JP2016194156A - Carbonitrided component and method of manufacturing carbonitrided component - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、浸炭処理および窒化処理の施された鋼材からなる浸炭窒化部品およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a carbonitrided part made of a steel material subjected to carburizing and nitriding and a method for manufacturing the same.
従来、歯車、ベルト式無段変速機(CVT)用プーリーなどの機械部品として、浸炭処理の施された鋼材からなる浸炭部品がある。
浸炭処理としては、ガス浸炭処理、真空浸炭処理などがある(例えば、特許文献1〜5参照)。真空浸炭処理では、ガス浸炭処理と比較して、以下に示す効果がある。すなわち、浸炭温度を高くできるので、短時間で所定の炭素濃度の浸炭部品が得られる。また、浸炭処理に伴う粒界酸化を抑制できるため、曲げ疲労強度の高い浸炭部品が得られやすい。さらに、炭素収率が高いため、二酸化炭素の排出量を抑えることができる。
Conventionally, as a machine part such as a gear and a pulley for a belt type continuously variable transmission (CVT), there is a carburized part made of a carburized steel material.
Examples of the carburizing process include a gas carburizing process and a vacuum carburizing process (see, for example, Patent Documents 1 to 5). The vacuum carburizing process has the following effects compared to the gas carburizing process. That is, since the carburizing temperature can be increased, carburized parts having a predetermined carbon concentration can be obtained in a short time. Moreover, since the grain boundary oxidation accompanying a carburizing process can be suppressed, it is easy to obtain a carburized part having high bending fatigue strength. Furthermore, since the carbon yield is high, the amount of carbon dioxide emission can be suppressed.
また、機械部品として、鋼材に浸炭窒化処理を施した部品がある(例えば、特許文献6および特許文献7参照)。 Moreover, there exists a component which carbonitrided the steel material as a mechanical component (for example, refer patent document 6 and patent document 7).
しかしながら、真空浸炭処理を用いて浸炭した浸炭部品は、エッジ部の炭素濃度が、平坦部と比較して高くなりやすい。このため、浸炭部品のエッジ部は、必要以上の高濃度で炭素が含有された過剰浸炭になりやすい。過剰浸炭された部分の焼入れ組織には、破壊の起点となる粗大なセメンタイトが残存しやすいため、真空浸炭処理を施した浸炭部品では、曲げ疲労強度が不充分となる場合があった。
特に、歯車、CVT用プーリーなどのエッジ部が多く存在する表面形状を有する浸炭部品では、真空浸炭処理に伴うエッジ部の過剰浸炭に起因する曲げ疲労強度の劣化が問題となっていた。
However, the carburized parts carburized using the vacuum carburizing process tend to have a higher carbon concentration at the edge portion than at the flat portion. For this reason, the edge part of the carburized component tends to be excessively carburized containing carbon at a higher concentration than necessary. Coarse cementite, which is the starting point of fracture, tends to remain in the hardened structure of the excessively carburized portion, so that the carburized parts subjected to vacuum carburizing treatment may have insufficient bending fatigue strength.
In particular, in carburized parts having a surface shape with many edge portions such as gears and pulleys for CVT, deterioration of bending fatigue strength due to excessive carburization of the edge portions due to vacuum carburizing treatment has been a problem.
また、真空浸炭処理の施された鋼材からなる浸炭部品は、焼き戻し軟化抵抗が低いため、十分な面疲労強度が得られない場合があった。
鋼材に対して浸炭窒化処理を行う場合、浸炭処理のみを行う場合と比較して、焼き戻し軟化抵抗を向上させることができる。
In addition, carburized parts made of steel that has been subjected to vacuum carburizing treatment have a low resistance to temper softening, so that sufficient surface fatigue strength may not be obtained.
When the carbonitriding process is performed on the steel material, the temper softening resistance can be improved as compared with the case where only the carburizing process is performed.
しかし、鋼材に浸炭窒化処理を施した浸炭窒化部品であっても、焼き戻し軟化抵抗が不十分となる場合があり、より一層焼き戻し軟化抵抗を向上させることが要求されていた。
また、従来のエッジ部を含む形状を有する浸炭部品および浸炭窒化部品では、より一層曲げ疲労強度を向上させることが要求されていた。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、エッジ部を含む形状を有し、焼き戻し軟化抵抗および曲げ疲労強度に優れた浸炭窒化部品およびその製造方法を提供することを課題とする。
However, even a carbonitrided part obtained by subjecting a steel material to carbonitriding may have insufficient tempering softening resistance, and it has been required to further improve tempering softening resistance.
Further, in the carburized component and the carbonitrided component having a shape including the conventional edge portion, it has been required to further improve the bending fatigue strength.
The present invention has been made in view of the above circumstances, and an object thereof is to provide a carbonitrided component having a shape including an edge portion and excellent in temper softening resistance and bending fatigue strength and a method for manufacturing the same. .
本発明者は、上記課題を解決するために、浸炭窒化部品の焼き戻し軟化抵抗および曲げ疲労強度について、鋭意検討した。その結果、炭素濃度および窒素濃度が適正で、微細な炭化物および/または窒化物の析出物を十分に含む表層を有することにより、エッジ部を含む形状であっても優れた焼き戻し軟化抵抗および曲げ疲労強度が得られることを見出し、本発明の浸炭窒化部品を想到した。
本発明の要旨は以下のとおりである。
In order to solve the above-mentioned problems, the present inventor diligently studied the temper softening resistance and bending fatigue strength of carbonitrided parts. As a result, it has excellent temper softening resistance and bending even with a shape including an edge portion by having a surface layer with appropriate carbon concentration and nitrogen concentration and sufficiently containing fine carbide and / or nitride precipitates. The inventors have found that fatigue strength can be obtained, and arrived at the carbonitrided parts of the present invention.
The gist of the present invention is as follows.
[1] 芯部が、質量%で、
C:0.10〜0.25%、
Si:0.03〜0.49%、
Mn:0.30〜1.50%、
P:0.030%以下、
S:0.060%以下、
Cr:0.90〜3.00%、
Al:0.100%以下
およびN:0.030%以下を含有し、
残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、
表面が平坦部とエッジ部とを有し、
前記平坦部の粒界酸化層深さが1μm以下であり、前記平坦部の表面から深さ0.05mmの位置までの平坦部表層領域は、炭素濃度が0.70%以上0.89%以下、窒素濃度が0.20%以上0.70%以下、炭化物および/または窒化物の析出物密度が0.5個/μm2以上であり、
前記エッジ部の表面から深さ0.05mmの位置までのエッジ部表層領域は、前記炭化物および/または窒化物の析出物の最大長さが5.0μm以下であることを特徴とする曲げ疲労強度に優れた浸炭窒化部品。
[1] The core is mass%,
C: 0.10 to 0.25%,
Si: 0.03 to 0.49%,
Mn: 0.30 to 1.50%,
P: 0.030% or less,
S: 0.060% or less,
Cr: 0.90 to 3.00%,
Al: 0.100% or less and N: 0.030% or less,
The balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities,
The surface has a flat part and an edge part,
The depth of the grain boundary oxide layer in the flat part is 1 μm or less, and the flat part surface layer region from the surface of the flat part to the depth of 0.05 mm has a carbon concentration of 0.70% or more and 0.89% or less. The nitrogen concentration is 0.20% or more and 0.70% or less, and the precipitate density of carbide and / or nitride is 0.5 piece / μm 2 or more,
Bending fatigue strength characterized in that the maximum length of the carbide and / or nitride precipitate is 5.0 μm or less in the edge surface layer region from the surface of the edge to a position having a depth of 0.05 mm Excellent carbonitriding parts.
[2] 前記芯部が更に、質量%で、
Nb:0.100%以下、
Ti:0.100%以下
からなる群から選ばれる1種以上を含有することを特徴とする[1]に記載の浸炭窒化部品。
[3] 前記芯部が更に、質量%で、
Mo:0.50%以下、
Cu:0.5%以下、
Ni:0.50%以下
からなる群から選ばれる1種以上を含有することを特徴とする[1]または[2]に記載の浸炭窒化部品。
[2] The core part is further in mass%,
Nb: 0.100% or less,
The carbonitrided part according to [1], containing at least one selected from the group consisting of Ti and 0.100% or less.
[3] The core part is further mass%,
Mo: 0.50% or less,
Cu: 0.5% or less,
Ni: The carbonitrided component according to [1] or [2], containing at least one selected from the group consisting of 0.50% or less.
[4] [1]〜[3]のいずれか一項に記載の浸炭窒化部品の製造方法であり、
[1]〜[3]のいずれか一項に記載の化学組成を有し、頂点部とエッジ部と平坦部とを含む表面を有する鋼材を製造する工程と、
前記鋼材に真空浸炭処理を行った後に窒化処理と焼入れ処理とを行う工程を備え、
前記真空浸炭処理が、980〜1100℃の浸炭温度で前記鋼材を浸炭処理する浸炭工程と、前記浸炭温度を維持した状態で前記鋼材に侵入した炭素を前記鋼材中に拡散させる拡散工程と、前記拡散工程後の表面温度が前記浸炭温度〜500℃の間である前記鋼材を3.0〜100℃/secの冷却速度で冷却する冷却工程とを備え、浸炭時間と拡散時間の比(浸炭時間/拡散時間)が0.20以上0.45以下であることを特徴とする浸炭窒化部品の製造方法。
[4] A method for producing a carbonitrided component according to any one of [1] to [3],
[1] to [3] having the chemical composition according to any one of steps, and manufacturing a steel material having a surface including a vertex portion, an edge portion, and a flat portion;
A step of performing nitriding treatment and quenching treatment after vacuum carburizing treatment of the steel material;
The vacuum carburizing treatment includes a carburizing step of carburizing the steel material at a carburizing temperature of 980 to 1100 ° C, a diffusion step of diffusing carbon that has entered the steel material while maintaining the carburizing temperature, A cooling step of cooling the steel material having a surface temperature after the diffusion step of the carburizing temperature to 500 ° C. at a cooling rate of 3.0 to 100 ° C./sec, and a ratio of carburizing time to diffusion time (carburizing time / Diffusion time) is 0.20 or more and 0.45 or less.
本発明の浸炭窒化部品は、芯部のCr含有量が0.90%以上であり、Si含有量が0.49%以下であり、平坦部表層領域における炭素濃度が0.70%以上0.89%以下、窒素濃度が0.20%以上0.70%以下、炭化物および/または窒化物の析出物密度が0.5個/μm2以上であり、エッジ部表層領域における炭化物および/または窒化物の析出物の最大長さが5.0μm以下である。このため、エッジ部を含む形状であって、優れた焼き戻し軟化抵抗および曲げ疲労強度を有する浸炭窒化部品を提供できる。 In the carbonitrided part of the present invention, the Cr content in the core part is 0.90% or more, the Si content is 0.49% or less, and the carbon concentration in the surface region of the flat part is 0.70% or more and 0.00. 89% or less, nitrogen concentration is 0.20% or more and 0.70% or less, carbide and / or nitride precipitate density is 0.5 / μm 2 or more, and carbide and / or nitridation in the edge layer region The maximum length of the precipitate of the product is 5.0 μm or less. Therefore, it is possible to provide a carbonitrided part having a shape including an edge portion and having excellent temper softening resistance and bending fatigue strength.
