JP2008248282A - 高周波焼入れ部品およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】自動車等の動力伝達部品用に適用できる高い面圧疲労強度と靭性を有し、更には切削性の優れた、ＣＶＴシーブ等の部品とその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．４〜１．２％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．２〜３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、O：０．００２５％以下、Ｎ：０．００５〜０．０３％を含有し、さらに、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％のうち１種または２種と、Ｖ：０．３％以下、Ｎｂ：０．３％以下のうち１種または２種を含有し、表層を高周波焼入れし、表面から０．０５mmの深さの部位におけるマルテンサイト面積率が６０％以上であり、非高周波焼入れ部である芯部の組織がベイナイトを含まない実質フェライトであり、該芯部組織中に存在する炭化物の実質全部が球状炭化物である。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．４〜１．２％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．２〜３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、O：０．００２５％以下、Ｎ：０．００５〜０．０３％を含有し、さらに、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％のうち１種または２種と、Ｖ：０．３％以下、Ｎｂ：０．３％以下のうち１種または２種を含有し、表層を高周波焼入れし、表面から０．０５mmの深さの部位におけるマルテンサイト面積率が６０％以上であり、非高周波焼入れ部である芯部の組織がベイナイトを含まない実質フェライトであり、該芯部組織中に存在する炭化物の実質全部が球状炭化物である。
【選択図】なし
Description
本発明は、機械構造用部品、特に自動車等の動力伝達部品用に適用される高い面圧疲労強度と靭性を有する無段変速機（ＣＶＴ:Continuously Variable Transmission）シーブ、歯車等の部品に関する。
機械構造用部品、例えば無段変速機（ＣＶＴ）のＣＶＴシーブや自動変速機の歯車などの動力伝達部品は、表面部に大きな硬度を付与することにより、面圧疲労強度、靭性、耐磨耗性を向上させるために、素材としてＪＩＳ ＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等のようにＣが０．２％前後の肌焼鋼を用いている。実際にこのような素材を熱間鍛造し、部品形状となるように切削加工を行った後に、浸炭焼入処理を施して部品表面を０．８％前後のマルテンサイト組織として面圧疲労強度を向上させることにより使用する。因みに、これらＣＶＴシーブや歯車を比較的小型の部品として具体化する場合には、低コスト化の観点から上述した熱間鍛造に代わって冷間鍛造が行われることもある。かかる場合には素材を球状化焼鈍処理等の軟化処理を行った後に冷間鍛造に供される。しかし、熱間鍛造工程、冷間鍛造工程いずれの工程を採用した場合においてもその後の浸炭焼入処理は一般に９３０℃で５時間〜１０時間オーダーのもの長時間に亘り、高温間処理を施す必要があるため製造コストが上昇してしまうという問題点があった。
このような従来技術の問題点に対処するため、浸炭焼入処理に代わって数秒の短時間処理が可能な高周波焼入処理方法が提案されている。例えば特許文献１では、合金組成を適切に選ぶとともに焼入れ性指数を特定の値以下に抑え、かつ一定の焼き戻し硬さを確保することにより、焼入れ焼き戻しをすることなく短時間加熱の高周波輪郭焼入れを可能とする方法が提案されている。この特許文献１の開示技術における合金組成は、Ｃが０．４５〜０．８％で他の合金元素を含むものとしている。この特許文献１の開示技術によれば、浸炭焼入処理を施さずとも高い疲労強度を持つ歯車を製作できる。
しかしながら本発明者らが評価したところでは、Ｃが０．６％を超えると被削性が著しく劣化し切削コストが大幅に悪化することを確認している。またＣが０．６％を超えると靭性が劣化するためＣＶＴシーブや歯車への適用は困難になる。
特開２０００−２６５２４１号公報
