(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
心部がＣ：０．１０〜０．３０％（化学成分の場合は質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．３５〜１．０％、Ｍｎ：０．２０〜１．０％、Ｃｒ：１．０〜１．３１％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％を含み、且つ、Ａ１：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％よりなる群から選択される１種または２種以上の元素と、Ｎ：０．００８〜０．０５％を含有し、残部鉄および不可避不純物であると共に、浸炭焼入・焼戻し後におけるオーステナイト結晶粒度番号が８．５以上であり、走査型電子顕微鏡で８０００倍の倍率で観察したときに、表面から５０μｍ以内の表層部における直径０．５μｍ以下の炭化物の面密度が６．０個／１０μｍ2以上で、全炭化物数に占める直径０．５μｍ以下の炭化物数の割合が８０％以上であり、更に鋼板表面から深さ５０μｍの位置の残留オーステナイト量が２０％以下（０％を含まない）であることを特徴とする鋼部材。
【請求項２】
心部が、他の元素としてＺｒ：０．０１〜０．１５％、Ｐｂ：０．０９％以下よりなる群から選択される１種または２種以上の元素を含む請求項１に記載の鋼部材。
【請求項３】
機械構造用部品である請求項１または２に記載の鋼部材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は鋼部材に関し、より詳細には、例えば高面圧で使用される歯車、摺動部品、軸類等の如く優れた耐ピッチング性と疲労強度を兼ね備えた機械構造用鋼部品や、耐摩耗性に優れた工具等として用いられる鋼部材に関するものである。
【０００２】
以下では、鋼部材のうち機械構造用鋼部品として用いる場合を主体に説明する。
【０００３】
【従来の技術】
機械構造用鋼部品は、例えば自動車、建設機械、産業機械等における動力伝達部品として広く使用されている。このような機械構造用鋼部品に用いられる鋼材としては、これまでＪｌＳ  Ｇ４１０４，Ｇ４１０５，Ｇ４１０３等に規定されているＣｒ肌焼鋼、Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼、Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼があり、これらの鋼を成形加工した後、浸炭処理もしくは浸炭窒化処理等の表面硬化処理を施したものが機械構造用鋼部品として使用されてきた。
【０００４】
ところが近年、自動車、建設機械、産業機械等の高応力化や部品の小型軽量化に対する要望が高まってくるにつれて、動力伝達用歯車などの負荷応力はますます増大する傾向にあり、上述したような従来の機械構造用鋼や表面硬化処理鋼では、こうした厳しい使用環境に適応し難くなっている。
【０００５】
このような状況に鑑み、特に接触面圧の増加に伴う接触面の剥離損傷、すなわちピッチング損傷を抑制するため、表層部のＣ濃度を高めて炭化物を微細析出させることにより表層部の高硬度化を狙った高濃度浸炭法、ＣＤ（ＣａｒｂｉｄｅＤｉｓｐｅｒｓｉｏｎ）浸炭法、過共析浸炭法などが採用されている。また特開平６−１５８２６６号公報には、Ｃ：０．１０〜０．３％、Ｓｉ：１．０％未満、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｐ：０．０２０％未満、Ｃｒ：１．５０％超であって、質量比が「４．５＜（８・Ｓｉ＋３Ｃｒ）＜１３．５」を満たし、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％、残部Ｆｅからなる鋼素材を、表面炭素濃度が０．７〜１．２％となるように浸炭してから焼入れ・焼戻し処理を行う高面圧部品の製法が開示されている。
【０００６】
また特開平６−２５８２３号公報には、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０５〜２％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｃｒ：２〜８％、Ｓ：０．０３％以下、Ａ１：０．０１５〜０．０６％、Ｎ：０．００５〜０．０２％を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、該不可避不純物中のＰ（りん）を０．０２％以下、Ｏ(酸素)を０．００２％以下にそれぞれ制御してなる鋼を素材とし、該鋼素材によって作製された部品に、浸炭もしくは浸炭窒化処理および焼入れ・焼戻し処理を施し、表層部に平均粒径が５μｍ以下の炭化物、または炭窒化物を析出させた浸炭鋼部品が開示されている。
