(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.1〜0.35mass％、
Si：0.3〜1.1mass％、
Mn：0.2〜1.0mass％、
Mo：0.1〜1.0mass％、
Cr：0.2〜2.0mass％、
Al：0.01〜0.05mass％、
Ｐ：0.02mass％以下、
Ｎ：0.005〜0.02mass％、
Ｓ：0.03mass％以下、
Ｏ：0.0015mass％以下および
Sb：0.002〜0.02mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼素材に、1150℃以上の温度域に加熱し、800〜950℃の温度域での減面率が30〜50％の仕上圧延を施し、引き続き0.5℃／ｓ以下でAlNが十分に析出するまで冷却する熱間圧延条件にて熱間圧延を施した後、1150℃以下で熱間加工を開始し850℃以上で該熱間加工を仕上げ、その後800〜500℃の温度域を２℃／ｓ以下の平均冷却速度にて冷却することを特徴とする浸炭用鋼材の製造方法。
【請求項２】
前記鋼素材は、さらに
Ni：0.1〜2.0mass％および
Cu：0.1〜2.0mass％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の浸炭用鋼材の製造方法。
【請求項３】
前記鋼素材は、さらに
Ｖ：0.03〜0.3mass％
を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の浸炭用鋼材の製造方法。
【請求項４】
前記鋼素材は、さらに
Nb：0.005〜0.05mass％
を含有することを特徴とする請求項１、２または３に記載の浸炭用鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間鍛造にて製造された浸炭部品の素材となる浸炭用鋼材の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、ガス浸炭焼入れ−焼戻し処理される浸炭部品、例えば歯車類における、疲労強度や耐久寿命の向上に関して、特許文献１には、粒界酸化や不完全焼入層を低減することを目的として、Feより酸化され易い元素であるSi、MnおよびCr等を低減させ、Feより酸化されにくいNiおよびMo等にて、焼入れ性や機械的性質を調整することが記載されている。
【０００３】
また、特許文献２には、高濃度浸炭と呼ばれ、浸炭時のカーボンポテンシャルを高める手法によって、表面に微細な球状炭化物を析出させ、表面硬さを向上させる技術が提案されている。
【特許文献１】特開平４−83848号公報
【特許文献２】特開平４−32537号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、これらの改善技術はいずれも、歯車が使用される前の特性に関するものであり、歯車が実際に使用され、噛み合っている状態を考慮したものではない。とりわけ、歯車の駆動面と被駆動面が高面圧で接している状態では、使用前の特性のみでは対応できない面疲労現象が生じてくる。特に、最近の歯車における損傷形態では、エンジンの高出力化、歯車の小型化に対する要望と相俟って、面疲労がより支配的となっている。すなわち、歯車が使用され、噛み合っている状態では、すべりを含む接触圧による摩擦によって、歯の接触面の温度は200〜300℃に上昇していることが推定されている。そのような高温に晒された場合、浸炭層の硬さは使用前より低下することが認められている。浸炭層の硬さの維持は、面疲労に対する因子のなかでも最も重要なものであるが、前述した改善技術によって使用前の浸炭層の硬さを向上させても、使用中における摩擦熱によって生じる浸炭層の硬さ低下が原因となって、面疲労が発生してしまうといった問題があった。
【０００５】
