JPH0247536B2 - Reikantanzoyokyojinko - Google Patents
ReikantanzoyokyojinkoInfo
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- JPH0247536B2 JPH0247536B2 JP12169682A JP12169682A JPH0247536B2 JP H0247536 B2 JPH0247536 B2 JP H0247536B2 JP 12169682 A JP12169682 A JP 12169682A JP 12169682 A JP12169682 A JP 12169682A JP H0247536 B2 JPH0247536 B2 JP H0247536B2
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Description
本発明は冷間鍛造性を向上せしめた機械構造用
炭素鋼に係り、冷間鍛造性の優れた強靭鋼を供給
しようとするものである。 一般に強靭鋼は使用時の耐摩耗性、耐転動疲労
性より0.4％以上の高炭素鋼を焼入、焼もどし処
理し、表層硬さを高くして使用される。ところが
このような高炭素の材料は球状化焼純処理（以下
Ｓ・Ａ・と略す）を行つても変形能（冷間鍛造時
の割れが発生する迄の加工率の大きさでもつて示
す）が低く、また変形抵抗（加工に要する力の大
きさで示す）が高い。それゆえ従来は冷間鍛造が
困難で熱間鍛造にて成形されていた。しかし熱間
鍛造では寸法精度が悪く、その後に切削工程が必
要である。この切削工程は多くの工数を要し誠に
煩雑であるので寸法精度がよくて切削工程の大巾
削減ができる冷間鍛造化が望まれる所である。 本発明者らは、これらの点に鑑み種々検討した
結果、変形抵抗にはSi、Mn、Ｐ、Ｎの方がＣよ
りむしろ悪影響をもたらしていること、また変形
能を阻害するのは、表層下のAl2O3系介在物およ
びMnS系介在物であることをつきとめ、これに
対処するには低Si、低Mn、低Ｐ、低Ｎを必須と
して、さらにAl、Ｏを極力低下せしめ、焼入性
の不足はTi、Ｂ、ＣまたはさらにCrで補い、か
つCaによる脱酸を行なうことにより変形抵抗お
よび変形能を著しく改良した鋼材を開発すること
ができた。 本発明はこの知見によりなされたものでその要
旨とするところは、C0.4〜0.75％を含有し、Si0.1
％以下、Mn0.4％以下、P0.01％以下、Al0.01％
以下、N0.005％以下、O0.005％以下に夫々低下
せしめると共に、Ti0.05％以下、B0.003％以下、
Ca0.01％以下、またはこれにさらにCr0.8％以下
を添加し、残部がFeおよび不可避的不純物であ
ることを特徴とする冷間鍛造用強靭鋼にある。 以下に本発明について詳細に説明する。先ず本
発明においてC0.4〜0.75％と限定したのはＣが焼
入硬さを決定する重要な合金元素だからであり、
0.4％未満では十分な表面硬さが得られないので
0.4％以上とした。また0.75％超では焼入時の焼
割れが発生しやすくなるので、上限を0.75％とし
た。 次に本発明においてはSi、Mn、Ｐ、Al、Ｎ、
Ｏを夫々低減せしめることを特徴の一つとするも
のであり、その理由は次の通りである。 即ち、Siは製鋼時の脱酸元素として必要である
ため従来は0.2〜0.3％含まれていた。しかし、Si
はS.A.時の強度上昇が大きく、特に高変形時の変
形抵抗を大きく増大させる。しかしながらSiを
0.1％より少なくするとその弊害が極端に低下す
るという知見を得たので上限を0.1％とした。な
お脱酸不十分の問題は後述のCaによつて補うも
のである。 次にMnは不純物としてのＳを固定し、熱間圧
延時の表面疵発生防止上必要であるが、その量は
0.4％で十分である。従来鋼では比較的安価で焼
入性確保に重宝な元素として0.7〜0.8％添加され
ていた。しかし、MnはSi同様高変形時の変形抵
抗低下に大きな阻害元素となるので、かゝる見地
からMn量の上限を0.4％とした。なおこの焼入性
不足は後述のTi、Ｂ、（Cr）で補うものである。 Ｐ、Ｎは鋼中に不純物として含まれるが、冷間
鍛造時の温度上昇に伴ない時効硬化させて変形抵
抗上昇の原因となるので夫々0.01％以下、0.005
