(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量パーセントで以下：
Ｃを０．０５〜０．５重量％ 
Ｃｒを２．５〜５．０重量％、 
Ｍｏを４〜６重量％、
Ｗを２〜４．５重量％、 
Ｖを１〜３重量％、 
Ｎｉを２〜４重量％、 
Ｃｏを２〜８重量％、 
Ｓｉを０．１８〜０．７重量％、
Ｍｎを０．２６〜０．７重量％、
任意選択で、以下の元素の１種または複数： 
Ｎｂを０〜２重量％ 
Ｎを０〜０．５重量％ 
Ａｌを０〜０．１５重量％ 
含み、 
Ｎｂ＋Ｖの合計量は、１〜３．５重量％の範囲内であり、
Ｃ＋Ｎの合計量は、０．０５〜０．５重量％の範囲内であり、
残部は、Ｆｅおよび１重量％未満の不可避の不純物である、
浸炭可能な鋼合金。 
【請求項２】
前記鋼合金は、０．５重量％未満の不可避の不純物を含む、請求項１に記載の鋼合金。
【請求項３】
前記Ｃ＋Ｎの合計量は、０．０５〜０．３重量％の範囲内である、請求項１または２に記載の鋼合金。
【請求項４】
前記鋼合金は、Ｃを０．１〜０．３重量％含む、請求項１から３のいずれか１項に記載の鋼合金。
【請求項５】
前記鋼合金は、Ｃｒを３〜４重量％含む、請求項１から４のいずれか１項に記載の鋼合金。
【請求項６】
前記鋼合金は、Ｃｏを３〜７重量％含む、請求項１から５のいずれか１項に記載の鋼合金。
【請求項７】
前記鋼合金は、Ｃｏを４〜６重量％含む、請求項１から５のいずれか１項に記載の鋼合金。
【請求項８】
前記鋼合金は、Ｖを１．５〜２．５重量％含む、請求項１から７のいずれか１項に記載の鋼合金。
【請求項９】
式、１１重量％≦Ｗｅｑ≦１５重量％を満たし、式中Ｗｅｑ＝Ｗ＋２＊Ｍｏである、請求項１から８のいずれか１項に記載の鋼合金。
【請求項１０】
前記鋼合金は、焼入れおよび焼戻しされると、焼戻しマルテンサイトおよび析出炭化物を含む微細構造を有するように構成されており、該微細構造は、フェライトを含まない、又は、１１．０体積％以下のフェライトを含む、請求項１から９のいずれか１項に記載の鋼合金。
【請求項１１】
請求項１から９のいずれか１項に記載の鋼合金の製造方法であって、前記鋼合金を、真空誘導溶解および真空アーク再溶解（ＶＩＭ−ＶＡＲ）により製造することを特徴とする鋼合金の製造方法。
【請求項１２】
請求項１から９のいずれか１項に記載の鋼合金の製造方法であって、前記鋼合金を、ガスアトマイズ法により製造し、前記鋼合金が粉末冶金鋼合金の形状をしていることを特徴とする鋼合金の製造方法。
【請求項１３】
請求項１から１０のいずれか１項に記載の鋼合金を含む、機械部品。
【請求項１４】
前記機械部品は、浸炭または窒化またはその併用の結果として向上した硬度を持つ表層を有する、請求項１３に記載の機械部品。
【請求項１５】
前記機械部品は、浸炭の結果として、その表層中の炭素含有量が増加している、請求項１４に記載の機械部品。
【請求項１６】
前記表層中の前記炭素含有量は、少なくとも１．０重量％である、請求項１５に記載の機械部品。
【請求項１７】
前記機械部品は、粉末冶金鋼合金からなる請求項１３から１６のいずれか１項に記載の機械部品。
【請求項１８】
前記機械部品は、軸受部品である、請求項１３から１７のいずれか１項に記載の機械部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、浸炭可能な鋼合金およびその鋼合金を含む機械部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
軸受は、２つの部品間の束縛された相対運動を可能にするように作られた装置である。転がり軸受は、軌道を構成する内側リングおよび外側リング、ならびにこれらのリング間に配置された複数の転がり要素（ボールまたはローラー）を含む軸受である。通常、軸受の部品は、高い破壊靭性ならびに転がり接触疲労および摩耗に対する耐性を持つ部品をもたらす鋼合金で製造される。転がり軸受は、例えば、航空エンジンなどの航空宇宙用途で用いられ、この用途では、温度および気圧が変化しても一定の性能を確保する目的で、並外れた耐久性を持つ軸受が要求される。
