JPH09279296A - 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼 - Google Patents
冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼Info
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- JPH09279296A JPH09279296A JP11710696A JP11710696A JPH09279296A JP H09279296 A JPH09279296 A JP H09279296A JP 11710696 A JP11710696 A JP 11710696A JP 11710696 A JP11710696 A JP 11710696A JP H09279296 A JPH09279296 A JP H09279296A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は熱間圧延または熱間鍛造ままの硬さ
がＨｖ２００以下であって、冷間鍛造性と軟窒化性に優
れた軟窒化用鋼を提供する。 【解決手段】 重量比にしてＣ：０．０１〜０．１５
％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．１〜１．
５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．１０％超〜
１．００％、Ｖ：０．０５〜０．４０％を含有し、必要
に応じてＭｏ：０．１０〜１．００％を含有し、残部が
鉄および不可避的な不純物からなり、かつＣｒ、Ａｌ、
ＶさらにＭｏの添加量を１．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋
１．９Ｖ＋０．６Ｍｏとし、熱間圧延または熱間鍛造ま
まの芯部硬さがＨｖで２００以下、限界圧縮率が６５％
以上の冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼。 【効果】、優れた冷間鍛造性を有すると共に、その後の
軟窒化処理により表面硬さをＨｖ７００以上、有効硬化
層深さを０．２ｍｍ以上とすることができる。
がＨｖ２００以下であって、冷間鍛造性と軟窒化性に優
れた軟窒化用鋼を提供する。 【解決手段】 重量比にしてＣ：０．０１〜０．１５
％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．１〜１．
５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．１０％超〜
１．００％、Ｖ：０．０５〜０．４０％を含有し、必要
に応じてＭｏ：０．１０〜１．００％を含有し、残部が
鉄および不可避的な不純物からなり、かつＣｒ、Ａｌ、
ＶさらにＭｏの添加量を１．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋
１．９Ｖ＋０．６Ｍｏとし、熱間圧延または熱間鍛造ま
まの芯部硬さがＨｖで２００以下、限界圧縮率が６５％
以上の冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼。 【効果】、優れた冷間鍛造性を有すると共に、その後の
軟窒化処理により表面硬さをＨｖ７００以上、有効硬化
層深さを０．２ｍｍ以上とすることができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、軟窒化処理前に優
れた冷間鍛造性を有し、軟窒化処理後には優れた表面硬
さ、強度を発揮することのできる軟窒化用鋼に関するも
のである。例えば、歯車、継手、シャフト等のように熱
処理時に歪みを嫌う構造用部品に好適に利用される。
れた冷間鍛造性を有し、軟窒化処理後には優れた表面硬
さ、強度を発揮することのできる軟窒化用鋼に関するも
のである。例えば、歯車、継手、シャフト等のように熱
処理時に歪みを嫌う構造用部品に好適に利用される。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車用クランクシャフト、歯車
等に使用される鋼は高い疲労強度や耐摩耗性を得るため
に軟窒化処理が行われ、従来からＳＣＭ４３５やＳＣＡ
Ｍ６４５が軟窒化用鋼として多く使用されている。これ
らの軟窒化用鋼は窒化層の表面硬さや有効硬化層深さの
