JP2018053338A

JP2018053338A - 耐摩耗性に優れた浸炭部品およびその製造方法

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Publication number: JP2018053338A
Application number: JP2016193320A
Authority: JP
Inventors: 福岡　和明; Kazuaki Fukuoka; 和明福岡; 冨田　邦和; Kunikazu Tomita; 邦和冨田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2016-09-30
Filing date: 2016-09-30
Publication date: 2018-04-05
Anticipated expiration: 2036-09-30
Also published as: JP6601359B2

Abstract

【課題】疲労特性に優れた浸炭部品およびその製造方法を提供する。【解決手段】特定組成の浸炭部と非浸炭部とを有する浸炭部品であり、浸炭部は、表面から５μｍ深さ位置までの酸化密度が６０％以上であり、非浸炭部の鋼組織はフェライト量が４０％以下である。【選択図】なし

Description

本発明は自動車および各種産業機器に用いる高い耐摩耗性を有する浸炭部品およびその製造方法に関する。

自動車等に用いられている軸類、歯車類は、近年、省エネルギーのための車体軽量化に伴って小型化が要求される。一方で、エンジンの高出力化により負荷が増大していることから、耐久性の向上が求められている。

従来は、ＪＩＳＳＣＭ４２０Ｈ、ＳNＣＭ４２０Ｈ等の肌焼鋼を用いて部品を成形し、浸炭等の表面処理を行い自動車等に使用されてきた。しかし、高応力下での使用には耐えられないため、鋼材の変更、熱処理方法の変更、表面の加工硬化処理により耐摩耗性および疲労強度を向上させる研究開発が進められてきた。

たとえば、特許文献１には、特定の成分を有する鋼材で部品形状とした後に浸炭若しくは浸炭窒化処理および焼入れ・焼戻し処理を施し、表層部に平均粒径が５μｍ以下の炭化物または炭窒化物を析出させるいわゆる高濃度浸炭処理を用いることで耐摩耗性を向上させている。
また、特許文献２では耐摩耗性部品を表面硬さ、粗さで規定して、さらに素材としてはJIS G4053に規定されたクロム鋼またはクロムモリブデン鋼かさらにＭｎ、Ｍｏなどの合金を添加することが規定されている。

特開２００７−２４６９４１号公報特開２０１０−２２２６７３号公報

特許文献１では、成分としてＣｒが２〜８重量％含まれていて高合金であるために合金コストが高く、またこの熱処理は高温長時間での処理となる為に熱処理コストも嵩む。

特許文献２では表面硬さを高めることや粗さを規定することで摩耗性の向上を図るのは従来鋼でも可能な手法であるが、あまり効果は大きくない。さらにＭｎ、Ｍｏを高めるとコスト増となってしまう。

本発明は、上述した問題を解決して、耐摩耗性に優れた浸炭部品およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明では、上記課題を解決するために、鋭意研究を行い、以下のことを見出した。
１．耐摩耗性に対して表面硬度を高める手段は一般的に使用されており、そのために表面硬化処理の一つである浸炭焼入れ焼戻しを行なっている。浸炭焼入れ焼戻しをして使用する場合には表面粗さを抑えて摩擦を抑えると共にその摩擦発熱による軟化の抑制が最も効果がある。
２．浸炭材の表面粗さをミクロ的に見ると浸炭時の表面の粒界酸化状況が表面粗さに影響を及ぼす。そのため、表面を研磨して使用する場合は必要ないが、浸炭焼入れ焼戻しままでの表面で使用する場合は、コストが嵩む為、粒界酸化を抑制する必要がある。
３．摩擦発熱による焼戻し軟化抑制については焼戻し軟化抵抗を有する合金添加が有効であり、その中で安価で代表的なものはＳｉである。
４．鋼材のＳｉ増量添加では表面酸化は多くなる。しかし、表面の粒界・粒内の全域で酸化が進行するために深さ方向への進展が遅れる。結果、粒界優先で酸化した場合の表面の粗さよりも表面の粗さは小さくなる。よって表面粗さを抑えるための粒界酸化コントロールにはＳｉ添加鋼が必須であるが、表面の酸化の状態をコントロールするにはさらに浸炭条件もコントロールしたうえで表層の粒界酸化密度をコントロールすることが重要である。
５．Ｓｉを添加すると鋼の変態点が上昇する。この点を利用して内部組織をコントロールし熱処理による歪みをコントロールする事で、歪み取り矯正の簡略化・簡素化を図れる。同時に、研磨の必要もなくなり、安価に表面硬度を高めに維持可能となる。

