JPH09316540A

JPH09316540A - 冷鍛性に優れた輪郭高周波焼入用機械構造用鋼の製造方法及び冷間鍛造部品の製造方法

Info

Publication number: JPH09316540A
Application number: JP15619796A
Authority: JP
Inventors: Naoki Iwama; 直樹岩間; Hiroaki Sakai; 宏明酒井; Kazue Nomura; 一衛野村
Original assignee: Aichi Steel Corp
Current assignee: Aichi Steel Corp
Priority date: 1996-05-27
Filing date: 1996-05-27
Publication date: 1997-12-09

Abstract

(57)【要約】【課題】薄肉偏平の歯車部品等、部品製造時に大変形
を伴う部品の製造途中に必要となる中間焼鈍を省略可能
な優れた冷鍛性を有し、かつ輪郭高周波焼入れ後に狙い
とする表面硬さ、硬化深さの得られる機械構造用鋼の製
造方法の提供。【解決手段】重量比にしてC:0.28〜0.47% 、Si:0.06
〜0.25% 、Mn:0.10 〜0.50% 、P:0.020%以下、S:0.010%
以下、Cu:0.15%以下、Cr:0.10 〜0.30% 、Mo:0.03%以
下、Ti:0.005〜0.03% 、N:0.0100% 以下を含有し、かつ
1.20≦Si+2.5Mn+4Cr+6Moであり、残部Feならびに不純物
元素からなる鋼を、Ａ_C1点＋20℃〜Ａ_C1点＋50℃の温度
域にて100min〜300min温度保持後、 0.1〜1.0 ℃/minの
冷却速度にて650℃以下まで冷却することからなる球状
化焼鈍処理を施すことにより、炭化物の球状化率が95％
以上であり、球状炭化物の円相当平均直径を 0.5μｍ以
下とすることを特徴とする冷鍛性に優れた輪郭高周波焼
入用機械構造用鋼の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、薄肉偏平の歯車部
品等を製造するために、大変形を伴う冷間鍛造を行った
後に輪郭高周波焼入される部品への使用に適した機械構
造用鋼の製造方法及び冷間鍛造部品の製造方法に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】自動車のトランスミッション等に使用さ
れる歯車や、クラッチ等の機械部品の多くは、優れた強
靱性、耐摩耗性が要求されるために、SCr420、SCM420等
の低合金鋼を熱間鍛造し、切削加工後に浸炭焼入焼もど
し処理したものが従来から多く使用されている。

【０００３】ところが最近ではコストの低減を図るため
に、前記歯車類部品において、熱間鍛造と切削加工を冷
間鍛造に置き換えて生産性と材料歩留りを向上させる製
造方法や、浸炭焼入焼もどしをオンライン処理可能な高
周波焼入に置き換えて生産性を向上させる製造方法につ
いて検討が進められている。この新しい製造工程への転
換を可能にするためには、用いる鋼材に優れた冷鍛性と
高周波焼入性が要求されるが、これらを両立させること
は技術的に困難を伴う。例えば、冷鍛性を向上させるた
めに低炭素の鋼材を用いると、十分な高周波焼入硬さが
得られなくなり、また必要な高周波焼入深さを得るため
の合金添加は、冷鍛性を劣化させてしまう。

【０００４】最近では前記課題を解決するために、新鋼
種の開発が盛んに行われ、新しい材料の提案がされてお
り、例えば、特開昭61-113744 号、特公平1-38847 号、
特開平2-129341号、特開平2-145744号、特開平5-59486
号公報記載の発明が開示されている。これらの公報に記
載の鋼は、変形抵抗増加の原因となるSi、Mn及び不純物
として含有するS 、P 、N 、O を極力低減して焼鈍処理
後の変形抵抗の低下と変形能の向上を図って冷鍛性を向
上させ、さらにCr、B 、Mo等を添加して必要な焼入性を
確保したものである。

