JP2013166997A

JP2013166997A - 窒化用鋼材およびこれを用いた窒化部材

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Publication number: JP2013166997A
Application number: JP2012031032A
Authority: JP
Inventors: Takashi Iwamoto; 岩本　　隆; Keisuke Ando; 佳祐安藤; Kunikazu Tomita; 邦和冨田; Takashi Onozaka; 高志小野坂; Yoichi Taniguchi; 庸一谷口; Takashi Fukui; 隆志福井
Original assignee: Mitsubishi Motors Corp; JFE Bars and Shapes Corp
Current assignee: Mitsubishi Motors Corp; JFE Bars and Shapes Corp
Priority date: 2012-02-15
Filing date: 2012-02-15
Publication date: 2013-08-29
Anticipated expiration: 2032-02-15
Also published as: JP5767594B2

Abstract

【課題】比較的安価な生産コストで、窒化前の被削性を大きく損なわず、しかも、窒化後の疲労特性に優れる窒化用鋼材およびこの鋼材を用いた窒化部材を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０％未満（ただし、０は含まない）、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０２０〜０．２００％、Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｎ：０．００５０〜０．０２００％を含有し、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなり、ベイナイト分率：８０％以上、残部：フェライトまたはマルテンサイトであり、窒化前芯部硬さ：Ｈｖ２６０未満、窒化後芯部硬さ：Ｈｖ２９０超である。
【選択図】なし

Description

この発明は、窒化を施すことにより優れた耐摩耗性と疲労強度とが得られる窒化用鋼材およびこれを用いた窒化部材、特に、自動車用歯車をはじめとする種々の機械構造用部品に用いられる、耐摩耗性、疲労特性、さらには被削性に優れた窒化用鋼材およびこれを用いた窒化部材に関するものである。

自動車用歯車等の機械構造部品には、優れた疲労特性が要求されることから、このような部品には、表面硬化処理が施されるのが通例である。表面硬化処理としては、浸炭処理、高周波焼入処理および窒化処理が良く知られている。

浸炭処理は、高温のオーステナイト域においてＣを浸入・拡散させるために、深い硬化深さが得られ、疲労強度の向上に有効である。しかしながら、熱処理歪が発生することから、静粛性等の観点より厳しい寸法精度の要求される、例えば歯車等の部品には、浸炭後に歯研等の処理が行われている場合もある。

高周波焼入処理は、高周波誘導加熱により表層部を焼入れする処理であり、浸炭処理と同様に変態を伴うため、寸法精度に劣る。

窒化処理は、Ａｃ₁変態点以下の温度域で窒素を浸入・拡散させて表面硬さを高める処理であるが、処理時間が５０〜１００時間と長く、また処理後に表層の脆い化合物層を除去する必要があった。

このようなことから、従来の窒化処理と同程度の処理温度で、窒化を短時間で処理する窒化処理が開発され、近年では窒化処理が機械構造用部品等を対象に広く普及している。窒化処理は、５００〜６００℃の温度域でＮとＣを同時に浸入・拡散させて、表面を硬化するもので、従来の窒化処理と比較して処理時間を半分以下とすることが可能である。

しかしながら、浸炭処理では、焼入硬化により芯部硬度を上昇させることが可能であるのに対し、窒化処理では、鋼の変態点以下の温度で処理を行うため、芯部硬度が上昇しない。従って、窒化処理材は、浸炭処理材と比較すると、疲労強度が劣る。

窒化処理材の疲労強度を高めるため、通常、窒化前に焼入・焼戻し処理により、芯部硬度を上昇させることが行われるが、得られる疲労強度は、十分と言い難く、また、製造コストが上昇し、機械加工性も低下する。

このような問題を解決するため、特許文献１および２には、鋼の成分組成を、Ｎｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｔｉを含有する成分組成とし、窒化時に芯部は、Ｎｉ−Ａｌ、Ｎｉ−Ｔｉ系の金属間化合物あるいはＣｕ化合物により時効硬化させ、表面は、その窒化層中にＣｒ、Ａｌ、Ｔｉ等の窒化物や炭化物を析出硬化させることが記載されている。