そこで、本発明は、以上の問題点を安価に解決するために、浸炭部品の焼戻し軟化抵抗の増加を達成する方途について提案することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、特に浸炭部品の焼戻し軟化抵抗を増加するための条件を模索したところ、以下に述べる知見を得るに到った。まず、焼戻し軟化抵抗に有効な元素として知られる、Siを活用することである。すなわち、Siはセメンタイトの析出を抑制することを通して軟化を抑制する作用がある。一方で、Siは、フェライト安定化元素であるため、鋼の変態開始温度を上げ、浸炭後の焼入れにおいて、炭素含有量の少ない心部組織にフェライトを発生する問題がある。フェライトの発生は、ミクロ組織を強度的に不均一にし、靭性並びに疲労強度の低下に結びつき易く、望ましく無い。また、Si添加により熱間鍛造ままでの硬さが増加し、鍛造後の機械加工において、被削性を低下させる原因になる。さらに、Siは浸炭時の粒界酸化を発生しやすい元素であるという、最大の問題点もある。
【０００７】
そこで、発明者らは、このようなSiに関する問題を解決し、その軟化抵抗に寄与する効果を著しく発揮する浸炭用鋼の製造方法について究明したところ、浸炭素材の化学成分調整と熱間圧延および熱間加工条件とを適正化することが有効であるとの知見を得て、本発明を完成するに到った。
【０００８】
本発明の要旨構成は、次のとおりである。
（１）Ｃ：0.1〜0.35mass％、
Si：0.3〜1.1mass％、
Mn：0.2〜1.0mass％、
Mo：0.1〜1.0mass％、
Cr：0.2〜2.0mass％、
Al：0.01〜0.05mass％、
Ｐ：0.02mass％以下、
Ｎ：0.005〜0.02mass％、
Ｓ：0.03mass％以下、
Ｏ：0.0015mass％以下および
Sb：0.002〜0.02mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼素材に、1150℃以上の温度域に加熱し、800〜950℃の温度域での減面率が30〜50％の仕上圧延を施し、引き続き0.5℃／ｓ以下でAlNが十分に析出するまで冷却する熱間圧延条件にて熱間圧延を施した後、1150℃以下で熱間加工を開始し850℃以上で該熱間加工を仕上げ、その後800〜500℃の温度域を２℃／ｓ以下の平均冷却速度にて冷却することを特徴とする浸炭用鋼材の製造方法。
【０００９】
（２）前記鋼素材は、さらに
Ni：0.1〜2.0mass％および
Cu：0.1〜2.0mass％
の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）に記載の浸炭用鋼材の製造方法。
【００１０】
（３）前記鋼素材は、さらに
Ｖ：0.03〜0.3mass％
を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の浸炭用鋼材の製造方法。
【００１１】
（４）前記鋼素材は、さらに
Nb：0.005〜0.05mass％
を含有することを特徴とする前記（１）、（２）または（３）に記載の浸炭用鋼材の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の製造方法にて得られた浸炭用鋼材を用いれば、浸炭後の浸炭部品における焼戻し軟化抵抗を増加することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明の浸炭用鋼の素材について、その成分組成を詳しく説明する。
［成分組成］
Ｃ：0.1〜0.35mass％
Ｃは、浸炭処理後の焼入れにより浸炭部品中心部の硬度を高めるために0.1mass％以上は必要であり、一方、多量に含有すると心部の靭性を低下させるため、上限を0.35mass％とする。
【００１４】
Si：0.3〜1.1mass％
Siは、本発明鋼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予想される200〜300℃の温度域における軟化抵抗を高める元素であり、そのためには0.3mass％以上の添加が必要である。好ましくは、0.5mass％以上で添加する。しかし、Siはフェライト安定化元素であり、その過剰な添加はＡｃ３変態点を上昇し、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の出現が生じ易くなり、強度の低下を招く。また、浸炭前の鋼材が硬くなり過ぎると、切削性を劣化させる。これを回避するために、上限は1.1mass％とする。
【００１５】
Mn：0.2〜1.0mass％
Mnは、焼入れ性に有効な元素であり、少なくとも0.2mass％の添加は必要である。しかし、浸炭異常層を形成し易く、これを低減するために、上限は1.0mass％とする。
【００１６】
Mo：0.1〜1.0mass％