改善を目指したものであり、窒化特性と併せて窒化前の
冷間鍛造性を考慮したものはほとんどなかった。そのた
め、冷間鍛造を行う前に軟化焼鈍を必要としたり、冷間
鍛造後に焼入焼戻等の熱処理を必要とし、大きなコスト
要因となっていた。
等に使用される鋼は高い疲労強度や耐摩耗性を得るため
に軟窒化処理が行われ、従来からＳＣＭ４３５やＳＣＡ
Ｍ６４５が軟窒化用鋼として多く使用されている。これ
らの軟窒化用鋼は窒化層の表面硬さや有効硬化層深さの
改善を目指したものであり、窒化特性と併せて窒化前の
冷間鍛造性を考慮したものはほとんどなかった。そのた
め、冷間鍛造を行う前に軟化焼鈍を必要としたり、冷間
鍛造後に焼入焼戻等の熱処理を必要とし、大きなコスト
要因となっていた。
【０００３】冷間鍛造性を考慮した軟窒化用鋼としては
特開平５−１７１３４７号公報が提案されているが、こ
の発明はフェライト＋パーライトの２相組織とし、ベイ
ナイト組織の生成の抑制を特徴としているが、軟窒化時
に芯部の硬さが低くなり、高荷重をうける部品には適用
できないという欠点があった。また、特開平７−１０２
３４３号公報においても軟窒化前に冷間加工を行う鋼が
提案されているが、冷間加工前にＶの析出制御熱処理を
必要とし、製造コスト高の要因となっていた。さらに、
ベイナイト組織を有する窒化用鋼としては特開平１−１
７７３３８号公報、特開平７−１５７８４２号公報が提
案されているが、熱間鍛造後の硬さが高いため、冷間鍛
造用歯車には適用できないという問題があった。
特開平５−１７１３４７号公報が提案されているが、こ
の発明はフェライト＋パーライトの２相組織とし、ベイ
ナイト組織の生成の抑制を特徴としているが、軟窒化時
に芯部の硬さが低くなり、高荷重をうける部品には適用
できないという欠点があった。また、特開平７−１０２
３４３号公報においても軟窒化前に冷間加工を行う鋼が
提案されているが、冷間加工前にＶの析出制御熱処理を
必要とし、製造コスト高の要因となっていた。さらに、
ベイナイト組織を有する窒化用鋼としては特開平１−１
７７３３８号公報、特開平７−１５７８４２号公報が提
案されているが、熱間鍛造後の硬さが高いため、冷間鍛
造用歯車には適用できないという問題があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は従来の軟窒化
用鋼が冷間鍛造性に劣るという課題を解決すべくなされ
たものであり、良好な冷間鍛造性を有すると共に、表面
硬さの高い優れた軟窒化特性を合わせもつ軟窒化用鋼を
提供するものである。
用鋼が冷間鍛造性に劣るという課題を解決すべくなされ
たものであり、良好な冷間鍛造性を有すると共に、表面
硬さの高い優れた軟窒化特性を合わせもつ軟窒化用鋼を
提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは上記目的の
下に軟窒化用非調質鋼について鋭意研究した結果、フェ
ライト＋ベイナイトの２相組織とすることにより熱間圧
延まま、または熱間鍛造ままではＨｖ２００以下で、そ
の後の冷間鍛造における限界圧縮率が６５％以上を有
し、冷間鍛造性に優れ、冷間鍛造後の軟窒化処理におい
て母材の芯部が軟化することなく優れた時効硬化特性を
有し、軟窒化による表面硬さにおいても優れた表面硬さ
が得られ、前記課題を解決できることをつきとめた。さ
らに、熱間圧延または熱間鍛造ままでの軟質なフェライ
ト＋ベイナイト組織とし、軟窒化による優れた硬さ特性
を得るために各元素の含有量について研究を重ねた。
下に軟窒化用非調質鋼について鋭意研究した結果、フェ
ライト＋ベイナイトの２相組織とすることにより熱間圧
延まま、または熱間鍛造ままではＨｖ２００以下で、そ
の後の冷間鍛造における限界圧縮率が６５％以上を有
し、冷間鍛造性に優れ、冷間鍛造後の軟窒化処理におい
て母材の芯部が軟化することなく優れた時効硬化特性を
有し、軟窒化による表面硬さにおいても優れた表面硬さ
が得られ、前記課題を解決できることをつきとめた。さ
らに、熱間圧延または熱間鍛造ままでの軟質なフェライ
ト＋ベイナイト組織とし、軟窒化による優れた硬さ特性
を得るために各元素の含有量について研究を重ねた。
【０００６】本発明の鋼においては、Ｃを０．０１〜
０．１５％に規制し、Ｓｉを０．０１〜１．００％、Ｍ
ｎを０．１〜１．５％にすることにより、冷間鍛造性を
確保でき、適量のＣｒ，Ｖ，Ａｌを１．６５≦Ｃｒ＋
６．２Ａｌ＋１．９Ｖを満足するように含有させ、さら