【０００７】
しかし、これら特開平６−１５８２６６号や特開平６−２５８２３号に開示された方法で製造した機械構造用鋼部品はＣ含有量が高く、直径で数μｍ程度の粗大な炭化物が多数析出しているため、耐ピッチング性は満足し得るものの、曲げ疲労強度に劣るという問題がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、曲げ疲労特性を害することなく、耐ピッチング性を高めることのできた機械構造用鋼部品の他、耐摩耗性に優れた工具等としても使用することのできる鋼部材を提供しようとするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決することのできた本発明にかかる鋼部材とは、心部がＣ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．３５〜１．０％、Ｍｎ：０．２０〜１．０％、Ｃｒ：１．０〜１．３１％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％を含み、且つＡ１：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％よりなる群から選択される１種または２種以上の元素と、Ｎ：０．００８〜０．０５％を含み、残部鉄および不可避不純物であると共に、浸炭焼入・焼戻し処理後におけるオーステナイト結晶粒度番号が８．５以上で、且つ、走査型電子顕微鏡で８０００倍の倍率で観察したときに、表面から５０μｍ以内の表層部における直径０．５μｍ以下の炭化物の面密度が６．０個／１０μｍ2以上で、且つ全炭化物数に占める直径０．５μｍ以下の炭化物数の割合が８０％以上であり、更に鋼板表面から深さ５０μｍの位置の残留オーステナイト量が２０％以下（０％を含まない）であるところに要旨を有しており、この鋼部材は、ＨＶ８００以上の表面硬さを有している。
【００１０】
この鋼部材には、Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、Ｐｂ：０．０９％以下よりなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有させると、優れた被削性をも併せ付与することができるので好ましい。
【００１１】
尚、上記「心部」とは、表面から浸炭した炭素の到達していない、Ｃの濃度分布がほぼ一定である鋼内部をいうものとする。
【００１２】
【発明の実施の形態】
発明者らは前述した様な課題の下で、鋼部材、特に曲げ疲労特性を害することなく、耐ピッチング性の高められた機械構造用鋼部品の開発を期して検討を重ねた結果、心部の化学成分を規定すると共に、表面から５０μｍまでの表層部に微細な炭化物を多数析出させ、表層硬さをＨＶ８００以上に高めてやれば、機械構造用鋼部品として耐ピッチング性が大幅に改善されることを見出した。但し、機械部品に求められる高レベルの疲労強度を確保するには、表面から５０μｍ以内の表層部における炭化物のサイズと個数を厳密に制御しなければならず、該炭化物として、直径０．５μｍ以下のものが面密度６．０個／１０μｍ2以上で、全炭化物数中に占める直径０．５μｍ以下の炭化物数の割合が８０％以上であるものは、機械構造用鋼部品として前述した要求特性を満たすものとなることを知り、本発明に想到したものである。
【００１３】
以下、本発明で定める各数値限定の理由について詳述する。まず表面から５０μｍまでの表層部における炭化物の面密度であるが、直径０．５μｍ以下のものが面密度で６．０個／１０μｍ2以上でなければならず、面密度が６．０個／１０μｍ2未満では、本発明で意図するレベルの耐ピッチング性が得られない。また、直径０．５μｍ以下の炭化物が全炭化物数中に占める割合は８０％以上でなければならず、８０％未満では、２０％を超えて存在する直径０．５μｍ超の炭化物が破壊の起点となり、機械構造用鋼部品の曲げ疲労強度に悪影響が現われる。しかし、直径０．５μｍを超える炭化物の個数が全炭化物数中に占める比率で２０％未満であれば、疲労強度に与える影響は小さく、実用上の問題となることはない。
【００１４】
曲げ疲労特性を劣化させることなく優れた耐ピッチング性を確保する上でより好ましい前記面密度は８．０個／１０μｍ2以上、更に好ましくは１０．０個／１０μｍ2以上で、直径０．５μｍ以下の炭化物が全炭化物数中に占めるより好ましい比率は９０％以上、更に好ましくは９５％以上である。
【００１５】
