(57)【要約】【課題】  本発明は、歯車等の動力伝達部品について高強度化を実現する浸炭部品及びその製造方法を提供することを目的とする。【解決手段】  上記課題を解決するため、本発明の浸炭部品は、  質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３０％，Ｓｉ：０．８０〜１．５０％，Ｍｎ：０．３０〜１．２０％，Ｃｒ：２．０〜５．５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、  真空浸炭処理後における鋼の表面から０．２ｍｍ深さまでの平均Ｃ濃度が１．２％以上３．０％以下、表面から５０μｍ深さまでの炭化物面積率が１５％以上６０％以下であり、且つ寸法１０μｍ以下の炭化物が全体の９０％以上を占めるように炭化物が微細分散析出してなり、更に表面からの粒界酸化層深さが１μｍ以下であることを特徴とする。【選択図】        図４
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３０％，Ｓｉ：０．８０〜１．５０％，Ｍｎ：０．３０〜１．２０％，Ｃｒ：２．０〜５．５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
真空浸炭処理後における鋼の表面から０．２ｍｍ深さまでの平均Ｃ濃度が１．２％以上３．０％以下、表面から５０μｍ深さまでの炭化物面積率が１５％以上６０％以下であり、且つ寸法１０μｍ以下の炭化物が全体の９０％以上を占めるように炭化物が微細分散析出してなり、更に粒界酸化層深さが１μｍ以下であることを特徴とする浸炭部品。
【請求項２】
鋼成分として更に、Ｍｏ：０．２〜１．０％，Ｖ：０．２〜１．０％のうち１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の浸炭部品。
【請求項３】
請求項１または２に記載の浸炭部品の製造方法であって、前記鋼成分を含む鋼に対しＡcm点以上の温度にて１次浸炭処理を行った後、Ａ1点以下に急冷し、その後Ａ1点以上Ａcm点以下の温度にて２次浸炭処理を行うことを特徴とする浸炭部品の製造方法。
【請求項４】
前記浸炭処理は、１０００Ｐａ以下の真空浸炭処理により行われることを特徴とする請求項３に記載の浸炭部品の製造方法。
【請求項５】
前記２次浸炭処理後に、ピーニング処理が施されることを特徴とする請求項３または４に記載の浸炭部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、浸炭部品及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車等の動力伝達部品としての歯車は、曲げ応力が作用する歯元で生じる歯元破壊と、すべりによりピッチ点近傍で生じる破壊（ピッティング現象）とが問題となる部品である。これらに耐え得る特性を充足させるために、部品表面に浸炭処理を施す手法が従来より広く用いられており、また種々の材料や熱処理を組み合わせることによる更なる改善が図られている。
【０００３】
特に近年では、歯元破壊で有害とされる浸炭時の粒界酸化層や浸炭異常層を抑制するための材料が開発され、またショットピーニングなどによって高強度化が達成されている。
【０００４】
一方、ピッティング現象に関しても研究が盛んに実施され、材料の軟化防止が強度改善には有効であることが見出されている。歯車の歯面ではすべりが生じ、繰り返し接触によって歯面の直下部が発熱する。この際の温度は２００℃〜３００℃程度の温度域であるとされており、この発熱によって材料が軟化するためにピッティング破壊を生じると考えられる。従って、２００〜３００℃程度の温度域での材料の軟化防止がピッティング破壊の改善には有効とされ、この温度域の軟化抵抗性に優れる合金元素としてＳｉ・Ｃｒ・Ｍｏなどを添加した材料が開発されている。
【０００５】
【特許文献１】特開平６−１５８２６６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、近年における自動車等の高出力化に伴って歯車には更なる高強度化が求められているが、上記した材料ではそれに対応しきれないのが現状である。
【０００７】