にＭｏを添加した場合には１．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ
＋１．９Ｖ＋０．６Ｍｏを満足させることにより軟窒化
後の表面硬さがＨｖで７００以上の高い軟窒化特性を得
ることができる。さらに、ベイナイト組織ままではＶ，
Ｍｏ等の元素の多くは固溶状態であるため、軟窒化時の
温度で炭窒化物として微細析出し、強度を増加させる時
効硬化特性が得られる。
０．１５％に規制し、Ｓｉを０．０１〜１．００％、Ｍ
ｎを０．１〜１．５％にすることにより、冷間鍛造性を
確保でき、適量のＣｒ，Ｖ，Ａｌを１．６５≦Ｃｒ＋
６．２Ａｌ＋１．９Ｖを満足するように含有させ、さら
にＭｏを添加した場合には１．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ
＋１．９Ｖ＋０．６Ｍｏを満足させることにより軟窒化
後の表面硬さがＨｖで７００以上の高い軟窒化特性を得
ることができる。さらに、ベイナイト組織ままではＶ，
Ｍｏ等の元素の多くは固溶状態であるため、軟窒化時の
温度で炭窒化物として微細析出し、強度を増加させる時
効硬化特性が得られる。
【０００７】本発明はこれらの知見によりなされたもの
である。すなわち本発明の窒化用鋼は、重量比でＣ：
０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、
Ｖ：０．０５〜０．４０％、Ａｌ：０．０５〜１．００
％を含み、Ｃｒ，Ａｌ，Ｖが下記（１）式となるように
含有させる。 １．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋１．９Ｖ ・・・（１）
である。すなわち本発明の窒化用鋼は、重量比でＣ：
０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、
Ｖ：０．０５〜０．４０％、Ａｌ：０．０５〜１．００
％を含み、Ｃｒ，Ａｌ，Ｖが下記（１）式となるように
含有させる。 １．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋１．９Ｖ ・・・（１）
【０００８】またさらに、この鋼においてＭｏ：０．１
〜１．０％を含み、Ｃｒ，Ａｌ，Ｖ，Ｍｏが下記（２）
式となるように含有させ、残部を鉄および不可避的な不
純物からなるものである。 １．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋１．９Ｖ＋０．６Ｍｏ ・・・（２）
〜１．０％を含み、Ｃｒ，Ａｌ，Ｖ，Ｍｏが下記（２）
式となるように含有させ、残部を鉄および不可避的な不
純物からなるものである。 １．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋１．９Ｖ＋０．６Ｍｏ ・・・（２）
【０００９】本発明鋼は熱間圧延または熱間鍛造したま
まの状態でＨｖ２００以下の軟らかいフェライト＋ベイ
ナイト組織を得ることができ、その後の冷間鍛造におい
ては、限界圧縮率で６５％以上の冷間鍛造性を有し、冷
間鍛造後の軟窒化処理においても、母材の芯部硬さを低
下させることなく、むしろ時効硬化により硬さを増加さ
せることができる。またＣｒ，Ａｌ，Ｖ，Ｍｏの添加量
を１．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋１．９Ｖ＋０．６Ｍｏ
とすることにより表面硬さがＨｖで７００以上の優れた
表面硬化特性を得ることができる。
まの状態でＨｖ２００以下の軟らかいフェライト＋ベイ
ナイト組織を得ることができ、その後の冷間鍛造におい
ては、限界圧縮率で６５％以上の冷間鍛造性を有し、冷
間鍛造後の軟窒化処理においても、母材の芯部硬さを低
下させることなく、むしろ時効硬化により硬さを増加さ
せることができる。またＣｒ，Ａｌ，Ｖ，Ｍｏの添加量
を１．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋１．９Ｖ＋０．６Ｍｏ
とすることにより表面硬さがＨｖで７００以上の優れた
表面硬化特性を得ることができる。
【００１０】
【発明の実施の形態】以下、本発明における軟窒化鋼の
成分限定理由について説明する。Ｃは強度および時効硬
化に必要な炭窒化物の生成に必要な元素であり、０．０
１％未満では強度および炭窒化物の生成が不足となるた