更に本発明においては、上記要件に加えて、心部の化学成分が適切な鋼材を使用することが必要であり、それらの総合により表層部の硬さでＨＶ８００以上を確保し、優れた耐ピッチング性および曲げ疲労強度を両立することが可能となる。以下、本発明で定める鋼材の化学成分について、各成分の限定理由を説明する。
【００１６】
Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは鋼部材として必要な心部硬さを確保する上で欠くことのできない元素であり、０．１０％未満では心部硬さが不足し、機械構造用鋼部品や工具として強度不足となる。しかしＣ量が多くなり過ぎると、心部硬さが過度に高くなって冷鍛加工性や被削性が劣化するので、０．３０％以下に抑えなければならない。こうした観点から、Ｃのより好ましい下限は０．１５％、より好ましい上限は０．２５％である。
【００１７】
Ｓｉ：０．１５〜１．０％
Ｓｉは、本発明における最も重要な元素の１つで、鋼材の表層部で析出する炭化物を微細化する作用を有しており、本発明の鋼材を浸炭処理したときに、表層部において微細な炭化物を多数析出させ、直径０．５μｍ以下の炭化物を面密度で６．０個／１０μｍ2以上存在させる上で重要な要件となる。しかも、適量のＳｉは鋼マトリックスを強化し、表層の硬度を更に高める作用も発揮する。鋼中のＳｉが０．１５％未満では、こうした作用が十分に発揮されず、表層の炭化物が粗大化すると共に面密度も小さくなり、満足のいく表面硬度が得られなくなる。逆にＳｉ量が１．０％を超えると、鋼部材を製造する際に、球状化焼鈍後の硬さが高くなり過ぎて被削性や冷間鍛造性が劣悪となる。こうした観点から、Ｓｉのより好ましい下限は０．３５％、より好ましい上限は０．６％である。
【００１８】
Ｍｎ：０．２０〜１．０％
Ｍｎは、脱酸剤として作用し酸化物系介在物量を低減して部材の内部品質を高める作用を発揮すると共に、有効硬化層深さや心部硬さを確保する上でも有効に作用する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｍｎを０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上含有させるべきであり、０．２０％未満では有効硬化層深さや心部硬さが不足し、十分な疲労強度が得られなくなる。逆にＭｎが１．０％を超えると、表層部における残留オーステナイト量が過度に多くなり、表層部が硬度不足となる。こうした観点から、Ｍｎのより好ましい含有率は０．２５％以上、０．６０％以下である。
【００１９】
Ｃｒ：１．０〜２．０％
Ｃｒも本発明における重要な元素の１つであり、適量のＣｒの添加によって、浸炭時における炭化物の析出を促進することが可能となる。ちなみに、Ｃｒ量が１．０％未満では上記作用が有効に発揮されず、加えて鋼部材の焼入性も低下し、必要とされる有効硬化層深さや芯部硬さが不足気味となって疲労強度が劣化する。しかし２．０％を超えてＣｒを過度に含有させると、心部硬さが高くなり過ぎて被削性不良となる。Ｃｒのより好ましい下限は１．２５％、より好ましい上限は１．５０％である。
【００２０】
Ｍｏ：０．０５〜０．６％
Ｍｏも重要な元素であり、表層部の浸炭層における炭化物の析出量を増すと共に、鋼マトリックスの焼入性を高め、表層部を硬質化する上で重要な役割を果たす。ちなみに、Ｍｏが０．０５％未満では炭化物が生成不足となるばかりでなく、表層部に不完全焼入れ組織が生成して疲労強度を劣化させる原因になる。逆にＭｏ量が０．６％を超えると、鋼部材が過度に硬質化して被削性や冷間加工性が劣悪となる。Ｍｏのより好ましい含有率は０．１５％以上、０．５％以下である。
【００２１】
ところで本発明において、先に説明した如く、表面から５０μｍ以内の表層部における直径０．５μｍ以下の炭化物の面密度が６．０個／１０μｍ2以上で、且つ全炭化物数に占める直径０．５μｍ以下の炭化物数の割合が８０％以上となる様に炭化物を析出させるには、浸炭焼入・焼戻し後において、機械部品である鋼のオーステナイト結晶粒度番号で８．５以上を確保することが必須の要件となる。これは、浸炭時に過剰に侵入した炭素が炭化物として析出する析出サイトの１つがオーステナイト結晶粒界であり、結晶粒微細化によりオーステナイト結晶粒界を増やすことで析出サイトを増加させることにより、微細な炭化物を多数析出させ得るからである。
【００２２】
ちなみにオーステナイト結晶粒度番号が８．５未満では、炭化物の析出サイトが少ないため直径０．５μｍ超の粗大な炭化物が多数析出し、直径０．５μｍ以下の炭化物の面密度も小さくなって耐ピッチング性や曲げ疲労特性に劣るものとなる。
【００２３】
こうした析出サイト増大による作用効果をより効果的に発揮させる上で、より好ましいオーステナイト結晶粒度番号は９．０以上、更に好ましくは９．５以上である。
