JP2010285689A - 低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品 - Google Patents

Abstract

【課題】 従来よりも低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品を提供する
【解決手段】 化学成分が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．１５％、Ｎ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部が実質的に鉄と不可避的不純物よりなる鋼からなり、浸炭焼入れ焼戻し処理を施した鋼部品であって、表面の硬さがＨＶ５５０〜ＨＶ８００であり、心部の硬さがＨＶ４００〜ＨＶ５００であることを特徴とする低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
【選択図】 図５

Description

本発明は、低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品に関するものである。

機械構造用部品、差動歯車、トランスミッション歯車、歯車付き浸炭シャフトなどの歯車は、車両の急発進、急停車の負荷により、歯元が低サイクル疲労（数百から数千サイクル域の疲労）で破損することがある。特に差動歯車やトランスミッション歯車においてはその低サイクル疲労強度の向上がより一層、望まれている。従来、一般に上記した部品には素材にＪＩＳ ＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等のＣが０．２％前後の肌焼鋼を用いることで心部の靭性を確保し、浸炭焼入れ処理と１５０℃前後の低温焼戻しを施して、部品表面をＣが０．８％前後の焼戻しマルテンサイト組織とさせて高サイクル曲げ疲労強度や耐摩耗性を高めて使用される。

従来の低サイクル曲げ疲労強度を向上するための技術は、特許文献１の開示技術には、Ｃが０．１〜０．３％で、Ｂが０．００５％以下を含有し、Ｓｉは０．３％以下に制限し、Ｐは０．０３％以下に制限し、心部硬さがＨＶ３５０以上である浸炭部品が提案されている。

特許文献２の開示技術には、Ｃが０．１５〜０．３％で、Ｓｉは０．５％以下に制限し、Ｐは０．０１％以下に制限し、化学成分から計算される塑性変形抵抗及び粒界強度の和を一定値以上にすることによる、低サイクル疲労強度に優れた肌焼鋼が提案されている。

特許文献３の開示技術には、Ｃが０．１〜０．３％で、Ｂが０．００１〜０．００５％で、Ｓｉは０．５％以下に制限し、Ｐは０．０３％以下に制限し、歯元部の心部硬さがＨＶ３００以上である低サイクル疲労強度に優れた浸炭歯車が提案されている。

特許文献４の開示技術には、Ｃが０．１５〜０．３％で、Ｂが０．０００３〜０．００５％で、Ｓｉは０．０３〜０．２５％で、Ｐは０．０２％以下に制限し、化学成分から計算される心部硬さに関連する値を一定値以上にすることによる低サイクル衝撃疲労特性に優れた浸炭部品が提案されている。

特開平８−９２６９０号公報 特開平１０−２５９４５０号公報 ＷＯ２００２／０４４４３５号公報 特開２００４−２３８７０２号公報

上述の如き特許文献１〜４の開示技術では、今日、求められている低サイクル曲げ疲労強度の高強度化ニーズには充分に答えられることが出来なかった。本発明は従来よりも低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品を提供するものである。

本発明者らは、上述した課題を解決するために、鋼材の化学成分及び浸炭材質特性を広範囲かつ系統的に変化させた低サイクル曲げ疲労試験を鋭意実施し、次の点を明らかにした。

低サイクル曲げ疲労強度を向上するには、表面硬さをＨＶ５５０〜ＨＶ８００の範囲とするのが最適であり、その範囲内では該硬さが低いほど有効であることを明らかにした。

低サイクル曲げ疲労強度を向上するには、心部硬さをＨＶ４００〜ＨＶ５００以下の範囲とするのが最適であり、その範囲内では該硬さが高いほど有効であることを明らかにするとともに、Ｃは０．６％までの範囲内では高いほど好ましいことを明らかにした。従来はＣが０．３％を超えると靭性が低下するため低サイクル曲げ疲労強度が低下すると言われてきた。しかし本発明者らは、靭性が低下するのはＣ量ではなく心部硬さがＨＶ５００を超えたときであり、心部硬さがＨＶ５００を超えてしまうＣ量である０．６％がＣの上限であることを明らかにした。