めに下限を０．０１％とした。また、Ｃが０．１５％を
越えると、熱間鍛造後の硬さが大きくなり冷間鍛造性を
劣化させるので、上限を０．１５％とした。
成分限定理由について説明する。Ｃは強度および時効硬
化に必要な炭窒化物の生成に必要な元素であり、０．０
１％未満では強度および炭窒化物の生成が不足となるた
めに下限を０．０１％とした。また、Ｃが０．１５％を
越えると、熱間鍛造後の硬さが大きくなり冷間鍛造性を
劣化させるので、上限を０．１５％とした。
【００１１】Ｓｉは製鋼時の脱酸剤として使用されるも
のであり、本発明鋼においてＳｉは特に必要としない
が、Ｓｉを無添加にしたり、極端に低減すると製造上の
コスト高になる。またＳｉ含有量が高くなると冷間鍛造
時の鍛造性を著しく劣化させるため、１．００％を上限
とした。
のであり、本発明鋼においてＳｉは特に必要としない
が、Ｓｉを無添加にしたり、極端に低減すると製造上の
コスト高になる。またＳｉ含有量が高くなると冷間鍛造
時の鍛造性を著しく劣化させるため、１．００％を上限
とした。
【００１２】Ｍｎは焼入れ性を向上させて組織をベイナ
イト化するのに必要な元素であるが０．１％未満では焼
入れ性が不足し、ベイナイトの生成が不足するため下限
を０．１％とした。しかし、１．５％を越えると冷間鍛
造性を劣化させるために１．５％を上限とした。
イト化するのに必要な元素であるが０．１％未満では焼
入れ性が不足し、ベイナイトの生成が不足するため下限
を０．１％とした。しかし、１．５％を越えると冷間鍛
造性を劣化させるために１．５％を上限とした。
【００１３】Ｃｒは組織をベイナイト化するのに必要な
元素であると共に、窒化層の硬さを確保するために多い
ほどよい。０．１％未満であると前記効果が不足するの
で下限とした。しかし、２．０％を越えると冷間鍛造性
を劣化させると共にコスト高になるので上限を２．０％
とした。
元素であると共に、窒化層の硬さを確保するために多い
ほどよい。０．１％未満であると前記効果が不足するの
で下限とした。しかし、２．０％を越えると冷間鍛造性
を劣化させると共にコスト高になるので上限を２．０％
とした。
【００１４】次に、熱間圧延のまま、あるいは熱間鍛造
のままのベイナイト組織中のＶの多くはフェライト中に
固溶状態にあり、その後の軟窒化により微細な炭窒化物
として析出して時効硬化を起こし、母材芯部の硬さを低
下させることなく、むしろ硬化させることのできる元素
である。また軟窒化時で高い表面硬化を得るためにも有
効な元素である。０．０５％未満ではその効果は不十分
であるために下限を０．０５％とした。しかし、０．４
０％を越えて含有させると冷間鍛造性が劣化し、コスト
高ともなるので上限を０．４０％とした。
のままのベイナイト組織中のＶの多くはフェライト中に
固溶状態にあり、その後の軟窒化により微細な炭窒化物
として析出して時効硬化を起こし、母材芯部の硬さを低
下させることなく、むしろ硬化させることのできる元素
である。また軟窒化時で高い表面硬化を得るためにも有
効な元素である。０．０５％未満ではその効果は不十分
であるために下限を０．０５％とした。しかし、０．４
０％を越えて含有させると冷間鍛造性が劣化し、コスト
高ともなるので上限を０．４０％とした。
【００１５】Ａｌは軟窒化時に鋼中に進入するＮと結合
して表面硬さを高めるので、軟窒化性の向上に必要な元
素であり、その効果を得るには０．１０％超を必要とす
る。しかし、１．００％を越えて含有させるとＮの拡散
がかえって阻害されて軟窒化特性が阻害されると共に、
冷間鍛造性が劣化し、コスト高にもなるので１．００％
を上限とした。
して表面硬さを高めるので、軟窒化性の向上に必要な元
素であり、その効果を得るには０．１０％超を必要とす
る。しかし、１．００％を越えて含有させるとＮの拡散
がかえって阻害されて軟窒化特性が阻害されると共に、
冷間鍛造性が劣化し、コスト高にもなるので１．００％
を上限とした。
【００１６】Ｍｏは焼入れ性を向上させ組織をベイナイ
ト化するために有効な元素であって、さらにＶと共に時
効硬化を得るために必要な元素である。また、軟窒化で
高い表面硬さを得るためにも有効な元素である。Ｍｏが
０．１％未満ではベイナイト化が不十分であるため下限
を０．１％とした。Ｍｏは高価な元素であるため１．０
％を越えると冷間鍛造性が劣化し、コスト高にもなるの
で上限を１．０％とした。
ト化するために有効な元素であって、さらにＶと共に時
効硬化を得るために必要な元素である。また、軟窒化で
