JP5206271B2

JP5206271B2 - 鋼製の浸炭窒化部品

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Publication number: JP5206271B2
Application number: JP2008241948A
Authority: JP
Inventors: 善弘大藤
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-09-22
Filing date: 2008-09-22
Publication date: 2013-06-12
Anticipated expiration: 2028-09-22
Also published as: JP2010070827A

Description

本発明は、浸炭窒化を施して使用する鋼製の部品、つまり、鋼製の「浸炭窒化部品」に関する。より詳しくは、曲げ疲労強度および面疲労強度に優れた歯車、シャフトなどの鋼製の浸炭窒化部品に関し、表面硬化処理として最も代表的な浸炭焼入れによって製造した場合に較べて、大幅に優れた曲げ疲労強度および面疲労強度を有する鋼製の浸炭窒化部品に関する。

従来、自動車や産業機械の歯車、シャフトなどの鋼製の部品（以下、「鋼製の部品」を単に「部品」ともいう。）は、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０やＳＮＣＭ４２０などの機械構造用合金鋼を素材として、浸炭または浸炭窒化を施して焼入れ（以下、浸炭を施した焼入れを「浸炭焼入れ」といい、また、浸炭窒化を施した焼入れを「浸炭窒化焼入れ」という。）、その後、２００℃以下の焼戻しを行い、さらに、必要に応じて化成皮膜処理やショットピーニング処理を施すことにより、接触疲労強度、曲げ疲労強度や耐摩耗性など、それぞれの部品に要求される特性を確保することがなされていた。

しかしながら、近年、自動車の燃費向上やエンジンの高出力化への対応のために部品の軽量・小型化が進み、これに伴って、部品にかかる負荷が増加する傾向にある。このため、産業界からは上記特性のうちでも特に接触疲労強度と曲げ疲労強度を高めたいとの要望が大きい。

なお、上記の「接触疲労」には「面疲労」、「線疲労」および「点疲労」が含まれるが、実際には「線」接触や「点」接触になることはほとんどないため、以下、接触疲労強度として「面疲労強度」を取り扱う。

また、「ピッチング」は、面疲労の破壊形態の一つであり、歯車の歯面およびシャフトにおける面疲労の損傷形態は主にピッチングである。このため、ピッチング強度を向上させることが、上記の面疲労強度の向上に対応することになるので、以下、「面疲労」としての「ピッチング」について説明し、「ピッチング強度」を「面疲労強度」という。

上記、産業界からの要望に対しては、従来、部品の曲げ疲労強度や面疲労強度を向上させるために、
・浸炭窒化焼入れすること、
・浸炭焼入れ、あるいは浸炭窒化焼入れによって、部品表層部のＣ濃度、あるいは「Ｃ＋Ｎ」濃度を制御すること、
・浸炭焼入れ、あるいは浸炭窒化焼入れの途中で、一旦Ａ₁点以下の温度まで冷却することにより、炭化物を分散させること、
などの対策が講じられ、例えば、特許文献１〜４に曲げ疲労強度や面疲労強度に優れた鋼部品やその製造方法に関する技術が提案されている。

具体的には、特許文献１に、鋼の化学組成を規定するとともに、表面から深さ０．１ｍｍまでの間のＣおよびＮ濃度の和が０．７０〜１．３０重量％である、浸炭浸窒処理または浸炭窒化処理が施されていることを特徴とする「高面圧用機械構造部材」が開示されている。

特許文献２に、表面から少なくとも１５０μｍ深さまでの窒素含有量を規定するとともに、その領域におけるミクロ組織を規定することを特徴とする「高強度歯車」が開示されている。

特許文献３に、鋼の化学組成を規定するとともに、表面から０．１ｍｍまでのＣ量やＮ量などを規定することを特徴とする「浸炭窒化部品」が開示されている。

特許文献４に、化学組成を規定するとともに、表面炭素濃度０．８〜３．０％の高濃度浸炭することにより表面の浸炭層に炭化物を微細分散させることを特徴とする「浸炭用鋼」が開示されている。

特開昭６３−６２８５９号公報特開平７−１９０１７３号公報特開２００１−７３０７２号公報特開２００２−２６６０５３号公報

前述の特許文献１で提案された技術は、表面近傍のＣとＮの個々の濃度が最適化されておらず、さらに、表面近傍のＮ濃度に対応した化学成分になっていない。このため、面疲労強度および曲げ疲労強度が不十分である。

特許文献２で提案された技術は、表面近傍のＣ濃度および「Ｃ＋Ｎ」濃度が最適化されておらず、さらに、表面近傍のＮ濃度に対応した化学成分になっていない。このため、面疲労強度および曲げ疲労強度が不十分である。

特許文献３で提案された技術は、表面近傍の「Ｃ＋Ｎ」濃度が高いため、浸炭窒化あるいは浸炭窒化後焼入れ・焼戻しされた部品の残留オーステナイト量が非常に多くなる。このため、実施例に記載されているようにショットピーニング処理する必要がある。しかしながら、実部品ではショットピーニングを施しにくい部位も多く、曲げ疲労強度の低下が懸念される。