【０００５】しかしながら、薄肉偏平の歯車部品等を冷
間鍛造によって成形しようとした場合には、大変形を伴
う冷間鍛造が必要となり、変形抵抗の低減は勿論、優れ
た変形能が鋼材に要求される。この場合、前記公報に記
載の発明鋼では、特に変形能が要求に満たないことが多
く、冷間鍛造工程間において中間焼鈍が必要となり、従
来鋼を使用した場合と比べ十分なコスト低減効果が得ら
れないという問題があった。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、薄肉偏平の
歯車部品等、使用する鋼材に高い変形能が要求される部
品に対して、冷間鍛造の途中工程において行っていた中
間焼鈍を省略し最終形状まで熱処理を施すことなく成形
可能な優れた冷鍛性を有し、かつ輪郭高周波焼入れ後に
目的とする表面硬さ、硬化深さを確保することのできる
機械構造用鋼の製造方法及び冷間鍛造部品の製造方法を
提供することを目的とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者は前記目的の下
に、優れた冷鍛性、特に変形能の点で優れており、かつ
輪郭高周波焼入れ後に目的とする表面硬さ、硬化深さの
得られる機械構造用鋼を得るために鋭意研究を重ねた結
果、以下の知見を得ることにより本発明を完成したもの
である。

【０００８】まず第１に、Tiを添加すると、鋼中に微細
析出したTi炭窒化物を核として球状炭化物が生成するた
めに、球状炭化物が微細になり、優れた変形能を示すこ
とをつきとめた。従来より、変形能の向上に対しては、
球状炭化物を微細にすることが有用であることが知られ
ており、そのためにはMoやCr等の合金元素を添加した
り、球状化前の組織の微細化、Ａ_C1点以下あるいはＡ_C1
点直上での球状化焼鈍処理等が行われていた。しかしな
がら上記方法により、球状炭化物を微細化させても、そ
の効果により変形能を高めることはできるが、反面球状
化率の低下、フェライト母相の固溶強化等の原因により
硬さの上昇が避けられず、変形抵抗が高くなり優れた冷
鍛性を得ることができなかった。ところが、Tiを添加し
た場合には比較的Ａ_C1点より高い温度（Ａ_C1点＋20℃〜
50℃）で球状化焼鈍処理しても、95％以上の球状化率
（本発明で、球状化とは炭化物のアスペクト比（長径／
短径）が２以下の状態になった場合とする。）でかつ球
状炭化物の円相当平均粒径が 0.5μｍ以下である微細な
組織が得られ、前記方法のような硬さの上昇を伴わずに
球状炭化物を微細化して変形能の向上が可能であり、優
れた冷鍛性が得られることを見出したものである。

【０００９】第２に、歯車部品等に必要な輪郭高周波焼
入性の確保には、鋼中の合金元素のうち、焼入性に影響
の大きいSi、Mn、Cr、Mo量を1.20≦Si+2.5Mn+4Cr+6Moと
いう式を満足するように含有させれば良いことをつきと
めた。すなわち、有効硬化層深さが1mm 以上の通常の高
周波焼入れには、ある程度のCr、B 、Mo等の添加が焼入
性確保のために必要であるが、歯車部品等で、1mm 未満
のごく表層のみを硬化させる、いわゆる輪郭高周波焼入
れの場合には、鋼中の合金元素量を1.20≦Si+2.5Mn+4Cr
+6Moとすれば十分であることを見出したものである。こ
の式を満足する範囲で合金添加量をできるだけ低く抑え
ることにより、球状化焼鈍後の硬さを低く抑えることが
でき、優れた冷鍛性を得ることができる。

【００１０】以上説明した対策を行うことにより得られ
た本発明の第１発明は、重量比にしてC:0.28〜0.47% 、
Si:0.06 〜0.25% 、Mn:0.10 〜0.50% 、P:0.020%以下、
S:0.010%以下、Cu:0.15%以下、Cr:0.10 〜0.30% 、Mo:
0.03%以下、Ti:0.005〜0.030%、N:0.0100% 以下を含有
し、かつ1.20≦Si+2.5Mn+4Cr+6Moであり、残部Feならび
に不純物元素からなる鋼を、Ａ_C1点＋20℃〜Ａ_C1点＋50
℃の温度に加熱し、100min〜300min温度保持後、 0.1〜
1.0 ℃/minの冷却速度にて 650℃以下まで冷却すること
からなる球状化焼鈍処理を施すことにより、炭化物の球
状化率が95％以上であり、球状炭化物の円相当平均直径
を 0.5μｍ以下とすることを特徴とする冷鍛性に優れた
輪郭高周波焼入用機械構造用鋼の製造方法であり、第２
発明は、第１発明と同一の鋼を、熱間圧延後 100℃/min
以上の冷却速度で 300℃以下まで急冷するか、あるいは
熱間圧延後室温まで放冷した後に、Ａ_C3点以上の温度に
再加熱後 100℃/min以上の冷却速度で 300℃以下まで急
冷し、その後第１発明と同様の球状化焼鈍処理を施すこ
とにより、炭化物の球状化率が95％以上であり、球状炭
化物の円相当平均直径を 0.4μｍ以下とすることを特徴
とする冷鍛性に優れた輪郭高周波焼入用機械構造用鋼の
製造方法である。

