JP3644217B2 - 高周波焼入部品およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は,高周波焼入部品及びその製造方法に関し、特に、従来は炭素鋼に浸炭,窒化などの表面処理を施すことにより製造される歯車等の部品に好適に適用できるものである。
【0002】
【従来の技術】
従来、自動車,産業機械に用いられる歯車は、0.2%程度の炭素を含有する浸炭用合金鋼に鍛造,切削,旋削,歯切りを順に施すことにより所定の形状に加工し、その後に浸炭焼入れ焼戻し処理を行って歯車として必要な機能を確保するという方法で製造されている。このような浸炭プロセスによる製造は従来の歯車製造工程の主流となっているが、浸炭には800から950℃程度の温度で数時間の処理が必要なため、歯車製造ライン中に組み入れることが困難であり、生産性を向上させることに限界がある。そのため、製造コストの低減にも自ずから限度が生じていた。
【0003】
また、浸炭は通常、ガス浸炭法によるのが一般的であるが、ガス浸炭時に被処理材の表面層に不可避的に表面異常層が発生し、この異常層が疲労強度及び衝撃特性を低下させるために、疲労強度及び衝撃特性の向上に限度があった。また、浸炭焼入れ時に発生する熱処理歪みにより被処理材に変形が生じるため、熱処理条件の厳密な制御が要求される。
【0004】
上記した従来の浸炭焼入れ焼戻し処理に伴う問題点を克服するために、浸炭プロセスを前提として、鋼材中のSi,Mn,Crの量を減らすと共にMo,Ni等を添加することによりガス浸炭時に発生する表面異常層を低減し、疲労強度及び衝撃特性の改善を意図した高強度浸炭用鋼が開発されるに至っている。しかしその場合も、高価な合金元素を多量に用いるために鋼材コストの上昇を招くとともに被削性等の加工性を劣化させるため、高強度化は図れるものの製造コストの上昇を招くという問題がある.
また,JIS規格SCM435及びS55C等の機械構造用合金鋼及び炭素鋼を用いて、浸炭焼入プロセスよりも生産能率が高い高周波焼入による歯車の製造が試みられているが、これらの鋼は本来、歯車への適用を考慮して決定された化学組成でないために、浸炭プロセスにより製造される歯車のごとく自動車のトランスミッションやデファレンシャルに用いられる高強度の歯車への適用は困難であり、比較的低強度の歯車のみへの適用に留まっている。
【0005】
【発明が解決しようとする課題】
こうした高強度部品を製造する際の従来の諸問題を解決するために、たとえば特開昭60‐169544号公報には、鋼の化学組成を特定の範囲に規制することにより高周波焼入プロセスによる高強度の歯車製造を可能とする技術が開示されている。
【0006】
しかしながら、本発明者らの検討によれば、前記公報に開示の化学組成では、従来の浸炭用鋼に比較して被削性が極端に低いため、浸炭焼入れより高周波焼入れへのプロセスの変更による生産性の向上に限度があるという未解決の課題がある。
【0007】
本発明は、このような従来技術の未解決の課題に着目してなされたものであり、被削性にも優れると同時に、高周波焼入れ後の歯車に要求される衝撃値,疲労強度,転動疲労寿命などの特性についても従来の浸炭プロセスで製造される歯車と同等以上の特性を確保することが可能な高周波焼入部品およびその製造方法を提供することを目的とする。
【0008】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の目的を達成するために、歯車に要求される特性を高周波焼入プロセスにおいて確保するための鋼材の化学組成を検討し、以下のような知見を得るに至った。
【0009】
すなわち、歯車には,歯元強度,歯面強度及び衝撃特性が要求される。
歯元強度は歯部が繰り返し応力を受け歯元部から疲労破壊を生じない最大の応力を意味する。この歯元強度は回転曲げ等の疲労試験による疲労強度と良い相関が有ることから、本発明者らは回転曲げ疲労試験により鋼材化学組成を検討した。
【0010】
疲労強度に影響を与える基本的な因子は、材料の硬さ及び非金属介在物である。材料硬さが低下すると疲労強度も低下する。この材料の硬さについて浸炭焼入材とほぼ同等の値を高周波焼入により確保しようとすると、約0.5重量%程度以上の炭素含有量(C量)が必要である。