特許文献４で提案された技術は、実施例を見ると、炭化物を微細分散させるために浸炭後、一旦Ａ₁点以下の温度にまで冷却し、再度Ａ₁点以上に加熱・保持した後、焼入れしており、熱処理歪みが増大してしまう。また、浸炭異常層が生成すると考えるので、高い曲げ疲労強度を得るためには、実施例に記載されているように、焼入れ・焼戻し後に研磨仕上げが必要になる。

前述の特許文献１〜４で開示された技術は、各実施例に示されているとおり、鋼製部品の面疲労強度や曲げ疲労強度を高めることができる技術ではある。しかしながら、これらの技術はいずれも、近年、産業界から要望されている部品の軽量化、小型化、高応力負荷化に対応できる疲労強度と部品のコストダウンの両立ができないものであった。

そこで、本発明の目的は、大幅なコストアップをすることなく、表面硬化処理として最も代表的な浸炭焼入れによって製造した場合に較べて大幅に優れた曲げ疲労強度および面疲労強度を有し、部品の軽量化、小型化、高応力負荷化の要求に応えることができる鋼製の浸炭窒化部品を提供することである。

本発明者らは、前記した課題を解決するためには、表面近傍を適正な硬さ、ミクロ組織とするためのＣ、Ｎ濃度、およびそれに対応した化学成分にすることに着目した調査・研究を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。

（ａ）浸炭焼入れに較べて、浸炭窒化焼入れは面疲労強度の向上に有効であるが、Ｎ量には適正な範囲があり、過剰な場合、残留オーステナイトが多量に生成して硬さが低下するため、曲げ疲労強度が低下する。

（ｂ）浸炭窒化焼入れの場合、面疲労強度と曲げ疲労強度を両立させるためには、浸炭窒化層の「Ｃ＋Ｎ」量の管理だけでは不十分である。例えば、Ｃ量が低いと、焼入れ後に十分な硬さが得られない。Ｎ量については上記（ａ）に記載したとおりである。そのため、Ｃ量、Ｎ量および「Ｃ＋Ｎ」量を制御する必要がある。

（ｃ）浸炭窒化した場合、Ｎが生地中のＣｒと結合してＣｒＮを生成しやすく、特に、旧オーステナイト粒界に多量のＣｒＮが生成する。そのため旧オーステナイト粒界近傍では固溶Ｃｒ濃度が低下し、旧オーステナイト粒界に沿ってパーライトなどの軟質層が生成するため、面疲労強度、曲げ疲労強度ともに低下する。

（ｄ）旧オーステナイト粒界に沿ったパーライトなどの軟質層の生成を抑制するためには、生成するＣｒＮ量を予測し、ＣｒＮが生成しても旧オーステナイト粒界に沿って軟質層が生成しないように、焼入れ性への寄与が大きいＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの量を、ＣｒＮの生成を前提にして調整すればよい。

（ｅ）浸炭窒化焼入れの効果を高めるためには、Ｓｉ量を増やす、あるいはＭｏを適量含有させることが有効である。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（４）に示す鋼製の浸炭窒化部品にある。

（１）生地が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％およびＮ：０．００８〜０．０２５％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＰおよびＯの含有量が、Ｐ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００２％以下である鋼材であり、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において、平均のＣ濃度Ｃｓが０．６０〜０．９０％、平均のＮ濃度Ｎｓが０．１５〜０．３５％、Ｃｓ＋Ｎｓが０．８０〜１．１０％で、かつ、下記の式（イ）または式（ロ）で規定されるＸの値が９．０以上であることを特徴とする鋼製の浸炭窒化部品。
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）≧０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×［１＋２．２×｛Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＋（０．０４８／Ｎｓ）｝］×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（イ）
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＜０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×｛１＋２．２×（０．０４８／Ｎｓ）｝×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（ロ）
なお、上記の各式におけるＣｒ、Ｓｉ、ＭｎおよびＭｏは、生地の鋼材中のその元素の質量％での含有量を表す。

（２）生地の鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．２０％未満を含有するものであることを特徴とする上記（１）に記載の鋼製の浸炭窒化部品。

（３）生地の鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．０８％以下およびＶ：０．１５％以下のうちの１種以上を含有するものであることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の鋼製の浸炭窒化部品。

（４）生地の鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００３％以下、Ｍｇ：０．００３％以下および希土類元素：０．０２％以下のうちの１種以上を含有するものであることを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼製の浸炭窒化部品。

なお、「浸炭窒化部品」とは、浸炭窒化を施された部品を指す。また、「濃度」とは、質量％での含有量を表す。

本発明でいう「希土類元素」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指す。また、「希土類元素の含有量」とは「希土類元素の合計の含有量」を指す。以下の説明においては、希土類元素を「ＲＥＭ」という。

本発明の鋼製の浸炭窒化部品は、曲げ疲労強度および面疲労強度が優れているので、自動車や産業機械の歯車、シャフトなどに用いることができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、生地の鋼材における各成分元素の含有量および部品表面における元素の濃度の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）生地の鋼材の化学組成について：
Ｃ：０．１〜０．３％
Ｃは、浸炭窒化焼入れしたときの部品の生地の強度（芯部強度）を確保するために必須の元素である。しかしながら、その含有量が０．１％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃの含有量が０．３％を超えると、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が大きく低下する。したがって、生地の鋼材におけるＣの含有量を０．１〜０．３％とした。なお、Ｃ含有量の好ましい下限は０．２０％であり、また、好ましい上限は０．２５％である。