そこで、本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、特にＣＶＴシーブや歯車等を始めとした自動車等の動力伝達部品用に適用できる高い面圧疲労強度と靭性を有し、更には切削性に優れた高周波焼入れ部品及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、鍛造処理の後に球状化焼鈍処理を施し鋼中のＣを炭化物に移すことによりＣ量の低いフェライトと球状化炭化物を主体とする組織とさせ、Ｃが０．６％を超える鋼材でも実質的に低いＣ量からなる鋼とさせることで切削性と靭性を確保し、さらに、その後の高周波焼入で表層のみをマルテンサイト変態させ面圧疲労強度を確保することにより、上記課題を解決することができることを知見し、本発明を完成した。
即ち、本願請求項１に係る発明は、上述した課題を解決するために、質量％で、Ｃ ：０．４〜１．２％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．２〜３．０％、Ｐ ：０．０３％以下、Ｓ ：０．００５〜０．１０％、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、Ｃｒ：３．０％以下（０％を含む）、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含む）、Ｏ ：０．００２５％以下、Ｎ：０．００５〜０．０３％を含有し、さらに、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％のうち１種または２種と、Ｖ ：０．３％以下（０％を含む）、Ｎｂ：０．３％以下（０％を含む）のうち１種または２種を含有し、残部が鉄と不可避不純物よりなる鋼からなり、表層を高周波焼入れした部品であって、表面から０．０５ｍｍの深さの部位における組織中のマルテンサイト面積率が６０％以上であり、且つ前記部位における硬さがＨＲＣ５５以上であり、非高周波焼入れ部である芯部の組織がベイナイトを含まない実質フェライトであり、該芯部組織中に存在する炭化物の実質全部が球状炭化物であることを特徴とする。
本願請求項２に係る発明は、請求項１に記載の発明において、前記鋼の化学成分が、更に質量％でＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｔｅ：０．１％以下のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする。
本願請求項３に係る発明は、請求項１又は２に記載の発明において、無段変速機（ＣＶＴ）として適用されることを特徴とする。
本願請求項４に係る発明は、上述した課題を解決するために、質量％で、Ｃ ：０．４〜１．２％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．２〜３．０％、Ｐ ：０．０３％以下、Ｓ ：０．００５〜０．１０％、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、Ｃｒ：３．０％以下（０％を含む）、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含む）、Ｏ ：０．００２５％以下、Ｎ ：０．００５〜０．０３％を含有し、さらに、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％のうち１種または２種と、Ｖ：０．３％以下（０％を含む）、Ｎｂ：０．３％以下（０％を含む）のうち１種または２種を含有し、残部が鉄と不可避不純物よりなる鋼を、熱間鍛造または冷間鍛造を行った後、７４０〜７８０℃に１時間以上加熱し、加熱温度から５５０℃までの間を１℃／分以下の冷却速度で徐冷し、その後、高周波焼入れを施すことにより、表面から０．０５ｍｍの深さの部位における組織中のマルテンサイト面積率が６０％以上であり、且つ前記部位における硬さがＨＲＣ５５以上であり、非高周波焼入れ部である芯部の組織がベイナイトを含まない実質フェライトであり、該芯部組織中に存在する炭化物の実質全部が球状炭化物であるようにすることを特徴とする。
本願請求項５に係る発明は、請求項４に記載の発明において、前記鋼の化学成分が、更に質量％でＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｔｅ：０．１％以下のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする。
本願請求項６に係る発明は、請求項４又は５に記載の高周波焼入部品は、無段変速機（ＣＶＴ）であることを特徴とする。
自動車等の動力伝達部品用に適用できる高い面圧疲労強度と靭性を有し、更には切削性の優れた、ＣＶＴシーブや歯車等の部品を提供することができ、これにより自動車の高出力化および低コスト化等に大きく寄与する。
以下、本発明を実施するための最良の形態について、高周波焼入れ部品を例にして詳細に説明する。
