。
【請求項２】
請求項１に記載の高周波焼入れ用鋼を素材として、該素材に成形加工および高周波焼入れを施して得られる高周波焼入れ部品であって、前記高周波焼入れ後の硬化層における旧オーステナイト粒のJIS粒度番号が平均で７以上12以下であることを特徴とする強度特性に優れる高周波焼入れ部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車部品に適用して好適な、加工性および高周波焼入れ後の強度特性に優れた高周波焼入れ用鋼およびこの高周波焼入れ用鋼を素材とする強度特性に優れる高周波焼入れ部品に関するものである。
なお、上記加工性とは、熱間圧延ままで球状化焼鈍や軟化焼鈍を施すことなく、部品に成形するための、切削加工、冷間鍛造、温間（または熱間）鍛造、或いはこれらのいずれかを組み合わせた成形加工工程における加工性であり、強度特性とは、高周波焼入れ後の強度特性であり、主としてねじり強度、ねじり疲労強度および曲げ疲労強度を意味する。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境問題から自動車用部品に対する軽量化等への要求が強く、かかる用途の製品については、捩りや曲げに対する静的及び疲労強度の一層の向上が要求されている。
【０００３】
例えば、特許文献１に開示された技術では、化学成分組成を適切にした鋼を、S+Sbの含有量の合計が0.001〜0.05％とし、熱間圧延後500〜700℃の冷却速度を0.1〜5℃/Sとし、直ちに650〜750℃に15〜90分保持し、フェライト粒度番号が11番以上、円相当径が２μm以下およびアスペクト比が３以下の球状炭化物を5〜40％で含有させることにより、冷間加工性を向上させている。
しかしながら、冷間加工性を実現するために熱間圧延後に特別な熱処理を施す必要がある上に、強度特性を向上させることが難しいところに問題を残していた。
【０００４】
また、特許文献２には、化学成分組成を適切にすると共に、フェライト粒径を25μm以下およびフェライトバンドの評点を１〜５とすることにより、強度特性と低熱処理歪み特性を向上させることが記載されている。しかし、加工性、特に被削性と強度の向上を併せて実現するためには、更なる改良が必要であった。
【特許文献１】特開2004-250767号公報
【特許文献２】特許第3809004号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであり、熱間圧延ままでも、優れた加工性と高周波焼入れ後の強度特性とを現出することのできる高周波焼入れ用鋼および高周波焼入れ部品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】
【０００６】
発明者らは、上記課題を解決するため、粒界偏析元素として微量のＢ、CuおよびSbを添加し、Ｂ、CuおよびSb間での含有比率を適正化するとともに、高周波焼入れ後にあっては硬化部の旧オーステナイト粒径を特定することによって優れた加工性と強度特性とが獲得可能であることを見出し、本発明を完成するに到った。
【０００７】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
（１）Ｃ：0.40〜0.55mass％、
Si：0.16〜0.25mass％、
Mn：0.5〜0.8mass％、
Ｐ：0.03mass％以下、
Ｓ：0.002〜0.015mass％、
Al：0.02〜0.05mass％、
Cu：0.06〜0.15mass％、
Cr：0.1mass％未満、
Sb：0.002〜0.005mass％以下、
Ｎ：0.0015〜0.0050mass％、
Ti：0.015〜0.030mass％および
Ｂ：0.001〜0.003mass％
を、0.1≦{ (Cu[mass％]＋0.5)／Sb[mass％]}×Ｂ[mass％]≦1.0の下に含み、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有することを特徴とする加工性および高周波焼入れ後の強度特性に優れる高周波焼入れ用鋼。
【０００８】
（２）前記（１）に記載の高周波焼入れ用鋼を素材として、該素材に成形加工および高周波焼入れを施して得られる高周波焼入れ部品であって、前記高周波焼入れ後の硬化層における旧オーステナイト粒のJIS粒度番号が平均で７以上12以下であることを特徴とする強度特性に優れる高周波焼入れ部品。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００９】
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説明する。
Ｃ：0.40〜0.55mass％
Ｃは、鋼の強度確保に必要な元素であり、また、焼入れ性への影響も大きく、焼入れ硬化層の硬さおよび深さを高めて疲労強度の向上にも寄与する。0.40mass％未満では摺動面に用いられる硬化層の硬さが足らなくなるため、0.40mass％以上で含有させる。一方、0.55mass％を超えて含有させると、被削性や鍛造性が劣化して、温間鍛造時あるいは冷間鍛造時に割れが生じたり、鍛造金型寿命が低下したり、切削加工時の工具寿命が短くなるという不利が生じる。したがって、Ｃ量は0.40〜0.55mass％に限定する。好ましくは、0.45mass％以上である。