Ｓｉ：０．４〜１．５％
Ｓｉは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果があり、面疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．４％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が大きく低下する。したがって、生地の鋼材におけるＳｉの含有量を０．４〜１．５％とした。なお、Ｓｉの含有量が０．５％以上であれば、面疲労強度を高める効果がさらに大きくなるため、Ｓｉ含有量の下限は０．５％とすることが好ましい。なお、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８％である。

Ｍｎ：０．２〜１．５％
Ｍｎは、焼入れ性を高める効果があるため、曲げ疲労強度および面疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．２％未満では前記の効果が不十分である。Ｍｎの含有量が０．４％以上になると、曲げ疲労強度および面疲労強度の向上が顕著になる。一方、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、曲げ疲労強度および面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が大きく低下する。したがって、生地の鋼材におけるＭｎの含有量を０．２〜１．５％とした。Ｍｎ含有量の下限は０．４％とすることが好ましい。なお、Ｍｎ含有量のより好ましい下限は０．８％であり、また、好ましい上限は１．２％である。

Ｓ：０．００３〜０．０５％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を向上させる。しかしながら、その含有量が０．００３％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり、曲げ疲労強度および面疲労強度を低下させる傾向があり、特に、その含有量が０．０５％を超えると、曲げ疲労強度および面疲労強度の低下が顕著になる。したがって、生地の鋼材におけるＳの含有量を０．００３〜０．０５％とした。なお、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、また、好ましい上限は０．０３％である。

Ｃｒ：０．５〜２．５％
Ｃｒは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果があり、曲げ疲労強度および面疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．５％未満では前記の効果が不十分である。Ｃｒの含有量が１．２％以上になると、曲げ疲労強度および面疲労強度の向上が顕著になる。一方、Ｃｒの含有量が２．５％を超えると、曲げ疲労強度および面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が著しく低下する。したがって、生地の鋼材におけるＣｒの含有量を０．５〜２．５％とした。Ｃｒ含有量の下限は１．２％とすることが好ましい。なお、Ｃｒ含有量のより好ましい下限は１．４％であり、また、好ましい上限は２．０％である。

Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、脱酸作用を有すると同時に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、焼入れ部の結晶粒微細化に有効で、曲げ疲労強度を高める効果がある。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１％未満ではこの効果は得難い。一方で、Ａｌは硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、Ａｌの含有量が０．０５％を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望の曲げ疲労強度が得られなくなる。したがって、生地の鋼材におけるＡｌの含有量を０．０１〜０．０５％とした。なお、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、また、好ましい上限は０．０４％である。

Ｎ：０．００８〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと結合してＡｌＮ、ＴｉＮ、ＮｂＮ、ＶＮを形成しやすく、このうちＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮは結晶粒微細化に有効で、曲げ疲労強度を高める効果がある。しかしながら、Ｎの含有量が０．００８％未満ではこの効果は得難い。一方で、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、粗大なＴｉＮが形成されやすくなるため、曲げ疲労強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望の曲げ疲労強度が得られなくなる。したがって、生地の鋼材におけるＮの含有量を０．００８〜０．０２５％とした。なお、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１２％であり、また、好ましい上限は０．０２０％である。

本発明の浸炭窒化部品の生地の鋼材の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅと不純物からなる化学組成を有するものである。なお、不純物としてのＰおよびＯ（酸素）の含有量は下記のとおりに制限することが好ましい。

Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素のため、その含有量が０．０２５％を超えると、他の要件を満たしていても、少ない頻度ではあるが、曲げ疲労強度が低下する場合がある。したがって、生地の鋼材におけるＰの含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。Ｐ含有量のより好ましい上限は０．０１８％である。

Ｏ（酸素）：０．００２％以下
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、特に、Ｏの含有量が０．００２％を超えると、他の要件を満たしていても、少ない頻度ではあるが、曲げ疲労強度が低下する場合がある。したがって、生地の鋼材におけるＯの含有量は０．００２％以下にすることが好ましい。さらに、不純物としてのＯの含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、製鋼でのコストを考慮すると、０．００１０％以下にすることがより好ましい。

本発明の浸炭窒化部品の生地の鋼材の他の一つの化学組成は、上記の元素に加えてさらに、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうちから選んだ１種以上の元素を含有するものである。以下、これらの元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

Ｍｏ：０．２０％未満
Ｍｏは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高めて、曲げ疲労強度および面疲労強度を高める作用を有するので、こうした効果を得るためにＭｏを含有してもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．２０％以上になると、コストがかさむ。したがって、生地の鋼材におけるＭｏの含有量を０．２０％未満とした。なお、Ｍｏの含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＭｏの曲げ疲労強度および面疲労強度の向上効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量の下限を０．０３％とすることが好ましく、０．０５％とすれば一層好ましい。

次に、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、いずれもＡｌＮによる焼入れ部の結晶粒微細化を補完して、曲げ疲労強度を高める作用を有する。このため、より高い曲げ疲労強度を確保したい場合には、以下の範囲で含有してもよい。