【0011】
疲労強度を向上させるためには、そればかりでなくオーステナイト粒径を細粒にすることが有効になる。その理由は、疲労亀裂が旧オーステナイト粒径に沿って伸展していくため、これを細粒にすることにより疲労亀裂伝播に対する抵抗が増加することの他に、粒界に偏析してこれを脆化させるP等の元素の濃度が細粒化により減少するからである。そのオーステナイトの細粒化に対しては、急速短時間加熱の処理である高周波焼入が極めて有効である。また、オーステナイト粒の成長を抑制する析出物を形成するN,Al等の添加により一層細粒化が促進され、疲労強度の向上に有効である。
【0012】
また、素材硬さを得るためには、焼入性を確保するとの観点から合金元素の添加が必要となる。これらの合金元素は歯車のサイズに応じて適正量添加すれば良い。
【0013】
さらに、疲労強度を向上させるためには、上記したような素材硬さを確保するのみでは不十分であり、非金属介在物の低減も必要である。
すなわち、素材硬度を確保することができても、酸化物系非金属介在物が存在すると、この部分から疲労破壊を生じ、極めて疲労強度が低下するからである。特に、アルミナのような硬質な非金属介在物は有害であり、このためには含有酸素量(O量)の低減が必須である。本発明者らの検討によれば、O量を0.0015重量%以下にすることが、浸炭処理材と同程度の疲労強度を確保する上で必須である。
【0014】
また、さらには、酸化物の個数および最大サイズを限定することが必要なことが明らかとなった。非金属介在物が存在すると、これを起点として疲労破壊が進行することは先述したとおりであるが、非金属介在物が大きいほどその介在物に発生する応力集中の程度が顕著となり、疲労初期亀裂が容易に発生する。
【0015】
また、その初期亀裂も、非金属介在物が大きく応力集中の程度が大きい程顕著である。大きな初期亀裂がいったん発生すると、疲労亀裂は迅速に進展して疲労破壊に至る。本発明者の検討によれば、従来の浸炭焼き入れ材以上の疲労強度を確保するためには、19μmを越えるサイズの酸化物系非金属介在物が存在しないことが必要なことが解った。
【0016】
更に、非金属介在物個数の影響を検討した結果、非金属介在物が19μm以下であっても、その個数が2.5個/mm2 を越えて存在すると、従来の浸炭焼き入れ材と同程度の疲労強度は得られないことが判明した。これは、非金属介在物が小さい場合、その部分より発生する初期亀裂は小さいが、これが成長すると他の非金属介在物より発生した疲労亀裂と合体して大きな疲労亀裂となり、その後急速に疲労亀裂は成長して短時間で疲労破壊に至るためである。
【0017】
以上述べたとおり、疲労強度の確保のためには、O量の限定と、酸化物系非金属介在物の個数および最大サイズの制御が必須である。
一方、歯車の歯面部には、繰り返し接触応力により、ピッチングと呼ばれる疲労損傷が生じる。これが生じると歯車は正常な機能を発揮することが困雛となるので、歯面強度が必要とされる。
【0018】
この歯面強度は、転動疲労試験との相関が良好であり,この試験により評価することが可能である。ただし、歯車の場合には歯面部に相対すべりが発生するので、その摩擦により著しい温度上昇が生じる。この温度上昇により鋼材は軟化し、ピッチングが発生する。これを抑制するためには、鋼の焼もどし軟化抵抗を高めるSi,Mo,V及びNb等の添加が有効であり、これらの添加により歯面強度を高めることができる。
【0019】
歯元に衝撃的な荷重が作用した場合、鋼材の衝撃特性が低いと歯元部より歯が折損し、歯車のみならず歯車の組み込まれている機械全体が回復が困難な損傷を受けるにいたる。このため衝撃特性は極めて重要な特性である。
【0020】
衝撃特性に影響を及ぽす因子としてはC量が最も影響が大きい。しかし、浸炭プロセスを経て浸炭を施された部分のC濃度は約0.8重量%程度であるのに対し、高周波焼入により同等の鋼材硬さを得るために必要なC濃度は0.5〜0.7重量%程度であるので、衝撃特性確保の観点からは高周波焼入が有利である。しかしながら、衝撃特性に影響を及ぼす因子はそればかりでなく、高周波焼入時のオーステナイト粒径及び粒界に偏析したP等の不純物元素も影響を及ぼすから、γ粒径細粒化及びP等の不純物元素の低減が衝撃特性向上の上でも有効である。