高い表面硬さを得るためにも有効な元素である。Ｍｏが
０．１％未満ではベイナイト化が不十分であるため下限
を０．１％とした。Ｍｏは高価な元素であるため１．０
％を越えると冷間鍛造性が劣化し、コスト高にもなるの
で上限を１．０％とした。
【００１７】軟窒化は高い表面硬さを得るために行われ
るためのものであり、表面硬さを得るためには窒化物生
成元素を添加する必要がある。本発明は窒化物生成元素
の添加による表面硬さ向上の寄与の検討を重ね、明確に
することにより、Ｃｒ，Ａｌ，Ｖを添加した場合には下
記（１）式を満足することにより、表面硬さがＨｖで７
００以上を得ることができることを見だした。 １．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋１．９Ｖ ・・・（１）
るためのものであり、表面硬さを得るためには窒化物生
成元素を添加する必要がある。本発明は窒化物生成元素
の添加による表面硬さ向上の寄与の検討を重ね、明確に
することにより、Ｃｒ，Ａｌ，Ｖを添加した場合には下
記（１）式を満足することにより、表面硬さがＨｖで７
００以上を得ることができることを見だした。 １．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋１．９Ｖ ・・・（１）
【００１８】さらにＭｏを添加した場合には、下記
（２）式を満足することにより同様に表面硬さでＨｖ７
００以上を得ることができることも見いだした。 １．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋１．９Ｖ＋０．６Ｍｏ ・・・（２）
（２）式を満足することにより同様に表面硬さでＨｖ７
００以上を得ることができることも見いだした。 １．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋１．９Ｖ＋０．６Ｍｏ ・・・（２）
【００１９】さらに熱間圧延材または熱間鍛造材の硬さ
がＨｖで２００以下であり、限界圧縮率が６５％以上と
するのは、冷間鍛造において鋼材の硬さが低いほど鍛造
を行う金型の寿命が向上するが、加えて鋼材の変形能が
高いほど、割れの発生なしに鍛造を行うための限界とし
て６５％以上とした。なお、本発明鋼の製造条件につい
ては何ら限定されるものではない。
がＨｖで２００以下であり、限界圧縮率が６５％以上と
するのは、冷間鍛造において鋼材の硬さが低いほど鍛造
を行う金型の寿命が向上するが、加えて鋼材の変形能が
高いほど、割れの発生なしに鍛造を行うための限界とし
て６５％以上とした。なお、本発明鋼の製造条件につい
ては何ら限定されるものではない。
【００２０】冷間鍛造における変形能の指標となる限界
圧縮試験とは、機械加工により試験片の高さ方向が圧延
方向と平行となるように採取した円柱試験片を、Ｖ溝付
の端面拘束型工具を使用し、圧縮加工を行い、目視によ
る割れの判定によって鋼材の変形能を調べる方法であ
る。図１（ａ）は端面拘束型圧縮試験片工具、図１
（ｂ）は同工具のＡ部およびＢ部の拡大図、図１（ｃ）
は試験片（直径はＤφ、高さＨ、Ｈ／Ｄ＝１．５）の形
状と圧縮試験後の形状を示す。限界圧縮率の計算式は
（（Ｈ−Ｈ1 ）／Ｈ）×１００である。
圧縮試験とは、機械加工により試験片の高さ方向が圧延
方向と平行となるように採取した円柱試験片を、Ｖ溝付
の端面拘束型工具を使用し、圧縮加工を行い、目視によ
る割れの判定によって鋼材の変形能を調べる方法であ
る。図１（ａ）は端面拘束型圧縮試験片工具、図１
（ｂ）は同工具のＡ部およびＢ部の拡大図、図１（ｃ）
は試験片（直径はＤφ、高さＨ、Ｈ／Ｄ＝１．５）の形
状と圧縮試験後の形状を示す。限界圧縮率の計算式は
（（Ｈ−Ｈ1 ）／Ｈ）×１００である。
【００２１】
【実施例】表１および表２に本実施例に用いた供試鋼の
化学成分を示す。表１は本発明鋼で表２は比較のための
比較鋼である。これらの供試鋼を真空溶解炉にて溶製し
た後、ビレットに圧延した。次いで、１０５０℃で直径
４５ｍｍに熱間圧延した後に放冷し、その後直径４５ｍ
ｍ×長さ５０ｍｍに切断した。さらに１２００℃に加熱
した後、直径３５ｍｍに熱間鍛造し空冷した。この時の
芯部硬さを冷間鍛造前の芯部硬さとして測定した。
化学成分を示す。表１は本発明鋼で表２は比較のための
比較鋼である。これらの供試鋼を真空溶解炉にて溶製し
た後、ビレットに圧延した。次いで、１０５０℃で直径
４５ｍｍに熱間圧延した後に放冷し、その後直径４５ｍ