本発明は、質量％で、Ｃの含有量を０．４〜１．２％とし、他の成分を適正に添加した鋼の素材を熱間鍛造後に球状化焼鈍処理を行うことによって、全体を靭性に優れるＣ量の低いフェライトと球状化炭化物を主体とする組織とし、その後、部品形状に切削加工を行った後に、高周波焼入で部品の表層のみをマルテンサイトさせ面圧疲労強度を確保するものであり、高周波焼入されない芯部は靭性に優れるＣ量の低いフェライトと球状化炭化物を主体とする組織のままであるため、面圧疲労強度と靭性が兼備する部品を得ることが可能となる。また、本発明は、比較的に小型の部品の場合には冷間鍛造で部品を製造することもできる。この場合は必要に応じて球状化焼鈍後に冷間鍛造を行い、その後に再度、球状化焼鈍処理を行い、切削加工、高周波焼入を施して部品を得ることができる。
以下に、本発明を適用した高周波焼入部品を構成する各元素成分の限定理由について説明する。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。
Ｃ：０．４〜１．２％
Ｃは鋼の強度を得るために重要な元素であり、高周波焼入後の表面硬さ（ＨＲＣ５５以上）を確保し、面圧疲労強度、曲げ疲労強度、ねじり疲労強度、静的強度を向上させるために添加する元素である。Ｃ量が０．４％未満では高周波焼入後の硬度が不十分となって、疲労寿命、耐摩耗性が大きく劣化し、所望の機械的特性が得られなくなる。このため本発明ではＣ量の下限を０．４％として強度等を確保する。しかし、このＣ量が１．２％を超えると高周波焼入後に残留オーステナイト組織が多く残存することに起因して表面硬さが低下してしまう。このため、上限を１．２％未満とした。なお、上述した効果をより安定して確保するために最も好ましい含有量は０．６〜１．０％である。
Ｃは鋼の強度を得るために重要な元素であり、高周波焼入後の表面硬さ（ＨＲＣ５５以上）を確保し、面圧疲労強度、曲げ疲労強度、ねじり疲労強度、静的強度を向上させるために添加する元素である。Ｃ量が０．４％未満では高周波焼入後の硬度が不十分となって、疲労寿命、耐摩耗性が大きく劣化し、所望の機械的特性が得られなくなる。このため本発明ではＣ量の下限を０．４％として強度等を確保する。しかし、このＣ量が１．２％を超えると高周波焼入後に残留オーステナイト組織が多く残存することに起因して表面硬さが低下してしまう。このため、上限を１．２％未満とした。なお、上述した効果をより安定して確保するために最も好ましい含有量は０．６〜１．０％である。
Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉは、鋼中に不可避的に含有する元素であり、また、製鋼時の脱酸に有効な元素であるが、他方、添加することにより焼入層の焼戻軟化抵抗を向上させることができ、ＣＶＴシーブや歯車のピッチング寿命が向上する効果がある。かかる効果を得るにはＳｉ量を０．２％以上とすることが好ましい。しかし、Ｓｉ量が２．０％を超えると鍛造時の脱炭が著しくなるため、２．０％を上限とした。なお、上述した効果をより安定して確保するために最も好ましい含有量は０．２〜２．０％である。
Ｓｉは、鋼中に不可避的に含有する元素であり、また、製鋼時の脱酸に有効な元素であるが、他方、添加することにより焼入層の焼戻軟化抵抗を向上させることができ、ＣＶＴシーブや歯車のピッチング寿命が向上する効果がある。かかる効果を得るにはＳｉ量を０．２％以上とすることが好ましい。しかし、Ｓｉ量が２．０％を超えると鍛造時の脱炭が著しくなるため、２．０％を上限とした。なお、上述した効果をより安定して確保するために最も好ましい含有量は０．２〜２．０％である。
Ｍｎ：０．２〜３．０％
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させるのに有効な元素であり、また焼戻軟化抵抗を向上させるのにも有効な元素である。その効果を得るには０．２％以上の添加が必要である。しかし、３．０％を超えると、高周波焼入れで表面部にはオーステナイトが残留して表面硬度の低下を招き、一方、芯部にはマルテンサイト量が増えるので鋼材製造時に硬くなりすぎて棒鋼切断性等に支障をきたす。このため、このＭｎ量の上限を３．０％とした。最も好ましい添加量は０．２〜２．０％である。
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させるのに有効な元素であり、また焼戻軟化抵抗を向上させるのにも有効な元素である。その効果を得るには０．２％以上の添加が必要である。しかし、３．０％を超えると、高周波焼入れで表面部にはオーステナイトが残留して表面硬度の低下を招き、一方、芯部にはマルテンサイト量が増えるので鋼材製造時に硬くなりすぎて棒鋼切断性等に支障をきたす。このため、このＭｎ量の上限を３．０％とした。最も好ましい添加量は０．２〜２．０％である。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、鋼中に不可避不純物として含有する元素であり、意図的に添加する元素ではない。Ｐは、オーステナイトの粒界に偏析して靭性を低下させるため極力低減する必要があり、０．０３％以下に制限する必要がある。
Ｐは、鋼中に不可避不純物として含有する元素であり、意図的に添加する元素ではない。Ｐは、オーステナイトの粒界に偏析して靭性を低下させるため極力低減する必要があり、０．０３％以下に制限する必要がある。