【０００３】
航空宇宙産業の近年の開発は、ＣＯ２およびＮＯｘ排出の削減を目的としているが、しかしながら、このことはエンジン１基あたりの軸受の増加を招く、または軸受のサイズが大きくなる。エンジンの効率を向上させながらもその重量および大きさを抑えるためには、軸受についても、その機械特性を犠牲にすることなく、重量および大きさを抑えることが必要である。近年の研究努力は、鋼の転がり要素を、鋼部品に比べて密度が低く硬度が高いセラミックの転がり要素に交換することで、これを達成することを目的としている。高い硬度のおかげで、転がり部品を小さくすることは可能である。しかしながら、リングのサイズも小さくする必要がある。リングは、一方では、耐摩耗性および低摩擦を提供する非常に硬い外側表面を示す必要があり、他方では、亀裂伝播および変形に耐える目的で高い破壊靭性および強度を持つ芯を示す必要がある。従来の軸受合金では、これらの性質をこの組み合わせで持たせることは不可能である。そのような従来軸受合金の一例は、５０ＮｉＬであるが、この合金は、０．１３重量％のＣ、０．２５重量％のＭｎ、０．２０重量％のＳｉ、４．２重量％のＣｒ、３．４重量％のＮｉ、１．２重量％のＶ、４．２５重量％のＭｏ、ならびに残部のＦｅおよび不純物を含む。
【０００４】
軸受に適切な別の鋼合金組成物が、米国特許第５４２４０２８号明細書（特許文献１）に開示されている。これは、Ｃｒを１３〜１９重量％の量で含む耐食性合金である。しかしながら、多量の合金元素のためにこの合金は高価になってしまい、したがって、もっと安価な代替物を見つけることが望まれる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】米国特許第５４２４０２８号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明の目的は、浸炭および熱処理を行った場合に、ハイブリッド転がり軸受などの過酷な用途に使用可能となり、かつ、少なくともいくつかの態様において、転がり軸受に使用される従来の鋼合金と比較して改善された性質を有する、鋼合金を提供することである。別の目的は、航空宇宙用途などの過酷な用途に適した性質を持つ機械部品を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
第一の目的は、請求項１に記載の浸炭可能な鋼合金により達成される。本合金は、重量パーセントで、以下：
Ｃを０．０５〜０．５重量％
Ｃｒを２．５〜５．０重量％、
Ｍｏを４〜６重量％、
Ｗを２〜４．５重量％、
Ｖを１〜３重量％、
Ｎｉを２〜４重量％、
Ｃｏを２〜８重量％、
任意選択で、以下の元素の１種または複数：
Ｎｂを０〜２重量％
Ｎを０〜０．５重量％
Ｓｉを０〜０．７重量％、
Ｍｎを０〜０．７重量％、
Ａｌを０〜０．１５重量％、
含み、
Ｎｂ＋Ｖの合計量は、１〜３．５重量％の範囲内であり、
Ｃ＋Ｎの合計量は、０．０５〜０．５重量％の範囲内であり、
残部は、Ｆｅおよび不可避の不純物である。
【０００８】
炭化物形成元素は、フェライト安定化効果も有しているが、十分な硬度、耐熱性、および耐摩耗性を提供する目的で、本発明による鋼合金に必須である。したがって、オーステナイト安定化元素は、この合金のバランスを取るために極めて重要である。オーステナイト安定化元素（炭素、ニッケル、コバルト、およびマンガン）とフェライト安定化元素（モリブデン、タングステン、クロム、バナジウム、およびケイ素）の適正な組み合わせは、本発明による浸炭可能な鋼合金に優れた性質をもたらす。
【０００９】
本発明による鋼合金を用いると、非常に硬くかつ耐摩耗性のある表面と、高い強度および破壊靱性をもつ芯を併せ持つことが可能になる。すなわち、本鋼合金は、航空宇宙産業用の小型化された軸受部品など過酷な用途に非常に適している。
【００１０】
本発明の好適な実施形態に従って、鋼合金は、不可避の不純物を１重量％未満、好ましくは０．５重量％未満含む。好ましくは、不可避の不純物は、最小限に抑えられる。このようにして、不純物は、鋼合金の最終的な性質に最小限の影響しか及ぼさなくなる。
