(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０１％〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１％〜０．１６％、
Ｍｎ：０．２５％〜２．０％
Ｃｕ：１．１１％〜２．０％
Ｃｒ：０．３％〜３．０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物元素からなることを特徴とする耐衝撃特性と高サイクル疲労強度を有する高強度高靭性肌焼き鋼。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．０１％〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１％〜０．１６％、
Ｍｎ：０．２５％〜２．０％、
Ｃｕ：１．１１％〜２．０％、
Ｃｒ：０．３％〜３．０％
を含有し、更に
Ｎｉ：０．５〜５．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．５％
の内の１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物元素からなることを特徴とする耐衝撃特性と高サイクル疲労強度を有する高強度高靭性肌焼き鋼。
【請求項３】
質量％で、更に、
Ｖ：０．０５〜０．５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．５％
の内の１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載の耐衝撃特性と高サイクル疲労強度を有する高強度高靭性肌焼き鋼。
【請求項４】
質量％で、更に、
Ｔｅ：０．０５％以下（０は含まない）、
Ｚｒ：０．０５％以下（０は含まない）、
Ｍｇ：０．０５％以下（０は含まない）
の内の１種以上を含有することを特徴とする請求項１、２または３記載の耐衝撃特性と高サイクル疲労強度を有する高強度高靭性肌焼き鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は自動車や産業機械等において耐衝撃特性と高い疲労強度が要求される部品、特に歯車等に好適な高強度高靭性の肌焼き鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の高出力化および軽量化に伴い、構造用部品の高強度化が要望されている。歯車部品等においてはＪＩＳに規定されている、ＳＣｒ鋼、ＳＣＭ鋼、ＳＮＣＭ鋼等を素材とし、熱間鍛造や冷間鍛造、機械加工後に浸炭処理を施して用いるのが通例である。しかし、浸炭焼入れを施した部品は表面硬さが大幅に向上するため靭性が著しく低下し、従来の材料では耐衝撃性が不十分であるという問題があった。このような問題に対して特開平６−１００９７４号公報が提案されているが歯元曲げ疲労強度（高サイクル疲労強度）に対しては不明である。また、特開平９−５３１４９号公報では鋼材のジョミニ値および浸炭時の冷却速度を調整する方法が提案されているが、本公報においても衝撃特性と１０5回以上高サイクル疲労の両立については述べられていない。すなわち従来は衝撃特性と高サイクル疲労を両立させることが難しい問題があった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこのような事情に着目してなされたものであって、その目的は浸炭処理された歯車部品等の構造用部品の耐衝撃特性と高サイクル疲労が両立する高強度高靭性の肌焼き鋼を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記の課題を解決するために肌焼き鋼の化学成分および浸炭処理後の特性について鋭意研究した結果、鋼材に適量のＣｕを添加することにより、衝撃特性と高サイクル疲労強度がともに大幅に向上することを見出した。
【０００５】
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１％〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１％〜０．１６％、Ｍｎ：０．２５％〜２．０％、Ｃｕ：１．１１％〜２．０％、Ｃｒ：０．３％〜３．０％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐衝撃特性と高サイクル疲労強度を有する高強度高靭性肌焼き鋼であり、更に必要に応じて、Ｎｉ：０．５〜５．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．５％の内の１種以上を含有し、更に必要に応じて、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％の内の１種以上を含有し、更に必要に応じて、Ｔｅ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下（何れも０を含まない）の内の１種以上を含有することを特徴とする耐衝撃特性と高サイクル疲労強度を有する高強度高靭性肌焼き鋼である。