本発明の浸炭窒化部品の製造方法では、エッジ部を含む表面を有するCrおよびSiを上記含有量で含む鋼材を、十分に高い炭素濃度となるように真空浸炭処理し、十分に速い冷却速度で浸炭温度〜500℃の間を冷却し、冷却後の鋼材に窒化処理と焼入れ処理とを行う。このため、優れた焼き戻し軟化抵抗および曲げ疲労強度を有する本発明の浸炭窒化部品が得られる。 In the carbonitriding component manufacturing method of the present invention, a steel material containing Cr and Si having a surface including an edge portion in the above content is vacuum carburized so as to have a sufficiently high carbon concentration, and at a sufficiently fast cooling rate. The temperature between the carburizing temperature and 500 ° C. is cooled, and the steel material after cooling is subjected to nitriding treatment and quenching treatment. For this reason, the carbonitrided part of the present invention having excellent temper softening resistance and bending fatigue strength can be obtained.
以下、図面を参照し、本発明の実施形態を詳しく説明する。
本発明者は、上記課題を解決するために、浸炭窒化部品の曲げ疲労強度について、鋭意検討した。その結果、浸炭窒化部品の表層に析出したCr窒化物および/またはMnSi窒化物が、結晶粒界に存在しているものでは、焼入れ性が低下して、浸炭窒化部品の曲げ疲労強度が低下することが分かった。
そこで、本発明者は、真空浸炭処理される鋼材の化学組成と、浸炭窒化部品の表層に析出する析出物とに着目して、検討した。その結果、以下の(1)〜(4)の知見を得た。
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings.
In order to solve the above problems, the present inventor has intensively studied the bending fatigue strength of carbonitrided parts. As a result, when Cr nitride and / or MnSi nitride deposited on the surface layer of the carbonitrided part is present at the grain boundary, the hardenability is lowered and the bending fatigue strength of the carbonitrided part is lowered. I understood that.
Then, this inventor examined paying attention to the chemical composition of the steel materials vacuum-carburized, and the precipitate deposited on the surface layer of the carbonitriding component. As a result, the following findings (1) to (4) were obtained.
(1)鋼材中のCr含有量を0.90%以上とすることで、浸炭処理および窒化処理を行うことによる炭化物および窒化物の結晶粒内における析出が促進されるとともに、焼入れ性を確保することができ、曲げ疲労強度が向上する。
(2)鋼材中のSi含有量を0.49%以下とすることで、Si含有量が多すぎることによる曲げ疲労強度の低下を抑制できる。
(1) By setting the Cr content in the steel material to 0.90% or more, precipitation in the crystal grains of carbide and nitride due to carburizing and nitriding is promoted and hardenability is ensured. And the bending fatigue strength is improved.
(2) By making Si content in steel materials 0.49% or less, the fall of the bending fatigue strength by having too much Si content can be suppressed.
(3)エッジ部を含む形状を有するCrおよびSiを上記含有量で含む鋼材を、十分に高い炭素濃度となるように真空浸炭処理し、十分に速い冷却速度で浸炭温度〜500℃の間を冷却することで、微細なセメンタイトを析出させてエッジ部の過剰浸炭による曲げ疲労強度の低下を抑制できるとともに、結晶粒内に十分な数の微細な炭化物を析出させることができる。
(4)冷却後の鋼材を窒化処理することで、焼き戻し軟化抵抗が向上する。また、窒化処理において、冷却後の鋼材中の炭化物を析出サイトとして結晶粒内に微細な窒化物が析出されるため、表層の結晶粒界への窒化物の析出および成長が抑制された浸炭窒化部品が得られる。
(3) A steel material containing Cr and Si having a shape including an edge portion in the above content is vacuum carburized so as to have a sufficiently high carbon concentration, and a carburizing temperature between 500 ° C. and a sufficiently high cooling rate. By cooling, it is possible to precipitate fine cementite and suppress a decrease in bending fatigue strength due to excessive carburization of the edge portion, and to precipitate a sufficient number of fine carbides in the crystal grains.
(4) The temper softening resistance is improved by nitriding the cooled steel material. Also, in nitriding treatment, fine nitrides are precipitated in the crystal grains using carbides in the steel after cooling as the precipitation sites, so carbonitriding that suppresses the precipitation and growth of nitrides on the grain boundaries of the surface layer. Parts are obtained.
以下、上記の知見に基づいて完成した本発明の浸炭窒化部品および浸炭窒化部品の製造方法について詳述する。
本実施形態の浸炭窒化部品は、頂点部と平坦部とエッジ部とを有する鋼材に、真空浸炭処理と、窒化処理と、焼入れ処理とを施したものである。
本実施形態の浸炭窒化部品の表面は、頂点部とエッジ部と平坦部とを含む。浸炭窒化部品の表面のうち、頂点部およびエッジ部には過剰浸炭が発生しやすい。頂点部は、鋼の体積に対する表面積が大きい。このため、浸炭処理によち炭素が多く入りやすく、深さ方向に拡散しにくい。そのため、頂点部は過剰浸炭が起こりやすい。しかし、頂点部は、実際に使用される際に大きな負荷がかからない箇所である。よって、頂点部は、過剰浸炭の度合いを評価する必要がない。そのため、本発明で過剰浸炭を抑制する対象は、エッジ部である。以下、本実施形態における頂点部、エッジ部、平坦部について、図面を参照して説明する。
Hereinafter, the carbonitriding component of the present invention completed based on the above knowledge and the method for manufacturing the carbonitriding component will be described in detail.
The carbonitrided component of the present embodiment is obtained by subjecting a steel material having an apex portion, a flat portion, and an edge portion to vacuum carburizing treatment, nitriding treatment, and quenching treatment.
The surface of the carbonitrided component of the present embodiment includes a vertex portion, an edge portion, and a flat portion. Of the surface of the carbonitrided component, excessive carburization is likely to occur at the apex portion and the edge portion. The apex has a large surface area relative to the steel volume. For this reason, it is easy for carbon to enter by carburizing treatment, and it is difficult to diffuse in the depth direction. Therefore, excessive carburization tends to occur at the apex portion. However, the apex portion is a portion where a large load is not applied when actually used. Therefore, it is not necessary for the apex portion to evaluate the degree of excessive carburization. Therefore, the object which suppresses excessive carburization by this invention is an edge part. Hereinafter, the vertex part, the edge part, and the flat part in the present embodiment will be described with reference to the drawings.
図1は、本発明の浸炭窒化部品の一例を示した斜視図である。図1に示す浸炭窒化部品100は、表面に頂点部とエッジ部と平坦部とを有する4点曲げ試験片である。ここで、図1に示す浸炭窒化部品100における、頂点部とエッジ部と平坦部について説明する。
図1に示す浸炭窒化部品100は、全体が四角柱状であり、長さ方向略中央に切り欠き部分が形成されている。
FIG. 1 is a perspective view showing an example of a carbonitriding component of the present invention. A
The
まず、図1に示す浸炭窒化部品100の表面のうち、頂点部について説明する。部品表面上における任意の位置に存在する点をPaと定義する。点Paを中心とする半径1.0mmの仮想球を想定し、仮想球と浸炭窒化部品とが重なる部分の体積をV、浸炭窒化部品の表面のうち仮想球に含まれる部分の面積をSとする。そしてV/Sで表わされるパラメーターが0.223以下である部分を頂点と定義する。図1に示すPaにおいて、V/Sは0.222であり頂点部である。
First, a vertex part is demonstrated among the surfaces of the
次に、切り欠き部分の辺2の表面部分(縁表面部分)に注目する。縁表面部分において、辺2上における任意の位置に存在する点を、点Pcと定義する。そして、図1に示すように、点Pcにおける辺2と垂直な断面CSを想定する。
Next, attention is paid to the surface portion (edge surface portion) of the
図2は、図1に示す浸炭窒化部品の一部を示した断面図であり、図1に示す断面CSを示した模式図である。図2に示すように、断面CSにおいて、浸炭窒化部品の表面の任意の点XPから、表面から垂直方向に1.0mmの深さの仮想点Pを想定する。仮想点Pの集合体を図2の点線矩形にて示す。仮想点Pを中心とする半径1.0mmの仮想球を想定し、当該仮想球が浸炭窒化部品の表面と接する(交わりが1点)場合、仮想点PはP1とし、P1を中心とする仮想球と浸炭窒化部品の表面との接点をXP1とする。点XP1で定義される部分を平坦部とする(図1において符号3で示す部分、図2における「平坦部」)。
2 is a cross-sectional view showing a part of the carbonitriding component shown in FIG. 1, and is a schematic view showing a cross-section CS shown in FIG. As shown in FIG. 2, a virtual point P having a depth of 1.0 mm in the vertical direction from the surface is assumed from an arbitrary point XP on the surface of the carbonitrided component in the cross section CS. An aggregate of the virtual points P is indicated by a dotted rectangle in FIG. Assuming a virtual sphere with a radius of 1.0 mm centered on the virtual point P, when the virtual sphere contacts the surface of the carbonitrided part (one intersection), the virtual point P is P1, and the virtual point centered on P1 The contact point between the sphere and the surface of the carbonitrided part is designated XP1. A portion defined by the point XP1 is defined as a flat portion (a portion indicated by
以上の通り、点P1ならびに点P1と対になる点XP1を定義し、点XP1により平坦部を定義した。そして、当該平坦部と頂点部以外の部分、すなわち前記点XP1と点Pa以外の浸炭窒化部品の表面の点XP2をエッジ部と定義した(例えば、図1において符号2で示される辺、図2における「エッジ部」)。
As described above, the point P1 and the point XP1 paired with the point P1 are defined, and the flat portion is defined by the point XP1. Then, a part other than the flat part and the apex part, that is, a point XP2 on the surface of the carbonitriding component other than the point XP1 and the point Pa is defined as an edge part (for example, the side indicated by
また、本実施形態における浸炭窒化部品の「芯部」とは、真空浸炭処理および窒化処理の施される鋼材の化学成分であるCやNの濃度が、鋼材の浸炭窒化処理によって変動(増加)しない、浸炭窒化部品の表層よりも深い部分を指す。具体的には、浸炭窒化部品の表面からの最短深さ(表面から垂直方向の深さ)が2.0mm以上である浸炭窒化部品の内部を芯部と定義する。 Further, the “core portion” of the carbonitrided component in the present embodiment means that the concentration of C and N, which are chemical components of the steel material subjected to vacuum carburizing and nitriding, varies (increases) depending on the carbonitriding of the steel. No, it refers to the part deeper than the surface layer of carbonitriding parts. Specifically, the inside of the carbonitrided part having a minimum depth from the surface of the carbonitrided part (depth in the vertical direction from the surface) of 2.0 mm or more is defined as a core part.