ｍ×長さ５０ｍｍに切断した。さらに１２００℃に加熱
した後、直径３５ｍｍに熱間鍛造し空冷した。この時の
芯部硬さを冷間鍛造前の芯部硬さとして測定した。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】さらに直径３０ｍｍ×長さ５０ｍｍに機械
加工した後、圧下率５０％の冷間鍛造を行った。このと
きの深部硬さを冷間鍛造材の中心部の硬さとして測定し
た。ガス軟窒化はＮＨ3 ：Ｎ2 ：ＣＯ2 ＝５０：４５：
５の雰囲気で５７０℃で５時間行った。ガス軟窒化後の
芯部硬さは冷間鍛造材と同位置で測定した。ガス軟窒化
後の表面硬さは表面から０．０２ｍｍの位置を測定し、
Ｈｖ４００となる表面からの深さを有効硬化層深さとし
た。各供試鋼の試験結果を表３および表４に示した。
加工した後、圧下率５０％の冷間鍛造を行った。このと
きの深部硬さを冷間鍛造材の中心部の硬さとして測定し
た。ガス軟窒化はＮＨ3 ：Ｎ2 ：ＣＯ2 ＝５０：４５：
５の雰囲気で５７０℃で５時間行った。ガス軟窒化後の
芯部硬さは冷間鍛造材と同位置で測定した。ガス軟窒化
後の表面硬さは表面から０．０２ｍｍの位置を測定し、
Ｈｖ４００となる表面からの深さを有効硬化層深さとし
た。各供試鋼の試験結果を表３および表４に示した。
【００２５】
【表３】
【００２６】
【表４】
【００２７】表３〜４から明らかなように、本発明鋼で
あるＮｏ．１〜１６鋼は熱間鍛造後の硬さがＨｖで１０
１〜１９５と軟らかく、限界圧縮率も６５％以上で冷間
鍛造性に優れている。発明鋼Ｎｏ．４とＮｏ．５の比較
においてもＭｏの添加により軟窒化特性、時効硬化特性
が向上していることがわかる。さらに本発明鋼はパラメ
ータＸの値を１．６５以上を満足することにより表面硬
さもＨｖで７００以上であり、有効硬化層深さも０．２
〜０．４６ｍｍであって、冷間鍛造性と併せて軟窒化特
性にも優れていることがわかった。
あるＮｏ．１〜１６鋼は熱間鍛造後の硬さがＨｖで１０
１〜１９５と軟らかく、限界圧縮率も６５％以上で冷間
鍛造性に優れている。発明鋼Ｎｏ．４とＮｏ．５の比較
においてもＭｏの添加により軟窒化特性、時効硬化特性
が向上していることがわかる。さらに本発明鋼はパラメ
ータＸの値を１．６５以上を満足することにより表面硬
さもＨｖで７００以上であり、有効硬化層深さも０．２
〜０．４６ｍｍであって、冷間鍛造性と併せて軟窒化特
性にも優れていることがわかった。
【００２８】これに対して、比較鋼であるＮｏ．１７は
Ｃが本発明の組成範囲よりも高いために冷間鍛造前の硬
さがＨｖで２４６となり、限界圧縮率も低く冷間鍛造性
に劣ると共に、Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋１．９Ｖのパラメー
タＸの値が１．３１であり、本発明の１．６５よりも小
さいために表面硬さが６８３となり、硬さが低く軟窒化
特性が劣る。さらに比較鋼のＮｏ．１８，１９，２０，
２１，２２，２３はそれぞれＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ａ
ｌ，Ｍｏが本発明鋼の組成範囲よりも高いために冷間鍛
造前の硬さがＨｖで２００以上となり、限界圧縮率も６
４％以下となり冷間鍛造性が劣る。また、比較鋼のＮ
ｏ．２４はＡｌが本発明鋼の組成範囲よりも低く、パラ
メータＸの値も１．５０と本発明の条件である１．６５
よりも小さいために、表面硬さが低く、軟窒化特性が劣
る。比較鋼Ｎｏ．２５，２６は本請求範囲の成分を満足
しているが、パラメータＸの値が低いために、表面硬さ
が低く軟窒化特性が劣る。
Ｃが本発明の組成範囲よりも高いために冷間鍛造前の硬
さがＨｖで２４６となり、限界圧縮率も低く冷間鍛造性
に劣ると共に、Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋１．９Ｖのパラメー
タＸの値が１．３１であり、本発明の１．６５よりも小
さいために表面硬さが６８３となり、硬さが低く軟窒化
特性が劣る。さらに比較鋼のＮｏ．１８，１９，２０，
２１，２２，２３はそれぞれＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ａ
ｌ，Ｍｏが本発明鋼の組成範囲よりも高いために冷間鍛
造前の硬さがＨｖで２００以上となり、限界圧縮率も６
４％以下となり冷間鍛造性が劣る。また、比較鋼のＮ
ｏ．２４はＡｌが本発明鋼の組成範囲よりも低く、パラ