Moは、焼入れ性に有効な元素であり、また浸炭層および心部の靭性を向上させる元素であると同時に、SiやMn等の浸炭異常層を低減する効果もある。そのためには、0.1mass％以上の添加が必要である。しかし、過剰の添加は熱間鍛造後の硬さが硬くなり過ぎ、靭性並びに被削性を劣化させるため、上限を1.0mass％とする。
【００１７】
Cr：0.2〜2.0mass％
Crは、焼入れ性に有効な元素であり、そのためには、0.2mass％以上で添加することが好ましい。一方で過剰に添加すると、粒界酸化を招き易い。これを低減するために、上限は2.0mass％とする。
【００１８】
Al：0.01〜0.05mass％
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る。そのためには、0.01mass％以上の添加が必要である。しかし、過剰な添加は、疲労強度に対して有害なAl203介在物の生成を助長する。これを回避するために、上限は0.05mass％とする。
【００１９】
Ｐ：0.02mass％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元素であり、低いほど望ましいが、0.02mass％までは許容される。
【００２０】
Ｎ：0.005〜0.02mass％
Ｎは、AlおよびNbと結合し、AlＮ、Nb（CN）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およびNb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0.005mass％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の発生や鍛造性の劣化を招くため、上限を0.02mass％とする。
【００２１】
Ｓ：0.03mass％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。そのためには、0.005mass％以上で添加することが好ましい。しかし、過剰な添加は、疲労強度の低下を招く要因となるため、上限を0.03mass％とする。
【００２２】
Ｏ：0.0015mass％以下
Ｏは、鋼中において酸化物系介在物として存在し、疲労強度を損う元素である。含有量は低いほど望ましいが、0.0015mass％までは許容される。
【００２３】
Sb：0.002〜0.02mass％
Sbは、粒界酸化を低減する効果がある。そのためには、少なくとも0.002mass％は必要であるが、0.02mass％を超えて含有しても効果が飽和するため、0.002〜0.02mass％とする。好ましくは、0.005〜0.02mass％とする。
【００２４】
さらに、本発明では、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ni：0.1〜2.0mass％
Niは、焼入れ性に有効な元素であり、そのためには、0.1mass％以上で添加することが好ましい。一方、過剰な添加は経済的な観点から好ましくないばかりか、浸炭層の残留オーステナイトの形成を促進し、硬さを低下させる場合もあることから、上限は2.0mass％とする。
【００２５】
Cu：0.1〜2.0mass％
Cuは、焼入れ性に有効な元素であり、そのためには、0.1mass％以上で添加することが好ましい。一方、過剰な添加は熱間鍛造性を劣化させるために、上限は2.0mass％とする。
【００２６】
Ｖ：0.03〜0.3mass％
Ｖは、浸炭温度近傍の低温域で炭化物を形成して硬さを向上する効果を有し、そのためには0.03mass％以上で添加する。一方、過剰な添加は靭性を劣化させるため、上限は0.3mass％とする。
【００２７】
Nb：0.005〜0.05mass％
Nbは、ＣおよびＮと結合してAl（CN）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。そのためには、0.01mass％以上の添加は必要である。しかし、過剰な添加は靭性を劣化させるため、上限は0.05mass％とする。
【００２８】
［熱間圧延条件］
加熱温度
浸炭時の結晶粒微細化に有効な、微細な析出物を得るためには、凝固時に生成した粗大な晶出物および析出物を一度、完全に固溶させる必要がある。そのためには、熱間圧延時の加熱温度を1150℃以上とする必要がある。