％以下とした。 またAlは脱酸に有効であるのみでなく、Ｎを
固定してAlNとなつて結晶粒細粒化の役目も果
たす有能な合金元素である。しかし、脱酸時に生
成するAl2O3が冷間鍛造時の割れの原因となり、
その対策として低Al、低Ｏ化が必須となる。特
にCa処理を行つた場合には、Alが0.01％以下と
なると、Al2O3系の、介在物が認められなくなる
事実を確認したので、上限を0.01％とした。 ＯはAl、Siなどと結びついて酸化物となり、
冷間鍛造時の割れの原因となるので上限を0.005
％とした。 本発明においては前記の各成分の低減をはかる
と共に、焼入性不足分をTi、Ｂで、また脱酸の
ためCaを積極添加するものである。 まずTiはＮを固定し、Ｂの焼入性向上を補う
と共にTiNとなつて結晶粒細粒化の役目を果た
し、Alを低くしたものでは必須となる。しかし
その量は0.05％で十分であり、添加量が多すぎる
と炭化物を生成し、靭性低下の原因となるので、
0.05％以下とした。なお望ましい範囲としては
0.01％〜0.02％である。 Ｂは低Si、低Mn化に対する焼入性不足を補う
ものとして必要となつてくる。もしＢがないと焼
入硬化深さが得られず、強靭鋼の特性が得られな
くなる。 Ｂは0.003％以下の微量で十分の焼入性が確保
でき、S.A.時には強度上昇に影響なく、冷鍛用強
靭鋼にとつて非常に有能な合金元素である。 またこの量が多すぎると、粒界に折出し、粒界
脆化の原因となるので上限を0.003％とした。な
お望ましい範囲としては0.001〜0.002％である。 Caは強力な脱酸元素であり、特に低Si、低Al
の本材料ではCaは必須のものとなる。さらに不
純物のＳとも結びついてＳの害をなくすものとな
り、低Mnの熱間圧延時の疵の害も防ぐこととな
る。 しかしその量が多すぎると、造塊時などに空気
中のＯまで吸収したり、耐火物を逆に還元して
CaOとなり、転動疲労性などを低下する原因とな
るので0.01％以下とした。なお望ましい範囲とし
ては0.002％〜0.004％である。 次にCrであるが、Ti、Ｂのみではまだ焼入性
が不足するときは焼入性が高く、S.A.時の強度を
あまり上昇しないCrがもつとも優れているので
低Si、低Mn、低Ｐ、低Ｎのまゝ、Crの添加が望
まれる。 この場合低Si、低Mn、低Ｐ、低Ｎによる焼入
性低下を補うには0.8％もあれば十分であり、そ
の量が多いとS.A.時の強度を上昇するので上限を
0.8％とした。 ここで言う強靭鋼とは焼入焼きもどし処理して
使用される鋼材で、表面硬さがヴイカースで500
以上あり、しかも室温でのＵノツチシヤルピー
（JIS2202、３号試験片）の吸収エネルギーが５
Kg・ｍ以上ある鋼材である。 次に本発明の効果を実施例に基ずいてさらに具
体的に説明する。 表１に示す化学成分の鋼材を用いて、球状化焼
鈍処理を行い、そのときの荷重および割れ状況を
調査すると共に、30の試験材の表面を高周波焼
入、焼もどし試験を行い、表面硬さを測定しその
結果もあわせて示した。 表１のNo.１〜７は従来鋼であり、No.８〜13は本
発明鋼である。まずNo.１はＣが0.44％のものであ
つて圧縮試験時の荷重が69t、高周波焼入、焼も
どし後の硬さは620であるが圧縮試験時の割れ発
生率が10.8％もあつた。 No.２はNo.１のものを低Ｎ化した場合で圧縮試験
時の荷重は67tと低下するが割れ発生率は11.2％
もある。 No.３は低Si、低MnにしてCrを添加した場合で
圧縮荷重はさらに低下して59tとなるが割れ率は
高く13.1％もある。 No.４はＣが0.56％の場合であつて、焼入、焼も
どし後の硬さは690と高くなるが、圧縮荷重は76t
にもなり、割れ率は32.6％と約1/3割れることと
なる。 No.５は低Si、にTi、Ｂを添加した場合で、焼
入、焼もどし硬さが710と高くなるのに比し、圧
縮荷重は74tと低下し、No.４より良好なものとな
るが、割れ率は相変らず高い。 No.６はＣが0.64％の場合であつて、焼入、焼も
どし後の硬さは730にもなるが、圧縮荷重は83tに
もなり、割れ率は67.8％と約2/3が割れる。 No.７はCaを単独で加えた場合で、幾分割れ率
は低下するが、相変らず約６割のものが割れる。 これに比し、本発明鋼であるNo.８のものはＣが
0.44％で焼入、焼もどし時の硬さは610にも達す
るにもかゝわらず、圧縮荷重は50tと低くしかも