本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、特徴は以下の通りである。
［１］成分組成が、Ｃ：０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．００〜２．５０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４０〜０．７０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．３ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４０〜０．０２００ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．５０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、Ｎｉ：２．０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、残部Ｆｅおよび不可避的不純物であり、かつ、下記（１）式を満足する非浸炭部と、該非浸炭部より表面側にあって、該非浸炭部に対してＣ含有量またはさらにＮ含有量が高い成分組成である浸炭部を有し、該浸炭部は、表面から５μｍ深さ位置までの酸化密度が６０％以上であり、前記非浸炭部の鋼組織はフェライト量が面積率で４０％以下であることを特徴とする耐摩耗性に優れた浸炭部品。
[Ｓｉ]＋３[Ｃｒ]−[Ｍｎ]≧４．０・・・（１）
但し、[Ｍ]はＭ元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
［２］成分組成として、更に、Ｎｂ：０．０６０ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．２００ｍａｓｓ％以下の１種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の耐摩耗性に優れた浸炭部品。
［３］成分組成として、更に、Ｂ：０．００５０ｍａｓｓ％以下を含有することを特徴とする上記［１］または［２］のいずれかに記載の耐摩耗性に優れた浸炭部品。
［４］上記[１]乃至［３］のいずれか一つに記載の成分組成の鋼材を用いて機械加工、熱間鍛造、冷間鍛造、温間鍛造のいずれか一つ以上を行って部品形状とした後、浸炭焼入れあるいは浸炭浸窒焼入れの後、焼戻し処理を行うことを特徴とする耐摩耗性に優れた浸炭部品の製造方法。

本発明によれば、耐摩耗性に優れた浸炭部品が得られる。本発明の浸炭部品は、自動車、産業機械の歯車等に好適に使用できる。また、本発明の製造方法によれば、本発明の浸炭部品を安価に量産可能に製造することができる。以上より、産業上極めて有用である。

実施例に用いた浸炭焼入焼戻し処理条件を説明する図である。

本発明では素材となる鋼材の成分組成、部品の表層のミクロ組織と、非浸炭部の鋼組織を規定する。以下に各限定理由について述べる。
なお、以下の説明において、成分組成の各元素の含有量の単位はいずれも「mass％」であり、特に断らない限り単に「％」で示す。
成分組成

Ｃ：０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％
Ｃは強度確保のために必要で、浸炭焼入れ焼戻しあるいは浸炭浸窒焼入れ焼戻し後の内部硬度を決定する。０．１５ｍａｓｓ％未満では内部硬度が低下し、耐曲げ応力が低下して強度を確保できない。一方、０．３５ｍａｓｓ％より多いと表層の残留オーステナイトが過多となり、表面硬度が低下するとともに、内部靭性が劣化し、疲労特性が悪くなる。よって、０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％とする。

Ｓｉ：１．００〜２．５０ｍａｓｓ％
Ｓｉは焼戻し軟化抵抗を高めるのに有効な元素である。軟化抵抗が低いと、摩擦熱による軟化が発生してしまい摩耗を早めてしまう。その抑制効果は１．００ｍａｓｓ％以上で有効である。また、Ｓｉは変態点を上げる作用がある。浸炭焼入れ焼戻しあるいは浸炭浸窒焼入れ焼戻し後に、非浸炭部にフェライトを好適に１５％以上存在させるためにはSiは１．００ｍａｓｓ％以上必要である。一方、２．５０ｍａｓｓ％以上含有した場合は、フェライトが４０％を超えてしまい、内部硬度が低下して疲労強度が下がる。よって１．５０〜２．５０ｍａｓｓ％とする。

Ｍｎ：０．４０〜０．７０ｍａｓｓ％
Ｍｎは焼入れ性を高める元素である。焼入れ性を確保するため０．４０ｍａｓｓ％以上とする。一方、０．７０ｍａｓｓ％を超えて含有すると変態点が下がりすぎて熱処理変形が大きくなり疲労強度が低下してしまう。よって、０．４０〜０．７０ｍａｓｓ％とする。