Ｔｉ：０．１０％以下
Ｔｉは、Ｃ、Ｎと結合してＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすく、前述したＡｌＮによる焼入れ部の結晶粒微細化を補完するのに有効で、曲げ疲労強度を高める作用を有するので、こうした効果を得るためにＴｉを含有してもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が多くなって、０．１０％を超えると、粗大なＴｉＮが生成しやすくなり、却って曲げ疲労強度が低下する。したがって、生地の鋼材におけるＴｉの含有量を０．１０％以下とした。なお、Ｔｉの含有量は０．０６％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＴｉの曲げ疲労強度の向上効果を確実に得るためには、Ｔｉ含有量の下限を０．０１％とすることが好ましく、０．０２％とすれば一層好ましい。

Ｎｂ：０．０８％以下
Ｎｂは、Ｃ、Ｎと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすく、前述したＡｌＮによる焼入れ部の結晶粒微細化を補完するのに有効で、曲げ疲労強度を高める作用を有するので、こうした効果を得るためにＮｂを含有してもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が多くなって、０．０８％を超えると、粗大なＮｂ（Ｃ、Ｎ）が生成しやすくなり、却って曲げ疲労強度が低下する。したがって、生地の鋼材におけるＮｂの含有量を０．０８％以下とした。なお、Ｎｂの含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＮｂの曲げ疲労強度の向上効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量の下限を０．０１％とすることが好ましく、０．０２％とすれば一層好ましい。

Ｖ：０．１５％以下
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合してＶＮ、ＶＣを形成しやすく、このうち、ＶＮは、前述したＡｌＮによる焼入れ部の結晶粒微細化を補完するのに有効で、曲げ疲労強度を高める作用を有する。また、浸炭窒化時にＶＮが析出すると、曲げ疲労強度をより高める効果がある。このため、前述した効果を得るためにＶを含有してもよい。しかしながら、Ｖの含有量が多くなって、０．１５％を超えると、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が大きく低下する。したがって、生地の鋼材におけるＶの含有量を０．１５％以下とした。なお、Ｖの含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＶの曲げ疲労強度の向上効果を確実に得るためには、Ｖ含有量の下限を０．０２％とすることが好ましく、０．０５％とすれば一層好ましい。

なお、上記のＴｉ、ＮｂおよびＶは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有することができる。

Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも曲げ疲労強度を高める作用を有する。このため、より高い曲げ疲労強度を具備させたい場合には、以下の範囲で含有してもよい。

Ｃａ：０．００３％以下
Ｃａは、曲げ疲労強度を高める作用を有する。さらに、Ｃａは、切削加工性を高める作用も有する。このため、前述した効果を得るためにＣａを含有してもよい。しかしながら、Ｃａを０．００３％を超えて含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、生地の鋼材におけるＣａの含有量を０．００３％以下とした。

一方、前記したＣａの曲げ疲労強度および切削加工性の向上効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量の下限を０．０００３％とすることが好ましい。

Ｍｇ：０．００３％以下
Ｍｇは、曲げ疲労強度を高める作用を有する。さらに、Ｍｇは、切削加工性を高める作用も有する。このため、前述した効果を得るためにＭｇを含有してもよい。しかしながら、Ｍｇを０．００３％を超えて含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、生地の鋼材におけるＭｇの含有量を０．００３％以下とした。

一方、前記したＭｇの曲げ疲労強度および切削加工性の向上効果を確実に得るためには、Ｍｇ含有量の下限を０．０００３％とすることが好ましい。

ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭは、曲げ疲労強度を高める作用を有する。このため、前述した効果を得るためにＲＥＭを含有してもよい。しかしながら、ＲＥＭを０．０２％を超えて含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、生地の鋼材におけるＲＥＭの含有量を０．０２％以下とした。なお、ＲＥＭの含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＲＥＭの曲げ疲労強度の向上効果を確実に得るためには、ＲＥＭ含有量の下限を０．０００３％とすることが好ましく、０．００１％とすれば一層好ましい。

既に述べたように、本発明でいう「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、また、「ＲＥＭの含有量」とは「ＲＥＭの合計の含有量」を指す。

なお、上記のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有することができる。

（Ｂ）表層部のＣ、Ｎの濃度について：
本発明者らの検討によって、本発明に係る鋼製の浸炭窒化部品は、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において、
平均のＣ濃度Ｃｓが０．６０〜０．９０％、
平均のＮ濃度Ｎｓが０．１５〜０．３５％、
Ｃｓ＋Ｎｓが０．８０〜１．１０％、
でなければならないことが明らかになった。

以下、上記の事項について詳しく説明する。

面疲労強度および曲げ疲労強度は、表面近傍の硬さ、焼戻し軟化抵抗、組織などに大きく影響されることが知られており、従来、浸炭窒化は焼戻し軟化抵抗を高めることによって、特に面疲労強度の向上に有効であるといわれてきた。

確かに、浸炭窒化は面疲労強度の向上にとっては有効な手段であるが、曲げ疲労強度など他の強度特性に対してはあまり効果的ではなく、むしろ低下させてしまう場合があった。そのため、単なる浸炭窒化を施すだけでは、産業界からの要望である軽量化、小型化および高応力負荷化に対応できる疲労強度の確保と部品のコストを低く抑えるということの両立に対して不十分である。