【0021】
上記したような歯車として必要とされる特性を確保するのみの対応では、高周波焼入れによる歯車の製造には不十分であり、加工性、特に被削性の確保が重要である。
【0022】
浸炭プロセスの場合には、低C鋼が使用されるため、浸炭焼入前の状態では比較的高い被削性を持っている。一方、高周波焼入プロセスの場合には、浸炭鋼よりも高炭素化が必要となり、被削性確保の点で極めて不利である。
【0023】
そこで、本発明者らは高炭素鋼における被削性に及ぽす諸因子を検討した結果、以下のような知見を得るに至った。すなわち、C:0.5%以上の鋼においては、快削性元素を一定とした場合、最も被削性に影響を及ぽす因子はそのミクロ組織である。特に、フェライト量とパーライトの形態が最も顕著な影響を及ぼすことが解った。
【0024】
すなわち高炭素鋼の場合、ミクロ組織としてはフェライトーパーライト組織となるが、フェライトが増加すると被削性は向上する。フェライト量が増加することにより鋼材の硬さが減少することと、切削時の亀裂の発生部であるフェライト/パーライトの界面が増加することにより、被削性が向上するのである。
【0025】
一方、パーライトの形態も極めて大きな影響を及ぽす。すなわち、パーライトラメラーが層状に良く発達した組織の場合、パーライト部の延性が高く、切削時の亀裂の発生部はフェライト/パーライトの界面に限定される。しかし、ラメラーが発達していない組織の場合には、切削時に変形を受ける部分ではフェライト/パーライトの界面の他に、パーライト中のセメンタイト/フェライト界面からも亀裂が容易に発生するようになる。このことにより、被削性が飛躍的に向上するのである。このような未発達のパーライトを形成させるためには、鋼中の合金元素の選択及び適正化が必要であり、変態点を低下させてラメラーの層状化を促進するMn及びCrの低減が極めて効果的である。また、Moの添加は、ラメラーの層状化を抑制し、セメンタイトの分断された組織を形成させるので、被削性の向上に有効である。
【0026】
本発明者らは、以上の検討結果に基づき、高周波焼入鋼材として特願平7‐125101号公報に示した鋼材を発明したが、P量が0.015以下と比較的低い。周知のように製鋼プロセスにおいてP含有量を低減することは困難であり、そのために溶銑段階でP量を低減するための予備処理が必須である。しかし、この予備処理を行うことはコスト上昇に繋がり、目的とする低コストでの歯車製造のためには不十分である。
【0027】
そこで本発明者らはさらに検討を加え、P量が高くても目的とする特性が得られる条件を検討した。Pは、先述したようにオーステナイト粒界に偏析し粒界強度を低下させることにより衝撃特性、疲労強度を低下させる元素である。すなわち、これらの特性に関しては添加量では無く、粒界偏析量が重要である。その粒界偏析量は、添加量が同一でもオーステナイ粒径により変化する。細粒化することにより粒界偏析量を低減することが可能である。本発明者らはPの粒界偏析量とオーステナイト粒径との関係を調べた結果、P量が0.015超〜0.03%まで(0.015%を超え0.03%以下)の場合にオーステナイト粒径を16μm以下にすることにより、Pが0.015%程度以下の場合と同程度の粒界偏析量にまで低減出来ることを明らかにした。
【0028】
また、オーステナイト粒径をこの16μm以下にするためには、Al:0.019〜0.05%の範囲においてはN量を高めることが最も有効であり、その量としては150ppmを越える添加が必要なことが明かとなった。
【0029】
歯元に衝撃的な荷重が作用した場合,鋼材の衝撃特性が低いと歯元部より歯が折損し歯車のみならず、歯車の組み込まれている機械全体が回復困難な損傷を受けるに至ことになる。このため衝撃特性は極めて重要な特性である。
【0030】
衝撃特性に影響を及ぽす因子としてはC量が最も影響が大きいが、浸炭プロセスを経て浸炭を施された部分のC濃度は約0.8%程度であるのに対し、高周波焼入により同等の鋼材硬さを得るために必要なC量は0.5〜0.7%程度であるので、衝撃特性確保の観点からは有利である。また、衝撃特性に影響を及ぽす因子はそればかりでなく、高周波焼入時のオーステナイト粒径及び粒界に偏析したP等の不純物元素も影響を及ぼすし、γ粒径細粒化及びP等の不純物元素の低減が衝撃特性向上の上でも有効である。