低サイクル曲げ疲労強度を向上するには、Ｓｉは０．０１〜１．５％の範囲内で増加したほうが有効であることを明らかにした。従来、Ｓｉは浸炭時の粒界酸化層の生成を通じた強度低下を及ぼすため、０．５％以下に制限することが推奨されてきた。しかし本発明者らは、低サイクル曲げ疲労強度に及ぼす粒界酸化層の影響はあったとしても極めて小さく、Ｓｉ増加による表面硬さの低下、心部硬さの増加の有効性を明らかにした。

Ｐをできるだけ少なくすること、及びＢを添加することにより、上述の（１）〜（３）の効果が更に向上することを明らかにした。

本発明は以上の新規なる知見にもとづいてなされたものであり、本発明の要旨は以下のとおりである。

即ち、請求項１記載の発明は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．１５％、Ｎ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部が実質的に鉄と不可避的不純物よりなる鋼からなり、浸炭焼入焼戻し処理を施した浸炭鋼部品であって、表面の硬さがＨＶ５５０〜ＨＶ８００であり、心部の硬さがＨＶ４００〜ＨＶ５００であることを特徴とする。

請求項２記載の発明は、請求項１記載の発明において、さらに、化学成分が質量％でＢ：０．０００２〜０．００５％を含有することを特徴とする。

請求項３記載の発明は、請求項１又は請求項２記載の発明において、さらに、化学成分が質量％で、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜５．０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする。

請求項４記載の発明は、請求項１〜３いずれか１項に記載の発明において、さらに、化学成分が質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｖ：０．０３〜０．２％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする。

請求項５記載の発明は、請求項１〜４いずれか１項に記載の発明において、さらに、化学成分が質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする。

請求項６記載の発明は、請求項１〜５のいずれか１項の浸炭鋼部品が差動歯車であることを特徴とする。

本発明の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品を用いれば、自動車用の差動ギアなどの歯車の小型軽量化が大幅に可能となり、自動車の燃費向上とそれを通じたＣＯ₂排出量削減が可能となる。本発明による産業上の効果は極めて顕著なるものがある。

低サイクル疲労試験片と低サイクル疲労試験方法を示す図である。 低サイクル疲労強度に及ぼす残留応力の影響を示す図である。 低サイクル疲労強度に及ぼす粒界酸化層深さの影響を示す図である。 低サイクル疲労強度に及ぼす表面硬さの影響を示す図である。 低サイクル疲労強度に及ぼす心部硬さ硬さの影響を示す図である。

以下、本発明を実施するための形態として、低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品について詳細に説明する。

まず、本発明を適用した浸炭鋼における化学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：０．１〜０．６％
Ｃは浸炭焼入れ処理した部品の心部硬さを与え、低サイクル曲げ疲労強度の向上に有効な元素である。心部の組織はマルテンサイトが主体であり、焼入れ処理後のマルテンサイトの硬さはＣ量が多いほど高くなる。また、同じ心部硬さであっても高Ｃのほうが微細炭化物の分散強化を通じて降伏比が増加するため、この効果を確実に得るには、Ｃ量は０．１〜０．６％の範囲内にする必要がある。更に低サイクル曲げ疲労強度を向上させるには心部をＨＶ４５０以上とさせるべくＣ量を０．２％以上とするのかが好ましく、さらに０．３％超とするのがより好ましく、また、被削性の観点からはＣ量は０．４％以下とするのが好ましい。

肌焼鋼の疲労強度向上には圧縮残留応力の付与が有効であることが広く知られている。肌焼鋼は浸炭焼入れの際、Ｃが０．２％前後の心部が先にマルテンサイト変態により膨張し、その後、Ｃが０．８％前後の浸炭層がマルテンサイト変態により膨張することにより、部品の表面近傍に圧縮残留応力が付与されることが広く知られている。本発明のようにＣ量を増加させると、心部と浸炭層のＣ濃度差が減少することよってマルテンサイト変態のタイミング差が小さくなり、圧縮残留応力が減少して疲労強度が低下するのではないかと同業者に容易に推測されるものであった。しかしながら本発明者らは図２に示すように、低サイクル曲げ疲労強度に及ぼす圧縮残留応力の影響はあるとはいえないことを明らかにした。