【００１１】また、第３発明は、第１発明または第２発
明の方法で製造した鋼材を用い、冷間鍛造部品を製造す
る方法であって、最終部品形状まで中間焼鈍を施すこと
なく製造することを特徴とする冷間鍛造部品の製造方法
である。次に本発明である冷鍛性に優れた輪郭高周波焼
入用機械構造用鋼の製造方法にて用いられる鋼の各元素
の添加量の範囲の限定理由について以下に説明する。

【００１２】C:0.28〜0.47% Cは必要な強度、高周波焼入性を確保するために必要な
元素であり、0.28% 以上の含有が必要である。しかし、
0.47% を越えて含有させると硬さが高くなりすぎるとと
もに炭化物の量が増えて、前記した加工性改善のための
対策を行っても冷間鍛造により優れた変形能を得ること
が困難となるため、上限を0.47% とした。強度、焼入性
の点をより厳しく考慮すると、下限は0.33% とすること
が好ましく、また、冷鍛性の点を考えると、上限は0.42
% とすることが好ましい。

【００１３】Si:0.06 〜0.25% Siは低減すればするほど冷鍛性が向上するが、Siは脱酸
のために必要な元素であるため極端に低減すると脱酸処
理が困難となり、製鋼コストが増加する。従って、最低
でも0.06% 以上、より好ましくは0.10% 以上含有させる
ことが必要である。そして、脱酸処理は0.10〜0.20% 程
度のSiの含有で十分可能であり、さらに量を増加すると
球状化焼鈍後の硬さが上昇し、かつ球状化率が低下して
冷鍛性が劣化するので、上限を0.25% とした。より優れ
た冷鍛性を確保するには、上限を0.20% とするのが良
い。

【００１４】Mn:0.10 〜0.50% MnはSiと同様に低減すると冷鍛性が向上するが、低減し
すぎると必要な焼入性の確保が困難となり、Mn以外の他
の高価な元素を添加して、必要な焼入性を確保しなけれ
ばならなくなる。従って、本発明では最低でも0.10% 、
好ましくは0.20% 以上含有させることとした。しかし、
多量に添加しても必要以上に焼入性が向上するだけであ
り、球状化焼鈍後の硬さが上昇して優れた冷鍛性を得る
ことが困難になるので、上限を0.50% とした。より好ま
しくは、上限を0.40% とするのが良い。

【００１５】P:0.020%以下 Pは製造上含有が避けられない不純物であるが、微量の
含有であってもフェライト硬さを増加させ、球状化焼鈍
硬さを高め、冷鍛性に悪影響を及ぼす元素である。従っ
て、冷鍛性のみ考慮すれば極力低減することが好ましい
が、極端な低減は製鋼コストの増加を招くため、工程能
力を考慮して、上限を0.020%とした。好ましくは、0.01
5%以下とするのが良い。

【００１６】S:0.010%以下 S は冷鍛性に悪影響を及ぼす元素であるため、極力低減
することが好ましい。しかし、S の低減は被削性を低下
させるため、本発明においては0.010%以下の範囲で添加
できることとした。もし、未切削で製造する部品か、比
較的切削量の少ない部品を製造する場合には、できるだ
け低減した方がより好ましい。

【００１７】Cu:0.15%以下 CuはP と同様に微量の含有によってフェライト硬さを増
加させ、冷鍛性に悪影響を及ぼす元素であり、上限を0.
15% 以下、好ましくは0.10% 以下とする必要がある。特
に電気炉溶解の場合には、スクラップ中に含まれている
と、その後の精錬処理によって除去することが困難であ
るので、使用するスクラップを適切に選択して、所定の
量の範囲内とすることが必要である。