【００２４】
この様に、心部組織におけるオーステナイト結晶粒度番号の大きな鋼を得るには、浸炭のための加熱工程でオーステナイト粒の成長を抑制する必要があり、そのための具体的な方法としては、鋼中に、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％よりなる群から選択される１種または２種以上の元素と、Ｎ：０．００８〜０．０５％を存在させる方法が挙げられる。即ち、これらの元素を含有させることによって鋼中に生成するＡｌＮ，ＮｂＮ，ＴｉＮ等の析出を利用し、浸炭加熱中におけるオーステナイト結晶粒の成長を抑制することができるのである。
【００２５】
そして、鋼中のＡ１量が０．００５％未満、Ｎｂ量が０．００５％未満あるいはＴｉ量が０．００５％未満では、結晶粒の粗大化抑制作用が有効に発揮されず、心部組織のオーステナイト結晶粒度番号を８．５以上に高めることができなくなる。一方、Ａｌ量が０．０５％を超え、Ｎｂ量が０．０５％を超え、あるいはＴｉ量が０．１％を超えると、上記作用効果が飽和するばかりでなく、アルミナ系介在物やＴｉＮの生成により曲げ疲労強度が低下したり冷間加工性が低下するといった障害が現われてくる。
【００２６】
更に本発明においては、上記元素に加えて、Ｃａ：０．０００５〜０．０５％、Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、Ｂｉ：０．０５％以下、Ｓ：０．１２％以下、Ｐｂ：０．０９％以下、Ｍｇ：０．０２％以下よりなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有させると、鋼部材を作製する際の切削性を大幅に改善できるので好ましい。ちなみに、これら選択元素の含有量が下限値未満では上記作用効果が十分に発揮されず、一方上限付近で各元素の上記作用効果は飽和し、むしろ粗大な複合介在物を多量に生成して曲げ疲労強度や耐ピッチング性劣化させるといった障害を生じる原因になることがある。
【００２７】
更に本発明においては、表層部の残留オーステナイト量が５％以上、３５％以下、より好ましくは１０％以上、２０％以下であることが望ましい。その理由は、残留オーステナイト量が５％未満では、靭性が低くなると共に機械構造部品として使用する際の他部品とのなじみが悪くなり、衝撃疲労破壊や騒音の原因になり、逆に３５％を超えると、表面硬さが低下して耐ピッチング性不足になるからである。
【００２８】
本発明の鋼部材を得る際に採用される表面硬化処理法であるが、炭化物を微細析出させるためには、高濃度浸炭やＣＤ浸炭を採用することが望ましい。
【００２９】
該表面硬化処理法の具体的な方法としては、例えば、
▲１▼第１工程で、カーボンポテンシャルが１．２０％程度の雰囲気下、９３０℃程度で８ｈｒ程度保持して浸炭し、その後の第２工程で、８３０℃程度で４５分程度保持してから油焼入することにより再加熱焼入する方法が挙げられるが、本発明で規定の炭化物析出形態とするにあたっては、９３０℃にて２時間、カーボンポテンシャル１．１５％の雰囲気に保持して表層から５０μｍ位置までの平均炭素濃度が０．９％となるまで浸炭した後、ガス冷却して室温近傍まで冷却し、その後、２５℃／分以上の速度で加熱して、再度８５０℃でカーボンポテンシャルが０．８５％の雰囲気に１時間保持した後、コールド油焼入れし最後に焼戻しを行う方法がより具体的な一例として挙げられる。その他、
▲２▼カーボンポテンシャルが１．３０％程度の雰囲気下、１０００℃程度に加熱し、その後７００℃程度まで冷却してから８８０℃程度に加熱する工程を複数繰り返す方法
なども用いうる表面硬化処理方法の一つとして挙げられる。
【００３０】
本発明の鋼部材は、上述の通り、部材表面に炭化物を析出させて高硬度とし、耐摩耗性にも優れているので、六角レンチのホルダー、コンクリートドリルのホルダー、鍛造用金型等の工具として使用することもできる。
【００３１】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００３２】
実施例１
表１，３に示す成分組成の鋼材を小型炉によって溶製し、熱間鍛造後に溶体化処理および焼ならし処理を行なった後、機械加工により直径１０ｍｍ×１３０ｍｍ（２本）、および直径２６ｍｍ×１３０ｍｍの丸棒試験片、回転曲げ疲労試験片、およびローラピッチング試験片の形状に加工した。図１にローラピッチング試験片の形状を示す。回転曲げ疲労試験片としては、形状係数２．０の切欠き付き疲労試験片を用いた。そしてこれらの試験片に、図２に示すパターンで高濃度浸炭処理を施した。図２において、第１段階ではカーボンポテンシャル（Ｃｐ）が１．２％の雰囲気で放置することにより高濃度浸炭し、更に第２段階で再加熱焼入れを行うことによって表層の浸炭部に微細な炭化物を析出させ、第３段階で焼戻し処理を行なった。