Ｓｉ：０．０１〜１．５％
Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であり、焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素であるとともに、焼入れ性の向上を通じて浸炭焼入れ処理した部品の心部硬さを与え、低サイクル曲げ疲労強度の向上に有効な元素である。Ｓｉは０．０１％未満ではその効果が不十分であり、１．５％を超えると浸炭性が阻害されるため、Ｓｉ量を０．０１〜１．５％の範囲内にする必要がある。一般的なカーボンポテンシャル０．７〜１．０のガス浸炭法を採用した場合、Ｓｉは鋼材中のＣの活量を増加させる影響を通じて、Ｓｉが０．５〜１．５％の範囲内では表面硬さを抑制する効果があり、低サイクル曲げ疲労強度の更なる向上に有効である。Ｓｉの好適範囲は０．５〜１．５％である。

従来、Ｓｉは浸炭時の粒界酸化層の生成を通じた強度低下を引き起こすため、０．５％以下に制限することが推奨されてきた。これは広く知られている、Ｓｉ量を制限することにより粒界酸化層深さを小さくさせ、高サイクル域での曲げ疲労強度が向上する知見からの類推ではないかと考えられる。しかし本発明者らは、図３に示すように、粒界酸化層深さの大小は低サイクル曲げ疲労強度に影響を及ぼさないことを明らかにした。

Ｍｎ：０．３〜２．０％
Ｍｎは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、焼入れ性の向上を通じて浸炭焼入れ処理した部品の心部硬さを与え、低サイクル曲げ疲労強度の向上に有効な元素である。Ｍｎは０．３％未満ではその効果が不十分であり、２．０％を超えるとその効果が飽和するため、Ｍｎ量を０．３〜２．０％の範囲内にする必要がある。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは不純物として含有され浸炭時のオーステナイト粒界に偏析し、それにより粒界破壊を引き起こすことよって低サイクル曲げ疲労強度を低下させてしまうため、その含有量を０．０２％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０１％以下である。図４にＰの抑制による低サイクル曲げ疲労強度の向上効果の例を示す。

Ｓ：０．００１〜０．１５％
Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、これによる被削性の向上を目的として添加するが、０．００１％未満ではその効果は不十分である。一方、０．１５％を超えるとその効果は飽和し、むしろ粒界偏析を起こし粒界脆化を引き起こす。以上の理由から、Ｓの含有量を０．００１〜０．１５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０１〜０．１％である。

Ｎ：０．００１〜０．０３％
Ｎは鋼中でＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等と結合して窒化物又は炭窒化物を生成し、結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎは０．００１％未満ではその効果が不十分であり、０．０３％を超えるとその効果が飽和するので、その含有量を０．００１〜０．０３％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．００３〜０．００８％である。

Ａｌ：０．００１〜０．０６％
Ａｌは鋼の脱酸を目的として添加する。Ａｌは０．００１％未満ではその効果が不十分であり、０．０６％を超えるとその効果が飽和するので、従ってＡｌはその含有量を０．００１〜０．０６％の範囲内にする必要がある。Ａｌの好適範囲は０．０１〜０．０４％である。

Ｏ：０．００５％以下
Ｏは不可避的に含有され粒界偏析を起こして粒界脆化を起こしやすくするとともに、鋼中で硬い酸化物系介在物を形成して脆性破壊を起こしやすくする元素である。粒界脆化や脆性破壊を防止するためには、Ｏは０．００５％以下に制限する必要がある。

次に、本発明の請求項２では、さらに、低サイクル曲げ疲労強度を向上させるために、請求項１に加えてＢを含有する。

Ｂ：０．０００２〜０．００５％
ＢはＰの粒界偏析を抑制するとともに、それ自体の粒界強度と粒内強度の向上、及び焼入れ性の向上を通じて低サイクル曲げ疲労強度に有効な元素である。Ｂは０．０００２％未満ではその効果が不十分であり、０．００５％を超えるとその効果は飽和するので、その含有量を０．０００２〜０．００５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０００５〜０．００３％である。

