(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.1〜0.35％、Si：0.05〜1.1％、Mn：0.5〜2.0％、Cr：0.5〜2.5％、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02〜0.05％、Ｎ：0.008〜0.02％およびＯ：0.0015％以下を、下記式(1)，(2)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になり、かつ酸化物系非金属介在物の最大径が19μm 以下の組織になる鋼素材を、鍛造または機械加工した後、表層のＣ含有量を0.7〜0.9質量％とする浸炭処理または浸炭窒化処理を施し、さらにアークハイト：0.1〜0.5mmNのショットピーニングを施して、表層の面粗度を算術平均粗さRaで0.5〜1.5μmとすることを特徴とする高強度肌焼鋼部品の製造方法。
記
3.0 ≧｛（[%Si]/2）＋[%Mn]＋[%Cr]｝≧ 2.4     --- (1)
2.5 ≧ [%Al]／[%Ｎ] ≧ 1.8                    --- (2)
但し、[%Ｍ]は、元素Ｍの含有量（質量％）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、自動車や各種産業機器等に使用される、高い曲げ疲労強度および面圧疲労強度を有する高強度歯車等に用いて好適な高強度肌焼鋼部品の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車等に用いられている歯車には、近年、省エネルギー化による車体重量の軽量化に伴って、サイズの小型化が要求され、またエンジンの高出力化に伴って歯車にかかる負荷が増大している。歯車の耐久性は、主に歯元の曲げ疲労破壊ならびに歯面の面圧疲労破壊によって決まる。
【０００３】
従来、歯車は、ＪＩＳ ＳＣＭ４２０Ｈ、ＳＣＭ８２２Ｈ等により規定された肌焼鋼を用いて歯車材を調製し、この歯車材に浸炭等の表面処理を施して製造されていた。しかしながら、このような歯車は、高応力下での使用に耐え得るものではないことから、鋼材の変更や熱処理方法の変更、さらには表面の加工硬化処理等によって、歯元曲げ疲労強度および耐ピッチング性の向上を図っていた。
【０００４】
例えば、特許文献１には、鋼中のSiを低減すると共に、Mn、Cr、MoおよびNiをコントロールすることにより、浸炭熱処理後の表面の粒界酸化層を低減して亀裂の発生を少なくし、また不完全焼入層の生成を抑制することにより、表面硬さの低減を抑えて疲労強度を高め、さらにCaを添加して、亀裂の発生・伝播を助長するMnＳの延伸を制御する方法が開示されている。
また、特許文献２には、素材としてSiを0.25〜1.50％添加した鋼材を用いて焼戻し軟化抵抗を高める方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特公平０７−１２２１１８号公報
【特許文献２】特許第２９４５７１４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、上述した特許文献１，２にはいずれも、以下に述べるような問題があった。
特許文献１によれば、Siを低減することにより、粒界酸化層および不完全焼入れ層が低減するので、歯元での曲げ疲労亀裂発生を抑えることはできる。しかしながら、逆に焼戻し軟化抵抗が低下して、破壊の発生が歯元から歯面側に移行する結果、歯面での摩擦熱による焼戻し軟化を抑えることができなくなって表面が軟化するため、ピッチングが発生し易くなるという問題があった。
【０００７】
また、特許文献２では、焼戻し軟化抵抗を上げるために逆にSi等を添加し、一方粒界酸化の進行を抑制するために浸炭工法を真空浸炭あるいはプラズマ浸炭等に限定しているが、この方法は、製造コストが嵩むという不利があり、量産化には不適であった。
【０００８】
本発明は、上記の実状に鑑み開発されたもので、歯元の曲げ疲労強度が従来の歯車よりも高く、さらに面圧疲労特性にも優れた高強度歯車等に用いて好適で、しかも量産化が可能な高強度肌焼鋼部品の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
さて、発明者等は、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。