そこで、本発明者らは、浸炭窒化による表層部のＣ、Ｎ量の最適化、およびそれに適した鋼材の化学成分について検討を行い、疲労破壊の起点となりやすい、粒界近傍の軟質な組織の生成を確実に抑制しつつ、表層部の硬さおよび軟化抵抗を高めることにより、面疲労強度のみならず、曲げ疲労強度も向上させるという、従来とは異なる視点にたって、以下に示す検討を行った。

先ず、表１に示す前記（Ａ）項で述べた生地の鋼材の化学組成を満たす鋼αおよび鋼βを５０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、インゴットに鋳造した。

鋳造後の各インゴットは一旦室温まで冷却した後、再度１２５０℃で３０分加熱し、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造して、直径３５ｍｍの丸棒を得た。

次いで、上記の直径が３５ｍｍの各丸棒に、９２０℃で１時間保持して室温まで大気中で放冷する処理を行った。その後、丸棒の中心部から鍛錬軸に平行に、機械加工によって直径が２６ｍｍで長さが２４０ｍｍの試験片を作製した。

上記の試験片は、ガス浸炭炉を用いて、図１および表２に示す条件で浸炭窒化焼入れ（表２に示す処理条件記号Ｂ〜Ｍ）または浸炭焼入れ（表２に示す処理条件記号Ａ）を行い、次いで、１７０℃で１．５時間の焼戻しを行った後、試験片の軸方向に垂直な面で３等分した。ここで、図１及び表２における「ＣＰ」は、カーボンポテンシャルを意味する。なお、上記の１７０℃で焼戻しを行ったのは、浸炭窒化焼入れ後の一般的な焼戻し温度が１６０〜１８０℃であるためである。

このようにして３等分した試験片のうちの１つを用いて、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域（以下、「表層部」ともいう。）について、旋盤加工によって切粉を採取し、一般的な化学分析によって、ＣおよびＮの含有量を測定し、表層部における平均のＣ濃度（Ｃｓ）および平均のＮ濃度（Ｎｓ）を求めた。

また、上記の３等分した試験片のうちの別の１つを用いて、さらに３００℃で１時間の焼戻しを行った。なお、３００℃で焼戻しを行ったのは、浸炭窒化部品の接触部近傍では２００℃を大きく上回る温度まで昇温することがあり、３００℃での焼戻し後の表層部の硬さが面疲労強度と相関が大きいためである。

１７０℃で焼戻し後に３等分した試験片のうちの残りの１つ、および上記のさらに３００℃で焼戻した試験片を用いて、表面近傍のビッカース硬さを、ＪＩＳＺ２２４４（２００３）における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、次の方法で測定した。

すなわち、試験片の軸方向に垂直な面で２等分した切断面が被検面になるように鏡面研磨し、試験部の最表面から深さ０．０５ｍｍおよび０．１０ｍｍの位置で、試験力を１．９６１Ｎとして各５ヶ所測定し、それを算術平均して表層部のビッカース硬さとした。

表３に、上記の表層部分析結果とビッカース硬さ（Ｈｖ）測定結果を示す。また、図２〜７に、表層部の平均のＣ濃度（Ｃｓ）、平均のＮ濃度（Ｎｓ）、Ｃｓ＋Ｎｓとビッカース硬さとの関係を整理して示す。

なお、本発明においては、ガス浸炭部品の面疲労強度と曲げ疲労強度を大幅に上回ることを目標としている。このため、面疲労強度および回転曲げ疲労強度はそれぞれ、ガス浸炭品である、後述する表８の試験番号１の面疲労強度を１５％以上上回ること、および、その回転曲げ疲労強度よりも２０％以上高い値の５８０ＭＰａを目標とした。この目標を達成するためには、表８に示すように、１７０℃焼戻し材のビッカース硬さ（Ｈｖ）が７６０以上、および３００℃焼戻し材のビッカース硬さ（Ｈｖ）が７００以上であることが必要であるため、目標のビッカース硬さは、１７０℃焼戻し材は７６０以上、３００℃焼戻し材は７００以上とした。

図２〜７から、上記の目標硬さを達成する事例があるのは、表層部、つまり、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域における平均のＣ濃度（Ｃｓ）が０．６０〜０．９０％、平均のＮ濃度（Ｎｓ）が０．１５〜０．３５％、Ｃｓ＋Ｎｓが０．８０〜１．１０％であることがわかる。

そこで、表３の結果を見ると、表層部における平均のＣ濃度（Ｃｓ）が０．６０〜０．９０％、平均のＮ濃度（Ｎｓ）が０．１５〜０．３５％、Ｃｓ＋Ｎｓが０．８０〜１．１０％のすべてを満たす場合、常に目標の硬さを満足していることがわかる。

以上のことから、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において、平均のＣ濃度Ｃｓが０．６０〜０．９０％、平均のＮ濃度Ｎｓが０．１５〜０．３５％、Ｃｓ＋Ｎｓが０．８０〜１．１０％であることと規定した。

（Ｃ）生地の鋼材の化学組成と表層部のＮ濃度について：
本発明者らの検討によって、本発明に係る鋼製の浸炭窒化部品は、下記の式（イ）または式（ロ）で規定されるＸの値が９．０以上でなければならないことが明らかになった。

Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）≧０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×［１＋２．２×｛Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＋（０．０４８／Ｎｓ）｝］×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（イ）
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＜０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×｛１＋２．２×（０．０４８／Ｎｓ）｝×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（ロ）
なお、上記の各式におけるＣｒ、Ｓｉ、ＭｎおよびＭｏは、生地の鋼材中のその元素の質量％での含有量を表す。

以下、上記の事項について詳しく説明する。

本発明者らは、化学成分が浸炭窒化後の表層部の組織に与える影響を明らかにするために、次の試験を行った。

すなわち、表４に示す前記（Ａ）項で述べた生地の鋼材の化学組成を満たす鋼ａ〜ｋを５０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、インゴットに鋳造した。

次いで、上記の直径が３５ｍｍの各丸棒に、９２０℃で１時間保持して室温まで大気中で放冷する処理を行った。その後、丸棒の中心部から鍛錬軸に平行に、機械加工により図８に示す形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を各８本作製した。なお、図８における寸法の単位は「ｍｍ」である。

上記の試験片は、ガス浸炭炉を用いて、図１および表２に示す条件で浸炭窒化焼入れ（表２に示す処理条件記号ＦとＧ）を行い、次いで、１７０℃で１．５時間の焼戻しを行った。

このようにして得た切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片の各１ヶについて、そのつかみ部の表面から深さ０．１ｍｍまでの領域、つまり、表層部について、旋盤加工によって切粉を採取し、一般的な化学分析によって、ＣおよびＮの含有量を測定し、表層部における平均のＣ濃度（Ｃｓ）および平均のＮ濃度（Ｎｓ）を求めた。

表５に、上記の表層部分析結果を示す。

表５中に示すように、全ての試験片が、前記（Ｂ）項で述べた、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において、平均のＣ濃度（Ｃｓ）が０．６０〜０．９０％、平均のＮ濃度（Ｎｓ）が０．１５〜０．３５％、Ｃｓ＋Ｎｓが０．８０〜１．１０％であることを満たしていた。

そこで、各鋼の残りの７ヶの切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片について、熱処理ひずみを除く目的で、つかみ部の仕上げ加工を行った後、室温での小野式回転曲げ疲労試験に供した。なお、試験条件は回転数３０００ｒｐｍとし、その他は通常の方法とし、繰り返し数１．０×１０⁷回まで破断しなかったうちの最も高い応力を「回転曲げ疲労強度」とした。

このようにして求めた回転曲げ疲労強度を表５に併せて示す。

表５から、前記（Ｂ）項で述べた、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において、平均のＣ濃度（Ｃｓ）が０．６０〜０．９０％、平均のＮ濃度（Ｎｓ）が０．１５〜０．３５％、Ｃｓ＋Ｎｓが０．８０〜１．１０％という条件を満たしていても、回転曲げ疲労強度は前記した５８０ＭＰａという目標値を達成できない場合があることが明らかになった。

そこで次に、つかみ部の切粉採取に使用した切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片の切欠き部を軸方向に平行な面で２等分した切断面が被検面になるように鏡面研磨し、ナイタールで腐食してから、光学顕微鏡によって、試験片表層部近傍を、倍率４００倍で観察した。

その結果、回転曲げ疲労強度が前記した５８０ＭＰａという目標に達していない試験片においては、旧オーステナイト粒界に沿って、マルテンサイト組織に較べて濃いコントラストを呈する箇所が認められた。

そこでさらに、走査型電子顕微鏡を用いて、倍率５０００倍で観察した結果、この濃いコントラストを呈する部分は、パーライト組織やベイナイト組織であることがわかった。なお、上記のパーライト組織やベイナイト組織は、マルテンサイト組織の部分より軟質と考えられるため、この旧オーステナイト粒界近傍に生成した軟質な組織の生成を抑制することが、回転曲げ疲労強度を高めるために重要である、すなわち、旧オーステナイト粒界近傍の焼入れ性を高める必要があることが明らかになった。

ここで、鋼の焼入れ性は、理想焼入れをしたときの臨界直径、すなわちＤ_Iで見積もることができること、そしてＤ_Iは、化学成分などから見積もることができることが知られている。

なお、浸炭窒化したときの鋼材表層部の粒界ではＣｒＮが生成しやすく、粒界近傍ではＣｒ欠乏相が形成されるため、粒界近傍での軟質相生成を確実に防止するためには、ＣｒＮが最大限生成しても、所定の焼入れ性を確保する必要がある。

ＣｒとＮの原子量の比から、表層部において平均の窒素濃度（Ｎｓ）のＮと結合する最大のＣｒの量は〔３．７×Ｎｓ〕％である。しかしながら、一般的な浸炭窒化の焼入れ温度である８３０〜８７０℃においては、ＣｒＮはマトリックスであるオーステナイト中にある程度は固溶でき、その量はＣｒＮの溶解度積である下記の式（ハ）から見積もることができるので、この固溶Ｃｒ量を差し引く必要がある。