特許文献３には、Ｃｕを０．５〜２％含有した鋼を、熱間鍛造で鍛伸後、空冷してＣｕを固溶したフェライト主体組織とし、５８０℃×１２０分の窒化処理中にＣｕを析出させ、さらに、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ炭窒化物の析出硬化も併用して、窒化処理後において優れた曲げ疲労特性を備えた鋼とすることが記載されている。

特許文献４には、Ｔｉ炭窒化物の析出硬化の活用により、窒化処理後に優れた疲労強度を備えた鋼材を得ることが記載されている。

特開平５−５９４８８号公報特開平７−１３８７０１号公報特開２００２−６９５７２号公報特開２０１０−１６３６７１号公報

しかしながら、特許文献１および２に記載された窒化鋼は、Ｃｕ等の析出硬化により、曲げ疲労強度は向上するものの、被削性の確保が十分とは言い難く、特許文献３に記載された窒化鋼は、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂを比較的多量に添加することが必要で、生産コストが高い。さらに、特許文献３および４にて活用するＴｉ炭窒化物の析出硬化は、靭性の著しい低下を同時にもたらす問題を有していた。

従って、この発明の目的は、比較的安価な生産コストで、窒化前の被削性を大きく損なわず、しかも、窒化後の疲労特性に優れる窒化用鋼材およびこの鋼材を用いた窒化部材を提供することにある。

本発明者等は、上記目的を達成するために、鋼の窒化後の疲労特性に及ぼす組織、組成の影響について鋭意検討を重ねた。その結果、以下のような知見を得た。

（１）窒化時に、芯部の窒素非拡散領域にも微細な炭窒化物を析出させて芯部硬度を上昇させた場合、窒化後に優れた疲労特性が得られる。
（２）窒化時の炭窒化物析出による芯部の硬度上昇を図るためには、窒化前の芯部組織を主としてベイナイトとすることにより、窒化前芯部のフェライト分率を低位に制御して、窒化前の炭窒化物析出を抑制するとともに、マルテンサイトの生成を抑制すれば、被削性を確保することが可能である。
（３）鋼中Ｔｉの含有量を少なくし、ＴｉＮの生成を抑制することが疲労強度および低温靭性の向上に有効である。

この発明は、上記知見に基づきなされたものであって、下記を特徴とする。

請求項１に記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．１０％未満（ただし、０は含まない）、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０２０〜０．２００％、Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｎ：０．００５０〜０．０２００％を含有し、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなり、ベイナイト分率：８０％以上、残部：フェライトまたはマルテンサイトであり、窒化前芯部硬さ：Ｈｖ２６０未満、窒化後芯部硬さ：Ｈｖ２９０超であることに特徴を有するものである。

請求項２に記載の発明は、請求項１に記載の発明において、不可避不純物としてのＴｉの含有割合が０．０１０％未満であることに特徴を有するものである。

請求項３に記載の発明は、請求項１または２に記載の窒化用鋼材により製造される窒化部材に特徴を有するものである。

この発明によれば、窒化前の被削性を大きく損なわず、しかも、窒化後の疲労特性に優れる窒化用鋼材およびこの鋼材を用いた窒化部材を提供することができる。

以下に、この発明における窒化用鋼材の化学成分組成の数値の限定理由について説明する。なお、化学成分組成の単位は、何れも、質量％である。

Ｃ：０．１０％未満（ただし、０は含まない）
Ｃは、窒化時に窒素が供給されない鋼材中心部における硬度上昇に有効であるものの、窒化前の切削時における主相をベイナイトとするこの発明においては、Ｃを多量に鋼中に含有すると、ベイナイトの硬さが著しく上昇し、窒化処理前の被削性が甚だしく劣化し、しかも、窒化後の鋼材全体の延性および靭性を著しく低下させる。従って、この発明では、Ｃ含有量を０．１０％未満（ただし、０は含まない）とした。