Ｃｒ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％
Ｃｒは焼入れ性向上元素であるとともに、焼戻し軟化抵抗を高める元素である。両方の性能を発揮させるには１．００ｍａｓｓ％以上の含有が必要である。一方、２．００ｍａｓｓ％を超えると軟化抵抗を高める効果は飽和する。また、焼入れ性が高くなりすぎるため歯車内部の靭性が劣化し、疲労亀裂の進展が早くなって曲げ疲労強度が低下するようになる。よって、１．００〜２．００ｍａｓｓ％とする。

Ｍｏ：０．３ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）
Ｍｏ添加は必須ではないが、焼入れ性向上元素であるため、０．３ｍａｓｓ％を上限として含有することができる。０．３ｍａｓｓ％を超えると焼入れ性が高すぎて焼割れが起こりやすくなり、また高価なため経済性も悪くなるので、０．３ｍａｓｓ％以下とする。

Ａｌ：０．０１０〜０．０８０ｍａｓｓ％
Ａｌは脱酸に有効な元素であり、その効果は０．０１０ｍａｓｓ％以上の添加で発揮される。また、０．０８０ｍａｓｓ％までの添加でＮと結合してＡｌＮを生成し、結晶粒の粗大化を抑える働きがある。０．０８０ｍａｓｓ％を超えると粗大粒が発生して疲労亀裂が進展し易くなって曲げ疲労強度が低下する。よって、０．０１０〜０．０８０ｍａｓｓ％とする。

Ｎ：０．００４０〜０．０２００ｍａｓｓ％
ＮはＡｌと結合してＡｌＮを生成し、結晶粒の粗大化を抑えて疲労強度を向上させる。その効果を得るには０．００４０ｍａｓｓ％以上必要である。一方、０．０２００ｍａｓｓ％を超えるとその効果は飽和するだけでなく、内部にブローホール等の欠陥を発生させ、曲げ疲労強度の低下を招く。よって、０．００４０〜０．０２００ｍａｓｓ％とする。

Ｃｕ：０．５０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）
Ｃｕは必ずしもその含有を必須とするものではないが、鋼中に固溶して、鋼材の強度を高める元素であるため０．５０ｍａｓｓ％を上限として含有してもよい。しかし、０．５０ｍａｓｓ％を超えると鋼材製造時に表面疵が発生して部品製造の際に表面欠陥が発生しやすくなり、また表面研削等を行なった後に部品製造をするとコスト増となる等、不利益となる。よって、Ｃｕは０．５０ｍａｓｓ％以下で使用する。なお、Ｃｕによる固溶強化を有効に発現させるためには、０．０２ｍａｓｓ％以上で含有させることが好ましい。さらにＣｕを含有する場合は表面疵の発生を抑制する効果の高いＮｉを同時に含有することが好ましい。

Ｎｉ：２．０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）
Ｎｉは必ずしもその含有を必須とするものではない。しかし、鋼中に固溶して強度を高めると共に、焼入れ性を高くして表面の硬化層深さを深くする働きがあるため含有することができる。含有する場合は、Ｎｉは合金としては高価であるため２．０ｍａｓｓ％を上限とする。なお、Ｎｉによる固溶強化や焼入れ性を高める効果を有効に発現させるためには、０．０２ｍａｓｓ％以上含有されることが好ましい。

以上が本発明の基本成分組成であるが、更に特性を向上させる場合、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂの一種または二種以上を含有することができる。

Ｎｂ：０．０６０ｍａｓｓ％以下
Ｎｂは炭窒化物形成により結晶粒を微細化し、疲労特性を向上させる。結晶粒の微細化効果は０．０１０ｍａｓｓ％以上で増大するので、０．０１０ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。一方、０．０６０ｍａｓｓ％を超えて含有してもその効果は飽和するようになるので、０．０６０ｍａｓｓ％を上限とする。