「鋼材(芯部)の化学組成」
本実施形態の浸炭窒化部品の芯部は、次の化学組成を有する。芯部の化学組成は上記した真空浸炭処理する前の鋼材の化学組成と同じものである。なお、元素の含有量の「%」は「重量%」を意味する。
(C:0.10〜0.25%)
炭素(C)は、浸炭窒化部品の芯部硬度を高める。C含有量が低すぎると、上記効果が得られない。一方、C含有量が高すぎると、芯部硬度が高くなりすぎ、靭性が低下するため、かえって曲げ疲労強度が低下する。したがって、Cの含有量を0.10〜0.25%とする。
"Chemical composition of steel (core)"
The core of the carbonitrided component of the present embodiment has the following chemical composition. The chemical composition of the core is the same as the chemical composition of the steel material before the vacuum carburizing process. “%” Of the element content means “% by weight”.
(C: 0.10 to 0.25%)
Carbon (C) increases the core hardness of the carbonitrided component. If the C content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, the core hardness becomes too high and the toughness is lowered, so that the bending fatigue strength is lowered. Therefore, the content of C is set to 0.10 to 0.25%.
(Si:0.03〜0.49%)
Siは、鋼材の焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高め、曲げ疲労強度および面疲労強度を高める。しかし、Si含有量が高すぎると、MnSi窒化物が析出して、かえって鋼材の焼入れ性が低下し、曲げ疲労強度が低下する。したがって、上記効果を得るために、Siの含有量を0.03〜0.49%とした。Si含有量は、好ましくは0.10〜0.40%である。
(Si: 0.03-0.49%)
Si increases the hardenability and temper softening resistance of the steel material, and increases the bending fatigue strength and the surface fatigue strength. However, if the Si content is too high, MnSi nitride precipitates, which rather deteriorates the hardenability of the steel material and decreases the bending fatigue strength. Therefore, to obtain the above effect, the Si content is set to 0.03 to 0.49%. The Si content is preferably 0.10 to 0.40%.
(Mn:0.30〜1.50%)
Mnは、焼入れ性を高める効果があり、曲げ疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかし、Mn含有量が0.30%未満では、前記の効果が十分に得られない。一方、Mnの含有量が1.50%を超えると、残留オーステナイトが多くなり過ぎ、かえって曲げ疲労強度が低下する。したがって、Mnの含有量を0.30〜1.50%とした。また、Mn含有量は、より好ましくは0.70〜1.30%である。
(Mn: 0.30 to 1.50%)
Mn has an effect of improving hardenability and is an effective element for increasing bending fatigue strength. However, if the Mn content is less than 0.30%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.50%, the retained austenite increases excessively, and the bending fatigue strength decreases. Therefore, the content of Mn is set to 0.30 to 1.50%. Further, the Mn content is more preferably 0.70 to 1.30%.
(P:0.030%以下)
Pは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素である。このため、P含有量が0.030%を超えると、曲げ疲労強度や面疲労強度を低下させる。したがって、P含有量は0.030%以下とする。なお、Pは鋼材中に不可避的に含有されるもので、P含有量を低くしようとすると、製造コストが高くなる。そのため、P含有量の好ましい下限は0.003%であり、さらに好ましい下限は0.006%である。
(P: 0.030% or less)
P is an element that easily segregates at the grain boundaries and embrittles the grain boundaries. For this reason, when P content exceeds 0.030%, bending fatigue strength and surface fatigue strength will be reduced. Therefore, the P content is 0.030% or less. In addition, P is inevitably contained in the steel material, and if it is attempted to reduce the P content, the manufacturing cost increases. Therefore, a preferable lower limit of the P content is 0.003%, and a more preferable lower limit is 0.006%.
(S:0.060%以下)
Sは、不純物として含有される元素である。S含有量が多いと、粗大なMnSが生成しやすくなり、曲げ疲労強度が低下する。Sの含有量が0.060%を超えると、所望の曲げ疲労強度が得られない。したがって、Sの含有量を0.060%以下とする。S含有量の好ましい上限は0.030%である。しかし、S含有量を0.003%未満に低減すると、製造コストが上昇する。そのため、S含有量の好ましい下限は0.003%である。
また、Sは、Mnと結合してMnSを形成し、切削加工性を向上させる。しかし、Sの含有量が0.006%未満であると、切削加工性の向上効果が得られ難い。
(S: 0.060% or less)
S is an element contained as an impurity. When there is much S content, coarse MnS will be easy to produce and bending fatigue strength will fall. If the S content exceeds 0.060%, the desired bending fatigue strength cannot be obtained. Therefore, the content of S is set to 0.060% or less. The upper limit with preferable S content is 0.030%. However, when the S content is reduced to less than 0.003%, the manufacturing cost increases. Therefore, the preferable lower limit of the S content is 0.003%.
Further, S combines with Mn to form MnS, thereby improving the machinability. However, if the S content is less than 0.006%, it is difficult to obtain an effect of improving the machinability.
(Cr:0.90〜3.00%)
Crは、浸炭処理および窒化処理を行うことによる炭化物および窒化物の析出を促進し、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果があるため、曲げ疲労強度および面疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかし、Cr含有量が0.90%未満では、これらの効果が得られ難い。また、Crの含有量が3.00%を超えると、過剰浸炭により曲げ疲労強度が低下する。したがって、Crの含有量を0.90〜3.00%とした。Cr含有量は、好ましくは1.00〜2.00%である。
(Cr: 0.90 to 3.00%)
Cr is an element effective in increasing bending fatigue strength and surface fatigue strength because it promotes the precipitation of carbides and nitrides by carburizing and nitriding, and has the effect of increasing hardenability and temper softening resistance. is there. However, when the Cr content is less than 0.90%, these effects are hardly obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 3.00%, the bending fatigue strength decreases due to excessive carburization. Therefore, the content of Cr is set to 0.90 to 3.00%. The Cr content is preferably 1.00 to 2.00%.
(Al:0.100%以下)
Alは、脱酸作用を有し、焼入れ性と焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する。しかし、Al含有量が0.010%未満ではこれらの効果は得られ難い。したがって、Alの含有量を0.010%以上とすることが好ましい。一方、Alは、硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、Al含有量が0.100%を越えると、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Alの含有量を0.100%以下とした。
(Al: 0.100% or less)
Al has a deoxidizing action and has an effect of increasing hardenability and temper softening resistance. However, when the Al content is less than 0.010%, these effects are hardly obtained. Therefore, the Al content is preferably 0.010% or more. On the other hand, Al tends to form hard oxide inclusions, and if the Al content exceeds 0.100%, the bending fatigue strength decreases. Therefore, the Al content is set to 0.100% or less.
(N:0.030%以下)
窒素(N)は、不可避的に鋼材中に含有される。Nは、Alと結合してAlNを形成し、結晶粒を微細化する。しかしながら、N含有量が高すぎると、鋼材の鍛造性が低下する。したがって、N含有量は0.030%以下とする。N含有量の好ましい上限は0.020%であり、より好ましくは0.018%である。N含有量を低くしようとすると、製造コストが高くなる。そのため、N含有量の好ましい下限は0.003%とする。
(N: 0.030% or less)
Nitrogen (N) is inevitably contained in the steel material. N combines with Al to form AlN and refines the crystal grains. However, when N content is too high, the forgeability of steel materials will fall. Therefore, the N content is 0.030% or less. The upper limit with preferable N content is 0.020%, More preferably, it is 0.018%. If it is attempted to reduce the N content, the manufacturing cost increases. Therefore, the minimum with preferable N content shall be 0.003%.
本実施形態の浸炭窒化部品の芯部の化学組成の残部はFeおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、浸炭窒化部品となる浸炭前の鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものを意味する。 The balance of the chemical composition of the core portion of the carbonitrided component of the present embodiment is composed of Fe and impurities. Here, the impurities mean impurities mixed from raw ore, scrap, or a manufacturing environment when a steel material before carburizing to be a carbonitrided part is industrially produced.
本実施形態における鋼材は、さらに、Feの一部に替えて、Nbおよび/またはTiを含有してもよい。NbおよびTiは任意に含有される元素である。
(Nb:0〜0.100%以下)
Nbは、鋼中のNおよび/またはCと結びついて、微細な炭化物、窒化物、又は炭窒化物を生成し、表面硬化熱処理(真空浸炭処理および窒化処理)での結晶粒成長を抑制する効果がある。Nbが少しでも含まれていれば、上記効果がある程度得られる。一方、0.100%を超えてNbを含有させた場合には、粗粒化抑制効果は飽和する。したがって、Nb含有量の上限を0.100%とする。Nb含有量の上限は、好ましくは0.080%、より好ましくは0.045%とする。
The steel material in the present embodiment may further contain Nb and / or Ti instead of a part of Fe. Nb and Ti are elements contained arbitrarily.
(Nb: 0 to 0.100% or less)
Nb combines with N and / or C in steel to produce fine carbides, nitrides, or carbonitrides, and to suppress grain growth during surface hardening heat treatment (vacuum carburizing and nitriding) There is. If Nb is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, when Nb is contained exceeding 0.100%, the coarsening suppression effect is saturated. Therefore, the upper limit of the Nb content is set to 0.100%. The upper limit of the Nb content is preferably 0.080%, more preferably 0.045%.
(Ti:0〜0.100%以下)
Tiは、鋼中のNおよび/またはCと結びついて、微細な炭化物、窒化物、又は炭窒化物を生成し、表面硬化熱処理(真空浸炭処理および窒化処理)での結晶粒成長を抑制する効果がある。Tiが少しでも含まれていれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ti含有量が過剰になると、粗大な窒化物や酸化物を生成し、鋼材の靭性を低下させる。したがって、Ti含有量は、0.100%以下とし、好ましくは0.050%以下とする。
(Ti: 0 to 0.100% or less)
Ti combines with N and / or C in steel to produce fine carbides, nitrides, or carbonitrides, and to suppress grain growth during surface hardening heat treatment (vacuum carburizing and nitriding) There is. If Ti is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, when the Ti content is excessive, coarse nitrides and oxides are generated, and the toughness of the steel material is lowered. Therefore, the Ti content is 0.100% or less, preferably 0.050% or less.
本実施形態における鋼材は、さらに、Feの一部に替えて、Mo、Cu及びNiからなる群から選択される1種以上を含有してもよい。これらの元素は任意に含有される元素である。これらの元素はいずれも、靱性を高める。 The steel material in the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Mo, Cu, and Ni instead of a part of Fe. These elements are elements contained arbitrarily. All of these elements increase toughness.
(Mo:0〜0.50%以下)
Moは、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の曲げ疲労強度を高める。Moが少しでも含まれていれば、上記効果がある程度得られる。一方、0.50%を超えてMoを含有させても、効果が飽和するばかりか、熱間加工後の鋼材の強度が高くなりすぎて、鋼材の被削性が低下する。したがって、Mo含有量は0.50%以下とする。Mo含有量は、0.40%以下であることが好ましい。
(Mo: 0 to 0.50% or less)
Mo increases the hardenability of the steel material and increases the bending fatigue strength of the steel material. If Mo is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, even if it contains Mo exceeding 0.50%, not only the effect is saturated, but the strength of the steel material after hot working becomes too high, and the machinability of the steel material is lowered. Therefore, the Mo content is 0.50% or less. The Mo content is preferably 0.40% or less.