【００１１】
１つの実施形態に従って、Ｃ＋Ｎの合計量は、０．０５〜０．３重量％の範囲内である。
【００１２】
１つの実施形態に従って、鋼合金は、Ｃを０．１〜０．３重量％含む。炭素含有量をこの範囲内に維持することにより、確実に、焼入れおよび焼戻しで最適な量の炭化物を非浸炭鋼合金中に形成することができる。このことはまた、合金中に脆性金属間相が形成される危険性も最小限にする。
【００１３】
１つの実施形態に従って、鋼合金は、Ｃｒを３〜４．５重量％含む。この範囲内にあることで、十分な高温で焼入れを行うことができるように、したがって焼入れ後の材料の硬度を改善することができるように、合金の最高焼入れ温度が最適化される。好ましくは、鋼合金は、Ｃｒを３〜４重量％含む。
【００１４】
１つの実施形態に従って、鋼合金は、Ｃｏを３〜７重量％含む。この範囲により、確実に、材料の靭性と硬度を両立できる。好ましくは、鋼合金は、Ｃｏを４〜６重量％含む。
【００１５】
１つの実施形態に従って、鋼合金は、Ｖを１．５〜２．５重量％含む。この範囲内にあることで、焼入れ後の鋼合金の硬度および耐摩耗性が最適化される。
【００１６】
１つの実施形態に従って、式、１１重量％＜Ｗｅｑ≦１５重量％が満たされ、式中Ｗｅｑ＝Ｗ＋２＊Ｍｏである。ＷおよびＭｏは両方とも主にＭ６Ｃ炭化物を形成し、この炭化物は焼入れ中に容易に溶解してマトリクスの硬化に寄与する。合計量をこの範囲内に維持することにより、浸炭に際して、鋼合金の表層に十分な量の炭化物が得られる。
【００１７】
１つの実施形態に従って、焼入れおよび焼戻し後の鋼合金は、焼戻しマルテンサイトおよび析出炭化物を含む微細構造を有し、この微細構造は、フェライトを含まないか、本質的に含まない。これにより、高い強度を持つ芯が得られる。
【００１８】
１つの実施形態に従って、鋼合金は、真空誘導溶解および真空誘導再溶解（ＶＩＭ−ＶＡＲ）により製造される。ＶＩＭ−ＶＡＲを用いて製造された鋼合金は、高純度および低レベル介在物を有する。
【００１９】
別の実施形態に従って、鋼合金は、ガスアトマイズ法により製造された粉末冶金鋼合金の形状をしている。ガスアトマイズ法を用いると、高純度で、介在物が低レベルで、炭化物が非常に微細に分散した、粉末冶金鋼合金を得ることが可能である。ガスアトマイズ法による粉末は球状であり、また例えば、熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）を用いて、緻密化して均質な材料にすることができる。
【００２０】
本発明の別の態様に従って、第二の目的は、先行する請求項のいずれかに記載の鋼合金を含む機械部品により達成される。
【００２１】
好適な実施形態に従って、機械部品は、浸炭または窒化あるいはそれらの併用の結果として硬度が向上した表層を有する。好ましくは、機械部品は、浸炭の結果として表層中の炭素含有量が増加している。このことは、焼入れ後に非常に硬い表層をもたらす、なぜなら、浸炭中に導入された炭化物は、その後の焼入れ中にマトリクスに溶解し、したがって、表面のみで硬度が向上する。芯は表層よりも柔らかいままであり、このことは、部品の表面から芯まで亀裂伝播する危険性を低下させる。
【００２２】
１つの実施形態に従って、表層の炭素含有量は、少なくとも１．０重量％、好ましくは少なくとも１．１重量％である。この実施形態による部品は、非常に高い硬度を持つ表層を有する。好ましくは、表層の炭素含有量は、１．７重量％を超えないべきである。このことは、表層の脆弱性をもたらす、熱処理中の局所的溶融およびセメンタイト形成の危険性を低下させる。
【００２３】
１つの実施形態に従って、機械部品は、熱間静水圧プレスされた粉末冶金鋼合金から形成される。そのような部品は、無孔性であり、不純物および介在物のレベルが低い。
【００２４】