ａ）鋼材中のSi，Mn，Crを増量することによって、焼戻し軟化抵抗を高めると共に、歯車接触面での発熱による軟化を抑えれば、歯車駆動時に生じる歯面の亀裂発生を抑制することができる。
ｂ）曲げ疲労および疲労亀裂の起点となり得る粒界酸化層については、Si，Mn，Crをある量以上添加することにより、粒界酸化層の成長方向が深さ方向から表面の密度増加方向に変わる。従って、起点となるような深さ方向に成長した酸化層がなくなるので、曲げ疲労および疲労亀裂の起点となり難くなる。さらに、この酸化層は、剥離し易くなり、ショットピーニングによりほぼ剥離して無くなるために、影響がでない。
ｃ）上記ａおよびｂで述べたとおり、Si，Mn，Crは、焼戻し軟化抵抗の向上と粒界酸化層のコントロールに有効であるが、これらの効果を両立させるためには、Si，Mn，Crについて、その含有量を厳密に制御する必要がある。
ｄ）ショットピーニングによる表面の圧縮残留応力の増加によって高疲労強度を得るためには、鋼中の酸素量だけでなく、酸化物系の介在物の最大値を小さくする必要がある。
ｅ）ショットピーニングにより転動疲労寿命を向上させるためには、適性なアークハイト値とショットピーニングによって生じる表面粗さの適性値が存在する。
本発明は上記の知見に立脚するものである。
【００１０】
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：0.1〜0.35％、Si：0.05〜1.1％、Mn：0.5〜2.0％、Cr：0.5〜2.5％、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02〜0.05％、Ｎ：0.008〜0.02％およびＯ：0.0015％以下を、下記式(1)，(2)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になり、かつ酸化物系非金属介在物の最大径が19μm 以下の組織になる鋼素材を、鍛造または機械加工した後、表層のＣ含有量を0.7〜0.9質量％とする浸炭処理または浸炭窒化処理を施し、さらにアークハイト：0.1〜0.5mmNのショットピーニングを施して、表層の面粗度を算術平均粗さRaで0.5〜1.5μmとすることを特徴とする高強度肌焼鋼部品の製造方法である。
記
3.0 ≧｛（[%Si]/2）＋[%Mn]＋[%Cr]｝≧ 2.4     --- (1)
2.5 ≧ [%Al]／[%Ｎ] ≧ 1.8                    --- (2)
但し、[%Ｍ]は、元素Ｍの含有量（質量％）
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、例えば歯車に加工した場合に、歯元の曲げ疲労特性なみならず、歯面の面圧疲労特性に優れた高強度肌焼鋼部品を、量産化の下で得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼片の成分組成を上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：0.1〜0.35％
浸炭処理後の焼入れにより中心部の硬度を高めるためには0.1％以上のＣを必要とするが、含有量が0.35％を超えると心部の靭性が低下するので、Ｃ量は0.1〜0.35％の範囲に限定した。好ましくは0.1〜0.3％の範囲である。
【００１３】
Si：0.05〜1.1％
Siは、本発明において最も重要な元素である。Siは、歯車等が転動中に到達すると思われる200〜300℃の温度域における軟化抵抗を高める元素であり、その効果を発揮するためには少なくとも0.05％の添加が不可欠である。好ましくは0.3％以上を添加する。しかしながら、一方でSiはフェライト安定化元素であり、過剰な添加はＡc3変態点を上昇させ、通常の焼入れ温度範囲で炭素の含有量の低い心部でフェライトが出現し易くなり強度の低下を招く。また、過剰な添加は浸炭前の鋼材を硬化させ、切削性を劣化させる不利もある。この点、Si量が1.1％以下であれば、上記のような弊害は生じないので、Si量は0.05〜1.1％の範囲に限定した。好ましくは0.3〜1.1％の範囲である。
【００１４】
Mn：0.5〜2.0％
Mnは、焼入性に有効な元素であり、少なくとも0.5％の添加を必要とする。しかしながら、Mnは、浸炭異常層を形成し易く、また過剰な添加は残留オーステナイト量が過多となって硬さの低下を招くので、上限を2.0％とした。好ましくは0.5〜1.5％の範囲である。