割れはまつたくなくなる。 No.９のものはCrを添加した場合で焼入、焼も
どし後の硬さが630にも達し、同じようにまつた
く割れは認められなかつた。 No.10のものはＣが0.5％の場合で焼入、焼もど
し後の硬さが690にもなり、圧縮荷重は59tと幾分
上昇するが、割れ率は0.5％と非常に低い。 No.11はさらに低MnにしてCrを添加した場合で
同じように優れた特性を示す。 No.12のものはＣが0.63％の場合で焼入、焼もど
し後の硬さが720にも達するが、圧縮荷重は64tと
さらに上昇し、割れ率は1.2％と少し上昇するが、
従来鋼に比較すれば遥かに優れた特性を示す。 No.13は、No.12をさらに低Mnにし、Crを少量添
加した場合であるが、No.12と同じような特性が得
られた。 上記のごとく本発明鋼は焼入、焼もどし後の強
度を十分満たしながら、冷間鍛造に耐えうる鋼材
を提供するもので工業上非常に有用である。
炭素鋼に係り、冷間鍛造性の優れた強靭鋼を供給
しようとするものである。 一般に強靭鋼は使用時の耐摩耗性、耐転動疲労
性より0.4％以上の高炭素鋼を焼入、焼もどし処
理し、表層硬さを高くして使用される。ところが
このような高炭素の材料は球状化焼純処理（以下
Ｓ・Ａ・と略す）を行つても変形能（冷間鍛造時
の割れが発生する迄の加工率の大きさでもつて示
す）が低く、また変形抵抗（加工に要する力の大
きさで示す）が高い。それゆえ従来は冷間鍛造が
困難で熱間鍛造にて成形されていた。しかし熱間
鍛造では寸法精度が悪く、その後に切削工程が必
要である。この切削工程は多くの工数を要し誠に
煩雑であるので寸法精度がよくて切削工程の大巾
削減ができる冷間鍛造化が望まれる所である。 本発明者らは、これらの点に鑑み種々検討した
結果、変形抵抗にはSi、Mn、Ｐ、Ｎの方がＣよ
りむしろ悪影響をもたらしていること、また変形
能を阻害するのは、表層下のAl2O3系介在物およ
びMnS系介在物であることをつきとめ、これに
対処するには低Si、低Mn、低Ｐ、低Ｎを必須と
して、さらにAl、Ｏを極力低下せしめ、焼入性
の不足はTi、Ｂ、ＣまたはさらにCrで補い、か
つCaによる脱酸を行なうことにより変形抵抗お
よび変形能を著しく改良した鋼材を開発すること
ができた。 本発明はこの知見によりなされたものでその要
旨とするところは、C0.4〜0.75％を含有し、Si0.1
％以下、Mn0.4％以下、P0.01％以下、Al0.01％
以下、N0.005％以下、O0.005％以下に夫々低下
せしめると共に、Ti0.05％以下、B0.003％以下、
Ca0.01％以下、またはこれにさらにCr0.8％以下
を添加し、残部がFeおよび不可避的不純物であ
ることを特徴とする冷間鍛造用強靭鋼にある。 以下に本発明について詳細に説明する。先ず本
発明においてC0.4〜0.75％と限定したのはＣが焼
入硬さを決定する重要な合金元素だからであり、
0.4％未満では十分な表面硬さが得られないので
0.4％以上とした。また0.75％超では焼入時の焼
割れが発生しやすくなるので、上限を0.75％とし
た。 次に本発明においてはSi、Mn、Ｐ、Al、Ｎ、
Ｏを夫々低減せしめることを特徴の一つとするも
のであり、その理由は次の通りである。 即ち、Siは製鋼時の脱酸元素として必要である
ため従来は0.2〜0.3％含まれていた。しかし、Si
はS.A.時の強度上昇が大きく、特に高変形時の変
形抵抗を大きく増大させる。しかしながらSiを
0.1％より少なくするとその弊害が極端に低下す
るという知見を得たので上限を0.1％とした。な
お脱酸不十分の問題は後述のCaによつて補うも
のである。 次にMnは不純物としてのＳを固定し、熱間圧
延時の表面疵発生防止上必要であるが、その量は
0.4％で十分である。従来鋼では比較的安価で焼
入性確保に重宝な元素として0.7〜0.8％添加され
ていた。しかし、MnはSi同様高変形時の変形抵
抗低下に大きな阻害元素となるので、かゝる見地
からMn量の上限を0.4％とした。なおこの焼入性
不足は後述のTi、Ｂ、（Cr）で補うものである。 Ｐ、Ｎは鋼中に不純物として含まれるが、冷間
鍛造時の温度上昇に伴ない時効硬化させて変形抵
抗上昇の原因となるので夫々0.01％以下、0.005
％以下とした。 またAlは脱酸に有効であるのみでなく、Ｎを