【００１０】
Si：0.16〜0.25mass％
Siは、高周波焼入れ性を高め、高温軟化抵抗を高めるのに有用であるとともに、高周波焼入れ加熱時にオーステナイト粒成長を抑制するため、本来は積極的に添加したいが、Siの添加により鍛造性、被削性が著しく劣化する。このようにSiは本発明において非常に重要な元素であり、その含有量が0.25mass％を超えると、特に冷間鍛造性が著しく劣化するため、0.25mass％を上限とする。一方、0.16mass％以下では高温軟化抵抗が十分に発揮できなくなるとともに、焼入れ時のオーステナイト粒の成長抑制効果もなくなるため、0.16mass％を下限とする。
【００１１】
Mn：0.5〜0.8mass％
Mnは、鋼中に固溶状態で存在し、焼入れ性を向上させるとともに、強度向上に有効に寄与する元素であるが、その含有量が0.5mass％に満たないと、その効果が十分ではない。また0.8mass％を超えると、冷間鍛造性を劣化して冷間鍛造時に割れが生じ易くなるとともに、高周波焼入れ後の残留オーステナイトが増加し、かえって表面硬度が低下し、ひいては疲労強度の低下を招くとともに、高周波焼入れ部が脆化するため、Mn量は0.5〜0.8mass％の範囲とする。
【００１２】
Ｐ：0.03mass％以下
Ｐは、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより疲労強度を低下させる。また、焼き割れを助長する弊害もある。特に、Ｂ、CuおよびSbの粒界偏析濃度にも影響を及ぼすため、Ｐの含有量は極力低減することが望ましいが、0.03mass％までは許容される。
【００１３】
Ｓ：0.002〜0.015mass％
Ｓは、鋼中でMnSを形成し被削性を向上させる有用元素であるが、Ｐと同様にオーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより疲労強度を低下させる弊害があるとともにＢ、CuおよびSbの粒界偏析濃度にも影響を及ぼすため、0.015mass％を上限とする。一方、その含有量が0.002mass％に満たないと被削性を著しく悪化させるため、それを下限とする。なお、Ｓ量が0.010mass％を超えると高周波焼入れ時にＳが粒界偏析し易くなるため、0.010mass％以下にすることが好ましい。
【００１４】
Al：0.02〜0.05mass％
Alは、鋼の脱酸剤として作用する他、高周波焼入れ時におけるオーステナイト粒の成長を抑制して、硬化層の疲労強度を高める効果がある。しかし、その含有量が0.02mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方、0.05mass％を超えると疲労強度の低下を招くので、0.02〜0.05mass％と限定した。好ましくは、0.025〜0.040mass％である。
【００１５】
Cu：0.06〜0.15mass％
Cuは、固溶強化および析出硬化によって強度を向上させる有用元素であり、また、焼入れ性の向上にも寄与するが、その添加量が0.06mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方、0.15mass％を超えると、熱間圧延あるいは高周波焼入れ等、高温に保持された場合、粒界に偏析が助長され表面疵が多発するし、これを抑えるには同等量の高価なNiを添加する必要が生じるため、含有量としては0.15mass％を上限とする。好ましくは、0.06〜0.10mass％である。
【００１６】
Cr：0.1mass％未満
CrはMnと同様に焼入れ性を向上させる有益な元素であるが、Crが0.1mass％以上では高周波焼入れ時にCの再固溶が遅延し、炭化物として排出されて、硬化層の硬さが低下するため、Cr量は0.10mass％未満とする。
【００１７】
Sb：0.0020〜0.0050mass％
Sbは、粒界に偏析して、転位のパイルアップを防止するのに有用な元素であるが、その添加量が0.0050mass％を超ると、粒界強度を大幅に低下させる。一方、その添加量が0.0020mass％に満たないと転位のパイルアップ作用を十分に発現できないため、疲労強度を向上することができない。このため、その含有量を0.0020〜0.0050mass％に限定する。好ましくは、0.0030mass％以上である。
【００１８】
Ｎ：0.0015〜0.0050mass％、
Ｎは、Al或いはTiと結合し窒化物を形成し、高周波焼入れ時のオーステナイト粒径を小さくすることにより疲労強度を向上させるのに有用である。しかし、過剰なＮは、BNを形成して焼入れ性に有効なフリーＢ量を低下させる。従って、Al或いはTi添加量と相関を持つが、本発明のAl或いはTi添加量では0.0050％を超えて添加すると上記不具合を生じるため、0.0050mass％を上限とした。一方、その添加量を0.0015mass％未満とするには、製鋼時の脱ガス時間を多大に必要とするため、下限を0.0015mass％とした。好ましくは、0.0030mass％以上である。
【００１９】
Ti：0.015〜0.030mass％