(Cu:0〜0.5%以下)
Cuは、鋼材の過剰浸炭を抑制し、さらに、鋼材の靱性を高める。Cuが少しでも含有されていれば、上記効果がある程度得られる。一方、Cu含有量が高すぎると、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Cu含有量を0.5%以下とする。Cu含有量が0.1%以上であると、上記効果が顕著に得られる。Cu含有量は、好ましくは0.3%以下である。
(Cu: 0 to 0.5% or less)
Cu suppresses excessive carburization of the steel material and further increases the toughness of the steel material. If Cu is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, when Cu content is too high, the hot workability of steel materials will fall. Therefore, the Cu content is 0.5% or less. The said effect is acquired notably that Cu content is 0.1% or more. The Cu content is preferably 0.3% or less.
(Ni:0〜0.50%以下)
Niは、鋼材の過剰浸炭を抑制し、さらに鋼材の靱性を高める。Niが少しでも含有されていれば、上記効果がある程度得られる。一方、0.50%を超えてNiを含有させても、効果が飽和するばかりか、鋼材の製造コストが上昇する。したがって、Ni含有量を0.50%以下とする。Ni含有量が0.10%以上であると、上記効果が顕著に得られる。Ni含有量は好ましくは0.20%以下である。
(Ni: 0 to 0.50% or less)
Ni suppresses excessive carburization of the steel material and further increases the toughness of the steel material. If Ni is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, even if Ni exceeds 0.50%, the effect is saturated and the manufacturing cost of the steel material increases. Therefore, the Ni content is 0.50% or less. The said effect is acquired notably that Ni content is 0.10% or more. The Ni content is preferably 0.20% or less.
「浸炭窒化部品の表面の炭素濃度および窒素濃度」
本実施形態の浸炭窒化部品では、平坦部の表面から深さ0.05mmの位置までの平坦部表層領域は、炭素濃度が0.70%以上0.89%以下であり、窒素濃度が0.20%以上0.70%以下である。
“Carbon and nitrogen concentration of carbonitrided parts”
In the carbonitrided component of this embodiment, the flat portion surface layer region from the surface of the flat portion to a position having a depth of 0.05 mm has a carbon concentration of 0.70% or more and 0.89% or less, and a nitrogen concentration of 0.1%. It is 20% or more and 0.70% or less.
平坦部表層領域の炭素濃度および窒素濃度は、それぞれ次の方法により測定できる。
平坦部表層領域の断面の炭素濃度および窒素濃度を、EPMA(電子線マイク口アナライザ)により分析し、表面から深さ0.05mmの位置までの炭素濃度および窒素濃度の平均値をそれぞれ算出する。
なお、平坦部表層領域の炭素濃度および窒素濃度を表面から深さ0.05mmの位置までの濃度としたのは、浸炭窒化の度合いの評価に対する表面の汚れの影響を抑制して表層の浸炭窒化の度合いを高精度で評価するためである。
The carbon concentration and the nitrogen concentration in the surface region of the flat part can be measured by the following methods, respectively.
The carbon concentration and the nitrogen concentration in the cross section of the flat portion surface layer region are analyzed by EPMA (Electron Microphone Mouth Analyzer), and the average values of the carbon concentration and the nitrogen concentration from the surface to a depth of 0.05 mm are calculated.
Note that the carbon concentration and nitrogen concentration in the surface area of the flat portion were set to the concentration from the surface to a depth of 0.05 mm because the influence of surface contamination on the evaluation of the degree of carbonitriding was suppressed and carbonitriding of the surface layer was performed. This is because the degree of the above is evaluated with high accuracy.
平坦部表層領域の炭素濃度は、浸炭窒化部品の表面硬度を高め、曲げ疲労強度を高くするために0.70%以上必要である。一方、平坦部表層領域の炭素濃度が0.89%を超えると、エッジ部表層領域の炭素濃度が高くなりすぎて、粗大セメンタイトが析出しやすくなり、エッジ部の曲げ疲労強度が低下する。このため、平坦部表層領域の炭素濃度を0.70%以上0.89%以下とする。平坦部表層領域の炭素濃度は、好ましくは0.75%以上である。平坦部表層領域の炭素濃度は、好ましくは0.85%以下である。 The carbon concentration in the surface area of the flat portion needs to be 0.70% or more in order to increase the surface hardness of the carbonitrided component and increase the bending fatigue strength. On the other hand, if the carbon concentration in the surface region of the flat part exceeds 0.89%, the carbon concentration in the surface region of the edge part becomes too high, and coarse cementite is likely to precipitate, and the bending fatigue strength of the edge part decreases. For this reason, the carbon concentration of the flat portion surface layer region is set to 0.70% or more and 0.89% or less. The carbon concentration in the surface region of the flat part is preferably 0.75% or more. The carbon concentration in the surface region of the flat part is preferably 0.85% or less.
平坦部表層領域の窒素濃度は、焼き戻し軟化抵抗を向上させ、浸炭窒化部品の表面硬度を高くするために0.20%以上必要である。一方、平坦部表層領域の窒素濃度が0.70%を超えると、焼入れ処理後に残留する硬度の低い残留オーステナイト量が多くなり、浸炭窒化部品の硬度が低下する。このため、平坦部表層領域の窒素濃度を0.20%以上0.70%以下とする。平坦部表層領域の窒素濃度は、好ましくは0.25%以上である。平坦部表層領域の窒素濃度は、好ましくは0.65%以下である。 The nitrogen concentration in the surface area of the flat portion needs to be 0.20% or more in order to improve the temper softening resistance and increase the surface hardness of the carbonitrided component. On the other hand, if the nitrogen concentration in the surface region of the flat part exceeds 0.70%, the amount of retained austenite having a low hardness remaining after the quenching treatment increases, and the hardness of the carbonitrided component decreases. For this reason, the nitrogen concentration of the flat portion surface layer region is set to 0.20% or more and 0.70% or less. The nitrogen concentration in the flat surface layer region is preferably 0.25% or more. The nitrogen concentration in the flat surface layer region is preferably 0.65% or less.
平坦部表層領域の炭素濃度および窒素濃度は、真空浸炭処理および真空浸炭処理後に行う窒素処理(および焼入れ処理)における条件を調整することにより制御できる。 The carbon concentration and the nitrogen concentration in the surface area of the flat portion can be controlled by adjusting the conditions in the vacuum carburizing process and the nitrogen process (and quenching process) performed after the vacuum carburizing process.
「炭化物および/または窒化物の析出物」
本実施形態の浸炭窒化部品では、平坦部表層領域において炭化物および/または窒化物の析出物密度が0.5個/μm2以上である。上記の析出物密度が0.5個/μm2未満である場合、炭化物および/または窒化物の析出物が不足して、浸炭窒化部品の硬度および/または曲げ疲労強度が不足する。上記の析出物密度は、浸炭窒化部品の硬度および/または曲げ疲労強度を向上させるために、0.7個/μm2以上であることが好ましい。
“Carbide and / or nitride precipitates”
In the carbonitrided component of the present embodiment, the carbide and / or nitride precipitate density in the flat portion surface layer region is 0.5 / μm 2 or more. When the precipitate density is less than 0.5 / μm 2 , the carbide and / or nitride precipitates are insufficient, and the carbonitrided parts are insufficient in hardness and / or bending fatigue strength. The precipitate density is preferably 0.7 / μm 2 or more in order to improve the hardness and / or bending fatigue strength of the carbonitrided part.
また、本実施形態の浸炭窒化部品では、エッジ部の表面から深さ0.05mmの位置までのエッジ部表層領域における炭化物および/または窒化物の析出物の最大長さを5.0μm以下とする。上記の析出物の最大長さが5.0μmを超えると、炭化物および/または窒化物の析出物が粗大であるため、浸炭窒化部品の曲げ疲労強度が不足する。上記の析出物の最大長さは、浸炭窒化部品の曲げ疲労強度を向上させるために、3.0μm以下であることが好ましい。 Further, in the carbonitrided component of the present embodiment, the maximum length of carbide and / or nitride precipitates in the edge surface layer region from the edge surface to a depth of 0.05 mm is 5.0 μm or less. . If the maximum length of the precipitate exceeds 5.0 μm, the precipitate of carbide and / or nitride is coarse, and the bending fatigue strength of the carbonitrided part is insufficient. The maximum length of the precipitate is preferably 3.0 μm or less in order to improve the bending fatigue strength of the carbonitrided part.
(平坦部の粒界酸化層深さ:1μm以下)
本実施形態の浸炭窒化部品は、真空浸炭処理の施されたものであるため、浸炭窒化処理によって形成される粒界酸化層が少ない。粒界酸化層は、不完全焼入れ組織を少なくするために、少ない程望ましい。不完全焼入れ組織は、浸炭窒化部品の疲労強度の低下を招くものであり、不完全焼入れ組織が多くなるにつれて、疲労強度の低下の程度が大きくなる。したがって、浸炭窒化部品の平坦部の粒界酸化層深さの上限を1μmとする。
本実施形態において、浸炭窒化部品の平坦部の粒界酸化層深さとは、平坦部の表面から内部に向かって連続して伸びる黒色の酸化物が到達している表面からの最大深さを意味する。
(Depth of grain boundary oxide layer in flat part: 1 μm or less)
Since the carbonitriding component of this embodiment has been subjected to vacuum carburizing, there are few grain boundary oxide layers formed by the carbonitriding. The grain boundary oxide layer is preferably as small as possible in order to reduce the incompletely quenched structure. The incompletely quenched structure causes a decrease in the fatigue strength of the carbonitrided part, and the degree of the decrease in the fatigue strength increases as the incompletely quenched structure increases. Therefore, the upper limit of the grain boundary oxide layer depth of the flat portion of the carbonitrided part is set to 1 μm.
In this embodiment, the grain boundary oxide layer depth of the flat part of the carbonitrided component means the maximum depth from the surface where the black oxide continuously extending from the surface of the flat part toward the inside reaches. To do.
「製造方法」
次に、本実施形態の浸炭窒化部品の製造方法について例を挙げて説明する。
まず、上述の化学組成を満たし、頂点部と平坦部とエッジ部とを有する鋼材を製造する。
本実施形態では、例えば、上記化学組成の溶鋼を製造し、連続鋳造法により鋳片(スラブまたはブルーム)を製造する。鋳片に代えて、上記化学組成の溶鋼を用いて造塊法によりインゴット(鋼塊)を製造してもよい。
次に、鋳片またはインゴッ卜を熱間加工して、ビレット(鋼片)を製造する。その後、ビレットを熱間加工して、棒鋼または線材とする。熱間加工は、熱間圧延であってもよいし、熱間鍛造であってもよい。
"Production method"
Next, an example is given and demonstrated about the manufacturing method of the carbonitriding components of this embodiment.
First, a steel material that satisfies the above-described chemical composition and has a vertex portion, a flat portion, and an edge portion is manufactured.
In this embodiment, for example, molten steel having the above chemical composition is manufactured, and a slab (slab or bloom) is manufactured by a continuous casting method. Instead of slabs, ingots (steel ingots) may be produced by the ingot-making method using molten steel having the above chemical composition.