１つの実施形態に従って、機械部品は、軸受部品である。そのような軸受部品は、５０ＮｉＬなどの標準的な軸受鋼合金で形成した軸受部品よりも小型にすることができ、したがって、重さおよび大きさが削減される。軸受部品は、ハイブリッド軸受に、および長寿命を有しかつ高負荷に耐えなければならない軸受用途での使用に特に適している。好ましくは、軸受部品は、転がり軸受の内側リングまたは外側リングである。
【００２５】
本発明のさらなる利点および有利な特長は、本発明およびその実施形態についての以下の説明から明らかになるだろう。本発明は、これから、添付の図面を参照して詳細に説明される。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１ａ】９８０℃で浸炭し、その後１０５０℃でオーステナイト化した試料で得られた硬度特性を示す、
【図１ｂ】９５５℃で浸炭し、その後１０５０℃でオーステナイト化した試料で得られた硬度特性を示す、
【図２ａ】９８０℃で浸炭し、その後１１５０℃でオーステナイト化した試料で得られた硬度特性を示す
【図２ｂ】９５５℃で浸炭し、その後１１５０℃でオーステナイト化した試料で得られた硬度特性を示す、
【図３ａ】９８０℃で浸炭し、その後１０５０℃でオーステナイト化した試料の炭素含有量を表面からの距離の関数として示す、
【図３ｂ】９５５℃で浸炭し、その後１０５０℃でオーステナイト化した試料の炭素含有量を表面からの距離の関数として示す、
【図４ａ】９８０℃で浸炭し、その後１１５０℃でオーステナイト化した試料の炭素含有量を表面からの距離の関数として示す、
【図４ｂ】９５５℃で浸炭し、その後１１５０℃でオーステナイト化した試料の炭素含有量を表面からの距離の関数として示す、および
【図５】９８０℃で浸炭し、その後１１５０℃でオーステナイト化した２つの試料で得られた硬度特性を示す。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
本発明による浸炭可能な鋼合金、特に軸受部品に適した浸炭可能な鋼合金は、重量パーセントで以下：
Ｃを０．０５〜０．５重量％
Ｃｒを２．５〜５．０重量％、
Ｍｏを４〜６重量％、
Ｗを２〜４．５重量％、
Ｖを１〜３重量％、
Ｎｉを２〜４重量％、
Ｃｏを２〜８重量％、
任意選択で、以下の元素の１種または複数：
Ｎｂを０〜２重量％
Ｎを０〜０．５重量％
Ｓｉを０〜０．７重量％、
Ｍｎを０〜０．７重量％、
Ａｌを０〜０．１５重量％
含み、Ｎｂ＋Ｖの合計量は、１〜３．５重量％の範囲内であり、Ｃ＋Ｎの合計量は、０．０５〜０．５重量％の範囲内であり、残部は、Ｆｅおよび不可避の不純物である。
【００２８】
炭素（Ｃ）は、鋼合金のオーステナイト相を熱処理温度でも安定化させるとともに、強度、高い硬度、耐熱性、および耐摩耗性を提供する炭化物の形成に必須である。鋼合金中の少量の炭素は、焼入れ中の、望ましくない脆性金属間粒子の形成を回避する目的、および過剰な粒成長を回避するための少量の炭化物形成の目的で、有益である。しかしながら、初期炭素含有量は、多すぎてはならない。なぜなら、浸炭を用いた鋼合金から形成された部品の表面硬度が上昇する可能性が必ず生じるからである。浸炭中、炭素は、硬度勾配が達成されるように、部品の表層に埋め込まれる。炭素は、浸炭および熱処理して形成されるマルテンサイトの硬度を制御する主要元素である。浸炭用合金において、炭素含有量の低い強靭な芯を有することは必須であるが、その一方で、熱処理後、浸炭を通じて、高炭素含有量の硬い表面を達成することが望ましい。したがって、炭素は、０．０５〜０．５重量％、好ましくは０．１〜０．３重量％の量に制限される。
【００２９】
窒素（Ｎ）は、オーステナイトの形成を促進し、オーステナイトからマルテンサイトへの変態を抑制する。窒素は、ある程度まで、鋼合金中で炭素と置き換わることが可能であり、任意選択で、０〜０．５重量％、好ましくは０〜０．２重量％の量で存在する。
【００３０】
クロム（Ｃｒ）は、鋼合金中の炭化物形成に寄与し、炭素の次に主要な、鋼合金の焼入性を制御する元素である。しかしながら、クロムは、フェライトおよび残留オーステナイトも促進する可能性がある。そのうえ、Ｃｒの量が増えるほど、最高焼入れ温度が低下する。したがって、Ｃｒは、２．５〜５．０重量％、好ましくは３〜４．５重量％、より好ましくは３〜４重量％のＣｒ量に制御されるべきである。
