(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．３０〜０．９５％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．２０〜２．３０％、Ｃｕ：０．３０％以下、Ａｌ：０．００８〜０．１００％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００２０〜０．０３００％を含有し、Ｎｉ：０．０９〜０．６８％、Ｍｏ：１．０％以下の１種または２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、下記の（１）式を満足することを特徴とする被削性を低下せることなくねじり疲労強度に優れた機械構造用鋼からなる鋼材。
６．０％≧２Ｃ＋５Ｓｉ＋Ｃｒ−３Ｍｎ≧２．０％・・・（１）
【請求項２】
請求項１の化学成分に加え、Ｔｉ：０．０２０〜０．２００％、Ｎｂ：０．０２〜０．２０、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％のうち少なくとも１種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、下記の（１）式を満足することを特徴とする被削性を低下させることなくねじり疲労強度に優れた機械構造用鋼からなる鋼材。
６．０％≧２Ｃ＋５Ｓｉ＋Ｃr−３Ｍｎ≧２．０％・・・（１）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば自動車や産業機械などに使用されるギヤやシャフトなどの動力伝達部品として用いられる機械構造用鋼からなる鋼材に関し、特にガス浸炭を行って部品を製造した場合にねじり疲労強度に優れた機械構造用鋼からなる鋼材に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の駆動系に使用される部品、特にシャフト類はねじり疲労強度が問題となることが多い。そこで、このねじり疲労強度を向上するために、高周波焼入れ部品がよく用いられる（例えば、特許文献１参照。）。ところで、歯車と一体になったシャフトなどで、形状が非常に複雑な部品は、素材を焼入れ処理する前に切削などをして所要の形状に加工する必要がある。しかし、高周波焼入れ用鋼材はＣ含有量が０．４〜０．７％程度と高く、被削性に劣るために、このような歯車と一体になったシャフト類などの部品には適用が難しい。そこで、より高い被削性を要求される部品に対しては、高周波焼入れ用鋼材よりＣ含有量を低くし、Ｃ含有量を０．１〜０．２７％程度として、被削性の向上した浸炭用鋼とし、この鋼からなる鋼材を用いて所定の形状に切削加工した後、浸炭処理あるいは浸炭浸窒処理して表面硬度を高めるあるいは転動疲労寿命を高めるなどの方法を用いている（例えば、特許文献２参照。）。
【０００３】
さらに、浸炭処理部品は、高周波焼入れ部品よりも高い曲げ疲労強度が得られることも知られており、浸炭処理部品のねじり疲労強度の向上に対してもニーズが高まっている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特許第２７７４１１８公報
【特許文献２】特許第３０８１９２７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明が解決しようとする課題は、自動車や産業機械などに使用されるギヤやシャフトなどの動力伝達用の部品として用いられる機械構造用鋼からなり、被削性の低下を抑えてねじり疲労強度の向上を図った鋼材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項１の発明では、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．３０〜０．９５％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．２０〜２．３０％、Ｃｕ：０．３０％以下、Ａｌ：０．００８〜０．１００％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００２０〜０．０３００％を含有し、Ｎｉ：０．０９〜０．６８％、Ｍｏ：１．０％以下の１種または２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、下記の（１）式を満足し、被削性を低下させることなくねじり疲労強度に優れた機械構造用鋼からなる鋼材である。
６．０％≧２Ｃ＋５Ｓｉ＋Ｃr−３Ｍｎ≧２．０％・・・（１）
【０００７】
請求項２の発明では、請求項１の化学成分に加え、さらにＴｉ：０．０２０〜０．２００％、Ｎｂ：０．０２〜０．２０、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％のうち少なくとも１種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、下記の（１）式を満足し、被削性を低下させることなくねじり疲労強度に優れた機械構造用鋼からなる鋼材である。