Ｓｉ：０．０５〜０．３０％
Ｓｉは、脱酸のため添加するが、０．５０％を超えるとフェライトおよびベイナイト組織中に固溶し、機械加工性および冷間加工性を劣化させるため０．３０％以下とする。一方、０．０５％未満では、鋼中酸素の低減が困難となる。従って、この発明では、Ｓｉの含有割合を０．０５〜０．３０％の範囲内とした。

Ｍｎ：１．２〜２．５％
Ｍｎは、ベイナイト組織生成ならびに窒化後の強度向上に有効なため積極的に添加するが、１．２％未満では、窒化前組織におけるフェライト分率の低下が困難となる。一方、２．５％を超えると、機械加工性および冷間加工性を劣化させる。従って、この発明では、Ｍｎの含有割合を１．２〜２．５％の範囲内とした。好ましくは、１．３％〜２．０％の範囲内である。

Ｃｒ：０．３〜１．５％
Ｃｒは、焼入性を高める元素であり、強度を上昇させるために０．３％以上添加する。しかし、１．５％を超えて添加すると、焼入性が過大となり延性や溶接性を劣化させる。従って、この発明では、Ｃｒの含有割合を０．３〜１．５％の範囲内とした。

Ｍｏ：０．０５〜０．３０％
Ｍｏは、ベイナイト組織生成ならびに窒化後の強度向上に有効なため積極的に添加するが、０．０５％未満の添加では、窒化前組織におけるフェライト分率の低下が困難となる。一方、０．３０％を超えて添加しても効果が飽和するばかりか冷間加工性を劣化させ、さらには、鋼材コストの著しい増大を招く。従って、この発明では、Ｍｏの含有割合を０．０５〜０．３０％の範囲内とした。好ましくは、０．１０〜０．２５％の範囲内である。

Ｖ：０．１〜０．５％
Ｖは、炭窒化物の形成により芯部の強度上昇に有効な元素であるが、０．１％未満の添加では十分な効果が得られない。一方、０．５％を超えると、オーステナイト域で析出した炭窒化物が窒化前の組織におけるフェライト生成を促進し、窒化時の析出強化量を逆に低下させ、さらには、このように高温で析出した粗大な炭窒化物は著しく靭性を劣化させる。従って、この発明では、Ｖの含有割合を０．１〜０．５％の範囲内とした。

Ｎｂ：０．０２０〜０．２００％
Ｎｂは、鋼中に微細な炭窒化物を形成し、窒化後の芯部硬度の上昇に有効な元素である。また、析出炭窒化物がＴｉＮと比較して、さらに微細であるため、靭性への悪影響も小さい。また、Ｖとの複合添加により、さらなる時効時の芯部の硬度上昇が可能となる。しかし、その含有量が０．０２０％未満では十分な効果が得られない。一方、０．２００％を超えると、Ｎｂ炭窒化物であっても窒化後鋼材の靭性を著しく劣化させる。従って、この発明では、Ｎｂの含有割合を０．０２０〜０．２００％の範囲内とした。

Ａｌ：０．００５〜０．０４０％
Ａｌは、鋼の脱酸のために添加するが、０．００５％未満ではその効果が少ないため０．００５％以上を添加する。しかし、０．０４０％を超えて添加した場合には脱酸の効果が飽和するとともに、鋼中の窒素とオーステナイト域で結びついてＡｌＮを形成し、窒化時の芯部強度上昇に有効なＮｂ、Ｖの炭窒化物の形成量を低下させる。従って、この発明では、Ａｌの含有割合を０．００５〜０．０４０％の範囲内とした。

Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
Ｎの含有割合が０．００５０％未満では、窒化後の鋼材中心部の強度を得るために必要な炭窒化物析出を十分に得ることが困難となる。一方、０．０２００％を超えると、形成する窒化物が粗大化して鋼材の靭性を低下させる。従って、この発明では、Ｎの含有割合を０．００５０〜０．０２００％の範囲内とした。