【０００６】
【発明の実施の形態】
本発明者らは前述のような従来技術の問題点に着目し、対衝撃性と高サイクル疲労の両立する歯車やシャフト部品等の機械部品として優れた性能を有する肌焼き鋼の開発に対して鋭意研究を行った結果、適量のＣｕを添加することにより、衝撃特性と高サイクル疲労特性が両立する優れた特性が得られることを見出した。
【０００７】
特開平９−５３１４９号公報ではＣｕの添加も可能としているが、上述した効果にではなく、添加目的が耐食性であり本発明の目的とは根本的に異なっており、実施例における最大添加量は０．４２％である。
【０００８】
次に以下に本発明で使用する鋼材化学成分を規定した詳細を説明する。
【０００９】
Ｃ：０．０１％〜０．２５％
通常、鋼の強度を得る上でＣは必要である。そのため、下限を０．０１％とした。しかし、Ｃ量を高くすると衝撃特性が低下するため０．２５％を上限とした。
【００１０】
Ｓｉ:０．０１％〜０．１６％
Ｓｉは溶製時の脱酸剤として有用な元素であり、耐ピッチング性の向上に効果がある。その効果を得るために０．０１％以上とした。しかし、０．１６％を超えると浸炭時に粒界酸化により衝撃特性、高サイクル疲労特性を低下させるため、０．１６％を上限とした。
【００１１】
Ｍｎ：０．２５％〜２．０％
Ｍｎは溶製時の脱酸剤として有用な元素であり、浸炭時の焼入れ性を確保するの必要な元素である。その効果を得るには０．２５％以上必要である。しかし、多すぎると加工性を劣化させるため上限を２．０％以下とした。
【００１２】
Ｃｕ：１．１１％〜２．０％
Ｃｕは本発明で最も重要な元素であり、靭性および高サイクル疲労の向上を得るためには１．１１％以上が必要である。しかし、２．０％を超えて添加しても更なる効果が得られず、鋼の熱間延性を低下させるため、２．０％を上限とした。
【００１３】
Ｃｒ：０．３％〜３．０％
Ｃｒは鋼の焼入れ性を確保する上で重要な元素であり、歯車の面疲労現象である耐ピッチング性の向上にも効果がある。それらの効果を得るためには０．３％以上の添加が必要である。しかし、３％を超えて添加しても効果が飽和し鋼材の加工性も劣化させるため上限とした。
【００１４】
Ｎｉ:０．５％〜５．０％
Ｎｉは鋼の焼入れ性の向上は衝撃靭性の向上に効果があり、更にＣｕによる熱間脆性を抑制する効果がある。それらの効果を得るためには０．５％以上が必要であり、５．０％を超えて添加しても加工性を低下させるため、上限とした。
【００１５】
Ｍｏ:０．０５％〜１．５％
Ｍｏは鋼の焼入れ性の向上は衝撃靭性の向上に効果があり、それらの効果を得るためには０．０５％以上が必要であり、１．５％を超えて添加しても加工性を低下させるため、上限とした。
【００１６】
Ｖ：０．０５〜０．５％
Ｖは結晶粒を微細化し、衝撃靭性の向上や高サイクル疲労強度の向上に効果がある。それらの効果を得るためには０．０５％以上が必要であり、０．５％を超えても効果が飽和し加工性を劣化させるなどの問題が生じるため０．５％以下とした。
【００１７】
Ｎｂ：０．００５〜０．５％
Ｎｂは結晶粒を微細化し、衝撃靭性の向上や高サイクル疲労強度の向上に効果がある。それらの効果を得るためには０．００５％以上が必要であり、０．５％を超えても効果が飽和し加工性を劣化させるなどの問題が生じるため０．５％以下とした。
【００１８】
Ｔｉ：０．００５〜０．５％
Ｔｉ：は結晶粒を微細化し、衝撃靭性の向上や高サイクル疲労強度の向上に効果がある。それらの効果を得るためには０．００５％以上が必要であり、０．５％を超えても効果が飽和し加工性を劣化させるなどの問題が生じるため０．５％以下とした。
【００２０】
Ｔｅ：０．０５％以下（０は含まない）
ＴｅはＭｎＳを微細化するとともに球状化することにより熱間圧延や熱間鍛造時のＭｎＳの延伸を抑制する効果がある。延伸したＭｎＳは衝撃値の低下するため、Ｚｒの添加は衝撃値の向上に効果がある。しかし、０．０５％を超えても効果が飽和するため上限とした。
【００２１】
Ｚｒ：０．０５％以下（０は含まない）