【００３３】
焼戻し終了後、直径１０ｍｍの丸棒試験片の１本を用いて不完全焼入れ組織の有無、炭化物の個数およびサイズの測定、結晶粒度番号の測定を、下記の方法で行なった。
【００３４】
(1)不完全焼入れ組織の有無：丸棒試験片を切断、研磨後、表面から５０μｍ位置を倍率８，０００倍でＳＥＭ観察し、不完全焼入れ組織の有無を判定、
(2)炭化物の個数およびサイズ：上記８，０００倍の写真を画像処理し、炭化物の個数とサイズを求める。なお炭化物の直径の求め方は、炭化物の面積を測定した後、同じ面積となる円の直径として求める。
【００３５】
(3)結晶粒度番号：Ｊ１Ｓ  Ｇ０５５１に準拠して測定する。
【００３６】
更に、焼戻し後の試験片にショットピーニング処理を施した後、直径１０ｍｍの丸棒試験片の残りを取出し、残留オーステナイトと硬度を測定する。またローラピッチング試験は、仕上げ研磨を行った後に、また回転曲げ疲労試験はそのまま試験に供し、更に下記の条件で焼ならし後の硬さを測定した。
【００３７】
残留オーステナイトは、Ｘ線回折によって表面から深さ５０μｍの位置を測定し、硬度は切断した断面において表面から５０μｍの位置と、直径方向中心位置で測定した。回転曲げ疲労試験は、回転数３，６００ｒｐｍにて行い１０7回に達しても破断しない応力を曲げ疲労強度として求めた。ローラピッチング試験には下記の条件を採用し、ピッチング損傷が生じた時をもってピッチング寿命とした。
【００３８】
［ローラピッチング試験条件］
面圧：３．７ＧＰａ、回転数：１，５００ｒｐｍ、すべり率：−４０％、油温：８０℃、相手ローラ：ＪｌＳ  Ｇ４８０５高炭素クロム軸受鋼ＳＵＪ２
［焼ならし後の硬さ試験］
ＪＩＳ  Ｚ２２４４に準拠して実施、試験荷重は９８Ｎ。
【００３９】
試験結果を表２，４，５に示す。
【００４０】
【表１】
0004116787.tif 000002
【００４１】
【表２】
0004116787.tif 000003
【００４２】
【表３】
0004116787.tif 000004
【００４３】
【表４】
0004116787.tif 000005
【００４４】
【表５】
0004116787.tif 000006
【００４５】
表１，２において、Ｎｏ．１〜１８は本発明の規定要件を満たす実施例であり、回転曲げ疲労強度が８５０ＭＰａ以上と高く、ピッチング寿命も長寿命を示している。更に、適量の快削性元素を添加したＮｏ．２，４，６，８，９，１０，１４，１５，１８は優れた快削性を示している。
【００４６】
これらに対し、表３，４におけるＮｏ．１９〜２７は、本発明で定める何れかの要件を欠く比較例であり、Ｎｏ．１９，２１，２２，２５〜２７は、直径０．５μｍ以下の炭化物の面密度が６．０個／１０μｍ2未満で、全炭化物数に占める直径０．５μｍ以下の炭化物数の割合が８０％未満であるため、粗大な炭化物の存在によって回転曲げ疲労強度が劣り、また直径０．５μｍ以下の炭化物の面密度が低いためピッチング寿命が短い。
【００４７】
またＮｏ．２３では、Ｍｏ量が少ないため炭化物数不足となって表層が硬度不足となり、ピッチング寿命が短くなる他、回転曲げ疲労強度も乏しい。Ｎｏ．２１は、表層に不完全焼入れ組織が生成しており、微細炭化物の数も割合も少ないためピッチング寿命が短く、回転曲げ疲労強度が乏しい。
【００４８】
Ｎｏ．２０，２２，２４では、Ｓｉ量、Ｃｒ量またはＭｏ量が多過ぎるためか、焼ならし後の硬さが高く、切削性および冷鍛加工性が悪くて鋼部材としての適性を欠く。
【００４９】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、心部の化学成分を規定すると共に、浸炭焼入・焼戻し処理後におけるオーステナイト結晶粒度番号、表層部の微細炭化物の面密度と微細炭化物数の割合を特定することによって、高い曲げ疲労強度を維持しつつ優れたピッチング寿命を示す機械構造用鋼部品や、優れた耐摩耗性を発揮する工具として使用できる鋼部材を提供し得ることになった。
【００５０】
特に、上記鋼部材を、高度の耐ピッチング性と疲労強度の要求される歯車や軸類に使用することで、該歯車や軸類の耐久性を著しく高めることができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】性能評価試験に用いたローラピッチング試験片の寸法・形状を示す図である。
【図２】実験で採用した高濃度浸炭処理パターンを示す図である。
【図１】
0004116787.tif 000007
【図２】
0004116787.tif 000008