Ｖ：０．２０ｍａｓｓ％以下
Ｖは焼入性を向上させるとともにＳｉ、Ｃｒと同じく焼戻し軟化抵抗を高める。また、炭窒化物を形成して結晶粒の粗大化を抑制する。このような効果を発揮させるためには、０．０３０ｍａｓｓ％以上の含有が好ましい。一方、０．２０ｍａｓｓ％を超えて含有しても飽和してしまい、十分な効果は得られず、製造コストが上がるだけとなるので、含有する場合は０．２０ｍａｓｓ％を上限とする。

Ｔｉ：０．２００ｍａｓｓ％以下
Ｔｉは微細Ｔｉ化合物を生成して鍛造後の結晶粒を小さくして強度を高める。その効果は０．００５ｍａｓｓ％以上で増大するので、０．００５ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。一方、０．２００ｍａｓｓ％を超えて含有するとＴｉ析出物が粗大化し、疲労破壊の起点となって寿命が低下するようになるので、含有する場合は、０．２００ｍａｓｓ％を上限とする。

Ｂ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｂは焼入れ性を上げるのに有効である。その効果は０．０００５ｍａｓｓ％以上で得られるため、０．０００５ｍａｓｓ％以上で含有させることが好ましい。一方、０．００５０ｍａｓｓ％を超えると上記の効果が飽和するようになるので、含有する場合は０．００５０ｍａｓｓ％を上限とする。

以上に説明した元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｐ、Ｓが挙げられ、Ｐについては０．０３０ｍａｓｓ％まで、Ｓについては０．０３０ｍａｓｓ％までは含有を許容できる。

さらに、耐摩耗性を向上させるパラメータとして以下の（１）式を満足させる必要がある。
[Ｓｉ]＋３[Ｃｒ]−[Ｍｎ]≧４．０・・・（１）
但し、[Ｍ]はＭ元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
上記（１）式は焼戻し軟化抑制および粒界酸化状況改善、さらに非浸炭部フェライト量確保の３つの要素をコントロールするのに必要である、この値が４．０よりも小さい場合、焼戻し軟化抵抗、表層酸化状況、非浸炭部フェライト量不足による変形量のいずれかが満たされなくなり耐摩耗性が改善されない。

浸炭部表層酸化密度
本発明は、浸炭処理が施されて表面から所定深さまでに浸炭部を有する浸炭部品に関するものである。浸炭処理は、上述した成分組成からなる鋼を部品形状としたものに対して行うが、浸炭領域（浸炭部）は表層に形成し、それよりも深い部分は上述した成分組成からなる非浸炭部となる。つまり浸炭部が非浸炭部の表面側に形成される。当然、浸炭部のＣ含有量は非浸炭部のＣ含有量に対して高くなる。また、浸炭処理と同時あるいは浸炭処理の後に、浸窒処理が施されていてもよく、この場合、浸炭部のＮ含有量が非浸炭部のＮ含有量よりも高くなる。このような、浸炭あるいは浸炭浸窒した場合、表層付近は酸化されるが、本発明ではその酸化密度が重要な要件となる。表面から５μｍ深さ位置までの表層酸化密度が６０％未満の場合は表面の酸化が粒界を主体に内部へ伸展しており、部品として使用し、摩擦が発生した場合に表面が荒れ易く、局部摩耗が伸展しやすくなり疲労特性が落ちる。よって、６０％以上必要である。尚、表層酸化密度については、表面から５μｍ深さ位置までについてＥＰＭＡを使用して酸素親和力の高いＳｉのマッピングを行い、非浸炭部の各合金含有量と比較して濃度が４倍以上の部分の面積の和を観察面積全体で除して求めた。観察面積は３０００倍で２００視野を観察した。

非浸炭部のフェライト量
浸炭焼入れ焼戻しあるいは浸炭浸窒焼入れ焼戻し後の非浸炭部の組織中にフェライトを一定量存在させると部品の変形を少なくする事が可能である。そのため、フェライト量は面積率で１５％以上が好ましい。一方、４０％を超えて存在させると、内部の硬度が下がりすぎて疲労強度が低下してしまう。よって、非浸炭部のフェライト量は面積率で４０％以下に限定する。なお、フェライト量の測定にはナイタールでエッチングした浸炭部品の切断・研磨品を光学顕微鏡で４００倍の倍率で１００視野観察し、それらを画像処理にて二値化処理を行って白い部分の面積を求め、全体の面積に対する割合とする。