【００３１】
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼合金の焼戻し耐性、耐摩耗性、および硬度を改善する。しかしながら、モリブデンは、フェライト相に対して強い安定化効果を有する。したがって、モリブデンは４〜６％に制限される。
【００３２】
タングステン（Ｗ）は、フェライト安定化剤であり、強力な炭化物形成元素である。タングステンは、炭化物の形成により、耐熱性、耐摩耗性、および硬度を改善する。タングステンとモリブデンは、場合によっては、交換可能であり、タングステン当量Ｗｅｑ＝Ｗ＋２＊Ｍｏを、経験則として用いることができる。本明細書では、Ｗｅｑは、合金中のＷおよびＭｏ両方の効果を置き換えるのに必要とされるＷの量を表す。タングステンは、２〜４．５重量％、好ましくは２〜４重量％に制限されるべきだが、一方Ｗｅｑは、１１〜１５重量％の範囲内にあるべきである。
【００３３】
バナジウム（Ｖ）は、フェライト相を安定化させ、炭素および窒素に対して高い親和性を有する。バナジウムは、硬い炭化バナジウムを形成することにより耐摩耗性および焼戻し耐性を提供する。バナジウムは、部分的に、同様な性質を持つニオブ（Ｎｂ）の代わりになることができる。バナジウムは、１〜３重量％、好ましくは１．５〜２．５重量％に制限されるべきである。
【００３４】
ケイ素（Ｓｉ）は、強力なフェライト安定化剤として作用するが、製鉄プロセスでは溶鋼の脱酸素のために存在することが多い。低い酸素含有量は、その結果、低レベルの非金属介在物ならびに強度および耐疲労性などの良好な機械的性質のために重要である。ケイ素は、任意選択で、０〜０．７重量％、好ましくは０．０５〜０．５重量％の量で存在する。
【００３５】
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトの形成を促進し、したがってフェライトの形成を阻害する。ニッケルの別の効果は、Ｍｓ温度、すなわち冷却に際してオーステナイトからマルテンサイトへの変態が始まる温度を低下させることである。このことは、マルテンサイトの形成を防ぐ可能性がある。ニッケルの量は、浸炭部品中の残留オーステナイトを回避する目的で制御されるべきである。ニッケルの量は、２〜４重量％であるべきである。
【００３６】
コバルト（Ｃｏ）は、望ましくないフェライトの形成を防ぐ強力なオーステナイト安定化元素である。ニッケルとは異なり、コバルトはＭｓ温度を上昇させ、このことは、結果として、残留オーステナイトの量を低下させる。コバルトは、ニッケルと一緒になって、炭化物形成元素であるＭｏ、Ｗ、Ｃｒ、およびＶなどのフェライト安定化剤が存在することを可能にする。炭化物形成元素は、硬度、耐熱性、および耐摩耗性に対するそれらの効果故に、本発明の合金に必須である。コバルトはまた、鋼合金に対してわずかに硬度を上昇させる効果も有する。しかしながら、硬度が上昇することで、合金の破壊靱性は低下する。したがって、コバルトは２〜８重量％、好ましくは３〜７重量％、より好ましくは４〜６重量％に制限される。
【００３７】
マンガン（Ｍｎ）は、オーステナイト相を安定化し、鋼合金のＭｓ温度を低下させる。マンガンは、凝固中に硫化マンガンを形成することにより硫黄を拘束する目的で、鋼に一般的に添加される。これにより、鋼の熱間加工性に有害な影響を及ぼす硫化鉄が形成される危険性が排除される。Ｍｎは、Ｓｉと一緒になって、脱酸プロセスにも関わっている。ＳｉとＭｎの組み合わせは、ＭｎまたはＳｉ単独でよりも効率的な脱酸をもたらす。Ｍｎは、任意選択で、０〜０．７重量％、好ましくは０．０５〜０．５重量％の量で存在する。
【００３８】
アルミニウム（Ａｌ）は、溶鋼を脱酸するために、鋼製造プロセス中に、任意選択で存在する。これは、ＶＩＭ−ＶＡＲなどの従来の溶融プロセスと特に関連性があり、したがってＶＩＭ−ＶＡＲを用いて製造された鋼合金の方が、これに相当する粉末冶金鋼合金よりも多量に、Ａｌを含む。低酸素含有量は、良好なミクロレベルの清浄度ならびにまた強度および耐疲労性などの良好な機械特性を達成するために重要である。アルミニウムは、任意選択で、０〜０．１５重量％、好ましくは０〜０．１０重量％の量で存在する。