【００１８】Cr:0.10 〜0.30% Crは球状炭化物の微細化を促進して、変形能を向上させ
るとともに、焼入性向上に効果のある元素であるため、
0.10% 以上、好ましくは0.15% 以上の含有が必要であ
る。しかしながら、多量に添加すると変形抵抗の増加を
招くとともに、輪郭高周波焼入れの加熱時に球状炭化物
の固溶が不十分となり、かえって焼入硬さが低下する可
能性があるので、上限を0.30% とした。好ましくは、上
限を0.25%とするのが良い。

【００１９】Mo:0.03%以下 Moは、Mn、Crと同様に焼入性向上に効果のある元素では
あるが、添加すると球状化焼鈍後の硬さが高くなり、変
形抵抗の増加を招くので、本発明では積極添加せず、か
つ不純物として含有する量も上限を0.03% に規制した。
従って、電気炉溶解ではMo含有が少ないスクラップを用
いて、含有率が0.03% を超えないように製造する必要が
ある。

【００２０】Ti:0.005〜0.030% Tiは、Ti炭窒化物として微細析出した状態で鋼中に存在
し、球状化焼鈍時に球状炭化物の核となるため、球状炭
化物を微細化して、変形能を向上させる効果がある。ま
た、Tiには、鋼中の固溶N を低減して球状化焼鈍後の硬
さを低下させ、加工硬化を小さく抑えられる効果もあ
る。上記の効果を得るためには、最低でも0.005%以上、
好ましくは0.007%以上の添加が必要である。しかし、過
剰の添加はコストの上昇を招くとともに、Ti炭窒化物が
増加および粗大化し、逆に変形能を低下させるので、上
限を0.030%とした。好ましくは上限を0.020%とするのが
良い。

【００２１】N:0.0100% 以下 Nは固溶N として存在すると球状化焼鈍後の硬さが上昇
し、加工硬化も大きくなるため、より少ない方が好まし
いが、N 低減のために製鋼時に特別な処理を行うと、製
鋼コストが増加するため、好ましくない。従って、本発
明ではTiの添加によりTi窒化物を形成させて固溶N を極
力低減しているが、N が多量に含有していると、固溶N
の低減のために必要なTi量が増加し、コストの上昇を招
く。また前記したようにTi量を増加すると、Ti炭窒化物
が増加するだけでなく、粗大化し、その結果変形能が低
下する。従って、この問題が生じないようにN 量の上限
を0.0100% とした。好ましくは、上限を0.0080% とする
のが良い。なお、上限を極端に厳しくすると特別な処理
が必要になって製鋼コストが増加するが、上記した上限
値程度の規制であれば、大きなコスト増を招くことなく
製造が可能である。

【００２２】1.20≦Si+2.5Mn+4Cr+6Mo 有効硬化層深さが 1mm以下の輪郭高周波焼入れでは、有
効硬化層深さが 1mm以上の通常の高周波焼入れに比べ
て、焼入性の劣る鋼でも表面硬化が可能である。本発明
では、必要な焼入性を確保できるSi、Mn、Cr、Mo量の関
係式を求め、この式を満足する範囲内で各元素の添加量
を抑え、優れた冷鍛性を確保している。従って、必要な
焼入性を確保するために、1.20≦Si+2.5Mn+4Cr+6Moとす
る必要がある。

【００２３】次に本発明において、熱処理条件を限定し
た理由について述べる。一般に球状炭化物を微細にする
ための球状化焼鈍温度は、Ａc₁点直上、すなわちＡc₁点
〜Ａc₁点＋10℃程度、あるいはＡc₁点直下が良いとされ
ているが、本願発明の鋼においては、Ti添加の効果によ
って、比較的高い温度においても微細な球状炭化物が得
られる。また、球状化焼鈍温度を高くすると、硬さを下
げ変形抵抗を低くすることができるので、球状化焼鈍温
度の下限をＡc₁点＋20℃とした。しかしながら、球状化
焼鈍温度を高くしすぎると、微細な球状炭化物を得るこ
とが困難となり、変形能が低下するので、球状化焼鈍温
度の上限をＡc₁点＋50℃とした。