６．０％≧２Ｃ＋５Ｓｉ＋Ｃr−３Ｍｎ≧２．０％・・・（１）
【０００８】
本発明の鋼の化学成分の限定理由を以下に説明する。なお、％は質量％である。
Ｃ：０．１５〜０．３５ ％
Ｃは、強度を付与するために必要な元素である。Ｃが０．１５％未満では、強度を確保することができない。一方、Ｃが０．３５％を超えると靭性が低下すると共に鋼素材の硬さが上昇して加工性が低下する。そこで、Ｃは０．１５〜０．３５ ％とし、望ましくは０．４５〜０．６５％とする。
【０００９】
Ｓｉ：０．３０〜０．９５％
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、鋼に必要な焼入性および強度を付与する。またＳｉは、一定量以上の添加で浸炭異常層深さを浅くする効果がある。しかし、Ｓｉが０．３０％未満では、焼戻し軟化抵抗特性が低く、ガス浸炭時の浸炭異常層深さは深くなる。一方、Ｓｉが０．９５％を超えると素材の硬度が高くなり、加工性が劣化する。そこで、Ｓｉは０．３０〜０．９５％とし、望ましくは０．４５〜０．６５％とする。
【００１０】
Ｍｎ：０．１０〜１．００％
Ｍｎは、鋼の脱酸に有効な元素であり、鋼に必要な焼入性を付与するが、０．１０％未満では効果が十分得られない。一方、Ｍｎが１．００％を超えると機械加工性を低下させる。そこで、Ｍｎは０．１０〜１．００％とし、望ましくは０．２５〜０．４０％とする。
【００１１】
Ｐ：≦０．０３０％
Ｐは、粒界に偏析して衝撃強度や疲労特性を低下させる。そこで、Ｐは０．０３０％以下とする。
【００１２】
Ｓ：≦０．０３０％
Ｓは、ＭｎＳの形成により横方向の靭性や疲労強度を低下させる。そこで、Ｓは０．０３０％以下とする。
【００１３】
Ｃｒ：１．２０〜２．３０％
Ｃｒは、鋼に必要な焼入性を付与するが、１．２０％未満ではその効果が十分得られない。一方、Ｃｒが２．３０％を超えると、浸炭を阻害し、また素材硬度を上昇させて機械加工性を低下する。そこで、Ｃｒは１．２０〜２．３０％とし、望ましくは１．５０〜２．２０％とする。
【００１４】
Ｃｕ：≦０．３０％
Ｃｕは、スクラップから含有される不可避な元素であるが、時効性を有し、強度を向上させる効果がある。しかし、Ｃｕが０．３０％を超えると、熱間加工性が低下する。そこで、Ｃｕは０．３０％以下とする。
【００１５】
Ａｌ：０．００８〜０．１００％
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素であり、Ｎと結合してＡｌＮとして結晶粒粗大化抑制効果をもたらすが、０．００８％未満ではその効果が得られない。一方、Ａｌが０．１００％を超えると大型アルミナ系介在物を形成し、疲労特性および加工性が低下する。そこで、Ａｌは０．００８〜０．１００％とし、望ましくは０．０１０〜０．０５０％とする。
【００１６】
Ｏ：≦０．００３０％
Ｏは、鋼中に不可避に含有される元素であり、０．００３０％を超えると酸化物の増加により加工性や疲労強度が低下する。そこで、Ｏは０．００３０％以下とし、望ましくは０．００２０％以下とする。
【００１７】
Ｎ：０．００２０〜０．０３００％
Ｎは、ＡｌＮやＮｂ窒化物として微細析出し、結晶粒粗大化を防止する効果があるが、０．００２０％未満ではその効果が得られない。一方、Ｎが０．０３００％を超えると窒化物が増加し、疲労強度や加工性が低下する。そこで、Ｎは０．００２０〜０．０３００％とする。
【００１８】
Ｎｉ：０．０９〜０．６８％
Ｎｉは鋼の焼入性および靭性の向上に有効な元素である。ところで、本願の実施例である表１の発明鋼のＮｏ．５及びＮｏ．８の値に基づき、Ｎｉの下限値を０．０９％としている。また、Ｎｏ．７を削除したので、Ｎｏ．１２の値に基づき、Ｎｉの上限値を０．６８％としている。そこで、Ｎｉは０．０９〜０．６８％とする。
【００１９】
Ｍｏ：≦１．０％
Ｍｏは、鋼の焼入性、靭性および焼戻し軟化抵抗特性の向上に必要な元素である。しかし、Ｍｏが１．０％より多すぎると加工性を低下させ、かつ、鋼材コストが上昇する。そこで、Ｍｏは１．０％以下とする。
【００２０】
Ｔｉ：０．０２０〜０．２００％
Ｔｉは、鋼中のＣと結びついて炭化物を微細に形成し、結晶粒粗大化を防止する効果をもたらすが、その効果を得る場合には、０．０２０％以上添加する必要がある。一方、Ｔｉが０．２００％を超えて添加すると、機械加工性が低下する。そこでＴｉは０．０２０〜０．２００％とする。
【００２１】
Ｎｂ：０．０２〜０．２０％
Ｎｂは、炭窒化物あるいは窒化物を形成し、結晶粒粗大化抑制効果をもたらすが、０．０２％未満ではその効果が得られない。一方、Ｎｂが０．２０％を超えると析出物の量が過剰となり、加工性が低下する。そこで、Ｎｂは０．０２〜０．２０％とし、望ましくは０．０３〜０．０７％とする。
【００２２】
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂは、極少量の含有によって鋼の焼入性が著しく向上する元素である。そこで、Ｂは０．０００３〜０．００５０％とする。
【００２３】
６．０％≧２Ｃ＋５Ｓｉ＋Ｃr−３Ｍｎ ≧２．０％・・・（１）とする理由