固定してAlNとなつて結晶粒細粒化の役目も果
たす有能な合金元素である。しかし、脱酸時に生
成するAl2O3が冷間鍛造時の割れの原因となり、
その対策として低Al、低Ｏ化が必須となる。特
にCa処理を行つた場合には、Alが0.01％以下と
なると、Al2O3系の、介在物が認められなくなる
事実を確認したので、上限を0.01％とした。 ＯはAl、Siなどと結びついて酸化物となり、
冷間鍛造時の割れの原因となるので上限を0.005
％とした。 本発明においては前記の各成分の低減をはかる
と共に、焼入性不足分をTi、Ｂで、また脱酸の
ためCaを積極添加するものである。 まずTiはＮを固定し、Ｂの焼入性向上を補う
と共にTiNとなつて結晶粒細粒化の役目を果た
し、Alを低くしたものでは必須となる。しかし
その量は0.05％で十分であり、添加量が多すぎる
と炭化物を生成し、靭性低下の原因となるので、
0.05％以下とした。なお望ましい範囲としては
0.01％〜0.02％である。 Ｂは低Si、低Mn化に対する焼入性不足を補う
ものとして必要となつてくる。もしＢがないと焼
入硬化深さが得られず、強靭鋼の特性が得られな
くなる。 Ｂは0.003％以下の微量で十分の焼入性が確保
でき、S.A.時には強度上昇に影響なく、冷鍛用強
靭鋼にとつて非常に有能な合金元素である。 またこの量が多すぎると、粒界に折出し、粒界
脆化の原因となるので上限を0.003％とした。な
お望ましい範囲としては0.001〜0.002％である。 Caは強力な脱酸元素であり、特に低Si、低Al
の本材料ではCaは必須のものとなる。さらに不
純物のＳとも結びついてＳの害をなくすものとな
り、低Mnの熱間圧延時の疵の害も防ぐこととな
る。 しかしその量が多すぎると、造塊時などに空気
中のＯまで吸収したり、耐火物を逆に還元して
CaOとなり、転動疲労性などを低下する原因とな
るので0.01％以下とした。なお望ましい範囲とし
ては0.002％〜0.004％である。 次にCrであるが、Ti、Ｂのみではまだ焼入性
が不足するときは焼入性が高く、S.A.時の強度を
あまり上昇しないCrがもつとも優れているので
低Si、低Mn、低Ｐ、低Ｎのまゝ、Crの添加が望
まれる。 この場合低Si、低Mn、低Ｐ、低Ｎによる焼入
性低下を補うには0.8％もあれば十分であり、そ
の量が多いとS.A.時の強度を上昇するので上限を
0.8％とした。 ここで言う強靭鋼とは焼入焼きもどし処理して
使用される鋼材で、表面硬さがヴイカースで500
以上あり、しかも室温でのＵノツチシヤルピー
（JIS2202、３号試験片）の吸収エネルギーが５
Kg・ｍ以上ある鋼材である。 次に本発明の効果を実施例に基ずいてさらに具
体的に説明する。 表１に示す化学成分の鋼材を用いて、球状化焼
鈍処理を行い、そのときの荷重および割れ状況を
調査すると共に、30の試験材の表面を高周波焼
入、焼もどし試験を行い、表面硬さを測定しその
結果もあわせて示した。 表１のNo.１〜７は従来鋼であり、No.８〜13は本
発明鋼である。まずNo.１はＣが0.44％のものであ
つて圧縮試験時の荷重が69t、高周波焼入、焼も
どし後の硬さは620であるが圧縮試験時の割れ発
生率が10.8％もあつた。 No.２はNo.１のものを低Ｎ化した場合で圧縮試験
時の荷重は67tと低下するが割れ発生率は11.2％
もある。 No.３は低Si、低MnにしてCrを添加した場合で
圧縮荷重はさらに低下して59tとなるが割れ率は
高く13.1％もある。 No.４はＣが0.56％の場合であつて、焼入、焼も
どし後の硬さは690と高くなるが、圧縮荷重は76t
にもなり、割れ率は32.6％と約1/3割れることと
なる。 No.５は低Si、にTi、Ｂを添加した場合で、焼
入、焼もどし硬さが710と高くなるのに比し、圧
縮荷重は74tと低下し、No.４より良好なものとな
るが、割れ率は相変らず高い。 No.６はＣが0.64％の場合であつて、焼入、焼も
どし後の硬さは730にもなるが、圧縮荷重は83tに
もなり、割れ率は67.8％と約2/3が割れる。 No.７はCaを単独で加えた場合で、幾分割れ率
は低下するが、相変らず約６割のものが割れる。 これに比し、本発明鋼であるNo.８のものはＣが
0.44％で焼入、焼もどし時の硬さは610にも達す
るにもかゝわらず、圧縮荷重は50tと低くしかも
割れはまつたくなくなる。 No.９のものはCrを添加した場合で焼入、焼も