【００３９】
不純物、例えば汚染元素などは、最大１重量％、好ましくは最大０．７５重量％、より好ましくは最大０．５重量％の量で合金中に存在することができる。存在する可能性がある不純物の例として、チタン（Ｔｉ）、硫黄（Ｓ）、リン（Ｐ）、銅（Ｃｕ）、スズ（Ｓｎ）、鉛（Ｐｂ）などがある。酸素（Ｏ）は、最小限に抑えるべきである。不純物は、鋼合金を製造するのに用いられる原材料で自然に発生することもあるし、製造プロセスに由来することもある。
【００４０】
本発明による鋼合金は、粉末冶金法により製造することができ、この方法では、高純度の金属粉末を、アトマイズ法、好ましくはガスアトマイズ法を用いて製造する。なぜならアトマイズ法により、低酸素量の粉末が得られるからである。その後、粉末を、例えば、熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）を用いて圧縮する。典型的には、鋼合金粉末を高温高圧下で圧密することにより、カプセルを形成する。カプセルを、鍛造し、圧延して、棒鋼にし、その後、最終形状の部品を鍛造により製造する。部品は、ニアネットシェイプ技術を用いて、鋼合金粉末から製造することも可能であり、この技術により、鋼合金粉末を金属カプセルに充填し、高温高圧下で圧密して、所望の形状の部品にする。
【００４１】
その代わりに、鋼合金を、ダブル溶解プロセスを用いて精製してもよい。そのような方法では、真空誘導溶解、続いて真空アーク再溶解（ＶＩＭ−ＶＡＲ）を用いることにより、鋼合金塊を製造することができる。再溶解プロセスは、鋼合金を精製し、鋼合金塊の均質性を改善する。真空アーク再溶解の代替法の一例として、エレクトロスラグ再溶解法（ＥＳＲ）がある。
【００４２】
粉末冶金法またはダブル溶解プロセスいずれかにより製造された、本発明による鋼合金製の部品は、表面硬度を向上させる目的で、窒化、浸炭、またはそれらの併用の形式で、肌焼きに供することができる。浸炭を用いる場合、表層の炭素含有量が増大し、それにより硬度も向上する。浸炭処理は、浸炭後の表層の炭素含有量が１．０〜１．７重量％の範囲内、好ましくは少なくとも１．１重量％であるようになっていなければならない。肌焼きした後、部品を高温でオーステナイト化焼入れプロセスに供し、続いて冷却し、引き続き焼戻しを行う。
【００４３】
本発明による鋼合金は、軸受部品の形状の機械部品を形成するのに特に適している。好ましくは、軸受部品は、転がり軸受、例えば、セラミック転がり部品が用いられているハイブリッド転がり軸受の内側リングまたは外側リングであるが、軸受部品は、転がり軸受の転がり部品であることも可能である。本発明による鋼合金は、硬い表層を高靭性の芯と併せ持つことが必要とされる他の用途、例えばギア部品、一体型軸受ギア部品、噴射システム、などにも適している。
【実施例】
【００４４】
多数の鋼合金試験試料を、表Ｉに列挙するとおりの合金元素組成で、製造して試験した。列挙される組成の残部は、Ｆｅおよび合計で０．５重量％未満の不可避の不純物であり、不純物にはＳ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｐｂ、およびＣｕが含まれた。鋼合金は、Ｎも約３００ｐｐｍの量で含んだ。混合例１０および混合例１２は、本発明の範囲には含まれないが、比較例として挙げている。
【００４５】
【表１】
0006471914.tif 000002
【００４６】
列挙される鋼合金試料を、粉末冶金法により製造した。最初に、ガスアトマイズ法を用いて鋼合金粉末を製造し、その後熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）により、粉末からカプセルを形成した。試料を複数の群に分けて、表２にまとめたように、浸炭および／または熱処理した。浸炭および熱処理の両方を行った試料は、浸炭してから熱処理した。