本発明は、上記問題を鑑みて為されたものであり、歯車等の動力伝達部品について高強度化を実現する浸炭部品及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段・発明の効果】
【０００８】
上記課題を解決するため、本発明の浸炭部品は、
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３０％，Ｓｉ：０．８０〜１．５０％，Ｍｎ：０．３０〜１．２０％，Ｃｒ：２．０〜５．５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
真空浸炭処理後における鋼の表面から０．２ｍｍ深さまでの平均Ｃ濃度が１．２％以上３．０％以下、表面から５０μｍ深さまでの炭化物面積率が１５％以上６０％以下であり、且つ寸法１０μｍ以下の炭化物が全体の９０％以上を占めるように炭化物が微細分散析出してなり、更に表面からの粒界酸化層深さが１μｍ以下であることを特徴とする。
【０００９】
また、鋼成分として更に、Ｍｏ：０．２〜１．０％，Ｖ：０．２〜１．０％のうち１種または２種を含有させることができる。
【００１０】
上記本発明は、次の基本的な特徴を有する。すなわち、高濃度真空浸炭を施すことにより、部品の表面に炭化物を微細かつ大量に析出させ、また表面の粒界酸化層を実質的に無くして表面硬度・強度を高めている。また、真空浸炭により可能となる高Ｓｉ化によって２００℃〜３００℃域での焼戻し軟化抵抗性を高め、良好な面疲労強度を得ている。これらの特徴を得るためには、以下詳細に説明する適正範囲の成分及び条件が必要となる。
【００１１】
・Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは、部品の強度を確保するために必須の元素であり、０．１０％以上含有させる必要がある。他方、過度の含有は素材硬さを増加させるため、機械加工性が劣化してしまい部品加工が困難となるので、上限を０．３０％とする。
【００１２】
・Ｓｉ：０．８０〜１．５０％
Ｓｉは、溶製時の脱酸剤として含有させる元素であるとともに、本発明において重要な役割を果たす元素である。すなわち、マトリックスへ固溶することで２００℃〜３００℃域での焼戻し軟化抵抗性を高めるため、高い面疲労強度を得ることができる。また、炭化物中への固溶度が低く、母材のＳｉ濃度を高めるため炭化物の粗大成長を抑制する。さらには、炭化物を大量に析出させると炭化物中への固溶度の低いＳｉはマトリックスに濃化して、マトリックスの焼戻し軟化抵抗性をさらに向上させる。これらの効果を得るためには、０．８０％以上含有させる必要がある。他方、過度の含有は、炭化物の析出及び浸炭表面反応が阻害されて著しく浸炭性を低下するとともに、延性を低下させて塑性加工時における割れを発生しやすくなるので、上限を１．５％とする。
なお、Ｓｉは、通常のガス浸炭の場合に粒界酸化を促進する元素であり、この粒界酸化層が歯元の衝撃強度や疲労強度が低下する原因となる。そのため、ガス浸炭の場合はＳｉを多量に添加することはできないが、上記のように真空浸炭を用いることで、粒界酸化の問題が無くなるので高Ｓｉ化が可能となる。
【００１３】
・Ｍｎ：０．３０〜１．２０％
Ｍｎは、溶製時の脱酸剤として含有させるとともに、焼入性を改善する効果を有するため、０．３０％以上含有させる必要がある。本発明においては、Ｃｒ等の焼入性を改善する効果を有する元素も同時に含有させるが、Ｃｒ等の元素は炭化物を形成することから、炭化物の量によってはＣｒ含有量などを高めても十分な焼入性を確保できない場合がある。そのため、必要とする焼入性を得るためにはＭｎ含有量の調整が有効である。他方、過度の含有は素材硬さの増加により機械加工性を低下させてしまうので、上限を１．２０％とする。
【００１４】
・Ｃｒ：２．０〜５．５％
Ｃｒは、本発明において重要な役割を果たす元素である。炭化物形成元素として、また焼入性を向上させる元素として２．０％以上含有させる必要がある。他方、過度の含有は、素材硬さの増加によって機械加工性を低下させるとともに、粒界に網目状炭化物を生成させやすくするので、上限を５．５％とする。
【００１５】
・Ｍｏ：０．２〜１．０％