【0031】
しかし,非硬化部のみを比較すると、浸炭用鋼の方がC量が0.2%程度と低く、他方、高周波焼入に適用するためには0.5〜0.7%CとC量を増大するので、非硬化部に関しては従来の浸炭鋼の方が有利であるといえる。
【0032】
歯車全体として見た場合、これらの因子の作用で衝撃特性が決定されるので、高周波焼入用途鋼では、非硬化部の衝撃特性を向上させておくことが重要である。
【0033】
本発明者らはさらに非硬化部の衝撃特性向上の方策を検討した結果、鋼素材より歯車への鍛造工程における鍛造温度及びその後の冷却速度を規定することにより、さらに歯車全体の衝撃特性を一層向上させうることを見いだした。
【0034】
一般に鋼材の衝撃特性は鋼のミクロ組織を微細化することにより達成されるが、本発明者らの検討では、鍛造温度域をAc3 −100℃〜Ac3+200℃以上の範囲とし、この温度域での加工率を70%とし、さらにその後の冷却粗速度を0.005℃/s以上とすることが最も組織の微細化に有効であるとの知見を得た。
【0035】
本発明は以上の知見をもとになされたものであって、その要旨とするところは以下の通りである。
すなわち、
重量比で、C:0.5〜0.75%、Si:0.5〜1.8%、Mn:0.1〜0.4%、P:0.015超〜0.03%、S:0.020%以下、Al:0.019〜0.05%、O:0.0015%以下、N:0.015超〜0.02%を含有し、
さらに必要に応じて、
Mo:0.05〜0.5%、B:0.0003〜0.005%、Ti:0.005〜0.05%、Ni:0.1〜1.0%およびV:0.05〜0.5%、Nb:0.01〜0.5%の少なくとも一種以上を含有し、残部Fe及び不可避的不純物よりなる鋼材からなり、
Ac3 −100℃以上Ac3 +200℃以下の温度域での加熱とその温度域における加工率70%以上の鍛造と0.005℃/s以上の冷却速度による冷却とを経た後、高周波焼入及び焼もどし処理を施して得ることを特徴とする高周波焼入部品である。
【0036】
ここで、
前記鋼材は、介在する酸化物系非金属介在物の個数が2.5/mm2 以下でかつその最大サイズが19μm以下のものとすることができる。
【0037】
また、本発明の製造方法に係る発明の要旨とするところは、
重量比で、C:0.5〜0.75%、Si:0.5〜1.8%、Mn:0.1〜0.4%、P:0.015超〜0.03%、S:0.020%以下、Al:0.019〜0.05%、O:0.0015%以下、N:0.015超〜0.02%を含有し、
さらに必要に応じて、
Mo:0.05〜0.5%、B:0.0003〜0.005%、Ti:0.005〜0.05%、Ni:0.1〜1.0%およびV:0.05〜0.5%、Nb:0.01〜0.5%の少なくとも一種以上を含有し、残部Fe及び不可避的不純物よりなる鋼材を、
Ac3−100℃以上Ac3+200℃以下の温度域に加熱し、その温度域において加工率70%以上の鍛造を施し、次いで0.005℃/s以上の冷却速度により冷却し、その後高周波焼入及び焼もどし処理を施すことを特徴とする高周波焼入部品の製造方法である。
【0038】
ここで、
前記鋼材は、介在する酸化物系非金属介在物の個数が2.5/mm2 以下でかつその最大サイズが19μm以下のものとすることができる。
【0039】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を述べる。
まず、本発明に用いる鋼材の成分等の限定理由について説明する。
【0040】
〔C:0.5〜0.75%〕
Cは高周波焼入により従来の浸炭鋼と同程度の表面硬さを得るために必須の成分であり、少なくとも0.5%以上の添加が必要である。しかし、0.75%を超えて添加すると、歯車に必要とされる衝撃特性及び被削性が劣化するので、0.75%までの添加とする。
【0041】
〔Si:0.5〜1.8%〕
Siは焼もどし軟化抵抗を向上させる元素である。このことにより歯面強度を向上させるが、従来の浸炭プロセスによる歯車と同程度の歯面強度を確保するためには、少なくとも0.5%以上の添加が必要である。しかし、1.8%を超えて添加すると、フェライトの固溶硬化により硬さが上昇し被削性の低下を招くので1.8%以下の添加とする.