【００１５】
Cr：0.5〜2.5％
Crは、焼入性のみならず焼戻し軟化抵抗の向上にも有効な元素であるが、含有量が0.5％に満たないとその添加効果に乏しく、一方2.5％を超えると軟化抵抗を高める効果は飽和し、むしろ浸炭異常層を形成し易くなるので、Cr量は0.5〜2.5％の範囲に限定した。好ましくは0.5〜2.0％の範囲である。
【００１６】
Ｐ：0.015％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析し、浸炭層および心部の靭性を低下させるので、その混入は低いほど望ましいが、0.015％までは許容される。
【００１７】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、硫化物系介在物として存在し、被削性の向上に有効な元素である。しかしながら、過剰な添加は疲労強度の低下を招く要因となるので、上限を0.02％とした。
【００１８】
Al：0.02〜0.05％
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り、この効果を得るためには0.02％以上の添加を必要とするが、含有量が0.05％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0.02〜0.05％の範囲に限定した。
【００１９】
Ｎ：0.008〜0.02％
Ｎは、Al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。従って、適正添加量はAlとの量的バランスで決まるが、その効果を発揮するためには0.008％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加すると凝固時の鋼塊に気泡が発生したり、鍛造性の劣化を招くため、上限を0.02％とする。好ましくは0.01〜0.015％の範囲である。
【００２０】
Ｏ：0.0015％以下
Ｏは、鋼中において酸化物系介在物として存在し、疲労強度を損なう元素である。低いほど望ましいが、0.0015％までは許容される。
【００２１】
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、Si，Mn，Cr，AlおよびＮについては、次式(1)，(2)の関係を満足させることが重要である。
3.0 ≧｛（[%Si]/2）＋[%Mn]＋[%Cr]｝≧ 2.4     --- (1)
2.5 ≧ [%Al]／[%Ｎ] ≧ 1.8                    --- (2)
但し、[%Ｍ]は、元素Ｍの含有量（質量％）
【００２２】
上掲(1)式は、焼入性および焼戻し軟化抵抗性に影響を与える因子で、(1)式が2.4未満では焼入性および焼戻し軟化抵抗性の改善効果が十分でなく、一方3.0を超えると上記の改善効果が飽和するだけでなく、加工性の劣化を招く。
また、上掲(2)式は、オーステナイト結晶粒の微細化に影響を与える因子で、(2)式の値が1.8に満たないと微細化効果に乏しく、一方2.5を超えると結晶粒が容易に粗大化するだけでなく、固溶Al，Ｎに起因して加工性の低下を招く。
【００２３】
さらに、本発明では、素材中に存在する酸化物系介在物の大きさを制御することも重要である。
すなわち、鋼中の酸素量を下げても、鋼中の酸化物の最大径が大きいと面圧疲労強度の向上は望めないため、素材中に存在する酸化物系介在物の最大径は19μm 以下に制限する。
なお、酸化物系介在物の大きさを上記の範囲に調整するには、RH脱ガス工程が重要で、このときの処理時間を50分以上とすることが好ましい。
【００２４】
表層のＣ濃度：0.7〜0.9％
浸炭により表層のＣ含有量は高くなる。その結果、表面硬度が上がり、曲げ疲労および面圧疲労強度が向上する。しかしながら、鋼板表層のＣ濃度が0.7％未満ではその効果が十分ではなく、一方0.9％を超えると、表層付近の粒界にセメンタイトが析出し、疲労の起点となるため、曲げ疲労強度および面圧疲労強度の低下を招く。それ故、浸炭後の表層Ｃ量は0.7〜0.9％の範囲に限定した。
なお、表層とは、鋼板表面から50μm 深さ位置までを意味する。
【００２５】
ショットピーニングのアークハイト：0.1〜0.5 mmN