ｌｏｇ［Ｃｒ］［Ｎ］＝（６０９５／Ｔ）＋４．１１・・・（ハ）
なお、式（ハ）におけるＴは、絶対温度（Ｋ）単位での温度を表す。

上記の式（ハ）に、浸炭窒化時の焼入れ温度である８５０℃（１１２３Ｋ）を代入すると、［Ｃｒ］［Ｎ］＝０．０４８となる。

したがって、粒界近傍のＣｒ量の下限Ｃｒ_gは、次に示す式、つまり、
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）≧０の場合：
Ｃｒ_g＝Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＋（０．０４８／Ｎｓ）・・・（ニ）
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＜０の場合：
Ｃｒ_g＝（０．０４８／Ｎｓ）・・・（ホ）
の式（ニ）または式（ホ）から求めることができる。

以上のことから一般的に知られているＤ_Iを見積もる相乗法に、上記した粒界近傍のＣｒ量の下限を組み合わせると、式（イ）または式（ロ）が得られる。

Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）≧０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×［１＋２．２×｛Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＋（０．０４８／Ｎｓ）｝］×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（イ）
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＜０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×｛１＋２．２×（０．０４８／Ｎｓ）｝×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（ロ）
表５に、〔Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）〕の値とともに、式（イ）または式（ロ）から求めたＸの値を併せて示す。

また、図９に回転曲げ疲労強度と式（イ）または式（ロ）から求めたＸの値との関係を整理して示す。

図９から、Ｘの値が９．０未満になると、回転曲げ疲労強度が大きく低下して、５８０ＭＰａという目標を達成できないことが明らかである。

以上のことから、前記の式（イ）または式（ロ）で規定されるＸの値が９．０以上であることと規定した。

なお、本発明の鋼製の浸炭窒化部品は、ガス浸炭炉、真空浸炭炉（減圧浸炭炉）などを用いて浸炭窒化処理すればよい。

また、複雑な形状の浸炭窒化部品の場合には、表層部、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域における平均のＣ濃度（Ｃｓ）および平均のＮ濃度（Ｎｓ）は、電子プローブ微量分析（ＥＰＭＡ）による線分析で測定してもよい。

以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。

表６に示す化学組成を有する鋼１〜１５を５０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、鋳造してインゴットを得た。なお、表５中の鋼１〜７および鋼９〜１５は、本発明で規定する生地の鋼材の化学組成範囲内にある鋼である。一方、鋼８は、Ａｌの含有量が本発明で規定する生地の鋼材の化学組成条件から外れた比較例の鋼である。

次いで、上記の直径が３５ｍｍの各丸棒に、９２０℃で１時間保持して室温まで大気中で放冷する処理を行った。その後、丸棒の中心部から鍛錬軸に平行に、機械加工により直径が２６ｍｍで長さが２４０ｍｍの試験片（以下、「丸棒試験片」と称する。）、図８に示す形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片および図１０に示す形状のローラーピッチング試験用小ローラーを作製した。なお、図１０における寸法の単位は「ｍｍ」である。

上記の各試験片は、ガス浸炭炉を用いて、図１および表２に示す条件で浸炭窒化焼入れ（表２に示す処理条件記号Ｃ〜Ｉ、Ｋ、Ｍ）または浸炭焼入れ（表２に示す処理条件記号Ａ）を行い、次いで、１７０℃で１．５時間の焼戻しを行った。

なお、上記の１７０℃で１．５時間の焼戻しを行った丸棒試験片については、軸方向に垂直な面で３等分し、その３等分した試験片のうちの１つを用いて、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域である表層部について、旋盤加工によって切粉を採取し、一般的な化学分析によって、ＣおよびＮの含有量を測定し、表層部における平均のＣ濃度（Ｃｓ）および平均のＮ濃度（Ｎｓ）を求めた。

また、上記の丸棒試験片を３等分した試験片うちの別の１つを用いて、さらに３００℃で１時間の焼戻しを行った。

丸棒試験片を１７０℃で焼戻し後に３等分した試験片のうちの残りの１つ、および上記のさらに３００℃で焼戻した試験片を用いて、表面近傍のビッカース硬さを、ＪＩＳＺ２２４４（２００３）における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、次の方法で測定した。

１７０℃で焼戻ししたローラーピッチング試験用小ローラーおよび切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片は、熱処理ひずみを除く目的で、つかみ部の仕上げ加工を行った後、それぞれ、ローラーピッチング試験と室温での小野式回転曲げ疲労試験に供した。

ローラーピッチング試験は、上記のローラーピッチング試験用小ローラーと図１１に示す形状のローラーピッチング試験用大ローラーの組み合わせで、表７に示す条件で行った。なお、図１１における寸法の単位は「ｍｍ」である。

上記ローラーピッチング試験用大ローラーは、ＪＩＳのＳＣＭ４２０の規格を満たす鋼を用いて、一般的な製造工程、つまり、「焼きならし→試験片加工→ガス浸炭炉による共析浸炭→低温焼戻し→研磨」の工程によって作製したものであり、表面から０．０５ｍｍの位置、つまり、深さ０．０５ｍｍの位置におけるビッカース硬さＨｖは７４０〜７６０で、また、ビッカース硬さＨｖが５５０以上の深さは、０．８〜１．０ｍｍの範囲にあった。