Next, the billet (steel piece) is manufactured by hot working the slab or ingot. Thereafter, the billet is hot-worked into a bar or wire. The hot working may be hot rolling or hot forging.
次に、製造した棒鋼または線材に対して、冷間鍛造および/または機械加工を行って、頂点部と平坦部とエッジ部とを有する所定の形状の鋼材とする。
機械加工としては、例えば、切削加工、穿孔加工などが挙げられる。鋼材における頂点部と平坦部とエッジ部とを有する形状は、浸炭窒化部品の用途に応じて決定されるものであり、公知の方法により形成できる。
Next, cold forging and / or machining is performed on the manufactured steel bar or wire to obtain a steel material having a predetermined shape having a vertex portion, a flat portion, and an edge portion.
Examples of the machining include cutting and drilling. The shape of the steel material having the apex portion, the flat portion, and the edge portion is determined according to the use of the carbonitriding component, and can be formed by a known method.
次に、本実施形態では、頂点部と平坦部とエッジ部とを有する鋼材に対して、真空浸炭処理と、窒化処理と、焼入れ処理とを実施する。本実施形態においては、窒化処理が焼入れ処理を兼ねる場合を例に挙げて説明する。
真空浸炭処理では、はじめに、例えば10Pa以下に減圧した炉内で鋼材を浸炭温度まで加熱する加熱工程を行う。次に、浸炭温度で鋼材を均熱する均熱工程を行う。続いて、炉内に浸炭ガスを導入し、所定の浸炭ガス圧および浸炭温度で鋼材を浸炭処理する浸炭工程を行う。その後、浸炭温度を維持した状態で鋼材に侵入した炭素を鋼材中に拡散させる拡散工程と、鋼材を冷却する冷却工程とをこの順で行う。
Next, in this embodiment, a vacuum carburizing process, a nitriding process, and a quenching process are performed on the steel material having the apex part, the flat part, and the edge part. In the present embodiment, a case where the nitriding process also serves as a quenching process will be described as an example.
In the vacuum carburizing treatment, first, a heating process is performed in which the steel material is heated to the carburizing temperature in a furnace whose pressure is reduced to 10 Pa or less, for example. Next, a soaking step is performed in which the steel material is soaked at the carburizing temperature. Subsequently, a carburizing process is performed in which carburizing gas is introduced into the furnace and the steel material is carburized at a predetermined carburizing gas pressure and carburizing temperature. Thereafter, a diffusion process for diffusing carbon that has entered the steel material into the steel material while maintaining the carburizing temperature and a cooling process for cooling the steel material are performed in this order.
均熱工程における均熱時間は、5〜120分間であることが好ましく、30〜60分間であることがより好ましい。均熱工程における炉内の圧力は、100Pa以下であってもよいし、窒素ガスの導入と真空ポンプによる真空排気を同時に行なって、1000Pa以下の窒素雰囲気としてもよい。
浸炭工程において用いられる浸炭ガスの種類は、真空浸炭処理に用いられている公知のものを用いることができ、例えば、アセチレン、プロパン、エチレンなどの炭化水素ガスを用いることができる。
The soaking time in the soaking step is preferably 5 to 120 minutes, and more preferably 30 to 60 minutes. The pressure in the furnace in the soaking process may be 100 Pa or less, or may be a nitrogen atmosphere of 1000 Pa or less by simultaneously introducing nitrogen gas and evacuating with a vacuum pump.
As the type of carburizing gas used in the carburizing process, known ones used in vacuum carburizing treatment can be used, and for example, hydrocarbon gases such as acetylene, propane, and ethylene can be used.
浸炭工程における浸炭ガス圧は、ガスの種類によってスーティングのし易さと浸炭むらの起こり易さとが異なるため、浸炭ガスの種類に応じて所定の範囲とすることが好ましい。例えば、浸炭ガスがアセチレンである場合、浸炭ガス圧は10〜1000Paであることが好ましい。浸炭ガスがプロパンである場合、浸炭ガス圧は200〜3000Paであることが好ましい。 The carburizing gas pressure in the carburizing step is preferably set within a predetermined range according to the type of carburizing gas because the ease of sooting and the likelihood of occurrence of carburizing unevenness differ depending on the type of gas. For example, when the carburizing gas is acetylene, the carburizing gas pressure is preferably 10 to 1000 Pa. When the carburizing gas is propane, the carburizing gas pressure is preferably 200 to 3000 Pa.
浸炭温度は、980〜1100℃の範囲とする。浸炭温度が980℃以上であると、短時間で所定の炭素濃度の浸炭窒化部品を製造できる。浸炭温度は1020℃以上であることが好ましい。また、浸炭温度が高すぎると、Mnおよび/またはCrなどの焼入れ性を向上させる元素が真空中に抜けるため、1100℃以下とする。浸炭温度は、1080℃以下であることが好ましい。 The carburizing temperature is in the range of 980 to 1100 ° C. When the carburizing temperature is 980 ° C. or higher, a carbonitrided part having a predetermined carbon concentration can be manufactured in a short time. The carburizing temperature is preferably 1020 ° C or higher. In addition, if the carburizing temperature is too high, elements that improve the hardenability such as Mn and / or Cr are released into the vacuum, so the temperature is set to 1100 ° C. or lower. The carburizing temperature is preferably 1080 ° C. or lower.
浸炭工程および拡散工程における処理時間は、浸炭工程における処理時間(浸炭時間)と拡散工程における処理時間(拡散時間)との比(浸炭時間(分)/拡散時間(分))が0.20以上0.45以下となる範囲で、鋼材の化学組成と、目標とする平坦部表層領域の炭素濃度と、芯部硬度、粒界酸化層深さに応じて適宜決定される。
浸炭時間と拡散時間との比が0.20未満であると、平坦部表層領域の炭化物および/または窒化物の析出物密度が不足する。浸炭時間と拡散時間との比を0.20以上とすることで、表層の炭素濃度を十分に高くでき、平坦部表層領域の炭化物および/または窒化物の析出物密度が十分に高い浸炭窒化部品が得られる。浸炭時間と拡散時間との比は、0.25以上とすることが好ましい。
The processing time in the carburizing step and the diffusion step is such that the ratio of the processing time in the carburizing step (carburizing time) to the processing time in the diffusion step (diffusion time) (carburizing time (min) / diffusion time (min)) is 0.20 or more. Within a range of 0.45 or less, it is appropriately determined according to the chemical composition of the steel material, the carbon concentration of the target flat surface layer region, the core hardness, and the grain boundary oxide layer depth.
If the ratio between the carburizing time and the diffusion time is less than 0.20, the precipitate density of carbide and / or nitride in the surface region of the flat portion is insufficient. By setting the ratio of the carburizing time and the diffusion time to 0.20 or more, the carbon concentration of the surface layer can be made sufficiently high, and the carbonitrided parts with sufficiently high carbide and / or nitride precipitate density in the surface region of the flat part Is obtained. The ratio between the carburizing time and the diffusion time is preferably 0.25 or more.
また、浸炭時間と拡散時間との比は0.45以下とする。本実施形態では、後述するように、拡散工程後の鋼材を3.0℃/sec以上の冷却速度で急冷するため、冷却中の鋼材中での炭素の拡散が抑制される。浸炭時間と拡散時間との比が0.45以下であると、拡散時間を十分に確保できるため、拡散工程後に急冷しても鋼材中に十分に炭素を拡散させることができるとともに、浸炭時間が長すぎることによる過剰浸炭を防止できる。浸炭時間と拡散時間との比は0.40以下とすることが好ましく、0.35以下とすることがより好ましい。 The ratio of carburizing time and diffusion time is 0.45 or less. In the present embodiment, as will be described later, since the steel material after the diffusion process is rapidly cooled at a cooling rate of 3.0 ° C./sec or more, the diffusion of carbon in the steel material being cooled is suppressed. When the ratio of the carburizing time and the diffusion time is 0.45 or less, the diffusion time can be sufficiently secured, so that even if the steel is rapidly cooled after the diffusion process, the carbon can be sufficiently diffused in the steel material, and the carburizing time is Excess carburization due to being too long can be prevented. The ratio between the carburizing time and the diffusion time is preferably 0.40 or less, and more preferably 0.35 or less.
拡散工程における炉内の圧力は、浸炭工程における残留ガスを取り除くため、10Pa以下であることが好ましい。窒素ガスの導入と真空ポンプによる真空排気を同時に行なう場合は、1000Pa以下の窒素雰囲気としてもよい。 The pressure in the furnace in the diffusion process is preferably 10 Pa or less in order to remove residual gas in the carburization process. When introducing nitrogen gas and evacuating with a vacuum pump at the same time, a nitrogen atmosphere of 1000 Pa or less may be used.
冷却工程では、拡散工程後の鋼材を3.0〜100℃/secの冷却速度で冷却する。冷却速度が3.0℃/sec以上であると、粗大な炭化物の析出が抑制され、結晶粒内に微細な炭化物を十分に析出させることができる。また、冷却速度が3.0℃/sec以上であると、微細なセメンタイトを析出させることができ、エッジ部の過剰浸炭による曲げ疲労強度の低下を抑制できる。したがって、冷却速度は3.0℃/sec以上とし、好ましくは4℃/sec以上とする。
また、冷却速度は、熱処理歪を低減するため100℃/sec以下とする。
In the cooling step, the steel material after the diffusion step is cooled at a cooling rate of 3.0 to 100 ° C./sec. When the cooling rate is 3.0 ° C./sec or more, precipitation of coarse carbides is suppressed, and fine carbides can be sufficiently precipitated in the crystal grains. Further, when the cooling rate is 3.0 ° C./sec or more, fine cementite can be precipitated, and a decrease in bending fatigue strength due to excessive carburization of the edge portion can be suppressed. Therefore, the cooling rate is set to 3.0 ° C./sec or more, preferably 4 ° C./sec or more.
The cooling rate is set to 100 ° C./sec or less in order to reduce heat treatment strain.
本実施形態において、冷却工程の冷却速度とは、拡散工程後の鋼材の表面温度が、浸炭温度〜500℃の間における冷却速度(℃/秒)の平均値を意昧する。 In the present embodiment, the cooling rate in the cooling step means the average value of the cooling rate (° C./second) when the surface temperature of the steel material after the diffusion step is between the carburizing temperature and 500 ° C.
冷却工程における冷却方法としては、上記の冷却速度で冷却できる公知の方法を用いることができ、例えば、放冷であってもよいし、ガス冷却であってもよいし、その他の方法であってもよい。本実施形態では、容易に3.0℃/sec以上の冷却速度で冷却できるため、ガス冷却を用いることが好ましい。
冷却工程においてガス冷却を用いる場合、冷却ガスとして不活性ガスを用いることが好ましい。不活性ガスとしては、例えば、窒素ガスおよび/またはヘリウムガスを用いることが好ましく、特に、安価で入手が容易な窒素ガスを用いることが好ましい。冷却ガスとして不活性ガスを用いることで、鋼材の酸化を防ぐことができる。
As a cooling method in the cooling step, a known method capable of cooling at the above-described cooling rate can be used. For example, it may be allowed to cool, gas cooling, or other methods. Also good. In the present embodiment, gas cooling is preferably used because cooling can be easily performed at a cooling rate of 3.0 ° C./sec or more.