【００２４】また、本願発明の鋼において、球状化焼鈍
の加熱時間、および加熱後の冷却速度は、目標としてい
る95％以上の球状化率でかつ、球状炭化物の円相当平均
直径が0.5 μｍ以下を得るために、加熱時間を 100〜30
0min、 650℃までの冷却速度を 0.1〜1.0 ℃/minとする
必要がある。

【００２５】なお、加熱時間を 100〜300minとしたの
は、100min未満ではオーステナイト化及び炭化物の固溶
が不完全となり、炭化物球状化が不十分となるためであ
り、300minを超えると、脱炭により表面肌が悪化すると
ともに、生産性の低下を招くためである。

【００２６】また、冷却速度を 0.1〜1.0 ℃/minとした
のは、 0.1℃/min未満では、脱炭により表面肌が低下す
るとともに、生産性の低下を招くという問題があり、1.
0 ℃/minを超えると、再生パーライトが出現して炭化物
の球状化が不十分となるためである。

【００２７】また、第２発明における、熱間圧延後 100
℃/min以上の冷却速度で 300℃以下まで急冷するか、あ
るいは熱間圧延後室温まで放冷した後にＡ_C3点以上の温
度に再加熱後 100℃/min以上の冷却速度で 300℃以下ま
で急冷する処理は、球状炭化物の円相当平均直径を 0.4
μｍ以下と、さらに微細にするための処理であり、第１
発明に比べてさらに優れた変形能が得られるものであ
る。

【００２８】なお、冷却速度を 100℃/min以上としたの
は、 100℃/min未満の冷却速度では、ベイナイト、マル
テンサイトあるいは微細パーライト等の組織とならず、
球状化処理後の炭化物が微細化しないという問題がある
ためである。 300℃以下まで急冷することとしたのは、
300℃まで急冷すれば、その後の冷却速度によって組織
に影響が生じることがないからである。

【００２９】

【発明の実施の形態】以下に本発明の製造方法の特徴を
比較例および従来例と比較し、実施例でもって明らかに
する。表１は実施例に用いた供試材の化学成分を示すも
のである。

【００３０】

【表１】

【００３１】表１に示した成分を有する鋼を電気炉にて
溶製し、熱間圧延によって直径50mmの丸棒を製造して、
供試材とした。表１に示す鋼のうち、１〜５鋼は本発明
の製造方法の成分範囲内の鋼（以下、本発明鋼と記
す。）である。また、６〜10鋼は一部の元素が本発明の
条件を満足しない比較鋼であり、11、12鋼は従来鋼であ
るS35C、S40Cである。

【００３２】表１に示す成分を有する直径50mmの丸棒
を、いずれの供試材においてもＡ_c1＋20℃〜Ａ_c1＋40℃
の温度域となる 755℃にて240min加熱した後、 650℃ま
で 0.3℃/minの冷却速度で徐冷する球状化焼鈍を施した
ものを供試材とし、冷鍛性、高周波焼入性の試験を行っ
た。

【００３３】冷鍛性は、球状化焼鈍後の硬さ、球状化
率、および球状炭化物の円相当平均直径と、圧縮試験に
より得られる変形抵抗、割れ発生限界据込率によって評
価した。球状化焼鈍後の硬さは、直径50mmの丸棒の断面
をビッカース硬度計にて10点測定し、その平均値をもっ
て測定値とした。球状化率、および球状炭化物の円相当
平均直径の測定は、それぞれ倍率が×1000、×10000 の
走査電子顕微鏡写真を用いて行った。圧縮試験は、上記
供試材より直径8mm 、高さ12mmの試験片を作製し、日本
塑性加工学会冷間鍛造分科会基準の端面拘束圧縮試験法
に基づき、据込率60% での変形抵抗と割れ発生限界据込
率を測定したものである。

【００３４】高周波焼入性の評価は、上記供試材より削
り出した直径40mmの丸棒を、直径29mmに引抜き加工した
後、最大出力250kW の高周波焼入装置にて、表面から0.
50〜0.60mmまでの深さが十分に加熱されるように、周波
数を400kHzとし、表面加熱温度が1000℃になるように制
御して加熱後定置焼入れし、断面硬さ分布をビッカース
硬度計にて測定し、それぞれの供試材の有効硬化層深さ
（硬さHv 450以上である深さ）を求めた。各供試材の性
能評価結果を表２に示す。