Ｔｉ＜０．０１０％
Ｔｉは、窒化後の窒素拡散層中にＴｉＮを形成し、窒化用鋼によく用いられる合金元素である。しかしながら、特に、窒化前鋼中にＴｉおよび窒素の含有量が高い場合には、鋼中Ｔｉがこれら窒素と結合して鋼材芯部にＴｉＮが形成される。形成されるＴｉＮは、ＶやＮｂの炭窒化物等に比較して、粗大化しやすく靭性を著しく低下させる。Ｔｉは、基本的に含有しないことが望ましいが、不可避的不純物として許容し得る含有割合は、０．０１０％未満である。

窒化前の組織
この発明では、窒化前のミクロ組織をベイナイト主体とし、その面積率を８０％以上に規定する。この規定よりもベイナイト分率が低下し、フェライト分率が上昇した場合には、析出強化に活用する炭窒化物が、窒化よりも前の段階で粗大に析出し、窒化後に必要とする芯部強度が得られなくなる。一方、マルテンサイトの分率が上昇してベイナイト分率が８０％未満となった場合には、窒化前の硬さが上昇しすぎて冷間加工の実施が困難となる。従って、この発明では、ベイナイト分率を８０％以上とした。

窒化前後の硬さ
窒化後芯部硬さがＨｖ２９０以下の場合には、窒化後に優れた疲労強度を得ることが困難となる。一方、窒化前芯部硬さがＨｖ２６０以上となると、歯切り等の冷間加工が実質的に困難となる。従って、この発明では、窒化前の硬さをＨｖ２６０未満、窒化後の硬さをＨｖ２９０超とした。

なお、この発明において芯部とは、窒化処理前後で窒素濃度差が１０％未満の領域をさす。

窒化条件は、５００〜６５０℃で１〜１０ｈとすることが好ましい。これよりも温度が低く保持時間が短い場合には、十分な析出量が得られず、一方、温度が高く時間が長い場合には、析出物が粗大化して、何れの場合も窒化後に十分な疲労強度が得られなくなる。なお、窒化条件により窒化後の表面に化合物層の残留がある場合とない場合とが存在するが、この発明においては、何れにおいても、その効果を発揮し得るため、その如何を問わない。

次に、この発明を実施例により、さらに詳細に説明する。

表１に示す化学組成の鋼Ａ〜Ｒを転炉にて溶製し、連続鋳造によりブルームとした。次いで、ビレット圧延を経てさらに棒鋼圧延により５０ｍｍφの棒鋼とした。こうして調製した棒鋼を、さらに、１２００℃に加熱後、１１００℃にて熱間鍛造を行い、３６ｍｍφとし、１℃／ｓｅｃで室温まで冷却して、供試体Ｎo．１〜１８を得た。そして、各供試体のビッカース硬さを測定するとともに、各供試体に以下に示す種々の熱処理を施して、下記のように供試体の特性試験を行った。

なお、表１中の鋼Ｒは、代表的な機械構造用合金鋼であるＪＩＳ−ＳＣｒ４２０に相当する。

上記各供試体について、被削性をドリル切削試験により評価した。ドリル切削試験は、下記の通りであった。

熱間鍛造材を２０ｍｍ厚に切断したものを試験材として、ＪＩＳ高速度工具鋼ＳＫＨ５１の６ｍｍφのストレートドリルで、送り０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、回転数７４５ｒｐｍの条件で、１断面当たり５箇所の貫通穴を開け、ドリルが切削不能になるまでの総穴数で評価した。

また、各供試体について、芯部の硬度をビッカース硬度計を用い、試験荷重１００ｇにて試験を行った。

鋼Ａ〜Ｒからなる供試体Ｎo．１〜１８の熱間鍛造材を、以下の形状に機械加工した。

（ａ）平行部φ１２ｍｍ×５０ｍｍ、中央部にＲ０．６ｍｍ、底部φ９ｍｍ形状のノッチを有する小野式回転曲げ疲労試験片。

（ｂ）１０×１０×５５ｍｍ、中央部に１０ｍｍＲノッチのシャルピー衝撃試験片。

これらの形状に加工したものについて、ガス窒化処理をした。ガス窒化処理は、ＮＨ₃：Ｎ₂：ＣＯ₂＝５０：４５：５の雰囲気で５２５〜６２５℃に加熱し、５時間保持して行った。

