JP6094180B2

JP6094180B2 - 冷間鍛造性および靱性に優れた機械構造用鋼

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Publication number: JP6094180B2
Application number: JP2012263225A
Authority: JP
Inventors: 祐太今浪; 岩本　隆; 岩本　　隆
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2012-11-30
Filing date: 2012-11-30
Publication date: 2017-03-15
Anticipated expiration: 2032-11-30
Also published as: JP2014109048A

Description

本発明は、建産機や自動車、さらには各種産業機械等の部品の素材に供して好適な、冷間鍛造性および靱性に優れた機械構造用鋼に関するものである。

一般に、機械構造部品は、切削加工や鍛造加工等によって所定の形状に加工された後、焼入れ・焼戻し処理や高周波焼入れ等の表面硬化処理を施す場合が多い。特に、鍛造加工、中でも冷間鍛造は、加工後の寸法精度がよく、また切削加工に比べて生産性が高いことから、機械構造部品の製造に広く用いられている。このように冷間鍛造に供される機械構造用鋼は、高い焼入れ性が要求されることから、JISに規定されたSCM440等を素材として、軟化焼鈍処理により冷間鍛造性を改善したものが使用されるのが通例である。

この軟化焼鈍処理は、厳しい条件下で冷間鍛造を行う場合に不可欠であるものの、一方で、鍛造の程度によっては熱間圧延ままで使用可能な冷間鍛造用鋼に対する要求も強いものがある。
また、冷間鍛造により複雑な形状を有する機械部品を製造する場合は、数回に分けて冷間鍛造を行うのが一般的であるが、製造工程の省略のために、より変形能の高い冷間鍛造用鋼が望まれている。
かような冷間鍛造用鋼について特許文献１には、Si，Mnの低減に加え、焼入れ性を確保するための高Cr化と圧延条件の適正化によってフェライト分率を低減する、圧延ままで冷間鍛造性に優れる機械構造用強靭鋼の製造方法が提案されている。

さらに、鋼材コストの低減のために、SCM440と同等の特性を有するMoフリー鋼として、特許文献２には、Moフリーによる焼入れ性の低下を、Mnの増加並びに、TiおよびＢの添加にて補うことが提案されている。

特許第3371490号特許第2686755号

しかしながら、特許文献１に記載された方法は、焼入れ性の低下を2.0％以上のCr添加にて補っているため、原料に要するコストの上昇を招き、またこの方法で得られる冷間鍛造用鋼は、軟化焼鈍を施した場合でも十分な冷間鍛造性が得られるとは限らないところに問題を残していた。

また、特許文献２に記載された方法では、得られる冷間鍛造用鋼について、Ｂにより焼入れ性の向上をはかっているが、Ｂの焼き入れ性は不安定であり、この効果を安定化させるためには、過剰のTi，Ｂ添加が必要なことから、逆に疲労強度の低下や、鋳片または圧延材の表面性状の低下を招き、結果として、手入れ負荷の増大による製造コストの増加を余儀なくされる。

本発明は、上記の問題を有利に解決するものであって、熱間圧延ままおよび球状化焼鈍などの軟化焼鈍後のいずれにおいても、冷間鍛造性に優れかつ高靱性を有し、しかもMoを含有しないために安価である、機械構造用鋼を提供しようとするものである。