【００３５】

【表２】

【００３６】表２から明らかなように比較鋼、従来鋼で
ある６〜12鋼の評価結果を本発明鋼の評価結果と比較す
ると、６鋼はSi含有率が高いため球状化焼鈍後の硬さが
高くなるとともに球状化率も低下して、変形抵抗が増加
し、割れ発生限界据込率が低下したものであり、７鋼は
Cr含有率が高いため変形抵抗が増加するとともに、高周
波焼入れの加熱時の炭化物の固溶が不十分となって有効
硬化層深さが低下したものであり、８鋼はMo含有率が高
いため球状化焼鈍後の硬さが高くなって変形抵抗が増加
し、割れ発生限界据込率が低下したものであり、９鋼は
Ti含有率が低いため球状炭化物が粗大となり、割れ発生
限界据込率が低下したものであり、10鋼は個々の元素は
本発明の範囲に含まれるが、Si+2.5Mn+4Cr+6Moの値が0.
84であり、1.20以上を満足していないため、有効硬化層
深さが低下したものである。また、従来鋼である11、12
鋼は、Ti含有率が低く、またMn、S 含有率が高い（11鋼
はN 含有率も高い。) ために、球状化焼鈍硬さ、変形抵
抗が高く、割れ発生限界据込率も低く、本発明鋼に比べ
冷鍛性が劣るものである。

【００３７】これに対して本発明鋼である１〜５鋼はTi
を添加し、Ti炭窒化物を核として球状炭化物を生成さ
せ、球状炭化物を微細にすることにより、優れた変形
能、すなわち78％以上の割れ発生限界据込率が得られ、
変形抵抗も800N/mm²以下と低く、また1.20≦Si+2.5Mn+4
Cr+6Moとすることによって、必要な有効硬化層深さが得
られることが確認された。

【００３８】次に、本発明である機械構造用鋼の製造方
法により得られる効果を、別の実施例により明らかにす
る。前記表１の３鋼について、φ50に圧延後、放冷し、
球状化焼鈍温度を３水準に変化させた供試材（Ａ：球状
化焼鈍を725 ℃(A_c1+2℃) で実施、Ｂ：球状化焼鈍を75
5 ℃(A_c1 +32℃) で実施、Ｃ：球状化焼鈍を780 ℃(A_c1
+57℃) で実施）、およびφ50に圧延後200 ℃/minで 2
00℃以下まで冷却し、755 ℃で球状化焼鈍したもの
（Ｄ）、φ50に圧延後放冷し、950 ℃に再加熱後1000℃
/minで 200℃以下まで冷却し、755 ℃で球状化焼鈍した
もの（Ｅ）を供試材として準備した。これら供試材を、
前記方法と同様にして試験評価した。結果を表３に示
す。

【００３９】

【表３】

【００４０】表３から明らかなように、球状化焼鈍温度
が本発明の範囲であるＡ_C1点＋20℃〜Ａ_C1点＋50℃に対
して低いＡについては、球状化焼鈍後の硬さが高く、変
形抵抗が高くなっており、球状化焼鈍温度が本発明の範
囲よりも高いＣについては、球状炭化物が粗大化して割
れ発生限界が低下している。これに対して、球状化焼鈍
温度が本発明の範囲であるＢは、変形抵抗が低くかつ割
れ発生限界据込率も高いことが確認された。また、球状
化焼鈍の前の圧延直後、あるいは圧延後Ａ_C3点以上に再
加熱後、 100℃/min以上で急冷処理をしたＤ、Ｅについ
ては、急冷処理をしないＢに比べて、球状炭化物がより
微細化し、変形能の向上を図ることができることが確認
された。

【００４１】次に、本発明の鋼を用いて、実際に冷間鍛
造品を試作した実施例を示す。供試材としては、前記表
１の３鋼、および比較として９鋼、12鋼を用い、図１に
示すような冷間鍛造工程にて、途中で中間焼鈍を入れる
ことなく、800tの油圧プレスを用いて、各２０個試作鍛
造した。結果を表４に示す。