Tiは、不可避的不純物として混入するＮと結合することで、ＢがBNとなってＢの焼入れ性向上効果が消失するのを防止し、Ｂの焼入れ性効果を十分に発揮させる作用を有するとともにTiNのピンニング効果により、結晶粒を微細化するために有用な元素である。また、粒界に偏析するＢの濃度を保ち、これらの効果を十分に発現させるためには、Tiは0.015ass％以上を必要とするが、一方、Ti含有量が0.030mass％を超えても、効果は飽和するだけでなく、TiNが多量に形成される結果、これが疲労破壊の起点となって疲労強度が低下するため、0.015〜0.030mass％の範囲に限定した。
【００２０】
Ｂ：0.0015〜0.0030mass％
Ｂは、微量の添加によって焼入れ性を高めて強度を向上させる有用元素である。また、粒界に優先的に偏析して、粒界に偏析するＰ、Ｓの濃度を低減し粒界強度を向上させて疲労特性を向上させる作用もある。このため、本発明ではＢを積極的に添加するが、その含有量が0.0015mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方、0.0030mass％を超えて添加してもその効果は飽和し、むしろコストの上昇を招くとともに、粗大なBNの形成により鍛造性および疲労強度を低下させるため、0.0015〜0.0030mass％の範囲に限定した。なお、本発明では、Cu、Sb、Ｂの含有量が、下記式（１）を満足するようにする必要がある。
記
0.1≦｛（Cu[mass%]+0.5）／ Sb[mass%]｝×Ｂ[mass%]≦1.0      ・・・（１）
Cu、Sb、Ｂいずれも粒界表面に偏析し易い元素であり、各元素の添加量により各元素の粒界への濃化が増減し、それにより粒界の強化状態が異なってくる。即ち、Cu、Sb、Ｂを上述した範囲で添加するだけでなく、特定の割合で添加することが粒界強度を向上させるには重要となる。発明者らの調査の結果、Cu、Sb、Ｂの含有量について、上記式（１）のように規定することにより、好適に粒界強度を上昇することが出来ることを見出した。
以上説明した元素以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
【００２１】
以上の成分組成を有する鋼は、溶製後にスラブ、ブルームおよびビレットなどの鋼素材とされ、上述した成形加工を経て、必要とする部位または全面に高周波焼入れが施されて部品となる。
【００２２】
かような部品において、高周波焼入れ後の硬化層の旧オーステナイト（γ）粒径を調整することが重要である。
すなわち、高周波焼入れ後の硬化層の平均旧オーステナイト粒径をJIS粒度番号で７以上12以下とする必要がある。というのは、焼入れ硬化層の平均旧オーステナイト粒径の粒度番号が７未満では十分な粒界強度が得られず、満足いくほどの強度の上昇が望めないからである。なお、焼入れ硬化層の平均旧オーステナイト粒径を粒度番号で７以上とするには、高周波焼入れ時の加熱温度を1050℃以下とすればよい。一方、12を超えると、フェライト−オーステナイト２相域あるいはＡｃ３点直上からの焼入れが必須となり、残留フェライトを生成するため疲労強度は低下するため、12以下とする。
【００２３】
ちなみに、焼入れ硬化層の旧オーステナイト粒径の測定は、高周波焼入れ後の鋼材の硬化層における厚み方向断面を、旧オーステナイト粒が現出するようにエッチングし、光学顕微鏡により硬化層の旧オーステナイト粒径に応じて400倍（１視野の面積0.25mm×0.225mm）から1000倍（１視野の面積0.10mm×0.09mm）で３視野観察し、粒度番号を測定した。
【実施例】
【００２４】
表1に示す成分組成になる鋼材を、50kgづつ溶製し、1200℃に加熱して30mmφの棒状に鍛造した。その後、850℃に再加熱して１時間保持し空冷した。得られた棒状体を、鍛造試験に供した。
【００２５】
鍛造試験は、上記棒状体から14mmφ×30.6mmの素材を採取し、Ａｃ３点以上1000℃未満に加熱した素材を、図１（ａ）〜（ｄ）に示すように、第１工程軸出し、第２工程据え込み、第３工程後方押し出しの３工程に従う、トランスファー鍛造に供した後、そのマウス部について、板厚減少率で30％になるよう常温（冷間）にてしごき試験を行い、その際の割れの有無を評価した。得られた結果を、表２に示す。
【００２６】
また、焼入れ部の強度評価として、上記棒状体から、平行部８mmφの回転曲げ疲労試験片を作製し、作製したねじり試験片に周波数４kHz、出力100kWの高周波焼入れ装置にて、全硬化（中心まで硬化）した後、170℃×30minの焼戻しを行い、回転曲げ疲労試験に供した。得られた結果を表３に示す。なお、同表中に回転曲げ疲労試験片の焼入れ硬化層の旧オーステナイト粒度番号を併記する。
【００２７】
【表１】
0005125658.tif 000002
【００２８】
【表２】
0005125658.tif 000003
【００２９】
【表３】
0005125658.tif 000004
注）回転曲げ疲労評価
○：No.11（現用）の負荷応力-繰返し数の線図(S-N)に比較し繰返し数105回で15％以上向上した場合（目標寿命達成）
【００３０】
表２および３より、成分組成および硬化層旧オーステナイト粒径のいずれもが本発明の範囲を満たす場合には、疲労強度特性に優れていることが判る。これに対し、成分組成および硬化層旧オーステナイト粒径のいずれかが本発明の条件を満足しない比較例は、疲労強度特性が劣っている。
【図面の簡単な説明】
【００３１】
【図１】トランスファー鍛造の工程図である。
【図１】
0005125658.tif 000005