〔Mn:0.1〜0.4%〕
Mnは焼入性を向上させ、高周波焼入時の硬化深さを確保する上で必須の成分であり積極的に添加するが、0.1%未満の添加ではその効果に乏しい。一方、Mnの添加により高周波焼入後の残留オーステナイトが増加する傾向があり、そのため多量に添加するとかえって表面硬度を低下させ疲労強度及び転動疲労寿命を低下させる。また、Mnが多量に添加されるとパーライト組織の層状化が促進され被削性を低下させる。そこで、焼入れ性を向上させながら、しかも高周波焼入れ後の残留オーステナイトの増加を確実に抑えて疲労強度及び転動疲労寿命の低下を防止すると同時に被削性を向上させるために、Mn添加量を0.1〜0.4%とする。
【0042】
〔P:0.015超〜0.030%〕
Pはオーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより歯元強度を低下させるばかりでなく、同時に衝撃特性を低下させるので、できるだけ低下させることが望ましいが、0.015%以下に制御することは製造コストの上昇を招くという問題がある。しかし、オーステナイト粒径を16μm以下に制御した場合には、P量が0.015%を超え0.030%以下であっても、その粒界偏析量はオーステナイト粒径が16μmよりも大きく且つP量が0.015%以下の場合とほぼ同じとなるから、Pを実質的には無害化できる。したがって、P含有量を0.015超〜0.030%の範囲で許容する。
【0043】
〔S:0.020%以下〕
SはMnSを形成し、これが疲労破壊の起点となることにより疲労強度および衝撃特性を低下させるが、他方でMnSは被削性を向上させる元素でもあるので0.020%以下の添加は許容される。
【0044】
〔O:0.0015%以下〕
Oは、アルミナ等の非金属介在物を形成し、これが疲労破壊の起点となり歯元強度を低下させるほか、歯面強度も低下させるので極力低減すべきであるが、0.0015%までは許容される。
【0045】
〔Al:0.019〜0.05%〕
A1は脱酸に有効な元素であり、低酸素化のために有用な元素であるとともに、Nと結合してAlNを形成し、これが高周波加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制する。これにより衝撃特性及び歯元疲労強度を向上させるので積極的に添加するが、0.019%未満の添加ではその効果が小さく、一方0.05%を超えて添加してもその効果が飽和するので0.019〜0.05%の添加とする。
【0046】
〔N:0.015超〜0.020%〕
NはAlと結合してAlNを形成する。これが高周波加熱時のオーステナイトの成長を抑制してPの粒界偏析を低減させ、衝撃特性および疲労強度を向上させるので積極的に添加する。しかし、本発明の眼目とする16μm以下のオーステナイト粒径を確保するためには、0.015%以下の添加量ではその効果が小さい。一方、0.020%を超えて添加すると、連続鋳造時にブローホール等の鋳造欠陥を著しく増加させる。そこでN量を0.015超〜0.020%の範囲に規制する。
【0047】
本発明においては、上記の化学組成の他に、さらに
Mo:0.05〜0.5%、B:0.0003〜0.005%、Ti:0.005〜0.05%、Ni:0.1〜1.0%の一種以上を含有させることができる。
【0048】
これらの元素の作用及び限定理由は、以下の通りである.
〔Mo:0.05〜0.5%〕
Moは焼入性向上に有用な元素であり、焼入性を調整するために用いる。Moの添加は同時にパーライトの組織形態に著しい影響を及ぼし、セメンタイトが分断されたパーライトを形成する。この結果、被削性を著しく向上させる。また、Moは焼もどし軟化抵抗を向上させるので、歯面強度も向上させることができる。さらに、Moは粒界に偏析するP等の不純物元素を低減させることにより歯元強度及び衝撃特性を向上させる作用があり、本発明の目的を達成するのに好適な元素であるので積極的に添加する。しかし、0.05%未満の添加ではその効果が小さく、一方0.5%を超えて添加すると高周波焼入のような急速短時間の加熱ではオーステナイト中への溶解が困難な炭化物を形成するので、0.05〜0.5%の範囲の添加とする。
【0049】
〔B:0.0003〜0.005%〕
Bは微量の添加で焼入性を向上させる元素であるので、その他の合金元素を低減させることができる。また、Bは粒界に優先的に偏析し、粒界に偏析するPの濃度を低減して歯元強度及び衝撃特性を著しく向上させる元素である。このためには0.0003%以上の添加が必要であるが、0.005%を超えて添加してもその効果は飽和するので0.005%以下の添加とする。
【0050】
〔Ti:0.005〜0.05%〕