浸炭部品の製造方法
本発明に係る浸炭部品は以下のように製造する。上記成分組成の鋼材を機械加工、熱間鍛造、温間鍛造、冷間鍛造のいずれか一つ以上の加工により、歯車等の所望の部品形状とする。または、熱間鍛造、冷間鍛造または温間鍛造のいずれかの後に機械加工で歯車等の所望の部品形状としてもよい。また、これらの加工を如何様に組み合わせてもよい。熱間鍛造や温間鍛造の温度条件は従来実施されている方法で良く、例えば、熱間鍛造は１０００〜１３００℃で行い、温間鍛造は４００〜９５０℃で行う。

歯車等の部品形状に加工された部材に対して、浸炭焼入れあるいは浸炭浸窒焼入れを行い、その後、焼戻し処理を行う。浸炭焼入れ、浸炭浸窒焼入れ、焼戻し処理については、従来法に従えばよく、特に条件は設けないが、例えば、９００〜１０５０℃で、浸炭処理を行い、その後、７８０〜８８０℃まで炉冷した後、０〜３時間保持し、その後６０〜１３０℃の油へ投入、または、窒素ガスあるいはヘリウムガス等の不活性ガスを用いて冷却して焼入れ後、１５０〜２２０℃に再加熱して焼戻しを行う処理を行えばよい。なお、浸炭処理には拡散処理を伴う場合も含まれる。また、上記の浸炭処理、拡散処理、炉冷および保持のいずれか一つ以上と同時に浸窒処理を行ってもよい。
浸炭処理時の雰囲気制御についてはカーボンポテンシャル制御を行うが、その鋼の成分組成により平衡炭素濃度ならびに酸化状態が異なるため、事前に同一鋼材にてある条件で浸炭して、その結果により適宜調整する必要がある。また、この雰囲気制御の調整により最終的な鋼材表層の酸化状態が決定するが、必要な浸炭硬化層深さを得ると同時に規定する鋼材表層の酸化状態のコントロールには、成分組成の限定並びに雰囲気制御の両方が必要となる。

なお、このような浸炭処理あるいは浸炭浸窒処理、焼き入れ、焼戻しの処理を施すことにより、上述した本発明の成分組成の範囲であれば、非浸炭部のフェライト量は４０％以下となる。また、表面から５μｍ深さ位置までの表層酸化密度が６０％以上となる。

表１に示す化学成分を有する鋼を溶解した。表中に示す鋼Ｎｏ．１〜２６は、本発明の成分組成を満足する適合鋼であり、鋼Ｎｏ．４０〜５７は本発明の成分範囲外である比較鋼である。鋼Ｎｏ．５６、５７は従来鋼で、鋼Ｎｏ．５６はＪＩＳＳＣＭ４２０Ｈ、鋼Ｎｏ．５７はＳＣＭ８２２Ｈ規格材であり、本発明範囲外である。なお、表１中、Ｐ、Ｓについては不可避的不純物として混入した含有量である。また、Ｃｕ、ｉについては、０．０２ｍａｓｓ％未満の場合は、積極的に添加は行っていないが不可避的に混入しているＣｕ、ｉの含有量として記載したものである。

溶製された上記、適合鋼、比較鋼、従来鋼のインゴットを熱間圧延により直径７０ｍｍの丸棒鋼に調製し、得られた丸棒鋼に対し焼準処理を実施した。

それらの丸棒鋼よりローラーピッチング疲労試験片を作製した。ローラーピッチング試験片は、図１に示すように、９５０℃に加熱して浸炭・拡散処理をした後、炉内で冷却し、８５０℃で３０分均熱を行なった後、7０℃の油にて焼入れを実施した。その後１８０℃に再加熱し２時間均熱したのち空冷した。また、鋼Ｎｏ２６およびＮｏ５５（表２中Ｎｏ２７およびＮｏ５６）については浸炭処理後の冷却過程でアンモニアガスを炉内に導入することにより浸炭浸窒焼入れ、焼戻し処理を行い試験片を作成した。