When gas cooling is used in the cooling step, it is preferable to use an inert gas as the cooling gas. For example, nitrogen gas and / or helium gas is preferably used as the inert gas, and it is particularly preferable to use nitrogen gas that is inexpensive and easily available. By using an inert gas as the cooling gas, oxidation of the steel material can be prevented.
次に、真空浸炭処理された鋼材に対して、焼入れ処理を兼ねる窒化処理を行う。
具体的には、例えば、真空浸炭処理された鋼材を炉内に入れ、窒素雰囲気中で焼入れ温度に加熱した後、炉内にアンモニア含有ガスを導入し、アンモニア含有雰囲気中で鋼材を焼入れ温度(窒化温度)で保持することにより窒化し、その後、冷却する窒化処理(焼入れ処理)を実施する。
Next, a nitriding treatment that also serves as a quenching treatment is performed on the steel material that has been vacuum carburized.
Specifically, for example, a steel material that has been vacuum carburized is placed in a furnace, heated to a quenching temperature in a nitrogen atmosphere, an ammonia-containing gas is then introduced into the furnace, and the steel material is quenched in an ammonia-containing atmosphere ( Nitriding is performed by holding at a nitriding temperature, and then cooling is performed (quenching treatment).
窒化する際のアンモニア含有雰囲気は、窒素ガスとアンモニアガスとアンモニアが分解して生成するガスを含む混合ガス雰囲気であってもよい。窒化工程における炉内の好ましい窒化ガス圧は、大気圧以下であり、さらに好ましくは400hPa以下である。本実施形態においては、平坦部表層領域の窒素濃度が所定の濃度となるように、アンモニア含有ガスの流量を調整する。例えば、予め定めたアンモニアガス流量で窒化試験を行って、平坦部表層領域の窒素濃度が所望の範囲外となった場合、アンモニアガス流量を変更して、平坦部表層領域の窒素濃度が0.20〜0.70%となるようにアンモニアガス流量を決定する。アンモニアガス流量は、炉の容積と強い相関があり、たとえば、容積が2000リットルの炉の場合のアンモニアガス流量は3リットル/分以上20リットル/分未満である。好ましくは5リットル/分以上であり、15リットル/分以下である。 The ammonia-containing atmosphere at the time of nitriding may be a mixed gas atmosphere containing nitrogen gas, ammonia gas, and gas generated by decomposition of ammonia. The preferable nitriding gas pressure in the furnace in the nitriding step is not more than atmospheric pressure, more preferably not more than 400 hPa. In the present embodiment, the flow rate of the ammonia-containing gas is adjusted so that the nitrogen concentration in the flat portion surface layer region becomes a predetermined concentration. For example, when the nitriding test is performed at a predetermined ammonia gas flow rate, and the nitrogen concentration in the flat portion surface layer region falls outside the desired range, the ammonia gas flow rate is changed so that the nitrogen concentration in the flat portion surface layer region is 0.1. The ammonia gas flow rate is determined so as to be 20 to 0.70%. The ammonia gas flow rate has a strong correlation with the furnace volume. For example, the ammonia gas flow rate in a furnace having a volume of 2000 liters is 3 liters / minute or more and less than 20 liters / minute. Preferably it is 5 liters / minute or more and 15 liters / minute or less.
焼入れ温度は、780〜880℃の範囲であることが好ましく、820〜870℃の範囲であることがより好ましい。
焼入れ処理における保持時間(窒化時間)は、平坦部表層領域の窒素濃度が0.20%以上0.70%以下の浸炭窒化部品を得るために、30〜240分間であることが好ましく、40〜120分間であることがより好ましい。
焼入れ処理での冷却方法としては、油冷、水冷など公知の方法を用いることができる。冷却方法として油冷を用いる場合、焼入れ油の温度は60〜160℃の範囲とすることが好ましい。
The quenching temperature is preferably in the range of 780 to 880 ° C, and more preferably in the range of 820 to 870 ° C.
The holding time (nitriding time) in the quenching treatment is preferably 30 to 240 minutes in order to obtain a carbonitrided component having a nitrogen concentration in the flat surface layer region of 0.20% or more and 0.70% or less, More preferably, it is 120 minutes.
As a cooling method in the quenching treatment, a known method such as oil cooling or water cooling can be used. When using oil cooling as the cooling method, the temperature of the quenching oil is preferably in the range of 60 to 160 ° C.
本実施形態では、真空浸炭処理および焼入れ処理を兼ねる窒化処理における各条件(均熱時間、浸炭ガスの種類、浸炭ガス圧、浸炭温度、浸炭工程での処理時間、拡散工程での処理時間、冷却工程での冷却速度、焼入れ温度(窒化温度)、アンモニア含有ガスの種類、焼入れ処置における保持時間(窒化時間)など)は、鋼材の化学組成と、目標とする平坦部表層領域の炭素濃度および窒素濃度、平坦部表層領域およびエッジ部表層領域における炭化物および/または窒化物の析出物の密度および大きさに応じて決定される。
具体的には、シミュレーションを用いて真空浸炭処理および/または窒化処理における上記の各条件を決定してもよいし、真空浸炭処理試験および/または窒化処理試験を実施して、平坦部表層領域の炭素濃度および窒素濃度が所定の濃度範囲内となり、平坦部表層領域およびエッジ部表層領域に微細な炭化物および/または窒化物の析出物が十分に含まれるように、上記の各条件を決定してもよい。
In the present embodiment, each condition in the nitriding process that also serves as a vacuum carburizing process and a quenching process (soaking time, type of carburizing gas, carburizing gas pressure, carburizing temperature, processing time in the carburizing process, processing time in the diffusion process, cooling The cooling rate in the process, quenching temperature (nitriding temperature), type of ammonia-containing gas, holding time in quenching treatment (nitriding time, etc.), the chemical composition of the steel material, the carbon concentration and nitrogen of the target flat surface area It is determined according to the concentration, the density and size of the carbide and / or nitride precipitates in the surface region of the flat portion and the surface region of the edge portion.
Specifically, the above-mentioned conditions in the vacuum carburizing treatment and / or nitriding treatment may be determined using simulation, or the vacuum carburizing treatment test and / or nitriding treatment test is performed, Determine each of the above conditions so that the carbon concentration and the nitrogen concentration are within the predetermined concentration range, and the fine surface carbide layer and / or nitride precipitate are sufficiently contained in the flat surface layer region and the edge surface layer region. Also good.
本実施形態では、焼入れ処理を兼ねる窒化処理を行う場合を例に挙げて説明したが、窒化処理を行った後に焼入れ処理を行ってもよい。 In the present embodiment, the case where the nitriding process that also serves as the quenching process is performed has been described as an example, but the quenching process may be performed after the nitriding process.
本実施形態では、焼入れ処理を兼ねる窒化処理を行った後、必要に応じて焼戻し処理を実施してもよい。
焼戻し処理を行う場合、焼戻し温度は、150〜200℃の範囲であることが好ましく、160〜190℃の範囲であることがより好ましい。
焼き戻し温度での保持時間は、10〜180分間であることが好ましい。
以上の工程により、本実施形態による浸炭窒化部品が製造される。
In the present embodiment, a tempering process may be performed as necessary after performing a nitriding process that also serves as a quenching process.
When performing the tempering treatment, the tempering temperature is preferably in the range of 150 to 200 ° C, and more preferably in the range of 160 to 190 ° C.
The holding time at the tempering temperature is preferably 10 to 180 minutes.
Through the above steps, the carbonitrided component according to the present embodiment is manufactured.
以下、実施例により本発明を具体的に説明する。
表1に示す鋼A〜鋼Xの化学組成を有する溶鋼を製造し、製造した溶鋼を用いて、インゴッ卜を製造した。次に、インゴッ卜を熱間鍛造して棒鋼とした。次に、製造した棒鋼に対して、冷間鍛造および機械加工を行って、直径が35mmの丸棒を製造した。
Hereinafter, the present invention will be described specifically by way of examples.
The molten steel which has the chemical composition of the steel A-steel X shown in Table 1 was manufactured, and the ingot was manufactured using the manufactured molten steel. Next, the ingot was hot forged into a bar steel. Next, cold forging and machining were performed on the manufactured steel bar to manufacture a round bar having a diameter of 35 mm.
「4点曲げ疲労試験片の作製」
このようにして製造した鋼A〜鋼Xの各化学組成を有する丸棒に機械加工を行って、頂点部と平坦部とエッジ部とを含む表面を有する形状の鋼材として、図1に示す形状の4点曲げ疲労試験片を複数個形成した。4点曲げ疲労試験片は、高さ及び幅が共に13mmである断面視正方形とし、長さを100mmとした。4点曲げ疲労試験片の長さ方向中央には、断面形状が半円である切り欠きを形成した。半円の切り欠きにおける半径は2mmとした。
“Preparation of 4-point bending fatigue test piece”
As shown in FIG. 1, as a steel material having a surface including a vertex portion, a flat portion, and an edge portion by machining a round bar having each chemical composition of Steel A to Steel X manufactured as described above. A plurality of 4-point bending fatigue test pieces were formed. The four-point bending fatigue test piece was a square in cross section with a height and width of 13 mm, and the length was 100 mm. At the center in the length direction of the 4-point bending fatigue test piece, a notch having a semicircular cross-sectional shape was formed. The radius at the cutout of the semicircle was 2 mm.
その後、鋼A〜鋼Xの各化学組成を有する4点曲げ疲労試験片に対して、以下に示す条件で真空浸炭処理と、焼入れ処理を兼ねる窒化処理とを行ない、実施例1〜22、比較例1〜11の浸炭窒化部品(4点曲げ疲労試験片)を得た。 Thereafter, a four-point bending fatigue test piece having each chemical composition of Steel A to Steel X was subjected to vacuum carburizing treatment and nitriding treatment also serving as a quenching treatment under the following conditions. The carbonitrided parts (four-point bending fatigue test pieces) of Examples 1 to 11 were obtained.
「実施例1〜22、比較例1〜11」
鋼材としての4点曲げ疲労試験片を、10Pa以下に減圧した炉内で表2に示す浸炭温度まで加熱し、浸炭温度で60分間を均熱した。続いて、炉内に浸炭ガスとしてアセチレンガスを導入し、表2に示す浸炭ガス圧および浸炭工程における処理時間で鋼材を浸炭処理する浸炭工程を行った。
"Examples 1 to 22 and Comparative Examples 1 to 11"
A four-point bending fatigue test piece as a steel material was heated to a carburizing temperature shown in Table 2 in a furnace depressurized to 10 Pa or less, and soaked for 60 minutes at the carburizing temperature. Subsequently, acetylene gas was introduced into the furnace as the carburizing gas, and a carburizing process was performed in which the steel material was carburized at the carburizing gas pressure and the processing time in the carburizing process shown in Table 2.