Bの焼入性向上効果はBが単独に存在する場合に顕著であるが、一方でBはNと結合しやすい元素であり、この場合には上記した好適な効果が消失する。このBの焼入性向上効果を、B以上にNと結合しやすいTiを添加することにより十分発揮させることができるので、Tiをこのような場合に用いてもよい。もっとも0.005%未満の添加ではその効果は小さい。一方、0.05%を超えて添加するとTiNが多量に形成される結果、これが疲労破壊の起点となって歯元強度及び歯面強度を低下させるので0.05%未満の添加とする。
【0051】
また、TiNは高周波加熱時のオーステナイト粒径を細粒化する作用があるので、Tiの単独添加のみでも歯面強度及び疲労強度を向上させる作用がある。この場合にもTi添加量としては0.005〜0.05%の範囲が好適である。
【0052】
〔Ni:0.1〜1.0%〕
Niはその添加により焼入性を向上させる元素であるのみでなく、衝撃特性を改善する元素であるので、焼入性を調整する場合または衝撃特性の改善が必要とされる場合に用いても良いが、0.1%未満の添加ではその効果が小さいので0.1%以上の添加とする。一方、Niは極めて高価な元素であるので、1.0%を超えて添加すると鋼材のコストが上昇し、本発明の目的に反するので1.0%未満の添加とする。
【0053】
本発明においては、またさらに、
V,Nbの一種以上を含有させることができる。これらの元素の作用は以下の通りである。
【0054】
高周波焼入プロセスを経る場合には、被処理材の中心部の硬さを確保するために、前熱処理として焼入焼もどし処理を施す場合がある。しかし、この熱処理はコストを増大させるので、なるべくはこれを省略することが望ましい。前処理としての焼入を省略するには、高周波焼入前の素材硬さを上昇させておく必要がある。そのためには析出強化作用を有するV及びNbの添加が効果的である。
【0055】
〔V:0.05〜0.5%〕
Vは析出強化作用の極めて強い元素であるので、高周波焼入前の前熱処理としての焼入焼もどし処理を省略する必要の有る場合に添加するが、0.05%未満の添加ではその効果が小さく、一方、0.5%を超えて添加してもその効果が飽和するので0.05〜0.5%の添加とする。
【0056】
また,Vは鋼材の焼もどし軟化抵抗を向上させる元素であるから、歯面強度の向上に極めて有効でもある。
〔Nb:0.01〜0.5%〕
Nbは析出強化作用の極めて強い元素であるので、高周波焼入前の前熱処理としての焼入焼もどし処理を省略する必要の有る場合に添加するが、0.01%未満の添加ではその効果が小さく、一方、0.5%を超えて添加してもその効果が飽和するので0.01〜0.5%の添加とする。また、Nbの添加は鋼材の焼もどし軟化抵抗を向上させる元素であるから、歯面強度の向上に極めて有効でもある。
【0057】
本発明においては、鋼の化学組成を以上のように規定すると共に、疲労強度の確保のために、酸化物系非金属介在物の量(個数)および最大サイズについて、それぞれ2.5個/mm2 以下および19μm以下に規定する。この個数を越える酸化物系非金属介在物が存在すると、それぞれの非金属介在物より発生した疲労亀裂が合体して急速に疲労亀裂が進展し疲労破壊にいたる結果、目標とする疲労強度を確保する事が困難となるためである。また、最大サイズが19μmを越える酸化物系非金属介在物が存在すると、この非金属介在物より発生する初期亀裂が大きくなり、その結果急速に疲労亀裂が進展して早期に疲労破壊が生じるためである。
【0058】
続いて、鍛造条件の限定理由について説明する。
鍛造温度としてAc1 −100℃〜Ac3 +200℃の範囲に限定するのは、Ac1 −100℃未満の温度では変形抵抗が高くて鍛造が困難であり、また、Ac3 +200℃を越える温度では、初期のオーステナイト粒径が大きくまた加工後のオーステナイト粒の再結晶及び粒成長が極めて急速に生じ、このオーステナイトより変態した組織が十分に微細化しないためである。
【0059】
また、鍛造加工率を70%以上とするのは、これに満たない加工率ではオーステナイトの微細化が不十分であり、これより変態した鋼のミクロ組織は十分微細化が得られないためである。また、冷却速度を0.005℃/s以上と規定するのは、この温度を下回る冷却速度では変態組織が粗大化するため十分な効果が得られないためである。
【0060】
(実施例)
次に、本発明の実施例を、比較例と比べながら説明する。
この実施例は、高周波焼入部品における材料鋼の化学組成及び鍛造条件と部品特性との関係を主として検討したものである。
【0061】
表1,表2に示す化学組成の鋼を転炉−連続鋳造プロセスにより溶製した。
【0062】
【表1】
【0063】
【表2】