[有効硬化層深さ、組織観察、表層硬度、内部硬度]
浸炭焼入焼戻しを実施したローラーピッチング試験片の試験前材について転送面を切断し、断面の硬度分布を測定して有効硬化層深さを求めた。
また内部の非浸炭部において硬度測定と組織観察を行ない、組織についてはフェライトの面積率も測定した。フェライトの面積率の測定は、試験片の芯部（径方向中心）よりサンプルを採取し、研磨後にナイタールでエッチングした面を光学顕微鏡を用いて４００倍の倍率で１００視野観察し、それらを画像処理にて二値化し、白い部分の面積を求め、全体の面積に対する割合求めることで行った。
内部硬度については、試験片の芯部（径方向中心）よりサンプルを採取しビッカース硬さ（マイクロビッカース2.94Ｎ）を５点測定し、これらの平均値を求めた。
また、浸炭焼入焼戻しを実施したローラーピッチング試験片の試験前材について、表層硬度、浸炭部の旧オーステナイト粒度（旧γ粒度）についても調査した。表層硬度は、表面より深さ0.03ｍｍの位置について、ビッカース硬さ（マイクロビッカース2.94Ｎ）を５点測定し、これらの平均値を求めた。旧オーステナイト粒度は、表層硬度を測定したものと同一箇所について、光学顕微鏡で100倍で観察してオーステナイト結晶粒度番号を求めた。

[残留オーステナイト量]
浸炭焼入焼戻しを実施したローラーピッチング試験片の試験前材について、Ｘ線回折により表層部の残留オーステナイト量を調査した。

[表層酸化密度、粒界酸化層深さ]
上記の浸炭焼入焼戻しを実施したローラーピッチング試験片について表面下5μｍ位置までのＳｉの濃化をＥＰＭＡにより調査した。非浸炭部（浸炭焼入焼戻しを実施したローラーピッチング試験片の断面中心位置）の濃度に対して４倍以上濃化した部分について全体の面積との比である面積率を測定した。尚、分析前には表層の粒界酸化状況をすべての視野で観察してもっとも深くまで酸化が進行していた部分を粒界酸化層深さとした。

[摩耗量測定]
摩耗量はローラーピッチング試験により調査した。大ローラー側のクラウニング量を１５０ｍｍＲとし、面圧３２００ＭＰａで１０万回まで回転させ、その試験片の接触面の横断面の摩耗曲線を採取して、試験前表面に対する摩耗最大深さを求めた。

[歯車疲労試験]
さらに溶製された上記、適合鋼、比較鋼、従来鋼のインゴットより熱間圧延により直径１００ｍｍの丸棒鋼に調製し、得られた丸棒鋼に対し焼準処理を実施した。歯幅１０ｍｍ、モジュール２．５、ピッチ円１００ｍｍの歯車にて回転数３０００ｒｐｍ、潤滑油はトランスミッション用オイルを８０℃として、トルクを変化させて破損までの繰り返し数を調べ、繰り返し数１０００万回で破損しない最大トルクを疲労強度として評価した。

表２に上記試験結果を示す。

表２中の鋼No.は表１中の鋼No.と同じものを指す。表２から下記事項が明らかである。

発明鋼であるＮｏ．１〜２７については、耐摩耗性が良好であり、高い疲労強度が得られた。

それに対して、Ｎｏ．４０はＣ％が発明範囲より低い。そのため浸炭焼入れ焼戻し後の内部硬度が低く、さらに表層硬度も本発明範囲より低くなった。その結果対摩耗性が低くなり、歯元の折損および歯面でのピッチングが起こりやすくなり、歯車疲労強度が低下した。
Ｎｏ．４１はＣ量が発明範囲より高い。そのため、浸炭後の残留γ量が多くなりすぎており、高い表面硬度が得られていない、そのため対摩耗性が低下した。また、内部の靭性が足りず歯元部での破壊も起こりやすくなった。よって歯車疲労強度が低下した。

Ｎｏ．４２はＳｉ量が本発明範囲よりも少なく、そのために粒界酸化層が深めになっていた。また焼戻し軟化抵抗が低くなりすぎたために、耐摩耗性が低下し、ピッチングが起こりやすくなり、歯車疲労強度も低下した。

Ｎｏ．４３はＳｉ量が本発明範囲よりも多い。その結果、内部に軟質なフェライトが発生しすぎて、歯元での曲げ疲労破壊が起こりやすくなり、歯車疲労強度が低下した。

Ｎｏ．４４はＭｎ量が本発明範囲よりも低い。そのため、焼入れ性が低下しすぎており、有効硬化層深さが浅すぎるために、歯元での曲げ疲労破壊が起こりやすくなり歯車疲労強度が低下した。