【００４２】表４から明らかなように、９鋼を用いた場
合には、工程３および４にて鍛造割れが認められた。ま
た、12鋼については、工程３で割れが認められるととも
に、工程３にて欠肉が発生したため、工程４まで実施す
ることができなかった。これに対して本発明鋼である３
鋼は、２０個全てが割れ、欠肉を発生させることなく成
形できた。

【００４３】この結果は、９、12鋼を用いて図１に示す
部品を製造しようとすると、工程２が終了した後、中間
焼鈍を行う必要があることを意味している。それに対
し、本発明鋼では焼鈍処理を行うことなく最終形状まで
加工することが可能であり、大幅な生産性向上を図るこ
とができる。

【００４４】

【発明の効果】本発明である機械構造用鋼の製造方法
は、Tiを添加し、Ti炭窒化物を核として球状炭化物を生
成させ、球状炭化物を微細にすることにより、優れた冷
鍛性が得られ、また1.20≦Si+2.5Mn+4Cr+6Moを満足する
範囲でSi、Mn、Cr、Moの添加量を抑えることにより、輪
郭高周波焼入れにおいて必要な有効硬化深さを確保しつ
つ優れた冷鍛性が得られるものである。従って、薄肉偏
平の歯車部品等、従来鋼では冷鍛が困難であった部品の
製造を可能としたり、部品製造は可能であっても途中で
中間焼鈍を必要としていた部品について中間焼鈍回数を
減らしたり、省略することができ、大幅な生産の効率化
を図ることができる。

【表４】

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【手続補正書】

【提出日】平成８年８月９日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】図面の簡単な説明

【補正方法】追加

【補正内容】

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施例として試作した冷間鍛造品の工
程を説明する図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量比にしてC:0.28〜0.47% 、Si:0.06
〜0.25% 、Mn:0.10〜0.50% 、P:0.020%以下、S:0.010%
以下、Cu:0.15%以下、Cr:0.10 〜0.30% 、Mo:0.03%以
下、Ti:0.005〜0.030%、N:0.0100% 以下を含有し、かつ
1.20≦Si+2.5Mn+4Cr+6Moであり、残部Feならびに不純物
元素からなる鋼を、Ａ_C1点＋20℃〜Ａ_C1点＋50℃の温度
に加熱し、100min〜300min温度保持後、 0.1〜1.0 ℃/m
inの冷却速度にて 650℃以下まで冷却することからなる
球状化焼鈍処理を施すことにより、炭化物の球状化率が
95％以上であり、球状炭化物の円相当平均直径を 0.5μ
ｍ以下とすることを特徴とする冷鍛性に優れた輪郭高周
波焼入用機械構造用鋼の製造方法。
【請求項２】重量比にしてC:0.28〜0.47% 、Si:0.06
〜0.25% 、Mn:0.10〜0.50% 、P:0.020%以下、S:0.010%
以下、Cu:0.15%以下、Cr:0.10 〜0.30% 、Mo:0.03%以
下、Ti:0.005〜0.030%、N:0.0100% 以下を含有し、かつ
1.20≦Si+2.5Mn+4Cr+6Moであり、残部Feならびに不純物
元素からなる鋼を、熱間圧延後 100℃/min以上の冷却速
度で 300℃以下まで急冷するか、あるいは熱間圧延後室
温まで放冷した後に、Ａ_C3点以上の温度に再加熱後 100
℃/min以上の冷却速度で 300℃以下まで急冷し、その後
Ａ_C1点＋20℃〜Ａ_C1点＋50℃の温度に加熱し、100min〜
300min温度保持後、0.1 〜1.0 ℃/minの冷却速度にて 6
50℃以下まで冷却することからなる球状化焼鈍処理を施
すことにより、炭化物の球状化率が95％以上であり、球
状炭化物の円相当平均直径を 0.4μｍ以下とすることを
特徴とする冷鍛性に優れた輪郭高周波焼入用機械構造用
鋼の製造方法。
【請求項３】請求項１、２のいずれかの１項に記載の
方法で製造した鋼材を用い、冷間鍛造部品を製造する方
法であって、最終部品形状まで中間焼鈍を施すことなく
製造することを特徴とする冷間鍛造部品の製造方法。