【0064】
この鋳片をブレークダウン工程を経て150mm角ビレットに圧延したのち、直径50〜100mmの棒鋼に圧延した。この棒鋼を熱間鍛造により直径30mmの棒鋼とした。これらを素材として、直径8mm平滑の回転曲げ疲労試験片及び直径27mmの転動疲労試験片を作製し、15kHzの高周波焼入試験機により表面焼入をおこない、その後180度℃×2hの焼もどし処理を行った。また,直径30mmの焼入焼もどし材に同一の高周波焼入焼もどし処理を行い、この表面近傍より2mml0Rノッチの衝撃試験片を作製した。
【0065】
また、転炉−連続鋳造プロセスにて溶製し、上記と同じプロセスを経て直径50mmに圧延し、その後直径30mmに熱間鍛造したSCr420鋼を用いて上記と同様の試験片を作製し、これらに930℃×4h(炭素ボテンシャル0.88)→焼入の浸炭処理を施し、180℃×2hの焼もどしを施した。
【0066】
また、オーステナイト粒径は高周波焼入れまたは浸炭焼入れ後の素材の表面部よりサンプルを採取し、ピクリン酸飽和水溶液に界面活性剤を添加した腐食液により腐食してオーステナイト粒を現出し、画像解析装置によりその平均粒径を測定した。また、Ac3温度は、圧延後の鋼材より直径3mm×長さ10mmの熱膨張試験片を作製し、これを3℃/minの昇温速度で昇温して、その時の熱膨張曲線より求めた値である。また、酸化物系非金属介在物は、圧延後の鋼材より光学顕微鏡用試験片を作製した。この試験片について画像解析装置を用いて320mm2 の領域を検査し、その領域中に存在する非金属介在物の個数及びサイズを求め、最大サイズ及び単位面積当たりの個数を決定した。
【0067】
表3,表4に、鍛造条件,オーステナイト粒径等の詳細を示した。
【0068】
【表3】
【0069】
【表4】
【0070】
これらの試料を用いて衝撃試験,回転曲げ疲労試験及び転動疲労試験を実施した。
衝撃試験は、シャルピー衝撃試験機を用いて+20℃の条件により行った。
【0071】
疲労試験は、小野式回転曲げ疲労試験機を用いて常温で3600rpmの速度で実施した。
転動疲労試験は、試験片に直径130mmのローラを押し付けることにより、3677MPaの接触応力を与え、表面にピッチングが生じるまでの時間で寿命を評価した。
【0072】
また、熱間鍛造のままの状態で超硬工具P10を用いて、切り込み2mm,送り0.25mm/rev,切削速度200/minの条件で切削試験を行った。被削性は、逃げ面摩耗が0.2mmに達するまでの切削時間(工具寿命)により評価した。
【0073】
上記各試験の結果を表5,表6に示す。
【0074】
【表5】
【0075】
【表6】
【0076】
No.1〜No.12は本発明例である。
No.13〜24は、鍛造条件(鍛造温度の上限)が本発明の範囲外の比較例である。
【0077】
No.25〜36は、N量が本発明の範囲を下回る場合の比較例である。
No.37〜48は、PおよびNが本発明を下回る比較例である。
No.51〜57は、C,Si,Mn,P,S,Al及びOのうちいずれかの元素の含有量が本発明の範囲外の場合の比較例である。
【0078】
No.58は、従来鋼であるSCr420鋼である。
以上の試料の特性を検討する。
本発明鋼であるNo.1〜12は、オーステナイト(γ)粒径が細粒であるため、P量が高いにもかかわらず衝撃値,疲労強度,転動疲労寿命,工具寿命いずれの特性も従来鋼のSCr420鋼と同等以上の値となっている。
【0079】
鍛造条件が本発明の範囲外にあるNo.13〜24は、衝撃値が従来鋼よりも低下している。
N量が本発明の範囲を下回るNo.25〜36は、鍛造条件もまた本発明の範囲外にあり、発明例のNo.1〜12に比べてγ粒径が大きい。この結果、衝撃特性及び疲労強度が顕著に低下し、その何れかの特性が従来鋼を下回っている。
【0080】
No.37〜48は、P,Nの量が本発明の範囲よりも低く、その他の化学組成は本発明の範囲内の場合である。鍛造条件は本発明の範囲外にある。γ粒径は本発明例よりも大きいが、P量の低下により従来鋼と同等以上の特性が得られている。しかし、先に述べたように、P量の低減はコストを著しく上昇させるという問題がある。
【0081】
No.51は、Siが本発明を下回る場合であり、転動疲労寿命が従来鋼を下回っている。
No.52は、Mnが本発明を下回る場合であり、被削性が従来鋼よりも低下している。
【0082】
No.53は、Pが本発明の上限を超えて添加された場合であり、γ粒径は細粒であるが転動疲労寿命,疲労強度及び衝撃特性が従来鋼を下回っている。
No.54は、Sが本発明の上限を超える場合であり、工具寿命を除く全ての特性が従来鋼よりも劣っている。
【0083】