次に、本発明の請求項３では、請求項１又は請求項２に加えて、さらに、焼入れ性を向上して低サイクル曲げ疲労強度を向上させるために、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上を含有する。

Ｃｒ：０．１〜３．０％
Ｃｒは焼入れ性の向上を通じて浸炭焼入れ処理した部品の心部硬さを与え、低サイクル曲げ疲労強度の向上に有効な元素である。Ｃｒは０．１％未満ではその効果が不十分であり、３．０％を超えるとその効果が飽和するため、Ｃｒ量を０．１〜３．０％の範囲内にする必要がある。

Ｍｏ：０．１〜１．５％
Ｍｏは焼入れ性の向上を通じて浸炭焼入れ処理した部品の心部硬さを与え、低サイクル曲げ疲労強度の向上に有効な元素である。Ｍｏは０．１％未満ではその効果が不十分であり、１．５％を超えるとその効果が飽和するため、Ｍｏ量を０．１〜１．５％の範囲内にする必要がある。

Ｃｕ：０．１〜２．０％
Ｃｕは焼入れ性の向上を通じて浸炭焼入れ処理した部品の心部硬さを与え、低サイクル曲げ疲労強度の向上に有効な元素である。Ｃｕは０．１％未満ではその効果が不十分であり、２．０％を超えるとその効果が飽和するため、Ｃｕ量を０．１〜２．０％の範囲内にする必要がある。

Ｎｉ：０．１〜５．０％
Ｎｉは焼入れ性の向上を通じて浸炭焼入れ処理した部品の心部硬さを与え、低サイクル曲げ疲労強度の向上に有効な元素である。Ｎｉは０．１％未満ではその効果が不十分であり、５．０％を超えるとその効果が飽和するため、Ｎｉ量を０．１〜５．０％の範囲内にする必要がある。

次に、本発明の請求項４では、請求項１〜３のいずれか１項に加えて、高温浸炭時の結晶粒の粗大化による低サイクル疲労強度の劣化を防止させるために、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上を含有する。

Ｔｉ：０．００５〜０．２％
Ｔｉは添加することによって鋼中で微細なＴｉＣ、ＴｉＣＳを生成させ、これにより浸炭温度が９８０℃以上のいわゆる高温浸炭を適用した場合や、浸炭時間が１０時間以上のいわゆる長時間浸炭を適用した場合においてもオーステナイト粒の細粒化を安定的に図ることができ、低サイクル疲労強度の劣化が防止できる。またＴｉは鋼中でＮと結合してＴｉＮを生成することによるＢＮの析出防止、つまり固溶Ｂの確保を目的として添加する。Ｔｉは０．００５％未満ではその効果が不十分である。一方、０．２％を越えるとＴｉＮ主体の析出物が多くなって転動疲労特性が低下する。以上の理由から、その含有量を０．００５〜０．２％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０１〜０．１％である。

Ｎｂ：０．０１〜０．２％
Ｎｂは添加することによってＮｂ炭窒化物を生成し、これにより浸炭温度が９８０℃以上のいわゆる高温浸炭を適用した場合や、浸炭時間が１０時間以上のいわゆる長時間浸炭を適用した場合においてもオーステナイト粒の細粒化を安定的に図ることができ、低サイクル疲労強度の劣化が防止できる。Ｎｂは０．０１％未満ではその効果が不十分である。一方、０．２％を超えると被削性を劣化させるので０．２％を上限とする。好適範囲は０．０２〜０．０５％である。

Ｖ：０．０３〜０．２％
Ｖは添加することによってＶ炭窒化物を生成し、これにより浸炭温度が９８０℃以上のいわゆる高温浸炭を適用した場合や、浸炭時間が１０時間以上のいわゆる長時間浸炭を適用した場合においてもオーステナイト粒の細粒化を安定的に図ることができ、低サイクル疲労強度の劣化が防止できる。Ｖは０．０３％未満ではその効果が不十分である。一方、０．２％を超えると被削性を劣化させるので０．２％を上限とする。