Ｓ：０．００５〜０．１０％
Ｓは、Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、切削性を向上させる有用元素である。Ｓ量の下限は、切削性を向上させる観点から０．００５％とした。しかしながら０．１０％を超えると、延性が低下して鍛造割れが生じ易いため、Ｓ量の上限を０．１０％とした。なお、最も好ましい添加量は０．０１〜０．０３％である。
Ｓは、Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、切削性を向上させる有用元素である。Ｓ量の下限は、切削性を向上させる観点から０．００５％とした。しかしながら０．１０％を超えると、延性が低下して鍛造割れが生じ易いため、Ｓ量の上限を０．１０％とした。なお、最も好ましい添加量は０．０１〜０．０３％である。
Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）
Ｎｉは、添加しなくてもよい。但し、添加することにより靭性および強度を更に向上させる効果がある。これらの効果を発揮させるためには、Ｎｉ量０．２％以上とすることが好ましい。しかし、２．０％を超えると、その効果が飽和して経済的に不利になり、切削性が悪化するため２．０％を上限とした。
Ｎｉは、添加しなくてもよい。但し、添加することにより靭性および強度を更に向上させる効果がある。これらの効果を発揮させるためには、Ｎｉ量０．２％以上とすることが好ましい。しかし、２．０％を超えると、その効果が飽和して経済的に不利になり、切削性が悪化するため２．０％を上限とした。
Ｃｒ：３．０％以下（０％を含む）
Ｃｒは添加しなくてもよい。但し、添加すれば焼入層の焼戻軟化抵抗を向上させることにより、歯車のピッチング寿命が向上する効果がある。これらの効果を発揮させるためには、Ｃｒ量を０．２％以上とすることが好ましい。但し、Ｃｒ量が３．０％を超えると炭化物が高周波加熱時にも固溶しないほど安定化してしまうため３．０％を上限とした。最も好ましいＣｒの含有量は０．２〜２．０％である。
Ｃｒは添加しなくてもよい。但し、添加すれば焼入層の焼戻軟化抵抗を向上させることにより、歯車のピッチング寿命が向上する効果がある。これらの効果を発揮させるためには、Ｃｒ量を０．２％以上とすることが好ましい。但し、Ｃｒ量が３．０％を超えると炭化物が高周波加熱時にも固溶しないほど安定化してしまうため３．０％を上限とした。最も好ましいＣｒの含有量は０．２〜２．０％である。
Ｍｏ：１．０％以下（０％を含む）
Ｍｏは、添加しなくてもよい。但し、添加することにより焼入層を強靭化して曲げ疲労強度を向上する効果がある。これらの効果を発揮させるためにはＭｏ量を０．０１％以上とすることが好ましい。但し１．０％を超えて添加してもその効果は飽和して経済性を損ねるため１．０％を上限とした。最も好ましい上限は０．４％である。
Ｍｏは、添加しなくてもよい。但し、添加することにより焼入層を強靭化して曲げ疲労強度を向上する効果がある。これらの効果を発揮させるためにはＭｏ量を０．０１％以上とすることが好ましい。但し１．０％を超えて添加してもその効果は飽和して経済性を損ねるため１．０％を上限とした。最も好ましい上限は０．４％である。
Ｏ：０．００２５％以下
Ｏはアルミナやチタニア等の酸化物系介在物として鋼中に存在するが、Ｏが多いと該酸化物が大型化してしまい、これを起点として動力伝達部品の破損に至るため、０．００２５％以下に制限する必要がある。Ｏ量は、少ないほど好ましく、特に接触疲労特性が必要な部品に適用する場合は０．００２０％以下が望ましく、更に、高寿命を指向する場合は０．００１５％以下が望ましい。
Ｏはアルミナやチタニア等の酸化物系介在物として鋼中に存在するが、Ｏが多いと該酸化物が大型化してしまい、これを起点として動力伝達部品の破損に至るため、０．００２５％以下に制限する必要がある。Ｏ量は、少ないほど好ましく、特に接触疲労特性が必要な部品に適用する場合は０．００２０％以下が望ましく、更に、高寿命を指向する場合は０．００１５％以下が望ましい。
Ｎ：０．００５〜０．０３％
Ｎは、ＡｌやＴｉ等と窒化物を形成して高周波焼入処理時におけるオーステナイト粒微細化に有効に働くため、機械的性質の向上に寄与する。このような効果を発揮させるために、Ｎ量は、０．００５％以上必要である。しかし、Ｎ量が０．０３％を超えると鍛造性を著しく阻害するため、その上限を０．０３％とした。最も好ましいＮ量は０．００５〜０．０２％である。
Ｎは、ＡｌやＴｉ等と窒化物を形成して高周波焼入処理時におけるオーステナイト粒微細化に有効に働くため、機械的性質の向上に寄与する。このような効果を発揮させるために、Ｎ量は、０．００５％以上必要である。しかし、Ｎ量が０．０３％を超えると鍛造性を著しく阻害するため、その上限を０．０３％とした。最も好ましいＮ量は０．００５〜０．０２％である。
Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％のうち１種または２種