ねじり疲労強度を高める場合、合金元素の添加により芯部硬度を上げることが有効である。しかしながら、むやみに合金元素を添加した場合、被削性の低下が懸念される。
（１）式におけるＣ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎの４元素は全て焼入性を上昇させる元素であり、これらの元素の添加によりねじり疲労強度の向上が見込まれる。ただし、Ｍｎは加工性改善のために行われる焼鈍処理などの熱処理時にミクロ組織の偏析を助長し、鋼のミクロ組織を不均一にする。従って、２Ｃ＋５Ｓｉ＋Ｃr−３Ｍｎで表すパラメータを２．０％以上から６．０％以下と制御しておくことで、不均一な鋼組織を抑制し、被削性を確保すると共にねじり疲労強度の向上が図れる。なお、２．０％より低いとねじり疲労強度向上の効果が見られない。また、６．０％より高くなると被削性が低下してしまう。
【発明の効果】
【００２４】
本発明は、上記の手段の機械構造用鋼からなる鋼材とし、この鋼材にガス浸炭を行うことで、鋼組織の均一性が向上し、かつ、被削性を低下することなく、ねじり疲労強度に優れた機械構造用鋼の鋼材からなる自動車や産業機械などに使用のギヤやシャフトなどの動力伝達用の部品が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【図１】本発明の熱処理パターンを示す図である。
【図２】本発明における試験片の形状を示す図である。
【図３】本発明の焼鈍処理パターンを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
表１に示す化学成分の組成の鋼を１００ｋｇ真空溶解炉で溶製し、得られた鋼を１２５０℃に加熱して５時間保持した後、直径３５ｍｍの棒鋼に製造した。続いて、９３０℃に６０分保持した後空冷して焼準した。次に直径３５ｍｍの棒鋼から、図１に示す形状（両端の上下が非対称であるのは、試験時に試験片が動かないようにするためである）のねじり疲労試験片１を作製し、図２に示すヒートパターンの条件により、９３０℃に加熱保持して０．５時間の均熱処理、３．０時間の浸炭処理、２．５時間の拡散処理からなる、ガス浸炭による浸炭焼入と１８０℃の焼戻しを実施し焼準材を得た。その後、試験条件を、片振り（０°から片方向だけに負荷を掛ける）、周波数５Ｈｚにて、下記に示すねじり疲労試験を実施した。
【００２７】
【表１】
0005804832.tif 000002
なお、表１においてハッチングで示す成分は本発明の発明鋼の範囲から外れていることを示す。
【００２８】
被削性の評価は、上記で得た焼準材と、この焼準材とした後に、図３に示すように、１時間当たり３００℃の昇温速度で７９５℃に加熱して２．０時間保持し、５．０時間掛けて７２０℃に温度を下げ、さらに３．０時間掛けて６７０℃に温度を下げ、この温度から空冷により冷却する焼鈍処理を行った焼鈍材とにより実施し、その結果を表２に示す。
【００２９】
【表２】
0005804832.tif 000003
【００３０】
表２の疲労限度は、上記の焼準材に対してねじり疲労試験の条件を、片振り、周波数が５Ｈｚ、疲労限度が２．０×１０6サイクルにおける値とし、この値の数字が大きいほど高強度であることを示している。
【００３１】
同じく、表２の被削性は、焼準材、焼鈍材ともに被削性試験条件を、切込み量が０．５ｍｍ、切削速度が毎秒１５０ｍ、送り量が０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、試験時間が１０分とし、バイトの逃げ面の摩耗量で評価し、この値の数字が大きいほど被削性は低下していることを示している。
【００３２】
同じく、表２において、疲労限度の目標値は、比較鋼Ｎｏ．１４の１．０に対して１．２以上とする。さらに、被削性の目標値は、比較鋼Ｎｏ．１４の１．０に対して１．３以下とする。
【００３３】
表２において、本願の発明鋼のＮｏ．１〜６およびＮｏ．８〜１２は、６．０％≧２Ｃ＋５Ｓｉ＋Ｃr−Ｍｎ≧２．０％・・・（１）式を満足している。一方、比較鋼のＮｏ．１４〜２９は、本願の発明鋼に対する比較鋼であり、この全ての鋼種において６．０％≧２Ｃ＋５Ｓｉ＋Ｃr−Ｍｎ≧２．０％・・・（１）式を満足していない。
【００３４】
本願の発明鋼は、比較鋼のＮｏ．１４に比べてねじり疲労強度は向上し、かつ被削性の低下は見られない。
一方、比較鋼Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７、Ｎｏ．２０〜２２およびＮｏ．２９は比較鋼Ｎｏ．１４に比べてねじり疲労強度は向上している。しかし、それらはいずれも被削性が低下しており、本願の発明鋼とは異なる。さらに、比較鋼Ｎｏ．１５、Ｎｏ．１８、Ｎｏ．１９およびＮｏ．２３〜２８は、比較鋼Ｎｏ．１４に比べて被削性の低下は見られない。しかし、それらは、いずれもねじり疲労強度が向上しておらず本願の発明鋼とは異なる。
【符号の説明】
【００３５】
１  ねじり疲労試験片
【図１】
0005804832.tif 000004
【図２】
0005804832.tif 000005
【図３】
0005804832.tif 000006