次に、本発明の請求項５では、請求項１〜４のいずれか１項に加えて、被削性の改善のために、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇの１種又は２種以上を含有する。

Ｃａ：０．０００２〜０．００５％
Ｃａは酸化物を低融点化し、切削加工環境下の温度上昇により軟質化することで、被削性を改善するが、０．０００２％未満では効果が無く、０．００５％を超えるとＣａＳを多量に生成し、被削性を低下するためＣａ量を０．０００２〜０．００５％とするのが望ましい。

Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％
Ｚｒは脱酸元素であり、酸化物を生成するが、硫化物も生成することでＭｎＳとの相互関係を有する元素であり、被削性の改善に有効である。Ｚｒ系酸化物はＭｎＳの晶出／析出の核になりやすい。そのためＭｎＳの分散制御に有効である。Ｚｒ添加量として、ＭｎＳの球状化を狙うためには０．００３％を超えた添加が好ましいが、微細分散させるためには逆に０．０００３〜０．００５％の添加が好ましい。製品としては後者のほうが、製造上、品質安定性（成分歩留まり等）の観点から後者、すなわちＭｎＳを微細分散させる０．０００３〜０．００５％の方が現実的に好ましい。０．０００２％以下ではＺｒ添加効果はほとんど認められない。

Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
Ｍｇは脱酸元素であり、酸化物を生成するが、硫化物も生成することでＭｎＳとの相互関係を有する元素であり、被削性の改善に有効である。Ｍｇ系酸化物はＭｎＳの晶出／析出の核になりやすい。また硫化物がＭｎとＭｇの複合硫化物となることで、その変形を抑制し、球状化する。そのためＭｎＳの分散制御に有効であるが、０．０００３％未満ではその効果が無く、０．００５％を超えるとＭｇＳを大量に生成し、被削性が低下するためＭｇ量を０．０００３〜０．００５％とするのが望ましい。

次に、本発明を適用した浸炭焼入れ焼戻し処理を施した鋼部品の表面硬さと心部硬さの規定理由について説明する。

表面の硬さがＨＶ５５０〜ＨＶ８００
本発明者らは図４に示すように、表面の硬さＨＶ５５０〜ＨＶ８００の範囲内において、表面の硬さが低いほど低サイクル曲げ疲労強度が向上することを明らかにした。この理由は、表面の硬さが高いと表面から脆性破面の亀裂が発生し、その脆性破面が急速に伝播するためであることを、破損品の破面観察結果から明らかにした。表面の硬さが低い場合には、亀裂は同様に表面から発生するが、脆性破面の発生率が低いために亀裂の伝播速度が小さいので低サイクル曲げ疲労強度は向上する。しかし表面の硬さがＨＶ５５０未満では耐摩耗性を損なってしまうため、ＨＶ５５０〜ＨＶ８００の範囲内にする必要がある。表面の硬さは浸炭層の硬さであるため、浸炭時のカーボンポテンシャルの調整や、浸炭焼入れ後の焼戻し温度の調整により調整することが可能である。調整の目安としては、鋼部品をカーボンポテンシャルを０．８で浸炭焼入れ処理を行い、その後、１５０℃で焼戻しを行なった後に低サイクル曲げ疲労試験を実施する。そこで低サイクル曲げ疲労強度が所要よりも低い場合には、カーボンポテンシャルを０．７に低下、又は焼戻し温度を１８０℃に増加させることにより表面の硬さを低下させ、低サイクル曲げ疲労強度を向上させるように調整する。