Ａｌ、Ｔｉは窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入処理時のオーステナイト組織の粗大化を防止する効果があり、かかる効果を発揮させるためにＡｌ、Ｔｉのうち１種または２種で夫々０．００５％以上は必要である。しかし、Ａｌ量、Ｔｉ量が０．０５％を超えると析出物が粗大化して鋼を脆化させる。このためＡｌ量、Ｔｉ量の上限を０．０５％とした。最も好ましいのはＡｌを０．００５〜０．０５％添加することである。
Ａｌ、Ｔｉは窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入処理時のオーステナイト組織の粗大化を防止する効果があり、かかる効果を発揮させるためにＡｌ、Ｔｉのうち１種または２種で夫々０．００５％以上は必要である。しかし、Ａｌ量、Ｔｉ量が０．０５％を超えると析出物が粗大化して鋼を脆化させる。このためＡｌ量、Ｔｉ量の上限を０．０５％とした。最も好ましいのはＡｌを０．００５〜０．０５％添加することである。
Ｖ：０．３％以下（０％を含む）、Ｎｂ：０．３％以下（０％を含む）のうち１種または２種
Ｖ、Ｎｂは添加しなくてもよい。但し、添加することによってＡｌ、Ｔｉは窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入処理時のオーステナイト組織の粗大化を更に防止する効果がある。これらの効果を発揮させるためには、Ｖ、Ｎｂのうち１種または２種で夫々０．０１％以上の添加するのが好ましい。しかし、０．３％を超えて添加してもその効果は飽和して経済性を損ねるため上限を０．３％とした。最も好ましいのはＶを０．１〜０．２％添加することである。
Ｖ、Ｎｂは添加しなくてもよい。但し、添加することによってＡｌ、Ｔｉは窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入処理時のオーステナイト組織の粗大化を更に防止する効果がある。これらの効果を発揮させるためには、Ｖ、Ｎｂのうち１種または２種で夫々０．０１％以上の添加するのが好ましい。しかし、０．３％を超えて添加してもその効果は飽和して経済性を損ねるため上限を０．３％とした。最も好ましいのはＶを０．１〜０．２％添加することである。
さらに、一層曲げ疲労強度を向上させる場合、次の含有量のＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅよりなる群から選択される１種以上を添加する。
Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｔｅ：０．１％以下のうち何れか１種以上
歯車の曲げ疲労破壊や軸部品のスプラインの底の疲労破壊に対して、ＭｎＳの延伸を抑制し、一層曲げ疲労強度を向上させる元素である。すなわち、ＭｎＳの延伸抑制効果を与えるために、Ｃａで０．０１％以下、Ｍｇで０．０１％以下、Ｚｒで０．０５％以下及びＴｅで０．１％以下のうち何れか１種以上を含有させる。しかし、各元素において上記含有量を超えて含有させてもその効果は飽和して経済性を損なうため、上述の如く上限を設定した。
歯車の曲げ疲労破壊や軸部品のスプラインの底の疲労破壊に対して、ＭｎＳの延伸を抑制し、一層曲げ疲労強度を向上させる元素である。すなわち、ＭｎＳの延伸抑制効果を与えるために、Ｃａで０．０１％以下、Ｍｇで０．０１％以下、Ｚｒで０．０５％以下及びＴｅで０．１％以下のうち何れか１種以上を含有させる。しかし、各元素において上記含有量を超えて含有させてもその効果は飽和して経済性を損なうため、上述の如く上限を設定した。
好ましい含有量は、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．００４％、Ｔｅ：０．００５〜０．０３％のうち何れか１種以上である。
次に、本発明のその他構成要素を規定する上での限定理由について説明する。
表層を高周波焼入れした部品であって、表面から０．０５ｍｍの深さの部位における組織中のマルテンサイト面積率が６０％以上であり、且つ前記部位における硬さがＨＲＣ（ロックウェル硬さ）５５以上
表層は高周波焼入によって組織をマルテンサイト変態せしめ硬度を向上させることによって面圧疲労強度を確保する。しかし、その硬度を向上させることが求められる領域は、本発明をいかなる部品に適用するかにより異なる。例えばプラネタリピニオンのような小型部品では、表面から０．３ｍｍ程度の領域までにおいて硬度が高められていれば十分であるがでが、ＣＶＴシーブのような大型部品では表面から２ｍｍ程度の領域まで硬度が高められていることが必要である。
表層は高周波焼入によって組織をマルテンサイト変態せしめ硬度を向上させることによって面圧疲労強度を確保する。しかし、その硬度を向上させることが求められる領域は、本発明をいかなる部品に適用するかにより異なる。例えばプラネタリピニオンのような小型部品では、表面から０．３ｍｍ程度の領域までにおいて硬度が高められていれば十分であるがでが、ＣＶＴシーブのような大型部品では表面から２ｍｍ程度の領域まで硬度が高められていることが必要である。