Ｎｏ．４５はＭｎ量が本発明範囲より高い。そのために内部靭性が低くなり、歯車疲労にて曲げ折損が多く発生した。また、内部のフェライト量が少なくなりすぎ、式（１）も満足できず、摩耗量が増加して、ピッチングが起こりやすくなり歯車疲労強度が低下した。

Ｎｏ．４６はＣｒ量が少なく、焼入れ性が低下しすぎている。そのため、硬化層深さが浅くなりすぎて歯元での折損が起こりやすくなり、またピッチングも起こりやすくなって、歯車疲労強度が低下した。

Ｎｏ．４７はＣｒ量が高すぎるために、内部硬度が高くなりすぎている。そのため、歯元の靭性が劣化して曲げ折損しやすくなり、疲労強度が低下した。

Ｎｏ．４８はＭｏ量が高い。そのため焼入れ性が高すぎて、浸炭焼入れ時に割れを生じてしまい、疲労試験が出来なかった。

Ｎｏ．４９はＡｌ量が低くすぎるために介在物起点による歯元および歯面での破壊が起こりやすくなり、歯車疲労強度が低下した。

Ｎｏ．５０はＡｌ量が高すぎるため、浸炭部のオーステナイト粒が粗大化してしまい、歯元および歯面での破壊が起こりやすくなり、歯車疲労強度が低下した。

Ｎｏ．５１はＴｉ量が多すぎる。そのためＴｉ系介在物起点での破壊が多発した。そのために歯元での曲げ折損および歯面でのピッチングが起こりやすくなり、歯車疲労強度が低下した。

Ｎｏ．５２はＮ量が低すぎる。そのために結晶粒の粗大化が起こり、歯元での曲げ折損が起こりやすくなり、歯車疲労強度が低下した。

Ｎｏ．５３はＮ量が高すぎる。そのため、内部割れ起点での破壊が多く発生し、歯車疲労強度が低下した。

Ｎｏ．５４、５５、５６は式（１）の値が低すぎるそのため摩耗量が大きく、疲労強度も低下した。

Ｎｏ．５７、５８はＳｉ量、式（１）の値が本発明範囲よりも低いために、摩耗量が大きい。また表層軟化によりピッチングが発生しやすくなった。また、表面酸化が粒界に沿って深く進行したため、歯元曲げ応力による折損がしやすくなり、歯車疲労強度が低下した。

本発明によれば、耐摩耗性並びに耐久性に優れた浸炭部品、および、量産可能なその製造方法を提供することができる。

Claims

成分組成が、Ｃ：０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．００〜２．５０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４０〜０．７０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．３ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４０〜０．０２００ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．５０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、Ｎｉ：２．０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、残部Ｆｅおよび不可避的不純物であり、
かつ、下記（１）式を満足する非浸炭部と、該非浸炭部より表面側にあって、該非浸炭部に対してＣ含有量またはさらにＮ含有量が高い成分組成である浸炭部を有し、
該浸炭部は、表面から５μｍ深さ位置までの酸化密度が６０％以上であり、
前記非浸炭部の鋼組織はフェライト量が面積率で４０％以下であることを特徴とする耐摩耗性に優れた浸炭部品。
[Ｓｉ]＋３[Ｃｒ]−[Ｍｎ]≧４．０・・・（１）
但し、[Ｍ]はＭ元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
成分組成として、更に、Ｎｂ：０．０６０ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．２００ｍａｓｓ％以下の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐摩耗性に優れた浸炭部品。
成分組成として、更に、Ｂ：０．００５０ｍａｓｓ％以下を含有することを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載の耐摩耗性に優れた浸炭部品。
請求項１乃至３のいずれか一つに記載の成分組成の鋼材を用いて機械加工、熱間鍛造、冷間鍛造、温間鍛造のいずれか一つ以上を行って部品形状とした後、
浸炭焼入れあるいは浸炭浸窒焼入れの後、焼戻し処理を行うことを特徴とする耐摩耗性に優れた浸炭部品の製造方法。