ＺｒはＭｎＳを微細化するとともに球状化することにより熱間圧延や熱間鍛造時のＭｎＳの延伸を抑制する効果がある。延伸したＭｎＳは衝撃値の低下するため、Ｚｒの添加は衝撃値の向上に効果がある。しかし、０．０５％を超えても効果が飽和するため上限とした。
【００２２】
Ｍｇ：０．０５％以下（０は含まない）
ＺｒはＭｎＳを微細化するとともに球状化することにより熱間圧延や熱間鍛造時のＭｎＳの延伸を抑制する効果がある。延伸したＭｎＳは衝撃値の低下するため、Ｚｒの添加は衝撃値の向上に効果がある。しかし、０．０５％を超えてもコスト高とるため上限とした。
【００２３】
なお、本発明に係る肌焼き鋼に浸炭（もしくは浸炭浸窒）を施すときの具体的な方法や条件には一切制限がなく、従来から知られているガス浸炭（または浸炭浸窒）法、固体浸炭（または浸炭浸窒）法、液体浸炭（または浸炭浸窒）法、プラズマ浸炭（または浸炭浸窒）法、真空浸炭（または浸炭浸窒）法などを全て採用することができる。
【００２４】
【実施例】
以下に実施例を挙げて本発明を説明する。表１に示す化学成分の組成を１５０ｋｇ真空溶解炉で溶製後、熱間圧延により直径３０φの丸棒を製造した。この丸棒を９２５℃に加熱し空冷し焼きならし処理を行った。この材料を素材とし、図１に示す半円弧（Ｒ=２）の切欠３を有するシャルピー衝撃試験片、図２に示す半円弧（Ｒ=１．１４）の切欠４を有する小野式回転曲げ試験片、図３に示す試験部ｌａが２６ｍｍのローラーピッチング試験用の小ローラー試験片１を機械加工により作成した。また、ローラーピッチング試験に用いる負荷ローラー２は同様に１５０ｋｇ真空溶解、熱間圧延により７０φの棒鋼を製造し、その後、所定の長さに切り出し、軸方向に熱間鍛造を行うことにより１５０φ×３０ｍｍの粗形材とした。その後９２５℃に加熱し焼きならし処理を行い、図３に示す直径が１３０ｍｍで接触部となる幅ｌｂが１８ｍｍでクラウニングが１５０ｍｍに機械加工を行い負荷ローラー２を作成した。
【００２５】
浸炭処理は図４に示すように９３０℃で４時間の処理を行い、１００℃の油焼入れを行った後に１８０℃で２時間の焼戻し処理を行った。
【００２６】
シャルピー衝撃試験は室温で行い衝撃値を評価した。小野式回転曲げ疲労試験は３０００ｒｐｍで１×１０7回を疲労限度として測定した。ローラーピッチング試験方法は図３に示すように試験片１の試験部ｌａに負荷ローラー２を荷重を付与した状態で接触させ、試験部ｌａが破損するまでの繰り返し数を評価し１×１０７回を拾う限度とした。試験条件は下記のように行った。
試験面圧：２０７７〜３５２８ＭＰａ（３５２８ＭＰａは試験機の最大負荷であり、その面圧で破損しなかった場合は疲労強度を＞３５２８ＭＰａとした
滑り率：−４０％
潤滑油：ギヤオイル（−８０℃）
回転数：１０００ｒｐｍ
【００２７】
【表１】
0003927355.tif 000002
【００２８】
以上の結果を一括して表２に示した。
【００２９】
本発明鋼１〜１７は衝撃値、小野式回転曲げ疲労強度、ローラーピッチング試験によるピッチングの何れにおいても優れ、衝撃特性と高サイクル疲労強度の両立が図ることができることができた。
【００３０】
それに対して比較鋼１８はＣ量が高いために衝撃値が劣化し、比較例１９はＣｕ添加量が不足し、衝撃値、小野式回転曲げ疲労、ローラーピッチング疲労強度の何れも低下した。比較例２０においても高い衝撃値、小野式回転曲げ疲労、ローラーピッチング疲労強度が得られているが、熱間圧延や熱間鍛造時に割れが発生し、生産性が劣化した。比較例２１はＳｉ添加量が高く、衝撃値と小野式回転曲げ疲労強度が低下した。比較例２２はＪＩＳ−ＳＣＭ４２０鋼である。本発明鋼は何れにおいても優れた特性を示した。
【００３１】
【表２】
0003927355.tif 000003
【００３２】
【発明の効果】
以上説明したように本発明の肌焼き鋼は衝撃特性と高サイクルの疲労強度の両立を図る優れた特性を得られ、高サイクル疲労が求められる歯車部品から衝撃特性が求められる歯車部品まで幅広い範囲での適用が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例で用いたシャルピー衝撃試験片を示す図である。
【図２】実施例で用いた小野式回転曲げ疲労試験片を示す図である。
【図３】実施例で用いたローラーピッチング試験を示す図である。
【図４】実施例で施した浸炭焼入れのヒートパターンを示す図である。
【符号の説明】
１  試験片
２  負荷ローラー
３  切欠
４  切欠
ｌａ  試験部
ｌｂ  幅
【図１】
0003927355.tif 000004
【図２】
0003927355.tif 000005
【図３】
0003927355.tif 000006
【図４】
0003927355.tif 000007