高周波焼入する領域は周波数の大小で調整することができ、０．３ｍｍの領域なら４００ｋＨｚ前後、２ｍｍ程度の領域なら５ｋＨｚ前後が目安になる。焼入に用いる冷媒は水、ポリマー焼入材、焼入油のいずれも使用可能であり通常は水で十分であるが、焼入時に割れが生じ易い形状の場合には冷却速度の遅い焼入油を用いて割れを防止することが望ましい。
いずれの部品でも表面近傍は高い硬度が必要であり、また面圧疲労強度の観点からは表面に近い箇所ほど高い硬度が求められるため、本発明では表面から０．０５ｍｍの深さ領域において硬さを規定することとした。その硬度はＨＲＣ５５未満では面圧疲労強度確保のためには不十分であることから、本発明ではＨＲＣ５５以上とした。
本発明の鋼材成分では高周波焼入後の組織はマルテンサイトを主体とし、その他、残留オーステナイト、フェライト、パーライト、ベイナイトが存在しうるが、高周波加熱時の加熱不足が生じるとマルテンサイト面積率が６０％未満となり、そのためＨＲＣ５５未満となり面圧疲労強度が満足されないことがあるため、本発明ではマルテンサイト面積率が６０％以上とする。
このマルテンサイト面積率とは、表面から０．０５mmの深さを起点として、深さ方向が０．１５mmで幅方向が０．１５mmからなる正方形の領域を４００倍の光学顕微鏡にて観察し、その全面積に対するマルテンサイト組織の面積率をいう。
上述した硬さ、およびマルテンサイト面積率とするには、高周波加熱温度をＡｃ３変態点以上となる９１０℃以上とする必要があるが、１１５０℃を超えると結晶粒の粗大化を招く懸念があるため１１５０℃を上限とすることが望ましい。高周波加熱時間は長くなりすぎると熱伝導により部品内部までＡｃ３変態点以上に到達してしまい、芯部の球状化炭化物が固溶し靭性が低下する懸念があるため１０秒以内が望ましい。
非高周波焼入れ部である芯部の組織がベイナイトを含まない実質フェライト
本発明の部品は、靭性と切削性を確保するために、非高周波焼入れ部である芯部の組織がベイナイトを含まない実質フェライトである必要がある。
本発明の部品は、靭性と切削性を確保するために、非高周波焼入れ部である芯部の組織がベイナイトを含まない実質フェライトである必要がある。
ベイナイトは靭性と切削性を著しく劣化させるため、皆無とする必要がある。また、実質フェライトとするのは、Ｃ量の低い組織を十分に確保して靭性を向上させるためである。この実質フェライトとは、組織中のフェライト面積率が９５％以上であることをいい、残部は、パーライト及び／又は残留オーステナイトが許容される。フェライト面積率は４００倍の光学顕微鏡にて観察し、その全面積に対するフェライト組織の面積率をいう。
芯部組織中に存在する炭化物の実質全部が球状炭化物
本発明で、炭化物とは、ＣにＦｅが結合したセメンタイトや、ＣにＦｅと合金が結合したセメンタイトや、ＣにＦｅと合金が結合した合金系炭化物や、ＣにＦｅと合金とＮが結合した合金系炭窒化物をいう。また、ここでいう実質全部とは、下記で定義される球状炭化物率が９５％以上であることをいう。
本発明で、炭化物とは、ＣにＦｅが結合したセメンタイトや、ＣにＦｅと合金が結合したセメンタイトや、ＣにＦｅと合金が結合した合金系炭化物や、ＣにＦｅと合金とＮが結合した合金系炭窒化物をいう。また、ここでいう実質全部とは、下記で定義される球状炭化物率が９５％以上であることをいう。
球状炭化物率（％）＝（アスペクト比が３未満の炭化物の個数／全炭化物の個数）×１００
ここで、アスペクト比とは走査型電子顕微鏡による金属組織観察において炭化物の最大長さＬとその直角方向の最大長さＤの比（Ｌ／Ｄ）のことをいい、全炭化物の個数とは、アスペクト比が３未満の炭化物の他、アスペクト比が３以上の炭化物（但し、パーライト中のラメラ形状セメントタイトを含み、粒界のセメントタイトは含まない）の合計個数である。炭化物の観察は走査型電子顕微鏡により行うことができ、ＥＤＳ定性分析によりＣのピークが現れるため、これを識別することが可能となる。
炭化物の球状化が不十分であるとパーライト中のラメラ形状セメンタイトが球状化しないまま残存し、部品への衝撃高荷重による大変形時に塑性変形が妨げられるために靭性が低下するため、本発明では、芯部組織中に存在する炭化物の実質全部が球状炭化物とした。
次に、非高周波焼入れ部である芯部の組織がベイナイトを含まない実質フェライトであり、該組織中に存在する炭化物の実質全部を球状炭化物とする方法について以下に説明する。