窒化処理した上記（ａ）の形状について、組織観察、硬度および疲労特性調査を行った。また、窒化処理した上記（ｂ）の形状について、２０℃にてシャルピー衝撃試験を行い、衝撃吸収エネルギーを測定した。

これらの試験結果を表２に示す。

表２から明らかなように、本発明範囲にある供試体Ｎｏ．１〜５は、何れも、代表的な機械構造用鋼である供試体Ｎｏ．１８（ＪＩＳ−ＳＣｒ４２０鋼）よりも、窒化後に高い芯部硬さを有しており、優れた疲労強度と靭性とを両立していた。

次に、比較例である供試体Ｎｏ．６〜１７について評価する。

Ｃ含有量が本発明範囲を外れて高い供試体Ｎｏ．６、Ｓｉ含有量が本発明範囲を外れて高い供試体Ｎｏ．７は、何れも、熱間鍛造後の硬さが高く、ドリル穿孔特性が発明例に比較して著しく劣っていた。

Ｍｎ含有量が本発明範囲を外れて低い供試体Ｎｏ．８、Ｃｒ含有量が本発明範囲を外れて低い供試体Ｎｏ．９、Ｍｏ含有量が本発明範囲を外れて低い供試体Ｎｏ．１０は、何れも、熱間鍛造後の組織のベイナイト分率が低く、窒化時の硬化が十分に得られないため、窒化後の芯部硬さが低く、疲労強度が発明例に比べて劣っていた。

窒化時の硬化を引き起こす微細析出物の構成元素である、Ｖ、ＮｂおよびＮ含有量が本発明範囲をそれぞれ外れて低い供試体Ｎｏ．１１、供試体Ｎｏ．１３、供試体Ｎｏ．１７は、窒化時の硬化が十分に得られず、窒化後の疲労強度が発明例よりも劣っていた。

また、Ａｌ含有量が本発明範囲を外れて高い供試体Ｎｏ．１５でも、同様に窒化時の硬化が十分に得られず、窒化後の疲労強度が発明例よりも劣っていた。

一方、Ｖ含有量が本発明範囲を外れて高い供試体ｏ．１２、Ｎｂ含有量が本発明範囲を外れて高いＮｏ．１４は、熱間鍛造後の硬さが上昇してドリル穿孔特性が発明例よりも劣っていた。また、窒化時の硬化量は、本発明例に比較して更なる増大は認められず、疲労強度は却って本発明に比べて劣っていた。さらに、窒化後の靭性も発明例に比較して低下する傾向が認められた。

さらに、Ｔｉ含有量が本発明範囲を超えて高い供試体Ｎｏ．１６は、窒化後の表面硬さおよび芯部硬さは発明例と同等であるにもかかわらず、疲労強度および靭性は、本発明例に比べて大幅に劣っていた。

以上の実施例から明らかなように、この発明によれば、優れた部品成形時の被削性と、窒化後の表層、芯部硬さを有し、疲労強度に優れた窒化用鋼材およびこの鋼材を用いた窒化部材を提供することができる。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１０％未満（ただし、０は含まない）、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：１．２〜２．５％、
Ｃｒ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、
Ｖ：０．１〜０．５％、
Ｎｂ：０．０２０〜０．２００％、
Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％を含有し、
残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
ベイナイト分率：８０％以上、残部：フェライトまたはマルテンサイトであり、
窒化前芯部硬さ：Ｈｖ２６０未満、
窒化後芯部硬さ：Ｈｖ２９０超
であることを特徴とする窒化用鋼材。
不可避不純物としてのＴｉの含有割合が０．０１０％未満であることに特徴を有する、請求項１に記載の窒化用鋼材。
請求項１または２に記載の窒化用鋼材により製造されることを特徴とする窒化部材。