ショットピーニングは、表層付近に圧縮残留応力を付与して曲げ疲労強度および、面圧疲労強度をさらに上昇させる効果がある。この処理を行う場合、アークハイトが0.1mmN未満では圧縮残留応力の付与が少なすぎて、十分な曲げ疲労強度および面圧疲労強度の改善効果が得られず、一方0.5mmNを超えると表面状態が悪化し、曲げ疲労強度および面圧疲労強度が低下する場合があるため、ショットピーニングのアークハイトは0.1〜0.5 mmNの範囲に限定した。
【００２６】
ショットピーニング後の表面粗さ：算術平均粗さRaで0.5〜1.5μm
表面状態が粗すぎると応力集中源として作用し、曲げ疲労強度、面圧疲労強度が低下するためRaの上限を1.5μm とする。一方、表面状態が良すぎると高面圧下での疲労試験時に油による潤滑が不十分となり面圧疲労強度が低下するため0.5μm を下限とする。
【００２７】
なお、本発明の鋼素材の製造条件については、特に制限はないが、好適な製造条件については次のとおりである。
前記した好適成分組成になる鋼素材を、1100℃以上に加熱後、800〜950℃の温度域で圧下率：30〜80％程度の圧延を施したのち、800〜500℃の温度域を1.0℃/ｓ以下の速度で冷却する。
なお、素材中の酸化物系介在物の最大径を19μm 以下に抑制するには、RH脱ガス工程において、処理時間を50分以上とするのが望ましいことは、前述したとおりである。
【実施例１】
【００２８】
表１に示す種々の成分組成になる鋼を、100kg真空溶解炉にて溶製した。その際に、Ｏ量および酸化物の大きさを変えるために、真空度を表１に示すように変化させた。ついで、150mm角に鍛伸後、ダミービレットに溶接し、加熱温度：1100℃で熱間圧延を施し、直径：30〜50mmの棒鋼に圧延した。この圧延ままの棒鋼から回転曲げ疲労試験片と面圧疲労強度を評価するためのローラピッチング試験片とを加工した。これらの試験片に、930℃、７時間の浸炭処理を施した。表層Ｃ含有量は、浸炭時の雰囲気のカーボンポテンシャルを変化させて制御した。浸炭後にそのまま60℃の油温中に入れ、その後に180℃，１時間の焼戻しをオイルバスにて施した。
酸化物の最大径について調べた結果を表１に併記する。
また、得られた肌焼鋼の表層Ｃ含有量、ショットピーニングアークハイト値、表面粗さ回転曲げ疲労強度、面圧疲労強度、旧オーステナイト粒径、および被削性について調べた結果を、表２に示す。
【００２９】
評価方法は次のとおりである。
酸化物の最大径については、圧延材のＬ断面を10×10mm2に切り出した試料を30個準備し、研磨後に各試料の最大酸化物径を測定した。そして、これら30個のデータから極値統計法によって30000mm2とした場合の予測した酸化物径を最大酸化物径とした。
粒界酸化深さは、浸炭処理後の試験片の表面を倍率：400倍の光学顕微鏡で10視野観察し、各視野での最大粒界酸化深さを測定し、10視野の平均値をとった。
旧オーステナイト粒径は、焼入れ焼戻しした試験片のつかみ部から倍率：1000倍の光学顕微鏡写真を５視野撮影し、切断法により求めた。
回転曲げ疲労試験は、小野式回転曲げ疲労試験機を用い、回転数：1800rpmで実施し、107回時間の限界強度で評価した。
また、面圧疲労強度は、ローラピッチング試験により求めた。ローラピッチング試験は、すべり率：40％、油温：80℃の条件で106回時間の限界強度で評価した。
ショットピーニングは、各水準中に記してあるアークハイト値（硬さHRC46の幅：19mm、長さ：75mmの板にショットを打ち付けた際の板の反り量で規定）になるようにショット粒のサイズを変えることで、各アークハイト値での試験片表面粗さを調整した。
被削性試験については、得られた素材をφ50mmに鍛伸した丸棒を用いて外周切削試験を行った。工具はＰ20種を使用し、切り込み：２mm、切削速度：200mm/min、送り：0.25mm/rev、潤滑なしの条件で切削し、切削時間：900秒の段階での工具逃げ面摩耗の幅を実体顕微鏡で観察・測定した。
【００３０】
【表１】
0005381171.tif 000002
【００３１】
【表２】
0005381171.tif 000003
【００３２】
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、粒界酸化深さが浅く、また比較例に比べて回転曲げ疲労強度および面圧疲労強度に優れていることが分かる。