上述の如き芯部組織および炭化物とするには、熱間鍛造または冷間鍛造を行った後、Ａｃ１変態点（７３０℃前後）よりもやや高い温度（７４０〜７８０℃）で１時間以上加熱したのち、加熱温度から５５０℃までの間を１℃／分以下の冷却速度で徐冷する。なお、５５０℃以下については冷却速度が１℃／分以上になっても差し支えない。加熱温度から５５０℃までの間の冷却速度を抑制させることによって炭化物の球状化を促進させ、なおかつベイナイトの生成を抑制させることができる。加熱温度から５５０℃までの間の冷却速度を抑制させるほど球状化された炭化物を粗大化させることができ、、例えば冷却速度０．１℃／分で冷却した場合には炭化物粒径を２μｍ前後にまで粗大化させることができるが、靭性の面においてはその方が好ましい。しかし、加熱温度から５５０℃までの間の冷却速度があまり長くなりすぎると生産性が低下するため冷却速度は０．１〜０．５℃／分が好ましい。
なお、熱間鍛造を採用する際において、上記の加熱から冷却までの熱処理を、熱間鍛造後に行う理由は、熱間鍛造前に上記熱処理を行っても、熱間鍛造時の加熱により球状化焼鈍組織が消失するためである。また冷間鍛造を採用する場合において、上記の加熱から冷却までの熱処理を冷間鍛造後に行う理由は、必要に応じて冷間鍛造前に上記熱処理を行ったとしても、冷間鍛造の加工硬化により切削性が阻害されることに加え、冷間鍛造により蓄積した加工歪みの影響で、その後の高周波加熱で結晶粒粗大化が生じ易くなる弊害がある。このため、冷間鍛造後の上記熱処理が必要となる。
通常、Ｃが０．６％以上の鋼材を素材とする場合には熱間鍛造により成型され、Ｃが０．６％未満の鋼材を素材とする場合には熱間鍛造または冷間鍛造により成型される。
なお、本発明を適用した高周波焼入部品は高周波焼入処理した後、更にサブゼロ処理、焼戻処理、ショットピーニング処理、WPC処理、バレル研摩処理、歯研処理、ホーニング仕上加工等の追加処理を行ってもよいことは勿論である。
以下に本発明を実施例によって具体的に説明する。なお、これらの実施例は本発明を説明するためのものであって、本発明の範囲を限定するものではない。
表１に示す化学組成を有する各熱間圧延鋼材を熱間鍛造または冷間鍛造後に７６０℃に３００分間保持後、５６０℃まで表２に示す冷却速度で冷却し、その後、放冷の球状化焼鈍処理を施した後、機械加工によりローラーピッチング疲労試験用に直径が２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する小ローラー試験片と、直径１３０ｍｍ、幅１８ｍｍの大ローラー試験片を製作した。同様にＵノッチ衝撃試験片（JIS Z 2202の図２ａに示す）と切削性評価用のφ６５ｍｍ丸棒を製作した。その後、該小ローラー試験片と該大ローラー試験片にはＮｏ．１〜Ｎｏ．１７については周波数１００ｋＨｚ、加熱温度９８０℃、水を冷媒とした高周波焼入処理を施した後、１８０℃で９０分の焼戻処理を行いローラーピッチング疲労試験を行った。Ｎｏ．１８については周波数１００ｋＨｚ、加熱温度９００℃、水を冷媒とした高周波焼入処理を施した後、１８０℃で９０分の焼戻処理を行いローラーピッチング疲労試験を行った。該Ｕノッチ衝撃試験片にはＮｏ．１〜Ｎｏ．１７については周波数４００ｋＨｚ、加熱温度９８０℃、水を冷媒とした高周波焼入処理を施した後、１８０℃で９０分の焼戻処理を行い衝撃試験に供した。Ｎｏ．１８については周波数４００ｋＨｚ、加熱温度９００℃、水を冷媒とした高周波焼入処理を施した後、１８０℃で９０分の焼戻処理を行い衝撃試験に供した。
上述の製作した大ローラーと小ローラーを用いてローラーピッチング疲労試験を行った。ローラーピッチング疲労試験は、小ローラーに面圧をヘルツ応力３０００ＭＰａとして大ローラーを押し付けて、接触部での両ローラーの周速方向を同一方向とし、すべり率を−４０％（小ローラーよりも大ローラーの方が接触部の周速が４０％大きい）として回転させて、小ローラーにおいてピッチング発生するまでの小ローラーの回転数を寿命とした。前記接触部に供給するギア油の油温は８０℃とした。ピッチング発生の検出は試験機に備え付けてある振動計によって行い、振動検出後に両ローラーの回転を停止させてピッチングの発生と回転数を確認した。
次に上述の製作したＵノッチ衝撃試験を用いて、常温での衝撃値を測定した。切削性評価用のφ６５mm丸棒はＴｉＮコーティング超硬工具を用いて、切込量２ｍｍ、送り速度０．２５ｍｍ／ｒｅｖおよび切削速度２００ｍｍ／分の乾式条件にて実施し、工具逃げ面摩耗幅が０．２ｍｍに達した時間を工具寿命として測定した。試験結果および測定結果を表２に示す。
表２に示すように、本発明例のＮｏ．１〜Ｎｏ．１３のローラー試験片は、寿命が１０００万回以上であり、優れたピッチング疲労強度（面圧疲労強度）を有していることが明らかになった。また、本発明例のＵノッチ衝撃試験片は衝撃値が２０Ｊ／cm2以上であり、優れた靭性を有していることが明らかになった。工具寿命も２０分を超えて良好であった。
これに対し、Ｃ量を本発明において規定した成分範囲から逸脱させた比較例のＮｏ．１４はピッチング疲労試験寿命が4,832,000回と短かった。これはＣが低いことに起因して表面から０．０５ｍｍの深さの硬さＨＲＣが５５を下回ったためである。
Ｃｒ量を本発明において規定した成分範囲から逸脱させた比較例のＮｏ．１５はピッチング疲労試験寿命が6,231,000回と短かった。これはＣｒが低く焼き入れ層の焼戻軟化抵抗不足となったためと考えられる。