さて、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。
すなわち、熱間圧延ままで冷間鍛造性を向上させるには、単純な強度の低下を図るのではなく、逆にフェライト分率の低減が有効であり、そのためには、Ｃ、MnおよびCrの含有量の適正化が有効である。加えて、破壊の起点となる微小クラックの進展を抑制することが有効であり、そのためにはNbの適量添加が重要である。
また、球状化焼鈍後の冷間鍛造性を向上させるには、炭化物の球状化率を高めることが有効であり、そのためには、Ｃ，Si，MnおよびCr量のバランスを厳密に制御する必要がある。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.30〜0.55％、
Si：0.03〜0.30％、
Mn：0.50〜l.50％、
Ｐ：0.018％以下、
Ｓ：0.02％以下、
Al：0.010〜0.060％、
Cr：1.2〜2.0％および
Nb：0.005〜0.06％
を、下記(l)式を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼であり、
該鋼に対して熱間圧延を行った後には、熱間圧延ままで限界圧縮率が50％以上、変形抵抗値が239MPa以下であり、
該鋼に対して球状化焼鈍を行った後には、限界圧縮率が55％以上、変形抵抗値が204MPa以下であり、
該鋼に焼入れ・焼戻しを行った後には、20℃における衝撃吸収エネルギーが50J以上であることを特徴とする冷間鍛造性と靱性に優れた機械構造用鋼。
記
［％Ｃ］−［％Si］/２＋［％Mn］/５＋２［％Cr］≧3.2 ・・・ (1)

２．さらに、質量％で、
Ti：0.1％以下および
Ｖ：0.1％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする前記１に記載の冷間鍛造性と靱性に優れた機械構造用鋼。

３．さらに、質量％で、
Cu：0.30％以下および
Ni：0.30％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする前記１または２に記載の冷間鍛造性と靱性に優れた機械構造用鋼。

本発明によれば、熱間圧延ままあるいは軟化焼鈍後のいずれにおいても、冷間鍛造性が優れ、焼入れ性にも優れた高靱性の機械構造用鋼を、安価かつ安定して得ることができる。

試験片形状を示す図である。球状化焼鈍の条件を示す図である。

以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、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。

Ｃ：0.30〜0.55％
Ｃは、冷間鍛造後の焼入れ・焼戻し処理または各種表面硬化熱処理によって所望の表面硬さを確保するために必要な元素であるが、含有量が0.30％未満では必要な硬さが得られず、一方0.55％を超えると冷間鍛造後の熱処理で焼割れが発生し易くなるため、Ｃ量は0.30〜0.55％の範囲に限定した。

Si：0.03〜0.30％
Siは、脱酸剤として有効であるため、少なくとも0.03％は添加するものとした。しかしながら、Siは、フェライトに固溶して変形抵抗を高め、冷間鍛造性を劣化させる作用があるため、上限を0.30％とした。好ましくは0.05〜0.25％の範囲である。

Mn：0.50〜l.50％
Mnは、焼入れ性に有効な元素であるので、少なくとも0.50％は添加するものとした。これを下回ると、フェライト分率が増加し、熱間鍛造ままで優れた冷間鍛造性が得られない。しかしながら、Mnは、Siと同様に、変形抵抗を高め冷間鍛造性を劣化させる作用があるため、上限を1.50％とした。好ましくは0.60〜1.40％の範囲である。

Ｐ：0.018％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析して靭性を低下させるため、その混入は極力低減する方が望ましいが、0.018％までは許容される。好ましくは0.016％以下である。なお、含有量を０％とすることは工業的には難しく、0.001％程度で不可避的に混入するのが一般的である。

Ｓ：0.02％以下
Ｓは、変形能に悪影響を与えるMnＳを形成するために少ないほどよいが、0.02％以下であれば実用上問題は生じないことから、0.02％以下とした。なお、含有量を０％とすることは工業的には難しく、0.001％程度で不可避的に混入するのが一般的である。

Al：0.010〜0.060％
Alは、脱酸剤として有用であり、少なくとも0.010％の添加が必要である。また、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る。そのためには、0.010％以上の添加を必要とする。しかしながら、含有量が0.060％を超えると疲労強度に対して有害なAl₂O₃介在物の生成を助長するため、Al量は0.010〜0.060％の範囲に限定した。

Cr：1.2〜2.0％
Crは、焼入れ性のみならず、焼戻し軟化抵抗性の向上に寄与し、さら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1.2％に満たないとその添加効果に乏しい。一方、2.0％を超えるとこれらの効果は飽和し、むしろ固溶強化が高まり十分な加工性が得られなくなる。よって、Cr量は1.2〜2.0％の範囲に限定した。好ましくは1.35〜1.9％の範囲である。