Ｍｏは、Ｃｒと同様にＣと結合して炭化物を生成するとともに、２００℃〜３００℃の温度域における軟化抵抗性を上げてピッティング強度を改善する効果を有している。これらの効果を得るためには０．２％以上含有させることが好ましい。他方、過度の含有は、素材硬さの増加により機械加工性を低下させるとともに、材料コストを増加させるので、上限を１．０％とするのが好ましい。
【００１６】
・Ｖ：０．２〜１．０％
Ｖは、Ｃｒ・Ｍｏと同様にＣと結合して炭化物を生成するとともに、ＭＣ系炭化物の生成により軟化抵抗性を向上させてピッティング特性を改善する効果を有する。これらの効果を得るためには、０．２％以上含有させることが好ましい。他方、過度の含有は素材硬さの増加により機械加工性を低下させるので、上限を１．０％とするのが好ましい。
【００１７】
・浸炭処理：真空浸炭処理（１０００Ｐａ以下）
本発明の浸炭部品には真空浸炭処理が施される。真空浸炭処理により粒界酸化層の低減が可能となるため、浸炭部品の高強度化が図れる。
上記の通り、本発明ではＳｉが必須成分として添加される。Ｓｉは通常のガス浸炭の際に粒界酸化を促進する元素であり、この粒界酸化は歯元の衝撃強度や疲労強度が低下する一因となる。従って、通常のガス浸炭の場合は高Ｓｉ化が大変困難である。しかし、真空浸炭処理によれば、粒界酸化層の生成が抑制されるので、高Ｓｉ化を容易に実現することができる。
【００１８】
・粒界酸化層深さ：１μｍ以下
粒界酸化層は、疲労強度・耐ピッチング強度の低下を招き、その深さが深くなるに従って低下の程度が大きくなる。そのため、本発明の浸炭部品では、真空浸炭処理後における鋼の表面からの粒界酸化層深さを１μｍ以下とする。
【００１９】
・表面から０．２ｍｍ深さまでの平均Ｃ濃度：１．２％以上３．０％以下
通常の浸炭処理では、鋼材表面を共析Ｃ量である０．８％狙いで処理する共析浸炭処理が一般的である。しかし、本発明は鋼材表層に炭化物を析出させ軟化抵抗性を高めることで耐ピッチング性を改善するものであるから、共析Ｃ量（０．８％）以上のＣを含有させる必要がある。さらには、炭化物を析出させても軟化抵抗性を高めるのに必要な炭化物量が得られなければ面疲労強度を改善することはできないので、かかる改善を図るのに十分な量のＣを含有させる必要もある。
これらの観点から、鋼の表面から０．２ｍｍ深さまでの平均Ｃ濃度（以下、表面Ｃ濃度ともいう）を１．２％以上とする。なお、鋼の表面から０．２ｍｍ深さまでとしたのは、耐ピッチング性の観点からは当該領域における硬さが重要だからである。他方、過度の含有は大型の炭化物を生成させることになり、また素地の焼入性の不足を生じさせて強度低下を招くこととなる。よって、表面Ｃ濃度の上限を３．０％とする。
【００２０】
・表面から５０μｍ深さまでの炭化物面積率：１５％以上６０％以下
炭化物の析出は、表面硬度を上昇させ、２００〜３００℃域の軟化抵抗性を改善し、耐ピッチング強度を向上させる。但し、表面から５０μｍ深さまでの炭化物面積率が１５％未満では、軟化抵抗性は十分に改善されず、十分な強度向上の効果が得られない。他方、炭化物の面積率が６０％を超過すると、軟化抵抗性は改善されるものの、炭化物が大型化に伴い結晶粒界に沿って網目状に析出しやすくなるため、面疲労強度に加えて曲げ疲労強度を低下させてしまう。得られた炭化物の観察例を図４に示す。
【００２１】
・寸法１０μｍ以下の炭化物が全体の９０％以上を占めるように炭化物が微細分散析出
炭化物は硬質粒子であり、Ａｌ酸化物やＴｉ窒化物などの非金属介在物と同様に疲労破壊の起点となることがある。そのため、炭化物は小さい方が望ましく、疲労破壊の起点として存在させないためには１０μｍ以下の寸法に制御する必要がある。従って、寸法１０μｍ以下の炭化物が全体の９０％以上を占めるように炭化物が微細分散析出するように制御する。得られた炭化物の観察例を図４に示す。
【００２２】