ＨＲＣを本発明において規定した範囲から逸脱させた比較例のＮｏ．１６はピッチング疲労試験寿命が3,544,000回と短かった。これはＣｒが高いため炭化物が安定化してしまい、高周波加熱時にＣがあまり組織中に固溶しなかったことに起因して０．０５ｍｍの深さの硬さがＨＲＣ５５を下回ったためである。
冷却速度の条件、芯部の組織並びに炭化物の形状を本発明で規定した範囲と異ならせた比較例のＮｏ．１７は衝撃値が１１Ｊ／cm2と低かった。これは球状化焼鈍後の冷却速度が１．５℃／分と大きいことから、芯部組織が、ベイナイトを含み、フェライトが８０％となったためであり、工具寿命も２０分を大きく下まわった。
ＨＲＣを本発明において規定した範囲から逸脱させた比較例のＮｏ．１８はピッチング疲労試験寿命が2,335,000回と短かった。これは高周波加熱温度が低くＣがあまり組織中に固溶しなかったことに起因して０．０５ｍｍの深さの硬さがＨＲＣ５５を下回ったためである。また、Ｃが組織中に固溶しないことに伴ってマルテンサイト面積率も低下していた。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ ：０．４〜１．２％、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：０．２〜３．０％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５〜０．１０％、
Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、
Ｃｒ：３．０％以下（０％を含む）、
Ｍｏ：１．０％以下（０％を含む）、
Ｏ ：０．００２５％以下、
Ｎ ：０．００５〜０．０３％
を含有し、さらに、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
のうち１種または２種と、
Ｖ ：０．３％以下（０％を含む）、
Ｎｂ：０．３％以下（０％を含む）
のうち１種または２種を含有し、残部が鉄と不可避不純物よりなる鋼からなり、表層を高周波焼入れした部品であって、表面から０．０５ｍｍの深さの部位における組織中のマルテンサイト面積率が６０％以上であり、且つ前記部位における硬さがＨＲＣ５５以上であり、非高周波焼入れ部である芯部の組織がベイナイトを含まない実質フェライトであり、該芯部組織中に存在する炭化物の実質全部が球状炭化物であることを特徴とする高周波焼入れ部品。 - 前記鋼の化学成分が、更に質量％でＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｔｅ：０．１％以下のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の高周波焼入部品。
- 無段変速機（ＣＶＴ）として適用されることを特徴とする請求項１又は２に記載の高周波焼入部品。
- 質量％で、
Ｃ ：０．４〜１．２％、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：０．２〜３．０％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５〜０．１０％、
Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、
Ｃｒ：３．０％以下（０％を含む）、
Ｍｏ：１．０％以下（０％を含む）、
Ｏ ：０．００２５％以下、
Ｎ ：０．００５〜０．０３％
を含有し、さらに、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
のうち１種または２種と、
Ｖ ：０．３％以下（０％を含む）、
Ｎｂ：０．３％以下（０％を含む）
のうち１種または２種を含有し、残部が鉄と不可避不純物よりなる鋼を、熱間鍛造または冷間鍛造を行った後、７４０〜７８０℃に１時間以上加熱し、加熱温度から５５０℃までの間を１℃／分以下の冷却速度で徐冷し、その後、高周波焼入れを施すことにより、表面から０．０５ｍｍの深さの部位における組織中のマルテンサイト面積率が６０％以上であり、且つ前記部位における硬さがＨＲＣ５５以上であり、非高周波焼入れ部である芯部の組織がベイナイトを含まない実質フェライトであり、該芯部組織中に存在する炭化物の実質全部が球状炭化物であるようにすることを特徴とする高周波焼入部品の製造方法。 - 前記鋼の化学成分が、更に質量％でＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｔｅ：０．１％以下のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする請求項４記載の高周波焼入部品の製造方法。
- 請求項４又は５に記載の高周波焼入部品は、無段変速機（ＣＶＴ）であることを特徴とする高周波焼入部品の製造方法。
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