Nb：0.005〜0.06％
Nbは、微細な炭窒化物を析出させることにより、結晶粒界をピン止めし、結果として、結晶粒を著しく微細化させて、冷間鍛造性と靱性を高めるために有効な元素である。しかしながら、含有量が0.06％を超えると、粗大なNb炭窒化物が析出しやすくなり、ピン止め能力が低下し結晶粒が粗大化してしまう。一方、0.005％未満のNb添加では、微細な炭窒化物の析出量が少なくなり、結晶粒の微細化効果に乏しくなるため、Nb量は0.005〜0.06％の範囲に限定した。好ましくは、0.01〜0.05％の範囲である。

以上、本発明の基本成分の適正組成範囲について説明したが、本発明では、各々の元素が単に上記の範囲を満足するだけでは不十分であり、Ｃ，Si，MnおよびCrについては、次式(1)の関係を満足させることが重要である。
［％Ｃ］−［％Si］/２＋［％Mn］/５＋２［％Cr］≧3.2 ・・・ (1)

すなわち、上掲(1)式は、熱間圧延ままの強度や炭化物の球状化の容易さの指標となるものであり、この値が3.2に満たないと、後述の実施例に示すように、球状化熱処理後の炭化物球状化率が低下し、また、高周波焼入れ後の表面硬さも不足となり、本発明で所期した良好な冷間鍛造性や焼入れ性が得られない。

以上、本発明の基本成分について説明したが、本発明では、より顕著に靱性を高めるために、必要に応じて、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。

Ti：0.1％以下
Ｖ：0.1％以下
TiおよびＶは、ともに結晶粒の微細化に有効な元素であり、靱性を高めることが可能であるが、過剰に添加した場合は、粗大析出物が疲労強度に悪影響を及ぼすため、添加量は0.1％以下の範囲にする。なお、靭性を高める効果を発現させるためには、いずれの元素についても0.005％以上添加することが好ましい。より好ましくは、0.01〜0.05％の範囲である。

また、冷間鍛造後に行う焼入れ・焼戻し処理における焼入れ性を高めるために、必要に応じて、以下に示す元素を適宜含有させることができる。
Cu：0.30％以下
Cuは、焼入れ性の向上に有効な元素であり、そのためには、0.05％以上で添加することが推奨される。一方、多量に添加すると鋼材の表面性状の劣化や合金コストの増加を招くことから、0.30％以下で添加することが好ましい。

Ni：0.30％以下
Ni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、0.05％以上で添加することが推奨される。しかしながら、高価であるため、上限を0.30％とすることが好ましい。

表１に示す成分組成になる鋼を溶製し、連続鋳造により鋳片とした。ついで、鋳片を熱間圧延により60mmφの棒鋼とした後、得られた各棒鋼について、冷間鍛造性、靱性、球状化熱処理性および高周波焼入れ性について調査した。その結果を、表２に示す。

なお、各特性の評価方法は次のとおりである。
（１）冷間鍛造性
冷間鍛造性は、限界据え込み率および変形抵抗の２項目にて評価した。
すなわち、圧延ままの棒鋼（直径Ｄ）の表面から径方向に1／4Ｄの深さ位置（以下、1／4Ｄ位置という）から、試験片を採取した。試験片形状は、図１に示すように、直径：14mm、高さ：21mmの円柱形であり、その高さ方向を棒鋼の長さ方向とし、上下面に拘束溝および側面にＶ溝を有する切欠き付円柱試験片である。
ここで、図１において、(a)は上面図、(b)は側面図、(c)はＶ字状の溝の詳細寸法を示す図であり、番号１でＶ字状の溝を、また番号２で被圧縮面（上下面）を示す。

冷間鍛造性の評価は、この試験片の上下面を拘束した状態で被圧縮面２に圧縮荷重を加えて圧縮試験を行い、変形能と変形抵抗を測定した。変形能は、Ｖ溝１の溝底から割れが発生するまでの最大圧縮率（限界圧縮率と呼ぶ）で評価し、また変形抵抗は圧縮率：30％のときの変形荷重（30％変形抵抗と呼ぶ）で評価した。
限界圧縮率が50％以上、変形抵抗値が239MPa以下であれば、冷間鍛造性に優れていると判定した。