No.55は、Alが本発明を下回る場合であり、この結果O量が増加し、疲労強度及び転動疲労寿命がともに極端に低下し、従来鋼を下回っている。 No.56はCが本発明の上限を超える場合であり、衝撃値及び被削性が従来鋼よりも極端に低下している。
【0084】
No.57は、Cが本発明を下回る場合であり、疲労強度及び転動疲労寿命が従来鋼よりも劣っている。
以上説明したように、鍛造条件や化学組成のいずれかが本発明の範囲外にある比較例の場合には、諸特性のうちのいずれかが従来鋼のSCr420よりも低い値であるか、または従来鋼と同等以上の特性が確保できても本発明よりもコスト面で不利である。これに対して、本発明の鋼の場合はいずれの特性も従来の浸炭鋼と同等またはそれ以上で値であり、また製造コストも低い。すなわち、本発明を用いることにより、従来の浸炭鋼より生産性の高い高周波焼入れに歯車の製造プロセスを変更することが可能になり、歯車の製造コストの一層の低減に大きく貢献することができる。
【0085】
【発明の効果】
本発明によれば、鋼の化学組成、酸化物系非金属介在物の個数及びサイズを規制し、かつ二次加工プロセスにおける熱間鍛造条件を規定することにより、従来は浸炭プロセスで製造される歯車等の機械部品に生産性の良い高周波焼入れを適用することが可能となり、その結果、浸炭品と同等以上の特性を有する歯車等の部品を一層低コストで容易に量産できるという効果を奏する。
Claims (10)
- 重量比で、C:0.5〜0.75%、Si:0.5〜1.8%、Mn:0.1〜0.4%、P:0.015%超〜0.030%、S:0.020%以下、Al:0.019〜0.05%、O:0.0015%以下、N:0.015超〜0.02%を含有し残部Fe及び不可避的不純物よりなる鋼材からなり、Ac3−100℃以上Ac3+200℃以下の温度域での加熱とその温度域における加工率70%以上の鍛造と0.005℃/s以上の冷却速度による冷却とを経た後、高周波焼入及び焼もどし処理を施して得ることを特徴とする高周波焼入部品。
- 前記鋼材は、組成中にさらに、重量比で、Mo:0.05〜0.5%、B:0.0003〜0.005%、Ti:0.005〜0.05%、Ni:0.1〜1.0%の一種以上を含有していることを特徴とする請求項1記載の高周波焼入部品。
- 前記鋼材は、組成中にさらに、重量比で、V:0.05〜0.5%、Nb:0.01〜0.5%の少なくとも一種を含有していることを特徴とする請求項1記載の高周波焼入部品。
- 前記鋼材は、組成中にさらに、重量比で、Mo:0.05〜0.5%、B:0.0003〜0.005%、Ti:0.005〜0.05%、Ni:0.1〜1.0%の一種以上とV:0.05〜0.5%、Nb:0.01〜0.5%の少なくとも一種とを含有していることを特徴とする請求項1記載の高周波焼入部品。
- 前記鋼材中の酸化物系非金属介在物個数が2.5/mm2 以下でかつその最大サイズが19μm以下である請求項1ないし請求項4のいずれかに記載の高周波焼入部品。
- 重量比で、C:0.5〜0.75%、Si:0.5〜1.8%、Mn:0.1〜0.4%、P:0.015超〜0.03%、S:0.020%以下、Al:0.019〜0.05%、O:0.0015%以下、N:0.015超〜0.02%を含有し残部Fe及び不可避的不純物よりなる鋼材を、Ac3−100℃以上Ac3+200℃以下の温度域に加熱し、その温度域において加工率70%以上の鍛造を施し、次いで0.005℃/s以上の冷却速度により冷却し、その後高周波焼入及び焼もどし処理を施すことを特徴とする高周波焼入部品の製造方法。
- 前記鋼材は、組成中にさらに、重量比で、Mo:0.05〜0.5%、B:0.0003〜0.005%、Ti:0.005〜0.05%、Ni:0.1〜1.0%の一種以上を含有していることを特徴とする請求項6記載の高周波焼入部品の製造方法。
- 前記鋼材は、組成中にさらに、重量比で、V:0.05〜0.5%、Nb:0.01〜0.5%の少なくとも一種を含有していることを特徴とする請求項6に記載の高周波焼入部品の製造方法。
- 前記鋼材は、組成中にさらに、重量比で、Mo:0.05〜0.5%、B:0.0003〜0.005%、Ti:0.005〜0.05%、Ni:0.1〜1.0%の一種以上とV:0.05〜0.5%、Nb:0.01〜0.5%の少なくとも一種とを含有していることを特徴とする請求項6に記載の高周波焼入部品の製造方法。
- 前記鋼材中の酸化物系非金属介在物個数が2.5/mm2 以下でかつその最大サイズが19μm以下である請求項6ないし請求項9のいずれかに記載の高周波焼入部品の製造方法。
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