心部の硬さがＨＶ４００〜ＨＶ５００
本発明者らは図５に示すように、心部の硬さがＨＶ２００〜ＨＶ５００の範囲内において、心部の硬さが高いほど低サイクル曲げ疲労強度が向上することを明らかにした。この理由は、心部の硬さが低いと、浸炭層直下の心部が降伏してそれ以上の応力を受け持てず、浸炭層である鋼部品表面がかかる応力が高まるためであることを破面観察等で検証した。従来、一般に用いられるＪＩＳ ＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等よりも顕著に低サイクル曲げ疲労強度を向上させるにはＨＶ４００以上が必要であることから、心部硬さはＨＶ４００〜ＨＶ５００の範囲内にする必要がある。望ましくは心部か硬さはＨＶ４３０〜ＨＶ５００の範囲内である。更に望ましくはＨＶ４５０〜ＨＶ５００の範囲内である。なお心部硬さがＨＶ５００を超えると、心部の靭性が著しく低下してしまい、心部の亀裂伝播速度が大きくなることを通じて低サイクル曲げ疲労強度が低下する。ここで心部とは、浸炭処理により部品表面から浸入するＣが微量に到達する箇所であり、素材のＣの１０％増し（素材のＣが０．２０％の場合は０．２２％）の箇所から、素材のＣとなるまでの箇所である。心部はＥＰＭＡ−Ｃ線分析などによって識別可能である。

なお、浸炭方法は特別な方法を用いる必要はなく、一般的は浸炭方法であるガス浸炭法、真空浸炭法、ガス浸炭窒化法などいずれでも方法によっても本発明の効果を有する。また、浸炭後にオーステナイト域（８５０℃前後）まで加熱して焼入れする、いわゆる二次焼入れを行なうと結晶粒が細粒化されるため、更に低サイクル曲げ疲労強度は向上させることができる。

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に示す化学成分を有する鋼塊を鍛伸後、均熱処理と焼準を施してから低サイクル曲げ疲労試験片の粗加工と、摩耗試験片の粗加工を行なった。次に、試験片Ｎｏ．１〜２１及び試験Ｎｏ．２３〜２５及び試験Ｎｏ．２８〜４４は変成式ガス浸炭炉で９３０℃×５時間の浸炭処理を行い、１３０℃の油焼入れを行なった。試験片Ｎｏ．２２は変成式ガス浸炭炉で９３０℃×５時間の浸炭処理を行い、１３０℃の油焼入れに引き続き、８５０℃×０．５時間の加熱を行い、１３０℃の油焼入れを行なった。試験片Ｎｏ．２６は変成式ガス浸炭炉で９３０℃×５時間の浸炭処理を行い、２２０℃の油焼入れを行なった。試験片Ｎｏ．２７は変成式ガス浸炭炉で９３０℃×５時間の浸炭処理を行い、２０℃の油焼入れを行なった。引き続き１．５時間の焼戻しを施した。なお、浸炭処理時のカーボンポテンシャルは０．５〜０．８の範囲内、焼戻し温度は１５０〜３００℃の範囲内で調整することによって表面硬さと心部硬さを調整した。その後、低サイクル曲げ疲労試験片の粗加工品は側面の浸炭層のみ機械加工にて除去して図１に示す１３ｍｍ角のノッチ付き試験片とした。摩耗試験片の粗加工品はつかみ部のみ機械加工にて除去して直径が２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する試験片とした。上述の浸炭焼入れ焼戻し処理後の低サイクル曲げ疲労試験片の表面硬さと心部硬さの測定結果を表２に示す。なお、摩耗試験片の表面硬さは、低サイクル曲げ疲労試験片の表面硬さと同等であった。

低サイクル曲げ疲労試験は、図１に示すように、試験片1は切欠Ｘを有する１３ｍｍ角の形状とした。この試験片１に周波数１Ｈｚの正弦波を応力比０．１の荷重２を荷重制御で与えた４点曲げ疲労試験にて実施した。なお、周波数が１Ｈｚ（歪み速度で０．０１ｓ^-1程度）と実際の自動車用歯車にかかる荷重速度よりも小さいが、一般的に繰返し速度が疲労試験値に影響するのは歪み速度で１０ｓ^-1以上といわれており、１０ｓ^-1は実際の自動車用歯車にかかる歪み速度よりも遥かに大きいため、評価に支障はない。また、１Ｈｚでの試験時に試験片が発熱しないことは別途、実測にて確認した。実際の自動車用歯車の応力比が０であるのに対して本試験方法の応力比を０．１としているのは、試験中の除荷時に試験片が横滑りしないようにするためである。本試験は１０²〜１０⁴サイクル間で試験片が破断する試験荷重にて実施し、試験結果を内挿して求まる５００サイクル強度を低サイクル曲げ疲労強度とした。低サイクル曲げ疲労強度を表２に示す。なお、表１、２を併せて発明例、比較例として表示してある。