以上に記載した浸炭部品を製造するため、本発明の浸炭部品の製造方法は、上記鋼成分を含む鋼に対しＡcm点以上の温度にて１次浸炭処理を行った後、Ａ1点以下に急冷し、その後Ａ1点以上Ａcm点以下の温度にて２次浸炭処理を行うことを特徴とする。すなわち、図１（ａ）・（ｂ）に示すように、まず１次浸炭処理をＣの固溶限が大きく且つ炭化物の析出しないＡcm点以上の高温で炭化物を析出させないように行う（ａｂ間）。次に、Ａ1点以下に急冷してＣを過飽和に固溶させた状態にする（ｂｃ間）。その後、再びＡ1点以上の温度に加熱して、Ｃの過飽和な素地から炭化物の微細な析出核を均一に析出させ（ｄｅ間：図２上段参照）、続いてさらに２次浸炭処理を施して析出核を成長させる（ｅｆ間：図２下段参照）。このような多段的な浸炭処理を行うことにより、網目状炭化物を析出させることなく、炭化物を微細分散制御した高Ｃ濃度の浸炭を行うことができる。これに対し、図３に示すように、Ａcm点未満となる高Ｃ濃度域まで浸炭すると、網目状の粗大炭化物が非常に生成しやすくなる。なお、浸炭処理は、上記したように真空浸炭処理（１０００Ｐａ以下）により行われる。
【００２３】
また、上記２次浸炭処理後には、必要に応じてピーニング処理を施すことができ、これにより更なる高強度化を図ることができる。ピーニング処理は、例えばショットピーニング（Ｓ／Ｐ）やウォータージェットピーニング（Ｗ／Ｊ）を適用できる。
【実施例】
【００２４】
以下、本発明の効果を確認するために行った試験について説明する。
まず、表１に示す化学組成を有する鋼を１５０ｋｇ高周波真空誘導炉にて溶製した。得られた鋼塊は、直径９０ｍｍの丸棒に圧延或いは熱間鍛造し、さらに必要に応じてφ２２〜３２の棒鋼に熱間鍛造し、試験用の素材とした。
なお、表１中の比較例の組成において、本発明で規定する組成範囲を逸脱しているものには、下限を下回る場合は下向矢印（↓）、上限を上回る場合は上向矢印（↑）を付している。
【００２５】
【表１】
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【００２６】
得られた試験材に対して以下の評価を行った。
（１）製造性評価
焼鈍後の硬さを評価することで製造性を評価した。
φ３２×１００Ｌの丸棒試験片を９２０℃×１時間の焼鈍処理を施し、その後さらに７６０℃×５時間の焼鈍処理を施して、横断面〜Ｒ／２位置の硬さを測定した。なお、硬さ測定はＪＩＳ
Ｚ ２２４５に準拠（Ｂスケール）し、ＨＲＢ９０以下であることを指標とした。
【００２７】
（２）浸炭基礎特性評価
（２−１）浸炭処理方法
φ２２の鍛造棒鋼よりφ１０×１００Ｌの丸棒試験片を作製し、浸炭性試験片とした。
浸炭処理は真空浸炭炉を用い、浸炭ガスとしてプロパンを使用して、プロパンガス流量・拡散時間・浸炭温度を調整することで表面Ｃ濃度を制御した。浸炭処理は、表面Ｃ濃度が１．５％と２．５％となるような２水準の条件で行った。
さらに実施例３については、表面Ｃ濃度の影響を調査するために０．８〜３．２％の範囲で浸炭処理を行った。
浸炭条件は以下の通りである。
・１次浸炭処理：最表面のＣ濃度が１．２％程度になるように、１１００℃で７０分間浸炭処理を行った後、５００℃以下の温度域までガス冷却によって急冷して、炭化物が析出しない程度の高濃度域までＣを鋼中に浸入させた。
・２次浸炭処理：目標浸炭濃度に応じて、８５０〜９００℃の温度域で保持して析出処理を行った後、さらに目標のＣ濃度に応じて８５０〜１０００℃の温度範囲でさらに６０〜９０分間浸炭処理を行い、１３０℃の油槽に焼入れ処理を実施した。また焼入れ処理後に１８０℃×１２０ｍｉｎの焼戻し処理を実施した。
【００２８】
（２−２）評価項目
以下、評価を行った項目について説明する。評価結果を表２に示す。また、実施例３について表面Ｃ濃度を変化させたものは、評価結果を表３に示す。
・表面Ｃ濃度
浸炭処理後、処理試験片の表面から０．２ｍｍの位置までのダライ粉からＣ濃度を測定した。
・炭化物面積率
浸炭焼入・焼戻し処理を行った丸棒試験片の横断面を研磨し、ピクラルで腐食をした後、最表面から５０μｍの位置をＳＥＭで写真撮影し（観察倍率３０００倍）、画像解析をすることにより面積率の測定を行った。
・炭化物サイズ
上記と同じ条件で観察し、１０μｍ以下の炭化物の占める面積率を測定した。
・網目状炭化物の有無
上記と同じ条件で観察し、網目状炭化物の有無を調査した。
・不完全焼入組織の有無
浸炭焼入・焼戻し処理を行った丸棒試験片の横断面を研磨し、ナイタールで腐食させた後、最表面から５０μｍの位置を光学顕微鏡で観察し、不完全焼入組織の有無を調査した。
・粒界酸化層深さ
浸炭焼入・焼戻し処理を行った丸棒試験片の横断面を研磨し、未腐食の状態を光学顕微鏡で観察し、最表面の粒界に沿って黒く見える層の深さを測定した。
・焼戻し軟化抵抗性