どし後の硬さが630にも達し、同じようにまつた
く割れは認められなかつた。 No.10のものはＣが0.5％の場合で焼入、焼もど
し後の硬さが690にもなり、圧縮荷重は59tと幾分
上昇するが、割れ率は0.5％と非常に低い。 No.11はさらに低MnにしてCrを添加した場合で
同じように優れた特性を示す。 No.12のものはＣが0.63％の場合で焼入、焼もど
し後の硬さが720にも達するが、圧縮荷重は64tと
さらに上昇し、割れ率は1.2％と少し上昇するが、
従来鋼に比較すれば遥かに優れた特性を示す。 No.13は、No.12をさらに低Mnにし、Crを少量添
加した場合であるが、No.12と同じような特性が得
られた。 上記のごとく本発明鋼は焼入、焼もどし後の強
度を十分満たしながら、冷間鍛造に耐えうる鋼材
を提供するもので工業上非常に有用である。
【表】
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ C0.4〜0.75％を含有し、Si0.1％以下、Mn0.4
％以下、P0.01％以下、Al0.01％以下、N0.005％
以下、O0.005％以下に夫々低下せしめると共に、
Ti0.05％以下、B0.003％以下、Ca0.01％以下を添
加し、残部がFeおよび不可避的不純物であるこ
とを特徴とする冷間鍛造用強靭鋼。 ２ C0.4〜0.75％を含有し、Si、0.1％以下、
Mn0.4％以下、P0.01％以下、Al0.01％以下、
N0.005％以下、O0.005％以下に夫々低下せしめ
ると共に、Cr0.8％以下、Ti0.05％以下、B0.003
％以下、Ca0.01％以下を添加し、残部がFeおよ
び不可避的不純物であることを特徴とする冷間鍛
造用強靭鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12169682A JPH0247536B2 (ja) | 1982-07-13 | 1982-07-13 | Reikantanzoyokyojinko |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12169682A JPH0247536B2 (ja) | 1982-07-13 | 1982-07-13 | Reikantanzoyokyojinko |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5913048A JPS5913048A (ja) | 1984-01-23 |
| JPH0247536B2 true JPH0247536B2 (ja) | 1990-10-22 |
Family
ID=14817613
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12169682A Expired - Lifetime JPH0247536B2 (ja) | 1982-07-13 | 1982-07-13 | Reikantanzoyokyojinko |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0247536B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH075960B2 (ja) * | 1985-07-22 | 1995-01-25 | 大同特殊鋼株式会社 | 冷間鍛造用鋼の製造方法 |
| JPS62139845A (ja) * | 1985-12-16 | 1987-06-23 | Nissan Motor Co Ltd | 冷間鍛造品 |
| JP2610662B2 (ja) * | 1988-11-09 | 1997-05-14 | 川崎製鉄株式会社 | 冷間鍛造性及び高周波焼入性に優れた機械構造用炭素鋼 |
-
1982
- 1982-07-13 JP JP12169682A patent/JPH0247536B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5913048A (ja) | 1984-01-23 |
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