【００４７】
【表２】
0006471914.tif 000003
0006471914.tif 000004
【００４８】
熱処理１（ＨＴ１）は以下の工程を含んだ：
ａ）１０５０℃で焼入れする工程、その温度での保持時間は９０分間、
ｂ）２時間、−７５℃（±５℃）に深冷する工程、
ｃ）５６０℃で焼戻しする工程を３回、１回につき１時間かけ、各回の間は室温に冷却する。
【００４９】
熱処理１ｂ（ＨＴ１ｂ）は以下の工程を含んだ：
ａ）１０４０℃で焼入れする工程、その温度での保持時間は１時間４０分、
ｂ）２時間、−７５℃（±５℃）に深冷する工程、
ｃ）２３０℃で焼戻しする工程を２回、１回につき５時間かけ、各回の間は室温に冷却する、
ｄ）５６０℃で焼戻しする工程を２回、１回につき２時間かけ、各回の間は室温に冷却する。
【００５０】
熱処理２（ＨＴ２）は以下の工程を含んだ：
ａ）１１００℃で焼入れする工程、その温度での保持時間は約６分間、
ｂ）５６０℃で焼戻しする工程を３回、１回につき１時間かけ、各回の間は室温に冷却する。
【００５１】
熱処理３（ＨＴ３）は以下の工程を含んだ：
ａ）１１５０℃で焼入れする工程、その温度での保持時間は３０分間、
ｂ）２時間、−７５℃（±５℃）に深冷する工程、
ｃ）５６０℃で焼戻しする工程を３回、１回につき１時間かけ、各回の間は室温に冷却する。
【００５２】
熱処理３ａ（ＨＴ３ａ）は以下の工程を含んだ：
ａ）１１８０℃で焼入れする工程、その温度での保持時間は約６分間、
ｂ）２時間、−７５℃（±５℃）に深冷する工程、
ｃ）５６０℃で焼戻しする工程を３回、１回につき１時間かけ、各回の間は室温に冷却する。
【００５３】
浸炭サイクル１（Ｃ１）は、９８０℃で行い、浸炭サイクル２（Ｃ２）は、９５５℃で行った。
【００５４】
熱処理したが浸炭しなかった試料の芯硬度は、表ＩＩに示されているが、ビッカース硬度試験を用いて、１０ｋｇの荷重、すなわち９８．１Ｎの力で測定した。試験結果を表２に示す。見てわかるとおり、混合例１０および混合例２に基づく試料は、一致する焼入れ温度での、混合例５、混合例８、および混合例１２に基づく試料よりも芯硬度が低い。このことは、以下でさらに記載するとおり、恐らく、芯中にフェライトが存在することに起因すると思われる。１１５０℃での焼入れは、１０５０℃での焼入れに対して硬度を向上させると結論づけることも可能である。
【００５５】
浸炭し続いて熱処理した試料については、０．５ｋｇの荷重でビッカース硬度試験を用いて硬度特性を得た。ＨＴ１に従って熱処理した試料（１０５０℃、試料は、混合例５−１ｂ、混合例５−１ｃ、混合例８−１ｂ、混合例８−１ｃ、混合例１０−１ｂ、混合例１０−１ｃ、混合例１２−１ｂ、混合例１２−１ｃ）の硬度特性を、図１ａ（浸炭サイクルＣ１）および図１ｂ（浸炭サイクルＣ２）に示し、ＨＴ３に従って熱処理した試料（１１５０℃、試料は、混合例５−３ｂ、混合例５−３ｃ、混合例８−３ｂ、混合例８−３ｃ、混合例１０−３ｂ、混合例１０−３ｃ、混合例１２−３ｂ、混合例１２−３ｃ）の硬度特性を、図２ａ（浸炭サイクルＣ１）および図２ｂ（浸炭サイクルＣ２）に示す。これらの図において、試料の硬度は、表面からの距離の関数としてプロットされている。図から明らかなとおり、試料は温度が高いほど硬化して、より低い温度で焼入れした試料と比べて向上した硬度を示した。図３ａおよび図３ｂならびに図４ａおよび図４ｂは、それぞれ、ＨＴ１に従って熱処理した試料（１０５０℃、試料は、混合例５−１ｂ、混合例５−１ｃ、混合例８−１ｂ、混合例８−１ｃ、混合例１０−１ｂ、混合例１０−１ｃ、混合例１２−１ｂ、混合例１２−１ｃ）およびＨＴ３に従って熱処理した試料（１１５０℃、試料は、混合例５−３ｂ、混合例５−３ｃ、混合例８−３ｂ、混合例８−３ｃ、混合例１０−３ｂ、混合例１０−３ｃ、混合例１２−３ｂ、混合例１２−３ｃ）の表面からの距離の関数として、炭素含有量を示す。図から見てわかるとおり、９８０℃での浸炭（Ｃ１）は、９５５℃での浸炭（Ｃ２）より顕著に高いレベルの炭素、およびそれに応じてより高い硬度を与える。
【００５６】