メータＸの値も１．５０と本発明の条件である１．６５
よりも小さいために、表面硬さが低く、軟窒化特性が劣
る。比較鋼Ｎｏ．２５，２６は本請求範囲の成分を満足
しているが、パラメータＸの値が低いために、表面硬さ
が低く軟窒化特性が劣る。
【００２９】
【発明の効果】本発明の軟窒化用鋼は以上のような化学
組成を有しており、各種元素の適量添加により軟窒化前
の冷間鍛造性に優れ、Ｃｒ，Ａｌ，Ｖ、さらにＭｏを調
整して添加することにより、優れた表面硬化特性を得る
ことができる。
組成を有しており、各種元素の適量添加により軟窒化前
の冷間鍛造性に優れ、Ｃｒ，Ａｌ，Ｖ、さらにＭｏを調
整して添加することにより、優れた表面硬化特性を得る
ことができる。
【図１】限界圧縮試験の説明図
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 8/50 Ｃ２３Ｃ 8/50
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．００％、 Ｍｎ：０．１〜１．５％、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ａｌ：０．１０％超〜１．００％、 Ｖ ：０．０５〜０．４０％ を含み、残部が鉄および不可避的な不純物からなり、か
つＣｒ，Ａｌ，Ｖの添加量が下記（１）式を満足し、熱
間圧延後または熱間鍛造後の芯部硬さがＨｖで２００以
下、かつその後の冷間鍛造における限界圧縮率が６５％
以上の特性を有してなることを特徴とする冷間鍛造性に
優れた軟窒化用鋼。 １．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋１．９Ｖ ・・・（１） - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．００％、 Ｍｎ：０．１〜１．５％、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ａｌ：０．１０％超〜１．００％、 Ｖ ：０．０５〜０．４０％ を含有し、さらに、Ｍｏ：０．１〜１．０％を含み、残
部が鉄および不可避的な不純物からなり、かつＣｒ，Ａ
ｌ，Ｖ，Ｍｏの添加量が下記（２）式を満足し、熱間圧
延後または熱間鍛造後の芯部硬さがＨｖで２００以下、
かつその後の冷間鍛造における限界圧縮率が６５％以上
の特性を有してなることを特徴とする冷間鍛造性に優れ
た軟窒化用鋼。 １．６５≦Ｃｒ＋６．２Ａｌ＋１．９Ｖ＋０．６Ｍｏ ・・・（２）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11710696A JPH09279296A (ja) | 1996-04-16 | 1996-04-16 | 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11710696A JPH09279296A (ja) | 1996-04-16 | 1996-04-16 | 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09279296A true JPH09279296A (ja) | 1997-10-28 |
Family
ID=14703559
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11710696A Withdrawn JPH09279296A (ja) | 1996-04-16 | 1996-04-16 | 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09279296A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP2006291310A (ja) * | 2005-04-12 | 2006-10-26 | Daido Steel Co Ltd | クランクシャフト及びその製造方法 |
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-
1996
- 1996-04-16 JP JP11710696A patent/JPH09279296A/ja not_active Withdrawn
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