（２）靱性
靱性は、シャルピー衝撃試験(JIS Ｚ2242)にて評価した。
すなわち、圧延ままの棒鋼を、850℃に加熱後60℃の油中にて焼入れ、ついで500℃にて１ｈの焼戻し処理を行い空冷した。空冷後の棒鋼の1／4Ｄ位置から、試験片を採取した。試験片形状は長さ55mmであり、一辺が10mmの正方形断面を有し、長さの中心位置に深さ２mm及び半径１mmのノッチを有する。試験は20℃で実施した。衝撃吸収エネルギーが50J以上であれば、靱性に優れていると判定した。

（３）球状化焼鈍性
球状化熱処理性は、球状化熱処理後の炭化物の球状化率、限界据え込み率および変形抵抗の３項目で評価した。
上記（１）と同様にして、圧延ままの棒鋼に、図２に示す条件で球状化焼鈍を行ったのち、図１に示す形状の試験片を1／4Ｄ位置から採取した。球状化率は、試験片のＣ断面（棒鋼のＣ断面）を走査型電子顕微鏡（SEM）にて5000倍で観察して求めた。観察された炭化物のうちの炭化物のアスペクト比（長径／短径）が２以下のものの割合を球状化率とした。この割合が51％以上であれば、球状化熱処理性に優れていると判定した。
また、球状化熱処理後の限界据え込み率が55％以上、変形抵抗値が204MPa以下であれば、冷間鍛造性は良好であると判定した。

（４）高周波焼入れ性
高周波焼入れ性は、直径：30mmの試験片に高周波焼入れ・焼戻しを実施してから、表面硬さ（表層より２mmの位置）を測定することにより行った。表層硬さがHV640以上であれば、高周波焼入れ性に優れていると判定した。なお、高周波焼入れは、加熱温度920℃とし、この加熱温度に到達後即焼入れを行った。焼戻しは、170℃で20分保持することで行った。

表２に示したとおり、本発明に従い得られた発明例はいずれも、熱間圧延ままで優れた冷間鍛造性を有しているのは勿論のこと、靱性にも優れており、さらには、球状化焼鈍後も優れた冷間鍛造性を有し、また高周波焼入れ性にも優れていた。

本発明によれば、熱間圧延ままあるいは球状化焼鈍後のいずれにおいても、冷間鍛造性が優れ、焼入れ性にも優れた高靱性の機械構造用鋼を、安価かつ安定して得ることができ、工業上、極めて有用である。

１Ｖ字状の溝
２被圧縮面

Claims

質量％で、
Ｃ：0.30〜0.55％、
Si：0.03〜0.30％、
Mn：0.50〜l.50％、
Ｐ：0.018％以下、
Ｓ：0.02％以下、
Al：0.010〜0.060％、
Cr：1.2〜2.0％および
Nb：0.005〜0.06％
を、下記(1)式を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼であり、
該鋼に対して熱間圧延を行った後には、熱間圧延ままで限界圧縮率が50％以上、変形抵抗値が239MPa以下であり、
該鋼に対して球状化焼鈍を行った後には、限界圧縮率が55％以上、変形抵抗値が204MPa以下であり、
該鋼に焼入れ・焼戻しを行った後には、20℃における衝撃吸収エネルギーが50J以上であることを特徴とする冷間鍛造性および靱性に優れた機械構造用鋼。
記
［％Ｃ］−［％Si］／２＋［％Mn］／５＋２［％Cr］≧3.2 ・・・ (1)
さらに、質量％で、
Ti：0.1％以下および
Ｖ：0.1％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷間鍛造性と靱性に優れた機械構造用鋼。
さらに、質量％で、
Cu：0.30％以下および
Ni：0.30％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の冷間鍛造性と靱性に優れた機械構造用鋼。