混合例２に基づく浸炭試料（図示せず）は、約７２０ＨＶの表面硬度を有したが、表面から１．５ｍｍの深さでは、硬度は６２０ＨＶに低下した。混合例２に基づく浸炭試料の芯硬度は、３６０ＨＶである。ＨＴ３に従うプロセスを用いた１１５０℃での焼入れは、材料の硬度を向上させると推測することができる。浸炭しなかった試料の結果から、芯の硬度は、恐らく、混合例５および混合例８に基づく試料と同じレベルに到達しないだろうということが示される。
【００５７】
表面および芯の硬度という点で最良の折り合いが得られるのは、混合例５−３ｂおよび混合例８−３ｂの試料であるが、これらは両方とも、８００ＨＶ前後の表面硬度および５５０ＨＶ前後の芯硬度を示す。これら２つの試料の硬度特性を図５で比較する。特性から見てわかるとおり、混合例５−３ｂの試料は、高硬度の表層の厚さが試料Ｍｉｘ８−３ｂより厚い。より具体的には、約８００ＨＶの硬度は、混合例５−３ｂについては表面から約０．８ｍｍの距離まで保持されるが、一方混合例８−３ｂについては、表面から約０．８ｍｍの距離での硬度は、７００ＨＶ前後に低下してしまった。
【００５８】
混合例５−２、混合例８−２、混合例１０−２、および混合例１２−２の試料の微細構造を比較した。光学顕微鏡観察を用いて芯に見つかったδフェライトの体積分率を表ＩＩに示す。混合例５−２は、微細な炭化物を含む焼戻しマルテンサイト芯を有し、フェライトを含んでいない。混合例８−２は、二相焼入れされている、すなわち焼戻しマルテンサイトおよびδフェライトの両方を含んでおり、微細な炭化物が含まれる。混合例１０−２もまた、二相焼入れされているが、δフェライトの分率が顕著に高くなっている。同じく混合例１２−２も二相焼入れされており、δフェライトの分率は、混合例５−２および混合例８−２よりも高い。
【００５９】
混合例５−１ｂ、混合例５−１ｃ、混合例５−３ｂ、および混合例５−３ｃの試料は、１０５０℃〜１１５０℃の温度で行ったＸ線回折で確認したところ、フェライトを含まない芯であることを示す。
【００６０】
鋼合金混合例１２に基づく試料は、本発明の範囲には含まれないが、これは浸炭後に不十分な表面硬度を示す。その上、これらの試料は、焼戻し後の芯中に比較的大量のδフェライトを含む。フェライトを含む不均質芯の焼入れ後の性質は、予測するのがより困難であり、したがって均質な芯が好ましい。混合例１０に基づく試料も、本発明の範囲には含まれないが、焼戻し後の芯中に大量のδフェライトを含み、比較的柔らかい芯でもある。
【００６１】
混合例２に基づく浸炭していない試料、すなわち混合例２−１ａおよび混合例２−３ａも、Ｘ線回折で確認したところ、マルテンサイトおよびフェライトの両方からなる芯を示す。しかしながら、各相の相対分率は、測定しなかった。
【００６２】
本発明は、開示される実施形態に限定されるのではなく、以下の請求項の範囲内で改変および修飾されてもよい。
【図１ａ】
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【図１ｂ】
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【図２ａ】
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【図２ｂ】
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【図３ａ】
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【図３ｂ】
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【図４ａ】
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【図４ｂ】
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【図５】
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