摩耗試験は直径１３０ｍｍ、幅１８ｍｍで外周にはＲ＝１５０ｍｍのクラウニングを有した軸受鋼製（ＳＵＪ２）のローラーを、摩耗試験片に面圧でヘルツ応力１５００ＭＰａにて押し付けて、接触部での両ローラーの周速方向を同一方向とし、滑り率を−１００％（摩耗試験片よりもローラーの方が接触部の周速が１００％大きい）として回転させて、回転数が１００万回に達したのちの摩耗試験片の摩耗深さを測定した。摩耗深さを表２に示す。

表２に示すように、本発明例の試験Ｎｏ．１〜２２、２８〜４４は低サイクル曲げ疲労強度が２０ｋＮ以上と優れており、摩耗深さも２０μｍ以下と優れていることが明らかとなった。

これに対し、比較例の試験Ｎｏ．２３は低サイクル曲げ疲労強度が悪かった。これは鋼材のＣが０．６％を上回ったことに起因して心部硬さが高くなったためである。

比較例の試験Ｎｏ．２４は摩耗深さが大きくなった。これは鋼材のＳｉが１．５％を上回ったことに起因して浸炭性が阻害され、表面硬さが低くなったためである。

比較例の試験Ｎｏ．２５は低サイクル曲げ疲労強度が悪かった。これは鋼材のＰが０．０２％を上回ったことに起因してＰの粒界偏析による粒界破壊が引き起こされたためである。

比較例の試験Ｎｏ．２６は低サイクル曲げ疲労強度が悪かった。これは、鋼成分は本発明範囲内であるが、心部の硬さがＨＶ４００を下回ったことに起因する。心部の硬さがＨＶ４００を下回った理由は焼入れ油の温度が２２０℃と高いため、焼入れ不足になったためである。

比較例の試験Ｎｏ．２７は低サイクル曲げ疲労強度が悪かった。これは、鋼成分は本発明範囲内であるが、心部の硬さがＨＶ５５０を上回ったことに起因する。心部の硬さがＨＶ５５０を上回った理由はＣ量が０．６％と比較的高いことに加えて、焼入れ油の温度が２０℃と低いことに起因する。

１ 試験片
２ 荷重
Ｘ 切欠

Claims (6)

1. 化学成分が、質量％で、
   Ｃ：０．１〜０．６％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
   Ｍｎ：０．３〜２．０％、
   Ｐ：０．０２％以下、
   Ｓ：０．００１〜０．１５％、
   Ｎ：０．００１〜０．０３％、
   Ａｌ：０．００１〜０．０６％、
   Ｏ：０．００５％以下を含有し、
   残部が実質的に鉄と不可避的不純物よりなる鋼からなり、
   浸炭焼入れ焼戻し処理を施した鋼部品であって、
   表面の硬さがＨＶ５５０〜ＨＶ８００であり、
   心部の硬さがＨＶ４００〜ＨＶ５００であることを特徴とする
   低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
2. さらに、化学成分が質量％で
   Ｂ：０．０００２〜０．００５％
   を含有することを特徴とする請求項１に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
3. さらに、化学成分が質量％で、
   Ｃｒ：０．１〜３．０％、
   Ｍｏ：０．１〜１．５％、
   Ｃｕ：０．１〜２．０％、
   Ｎｉ：０．１〜５．０％
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
4. さらに、化学成分が質量％で、
   Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
   Ｎｂ：０．０１〜０．２％、
   Ｖ：０．０３〜０．２％
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
5. さらに、化学成分が質量％で、
   Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、
   Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％、
   Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
6. 浸炭鋼部品が差動歯車又はトランスミッション歯車であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。

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