浸炭焼入・焼戻し処理を行った丸棒試験片をさらに３００℃×１８０ｍｉｎの焼戻し処理を行い、横断面を研磨して、最表面から５０μｍの位置の硬さを測定した。なお、硬さ測定はＪＩＳ
Ｚ ２２４４に準拠（ＨＶ０．３）し、Ｈｖ７５０以上を十分な強度向上効果（≧３０％：ＳＣＲ４２０−ガス共析浸炭対比）が見込める指標とした。
【００２９】
【表２】
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【００３０】
表２によると、実施例１〜１０は、いずれも製造性（焼鈍硬さ≦ＨＲＢ９０）に問題無く、強度劣化を招く不完全焼入組織や網目上炭化物・粒界酸化なども見られず、十分な３００℃での焼戻し硬度（≧７５０Ｈｖ）が得られる。これに対し、比較例２・４・６・８〜１０は焼鈍後の硬さが高く、製造性に問題がある。比較例３・８は、Ｓｉが低い又はＣｒが高いため炭化物の微細分散制御が十分でなく、網目状炭化物やその他の粗大な炭化物が生成し、強度低下が懸念される。比較例４はＳｉが高すぎて、製造性に問題があるとともに、浸炭性が阻害され十分な浸炭を行うことが出来ない。比較例５・７は、Ｃｒ・Ｍｎ量が低く、焼入性が不足し、不完全焼入組織が見られており、強度低下が懸念される。
【００３１】
【表３】
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【００３２】
表３によると、表面Ｃ濃度が１．２％未満の浸炭では、面疲労強度は向上するものの、十分な強度改善効果（≧３０％）は得られない。一方、表面Ｃ濃度が３．０％を超える浸炭では、十分な３００℃焼戻し硬さは得られるものの、網目状炭化物および粗大な炭化物が見られ、十分な強度改善効果が得られていない。
【００３３】
（３）面疲労強度評価
面疲労強度の評価はローラーピッティング試験機によって行い、１０７サイクルでピッティングを生じない負荷面圧を面疲労強度と定義して評価した。具体的には、まずφ３２ｍｍの丸棒を９５０℃で加熱保持後に徐冷して軟化させた後、試験部直径２６ｍｍのローラーピッティング試験片を機械加工によって作製した。また、試験片の相手ローラーにはＳＵＪ２を用い、ＨＲＣ６１の硬さとなるように焼入れ焼戻し処理を施した。なお、大ローラーの曲率半径は１５０Ｒおよび７００Ｒである。
浸炭処理は、発明鋼の基礎評価試験を行うために実施した浸炭処理と同時に行ったものである。なお、浸炭処理後のローラーピッティング試験片の一部を３００℃×３時間保持の焼戻しを行い、炭素濃度・炭化物面積率・最大炭化物寸法・焼戻し硬さなども合せて評価した。
面疲労強度は、ＪＩＳ−ＳＣＲ４２０のガス共析浸炭材の面疲労強度を１．０とし、各々の材料の強度を指数で記載した。なお、ＪＩＳ−ＳＣＲ４２０Ｈガス共析浸炭鋼と対比して３０％以上の十分な強度改善効果があることを指標とした。
以上の評価結果を表４に示す。
【００３４】
【表４】
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【００３５】
表４によると、実施例１〜１０は、いずれも十分な強度改善効果（≧３０％）が得られている。これに対し、比較例１は、芯部の強度が不足し強度が低い。また、比較例２・４・６・９・１０は、強度は十分に改善されるが、製造性に問題がある。比較例３・８は、網目状炭化物やその他の粗大な炭化物が生成し、十分な強度改善効果が得られない。比較例５・７はＣｒ・Ｍｎ量が低く、焼入性が不足し、不完全焼入組織が見られており、十分な強度改善効果が得られていない。
【００３６】
以上の試験によって、本発明は、表面に炭化物が微細かつ大量に析出し、また表面の粒界酸化層が実質的に存在せず、表面硬度・強度が高いことが確認された。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】本発明の浸炭部品の製造方法に係る浸炭処理の説明図
【図２】図１の浸炭処理中における鋼の断面模式図及び断面観察図
【図３】本発明とは異なる浸炭処理の例を説明する図及び断面観察図
【図４】本発明の浸炭部品の断面観察図
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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