次に、浸炭温度を維持した状態で、表2に示す処理時間で鋼材に侵入した炭素を鋼材中に拡散させる拡散工程を行った。その後、鋼材を表2に示す冷却速度で窒素ガスを用いて10分間ガス冷却することにより、鋼材の温度を浸炭温度から500℃以下の温度とし、真空浸炭処理を終了した。 Next, while maintaining the carburizing temperature, a diffusion step of diffusing carbon that had entered the steel material in the treatment time shown in Table 2 was performed. Thereafter, the steel material was gas-cooled with nitrogen gas at a cooling rate shown in Table 2 for 10 minutes, so that the temperature of the steel material was reduced from the carburizing temperature to 500 ° C. or less, and the vacuum carburizing treatment was completed.
続いて、真空浸炭処理された鋼材を100〜160Paの窒素雰囲気中で焼入れ温度の860℃まで加熱し、10分間保持した。その後、窒素ガスを炉内圧力が300hPaとなるまで導入し、炉内に表2に示す流量でアンモニアガスを供給し、炉内圧力を300Paと一定にしたアンモニア含有雰囲気中で、鋼材を焼入れ温度(窒化温度)で60分間保持することにより窒化した。炉の容積は2000リットルであった。その後、鋼材を、120℃の焼入れ油を用いて油焼入れし、焼入れ処理を兼ねる窒化処理を終了した。 Subsequently, the vacuum carburized steel was heated to a quenching temperature of 860 ° C. in a nitrogen atmosphere of 100 to 160 Pa and held for 10 minutes. Thereafter, nitrogen gas is introduced until the furnace pressure reaches 300 hPa, ammonia gas is supplied into the furnace at a flow rate shown in Table 2, and the steel material is quenched in an ammonia-containing atmosphere with the furnace pressure kept constant at 300 Pa. Nitriding was performed by holding at (nitriding temperature) for 60 minutes. The furnace volume was 2000 liters. Thereafter, the steel material was oil-quenched using a quenching oil at 120 ° C., and the nitriding treatment also serving as a quenching treatment was completed.
続いて、焼入れ処理を兼ねる窒化処理の施された鋼材を、170℃の焼き戻し温度まで加熱し、2時間保持する焼戻し処理を行い、実施例1〜22、比較例1〜11の浸炭窒化部品を得た。 Subsequently, the steel material subjected to nitriding treatment that also serves as a quenching treatment is heated to a tempering temperature of 170 ° C. and subjected to a tempering treatment for 2 hours, and carbonitrided parts of Examples 1 to 22 and Comparative Examples 1 to 11 Got.
「平坦部表層領域の炭素濃度および窒素濃度の測定」
実施例1〜22、比較例1〜11の浸炭窒化部品(4点曲げ疲労試験片)の平坦部表層領域における断面の炭素濃度および窒素濃度を、EPMA(電子線マイク口アナライザ)により分析し、表面から深さ0.05mmの位置までの炭素濃度と窒素濃度の平均値をそれぞれ算出した。その結果を表3に示す。
"Measurement of carbon and nitrogen concentrations in the surface area of the flat part"
The carbon concentration and the nitrogen concentration of the cross section in the flat portion surface layer region of the carbonitrided parts (four-point bending fatigue test pieces) of Examples 1 to 22 and Comparative Examples 1 to 11 were analyzed by EPMA (Electron Microphone Mouth Analyzer). The average values of the carbon concentration and the nitrogen concentration from the surface to a position having a depth of 0.05 mm were calculated. The results are shown in Table 3.
「平坦部表層領域の析出物観察]
実施例1〜22、比較例1〜11の浸炭窒化部品(4点曲げ疲労試験片)を、平坦部の表面に垂直に切断し、切断面が観察面となるように樹脂埋めして、観察面を鏡面研磨し、試験片とした。次いで、観察面をナイタールエッチングし、5000倍に設定した走査型電子顕微鏡(SEM)で観察し、平坦部の表面から深さ0.05mmの位置までの析出物の個数を求め、平坦部表層領域に含まれる炭化物および/または窒化物の析出物密度を算出した。その結果を表3に示す。
“Observation of precipitates in the surface area of the flat part”
The carbonitrided parts (four-point bending fatigue test pieces) of Examples 1 to 22 and Comparative Examples 1 to 11 were cut perpendicularly to the surface of the flat part, and filled with resin so that the cut surface became the observation surface, and observed. The surface was mirror-polished to obtain a test piece. Next, the observation surface is subjected to nital etching, and observed with a scanning electron microscope (SEM) set to 5000 times, and the number of precipitates from the surface of the flat portion to a position having a depth of 0.05 mm is obtained. The density of carbide and / or nitride precipitates contained in the region was calculated. The results are shown in Table 3.
「エッジ部表層領域の析出物観察]
実施例1〜22、比較例1〜11の浸炭窒化部品(4点曲げ疲労試験片)を、エッジ部の表面に垂直に切断し、切断面が観察面となるように樹脂埋めして、観察面を鏡面研磨し、試験片とした。次いで、観察面をナイタールエッチングして、2000倍に設定した走査型電子顕微鏡(SEM)で、エッジ部の表面から深さ0.05mmの位置までを観察し、セメンタイトの長さが最大のものを特定した。そして、長さが最大のセメンタイトの界面における任意の2点の間の距離のうち最大の距離を測定し、これをエッジ部表層領域に含まれる炭化物および/または窒化物の析出物の最大長さとした。その結果を表3に示す。表3における「>5」は、エッジ部表層領域の炭化物および/または窒化物の析出物の最大長さが5.0μm超えであることを意味する。
"Observation of precipitates on the surface layer of the edge"
The carbonitrided parts (four-point bending fatigue test pieces) of Examples 1 to 22 and Comparative Examples 1 to 11 were cut perpendicularly to the surface of the edge portion, embedded in the resin so that the cut surface became the observation surface, and observed. The surface was mirror-polished to obtain a test piece. Next, the observation surface was etched with nital, and observed with a scanning electron microscope (SEM) set to 2000 times from the surface of the edge part to a depth of 0.05 mm, with the largest cementite length. Identified. Then, the maximum distance between any two points at the cementite interface having the maximum length is measured, and this is determined as the maximum length of the carbide and / or nitride precipitates contained in the edge surface layer region. did. The results are shown in Table 3. “> 5” in Table 3 means that the maximum length of the carbide and / or nitride precipitates in the surface layer region of the edge portion exceeds 5.0 μm.
「粒界酸化層深さ」
実施例1〜22、比較例1〜11の浸炭窒化部品(4点曲げ疲労試験片)を、エッジ部の表面に対しほぼ垂直となるように切断し、切断面を鏡面研磨して1000倍に設定した光学顕微鏡で観察した。そして、表面から内部に向かって連続して筋状に伸びる黒色の酸化物を観察し、筋状の黒色の酸化物の到達している表面からの最大深さを粒界酸化層深さとして測定した。
その結果、実施例1〜22、比較例1〜11の浸炭窒化部品のいずれにおいても、筋状の黒色の酸化物が観察されず、粒界酸化層深さは0μmであった。
"Grain boundary oxide layer depth"
The carbonitrided parts (four-point bending fatigue test pieces) of Examples 1 to 22 and Comparative Examples 1 to 11 were cut so as to be substantially perpendicular to the surface of the edge part, and the cut surface was mirror-polished to 1000 times It was observed with a set optical microscope. Then, the black oxide continuously extending in a streak from the surface to the inside is observed, and the maximum depth from the surface where the streak black oxide reaches is measured as the grain boundary oxide layer depth. did.
As a result, no streaky black oxide was observed in any of the carbonitrided parts of Examples 1 to 22 and Comparative Examples 1 to 11, and the grain boundary oxide layer depth was 0 μm.
「4点曲げ疲労試験」
実施例1〜22、比較例1〜11の浸炭窒化部品(4点曲げ疲労試験片)を用いて、4点曲げ疲労試験を実施した。
4点曲げ疲労試験には、サーボ型疲労試験機を用いた。4点曲げ疲労試験片の支点間の距離は45mmとした。また、最大負荷応力は1373MPaであり、最大負荷応力と最小負荷応力との応力比は0.1であった。周波数は10Hzであった。そして、応力負荷繰り返し回数が1×104回での破断強度を、4点曲げ疲労強度(MPa)と評価した。その結果を表3に示す。
"4-point bending fatigue test"
A 4-point bending fatigue test was carried out using the carbonitrided parts (4-point bending fatigue test pieces) of Examples 1 to 22 and Comparative Examples 1 to 11.
A servo-type fatigue tester was used for the 4-point bending fatigue test. The distance between the fulcrums of the 4-point bending fatigue test piece was 45 mm. The maximum load stress was 1373 MPa, and the stress ratio between the maximum load stress and the minimum load stress was 0.1. The frequency was 10 Hz. Then, the breaking strength when the number of repeated stress loads was 1 × 10 4 was evaluated as 4-point bending fatigue strength (MPa). The results are shown in Table 3.
「平坦部の表面の硬さ(焼戻し軟化抵抗試験)」
実施例1〜22、比較例1〜11の浸炭窒化部品(4点曲げ疲労試験片)に対し、300℃の焼き戻し温度まで加熱し、2時間保持する追加の焼戻し処理を行った。
その後、追加の焼戻し処理を行った各4点曲げ疲労試験片について、ビッカース硬度計により平坦部の表面から深さ0.05mmの位置の硬さをJIS Z 2244に準拠し測定した。その結果を表3に示す。
"Hardness of surface of flat part (tempering softening resistance test)"
The carbonitrided parts (four-point bending fatigue test pieces) of Examples 1 to 22 and Comparative Examples 1 to 11 were heated to a tempering temperature of 300 ° C. and subjected to an additional tempering treatment for 2 hours.
Then, about each 4-point bending fatigue test piece which performed the additional tempering process, the hardness of the position of depth 0.05mm from the surface of a flat part was measured based on JISZ2244 with the Vickers hardness meter. The results are shown in Table 3.
「小野式回転曲げ疲労試験片の作製」
4点曲げ疲労試験片の作製に使用した鋼A〜鋼Xの各化学組成を有する丸棒のR/2部から、平坦部とエッジ部とを有する形状の鋼材として、図3に示す形状の小野式回転曲げ疲労試験片を複数個採取した。R/2部とは、丸棒の横断面(円形状)の中心と外周との間を2等分する部分である。回転曲げ疲労試験片の形状は、JIS Z2274(1974)に準拠した。回転曲げ疲労試験片は、横断面が円形状であり、中央部に直径10mmの平行部を形成した。平行部の中央には、半径R1=1mmの環状半円溝を形成した。図3中の各数値は、寸法(単位はmm)を示す。
"Preparation of Ono type rotating bending fatigue test piece"
As a steel material having a shape having a flat portion and an edge portion from R / 2 portion of a round bar having chemical compositions of steel A to steel X used for the production of a four-point bending fatigue test piece, the shape shown in FIG. A plurality of Ono-type rotating bending fatigue test pieces were collected. The R / 2 portion is a portion that bisects the center and the outer periphery of the round bar cross section (circular shape). The shape of the rotating bending fatigue test piece conformed to JIS Z2274 (1974). The rotating bending fatigue test piece had a circular cross section, and a parallel portion having a diameter of 10 mm was formed at the center. In the center of the parallel part, an annular semicircular groove having a radius R1 = 1 mm was formed. Each numerical value in FIG. 3 indicates a dimension (unit: mm).