【００２９】
800〜950℃の温度域での減面率
後述の熱間加工後に軟質な組織を得るためには、前組織を微細にする必要がある。そのため、低温、すなわち、800〜950℃の温度域にて、30〜50％の減面率の仕上圧延が必要である。
【００３０】
冷却速度
後述の熱間加工後に軟質な組織を得るためには、微細な析出物を生成させる必要があり、冷却速度が速すぎると、十分に析出が生じないため、0.5℃/s以下の冷却速度とする。
【００３１】
冷却後は、熱間加工に供する。この熱間加工とは、熱間鍛造や再度の熱間圧延を意味する。
【００３２】
［熱間加工条件］
加熱温度
熱間圧延で得られた微細折出物の固溶を防ぐために、1150℃以下の加熱とする。下限については、オーステナイト域であるＡｃ３点以上で加熱することが好ましい。熱間加工の仕上げは、900℃以上で行うことが好ましい。
【００３３】
冷却速度
冷却速度が速いと硬さが増加して被削性が劣化するため、800〜500℃の温度域での平均冷却速度を２℃/s以下にする必要がある。
【実施例１】
【００３４】
表１に示す成分組成を有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼素材に、表２に示す条件に従って、熱間圧延、次いで熱間加工を施し、その後冷却することによって、浸炭用鋼材を作製した。この鋼材から直径30mmおよび長さ150mmの丸棒並びにローラピッチング試験片を切り出した。かくして得られた丸棒について、粒界酸化および被削性を調査するとともに、浸炭処理後、180℃および300℃焼戻しを行った後の硬さ（焼戻し軟化抵抗性）を調査した。そして、ローラピッチング試験片を用いて、ローラピッチング寿命（焼戻し軟化抵抗性）を調査した。その結果を、表３に示す。
【００３５】
なお、浸炭処理は930℃で７時間、カーボンポテンシャル0.8％の条件で浸炭を実施した。ローラピッチング寿命は180℃×１時間加熱の焼戻し処理を実施したものを用いて評価した。
また、粒界酸化は浸炭処理後の試験片の表面を光学顕微鏡で観察し、粒界酸化深さを測定した。光学顕微鏡観察は、400倍で行い、各視野での最大粒界酸化深さを求め、10視野の平均値を粒界酸化深さとした。
被削性は、熱間加工後の硬さで評価した。浸炭処理後の硬さは、表面から50μｍの深さの浸炭層深さを180℃焼戻しと300℃×１時間再加熱処理後で測定した。
ローラピッチング試験は、最大ヘルツ面圧3400MPa、すべり率40％、油温80℃の条件で行い、ピッチングが発生する寿命で評価した。
【００３６】
【表１】
0005332410.tif 000002
【００３７】
【表２】
0005332410.tif 000003
【００３８】
【表３】
0005332410.tif 000004
【００３９】
表に示すように、Si量が本発明範囲から外れて少なくなりすぎると、焼き戻し軟化抵抗が低下し、ローラピッチング寿命が低下する。一方、Si量が本発明範囲から外れて多くなりすぎると、熱間鍛造後の硬さが高すぎて、その後の加工に悪影響を及ぼす、おそれがある。
また、Sbは本発明範囲から外れて少なくなりすぎると、粒界酸化層が厚くなる結果、ローラピッチング寿命が低下する。なお、Sbの添加量が0.02％を超えると、その効果は飽和している。
【実施例２】
【００４０】
表４に示す成分組成を有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼素材に、表２のＮｏ．２に示した条件に従って、熱間圧延、次いで熱間加工を施し、その後冷却することによって、実施例１と同様に浸炭用鋼材を作製した。この鋼材から直径30mmおよび長さ150mmの丸棒並びにローラピッチング試験片を切り出した。かくして得られた丸棒について、粒界酸化および被削性を調査するとともに、浸炭処理後、180℃および300℃焼戻した後の硬さ（焼戻し軟化抵抗性）を、実施例１と同様に調査した。そして、ローラピッチング試験片を用いて、ローラピッチング寿命（焼戻し軟化抵抗性）を実施例１と同様に調査した。
さらに、丸棒の芯部の靭性を評価するために、該丸棒の中心部から、10mm角で長さ55mmのＵノッチシャルピー試験片を切り出し、この靭性を評価した。
その結果を、表５に示す。
【００４１】
【表４】
0005332410.tif 000005
【００４２】
【表５】
0005332410.tif 000006