各試験番号について、ローラーピッチング試験における試験数は５とし、縦軸に面圧、横軸にピッチング発生までの繰り返し数をとったＳ−Ｎ線図を作成し、繰り返し数１．０×１０⁷回までピッチングが発生しなかったうちの最も高い面圧を「面疲労強度」とした。なお、小ローラーの試験部の表面が損傷している箇所のうちで、最大のものの面積が１ｍｍ²以上になった場合をピッチング発生とした。

室温での小野式回転曲げ疲労試験は、試験数を各７として、回転数３０００ｒｐｍ、その他は通常の方法によって行い、繰り返し数１．０×１０⁷回まで破断しなかったうちの最も高い応力を「回転曲げ疲労強度」とした。

表８に、上記の各試験結果をまとめて示す。なお、ローラーピッチング試験での面疲労強度の目標は、鋼Ａを用いて浸炭焼入れした試験番号１の面疲労強度を１５％以上上回ることとし、また、小野式回転曲げ疲労強度の目標は、上記試験番号１の回転曲げ疲労強度よりも２０％以上高い値の５８０ＭＰａとした。なお、表８においては、面疲労強度は試験番号１の値を「１．００」として表記した。

表８から、本発明で規定する条件から外れた試験番号２〜８および試験番号１６の場合には、ローラーピッチング試験における面疲労強度と小野式回転曲げ疲労試験における曲げ疲労強度のいずれか、または両方が目標に達していないことが明らかである。

上記の比較例に対して、本発明で規定する条件を満たす試験番号９〜１５および試験番号１７〜２２の場合には、ローラーピッチング試験における面疲労強度および小野式回転曲げ疲労試験における曲げ疲労強度がともに目標を満たしており、表面硬化処理として最も代表的な浸炭焼入れによって製造した試験番号１の場合に較べて、大幅に優れた曲げ疲労強度および面疲労強度を有することが明らかである。

さらに、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのいずれか１種以上を含有する鋼を用いた試験番号では、面疲労強度が試験番号１に対して２０％以上、曲げ疲労強度が６００ＭＰａ以上、のいずれか、あるいは両方を満たしており、さらに良好なことが明らかである。

浸炭窒化焼入れあるいは浸炭焼入れのヒートパターンについて説明する図である。なお、アンモニア流量Ｇが０の場合が浸炭焼入れである。浸炭窒化焼入れあるいは浸炭焼入れ後に１７０℃で焼戻しした場合の表層部の平均のＣ濃度（Ｃｓ）とビッカース硬さとの関係を示す図である。浸炭窒化焼入れあるいは浸炭焼入れ後に１７０℃で焼戻ししてからさらに３００℃で焼戻しした場合の表層部の平均のＣ濃度（Ｃｓ）とビッカース硬さとの関係を示す図である。浸炭窒化焼入れあるいは浸炭焼入れ後に１７０℃で焼戻しした場合の表層部の平均のＮ濃度（Ｎｓ）とビッカース硬さとの関係を示す図である。浸炭窒化焼入れあるいは浸炭焼入れ後に１７０℃で焼戻ししてからさらに３００℃で焼戻しした場合の表層部の平均のＮ濃度（Ｎｓ）とビッカース硬さとの関係を示す図である。浸炭窒化焼入れあるいは浸炭焼入れ後に１７０℃で焼戻しした場合の表層部のＣｓ＋Ｎｓとビッカース硬さとの関係を示す図である。浸炭窒化焼入れあるいは浸炭焼入れ後に１７０℃で焼戻ししてからさらに３００℃で焼戻しした場合の表層部のＣｓ＋Ｎｓとビッカース硬さとの関係を示す図である。切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片形状を示す図である。なお、寸法の単位は「ｍｍ」である。浸炭窒化焼入れ後に１７０℃で焼戻しした場合の回転曲げ疲労強度とＸの値との関係を示す図である。ローラーピッチング小ローラー試験片の形状を示す図である。なお、寸法の単位は「ｍｍ」である。ローラーピッチング大ローラー試験片の形状を示す図である。なお、寸法の単位は「ｍｍ」である。

Claims

生地が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％およびＮ：０．００８〜０．０２５％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＰおよびＯの含有量が、Ｐ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００２％以下である鋼材であり、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において、平均のＣ濃度Ｃｓが０．６０〜０．９０％、平均のＮ濃度Ｎｓが０．１５〜０．３５％、Ｃｓ＋Ｎｓが０．８０〜１．１０％で、かつ、下記の式（イ）または式（ロ）で規定されるＸの値が９．０以上であることを特徴とする鋼製の浸炭窒化部品。
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）≧０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×［１＋２．２×｛Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＋（０．０４８／Ｎｓ）｝］×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（イ）
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＜０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×｛１＋２．２×（０．０４８／Ｎｓ）｝×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（ロ）
なお、上記の各式におけるＣｒ、Ｓｉ、ＭｎおよびＭｏは、生地の鋼材中のその元素の質量％での含有量を表す。
生地の鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．２０％未満を含有するものであることを特徴とする請求項１に記載の鋼製の浸炭窒化部品。
生地の鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．０８％以下およびＶ：０．１５％以下のうちの１種以上を含有するものであることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼製の浸炭窒化部品。
生地の鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００３％以下、Ｍｇ：０．００３％以下および希土類元素：０．０２％以下のうちの１種以上を含有するものであることを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の鋼製の浸炭窒化部品。