その後、鋼A〜鋼Xの各化学組成を有する小野式回転曲げ疲労試験片に対して、上記の4点曲げ疲労試験片と同様にして、真空浸炭処理および焼入れ処理を兼ねる窒化処理を行ない、実施例1〜22、比較例1〜11の浸炭窒化部品(小野式回転曲げ疲労試験片)を得た。 Thereafter, the Ono rotary bending fatigue test piece having the chemical composition of steel A to steel X is subjected to nitriding treatment that also serves as vacuum carburizing treatment and quenching treatment in the same manner as the above four-point bending fatigue test piece. The carbonitriding parts (Ono type rotating bending fatigue test pieces) of Examples 1 to 22 and Comparative Examples 1 to 11 were obtained.
「小野式回転曲げ試験」
実施例1〜22、比較例1〜11の浸炭窒化部品(小野式回転曲げ疲労試験片)について、JIS Z2274(1974)に準拠して、小野式回転曲げ疲労試験を室温(25℃)の大気中で回転数3400rpmの条件で実施した。そして、応力付加繰返し回数が1×107回において破断しない最大の応力(MPa)を、小野式回転曲げ疲労強度(MPa)と評価した。その結果を表3に示す。
"Ono type rotating bending test"
For the carbonitrided parts (Ono type rotating bending fatigue test pieces) of Examples 1 to 22 and Comparative Examples 1 to 11, the Ono type rotating bending fatigue test was performed at room temperature (25 ° C.) in accordance with JIS Z2274 (1974). In the inside, it implemented on the conditions of the rotation speed 3400rpm. The maximum stress (MPa) that did not break when the number of repeated stress additions was 1 × 10 7 was evaluated as Ono-type rotary bending fatigue strength (MPa). The results are shown in Table 3.
表3に示すように、実施例1〜22では、平坦部表層領域の炭素濃度が0.70%以上0.89%以下、窒素濃度が0.20%以上0.70%以下、炭化物および/または窒化物の析出物密度が0.5個/μm2以上であり、エッジ部表層領域の炭化物および/または窒化物の析出物の最大長さが5.0μm以下であった。そして、表3に示すように、実施例1〜22では、1000MPa以上の高い4点曲げ疲労強度と、500MPa以上の高い小野式回転曲げ疲労強度とを有し、HV660以上の高い平坦部の表面の硬さを有していた。 As shown in Table 3, in Examples 1 to 22, the carbon concentration in the surface region of the flat portion is 0.70% to 0.89%, the nitrogen concentration is 0.20% to 0.70%, carbide and / or Alternatively, the nitride precipitate density was 0.5 pieces / μm 2 or more, and the maximum length of the carbide and / or nitride precipitates in the surface layer region of the edge portion was 5.0 μm or less. And as shown in Table 3, in Examples 1-22, the surface of the high flat part which has high 4-point bending fatigue strength of 1000 MPa or more and high Ono-type rotational bending fatigue strength of 500 MPa or more, and HV660 or more It had a hardness of.
これに対し、比較例1は、鋼材中のC含有量が少ないため、4点曲げ疲労強度が低くなった。比較例2は、鋼材中のC含有量が多いため、4点曲げ疲労強度が低くなった。
比較例3は、鋼材中のSi含有量が多いため、小野式回転曲げ疲労強度が低くなった。
比較例4は、鋼材中のMn含有量が少ないため、4点曲げ疲労強度および小野式回転曲げ疲労強度が低くなった。
On the other hand, since the comparative example 1 has little C content in steel materials, the 4-point bending fatigue strength became low. Since the comparative example 2 had much C content in steel materials, four-point bending fatigue strength became low.
Since the comparative example 3 had much Si content in steel materials, Ono type | formula rotation bending fatigue strength became low.
Since the comparative example 4 had little Mn content in steel materials, 4 point | piece bending fatigue strength and Ono type | formula rotation bending fatigue strength became low.
比較例5は、鋼材中のP含有量が多いため、4点曲げ疲労強度が低くなった。
比較例6は、鋼材中のCr含有量が少ないため、平坦部表層領域に含まれる炭化物および/または窒化物の析出物密度が不足して、小野式回転曲げ疲労強度が低くなった。
Since the comparative example 5 had much P content in steel materials, four-point bending fatigue strength became low.
In Comparative Example 6, since the Cr content in the steel material was small, the density of carbide and / or nitride precipitates contained in the surface layer region of the flat portion was insufficient, and the Ono-type rotary bending fatigue strength was low.
比較例7は、平坦部表層領域の炭素濃度が高く、エッジ部表層領域の炭化物および/または窒化物の析出物の最大長さが5.0μmを超えているため、4点曲げ疲労強度が低くなった。
比較例8は、平坦部表層領域の炭素濃度が低いため、平坦部表層領域に含まれる炭化物および/または窒化物の析出物密度が不足し、4点曲げ疲労強度、小野式回転曲げ疲労強度、平坦部の表面の硬さが低くなった。
In Comparative Example 7, the carbon concentration in the surface region of the flat part is high, and the maximum length of the carbide and / or nitride precipitates in the surface region of the edge part exceeds 5.0 μm, so the four-point bending fatigue strength is low. became.
In Comparative Example 8, since the carbon concentration in the flat surface layer region is low, the precipitate density of carbide and / or nitride contained in the flat surface layer region is insufficient, and the four-point bending fatigue strength, Ono-type rotary bending fatigue strength, The hardness of the surface of the flat part was lowered.
比較例9は、真空浸炭窒化処理での冷却速度が3.0℃/秒未満であった。そのため、エッジ部表層領域の炭化物および/または窒化物の析出物の最大長さが5.0μmを超え、4点曲げ疲労強度が低くなった。
比較例10は、アンモニアガス流量が多く、平坦部表層領域の窒素濃度が高いため、小野式回転曲げ疲労強度が低くなった。
比較例11は、アンモニアガス流量が小さく、平坦部表層領域の窒素濃度が低いため、平坦部表層領域に含まれる炭化物および/または窒化物の析出物密度が不足し、焼き戻し軟化抵抗が低くなり、平坦部の表面の硬さが低くなった。
In Comparative Example 9, the cooling rate in the vacuum carbonitriding process was less than 3.0 ° C./second. For this reason, the maximum length of the carbide and / or nitride precipitates in the surface layer region of the edge portion exceeded 5.0 μm, and the 4-point bending fatigue strength was lowered.
In Comparative Example 10, since the ammonia gas flow rate was large and the nitrogen concentration in the surface region of the flat part was high, the Ono type rotary bending fatigue strength was low.
In Comparative Example 11, since the ammonia gas flow rate is small and the nitrogen concentration in the flat surface layer region is low, the density of carbide and / or nitride precipitates contained in the flat surface layer region is insufficient, and the temper softening resistance is low. The hardness of the surface of the flat part was lowered.
100 浸炭窒化部品
2 辺
3 平坦部
11、12 面
CS 断面
100
Claims (4)
C:0.10〜0.25%、
Si:0.03〜0.49%、
Mn:0.30〜1.50%、
P:0.030%以下、
S:0.060%以下、
Cr:0.90〜3.00%、
Al:0.100%以下
およびN:0.030%以下を含有し、
残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、
表面が平坦部とエッジ部とを有し、
前記平坦部の粒界酸化層深さが1μm以下であり、前記平坦部の表面から深さ0.05mmの位置までの平坦部表層領域は、炭素濃度が0.70%以上0.89%以下、窒素濃度が0.20%以上0.70%以下、炭化物および/または窒化物の析出物密度が0.5個/μm2以上であり、
前記エッジ部の表面から深さ0.05mmの位置までのエッジ部表層領域は、前記炭化物および/または窒化物の析出物の最大長さが5.0μm以下であることを特徴とする曲げ疲労強度に優れた浸炭窒化部品。 The core is mass%,
C: 0.10 to 0.25%,
Si: 0.03 to 0.49%,
Mn: 0.30 to 1.50%,
P: 0.030% or less,
S: 0.060% or less,
Cr: 0.90 to 3.00%,
Al: 0.100% or less and N: 0.030% or less,
The balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities,
The surface has a flat part and an edge part,
The depth of the grain boundary oxide layer in the flat part is 1 μm or less, and the flat part surface layer region from the surface of the flat part to the depth of 0.05 mm has a carbon concentration of 0.70% or more and 0.89% or less. The nitrogen concentration is 0.20% or more and 0.70% or less, and the precipitate density of carbide and / or nitride is 0.5 piece / μm 2 or more,
Bending fatigue strength characterized in that the maximum length of the carbide and / or nitride precipitate is 5.0 μm or less in the edge surface layer region from the surface of the edge to a position having a depth of 0.05 mm Excellent carbonitriding parts.
Nb:0.100%以下、
Ti:0.100%以下
からなる群から選ばれる1種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の浸炭窒化部品。 The core part is further mass%,
Nb: 0.100% or less,
2. The carbonitrided part according to claim 1, comprising at least one selected from the group consisting of Ti and 0.100% or less.
Mo:0.50%以下、
Cu:0.5%以下、
Ni:0.50%以下
からなる群から選ばれる1種以上を含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の浸炭窒化部品。 The core part is further mass%,
Mo: 0.50% or less,
Cu: 0.5% or less,
The carbonitriding component according to claim 1 or 2, comprising at least one selected from the group consisting of Ni and 0.50% or less.
請求項1〜請求項3のいずれか一項に記載の化学組成を有し、頂点部とエッジ部と平坦部とを含む表面を有する鋼材を製造する工程と、
前記鋼材に真空浸炭処理を行った後に窒化処理と焼入れ処理とを行う工程を備え、
前記真空浸炭処理が、980〜1100℃の浸炭温度で前記鋼材を浸炭処理する浸炭工程と、前記浸炭温度を維持した状態で前記鋼材に侵入した炭素を前記鋼材中に拡散させる拡散工程と、前記拡散工程後の表面温度が前記浸炭温度〜500℃の間である前記鋼材を3.0〜100℃/secの冷却速度で冷却する冷却工程とを備え、浸炭時間と拡散時間の比(浸炭時間/拡散時間)が0.20以上0.45以下であることを特徴とする浸炭窒化部品の製造方法。 It is a manufacturing method of the carbonitriding component as described in any one of Claims 1-3,
A step of producing a steel material having the chemical composition according to any one of claims 1 to 3 and having a surface including a vertex portion, an edge portion, and a flat portion,
A step of performing nitriding treatment and quenching treatment after vacuum carburizing treatment of the steel material;
The vacuum carburizing treatment includes a carburizing step of carburizing the steel material at a carburizing temperature of 980 to 1100 ° C, a diffusion step of diffusing carbon that has entered the steel material while maintaining the carburizing temperature, A cooling step of cooling the steel material having a surface temperature after the diffusion step of the carburizing temperature to 500 ° C. at a cooling rate of 3.0 to 100 ° C./sec, and a ratio of carburizing time to diffusion time (carburizing time / Diffusion time) is 0.20 or more and 0.45 or less.
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