JP5206271B2 - Carbonitriding parts made of steel - Google Patents
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Description
本発明は、浸炭窒化を施して使用する鋼製の部品、つまり、鋼製の「浸炭窒化部品」に関する。より詳しくは、曲げ疲労強度および面疲労強度に優れた歯車、シャフトなどの鋼製の浸炭窒化部品に関し、表面硬化処理として最も代表的な浸炭焼入れによって製造した場合に較べて、大幅に優れた曲げ疲労強度および面疲労強度を有する鋼製の浸炭窒化部品に関する。 The present invention relates to a steel part used by carbonitriding, that is, a “carbonitriding part” made of steel. More specifically, with regard to steel carbonitriding parts such as gears and shafts, which have excellent bending fatigue strength and surface fatigue strength, bending that is significantly superior to that produced by carburizing and quenching, which is the most typical surface hardening treatment. The present invention relates to a carbonitrided steel part having fatigue strength and surface fatigue strength.
従来、自動車や産業機械の歯車、シャフトなどの鋼製の部品（以下、「鋼製の部品」を単に「部品」ともいう。）は、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０やＳＮＣＭ４２０などの機械構造用合金鋼を素材として、浸炭または浸炭窒化を施して焼入れ（以下、浸炭を施した焼入れを「浸炭焼入れ」といい、また、浸炭窒化を施した焼入れを「浸炭窒化焼入れ」という。）、その後、２００℃以下の焼戻しを行い、さらに、必要に応じて化成皮膜処理やショットピーニング処理を施すことにより、接触疲労強度、曲げ疲労強度や耐摩耗性など、それぞれの部品に要求される特性を確保することがなされていた。 Conventionally, steel parts such as gears and shafts of automobiles and industrial machines (hereinafter, “steel parts” are also simply referred to as “parts”) are mechanical structural alloys such as JIS standard SCr420, SCM420 and SNCM420. Carburizing or carbonitriding and quenching using steel as a raw material (hereinafter, carburizing and quenching is referred to as “carburizing and quenching”, and carbonitriding and quenching is referred to as “carbonitriding and quenching”), and then 200 Securing the properties required for each component such as contact fatigue strength, bending fatigue strength, and wear resistance by tempering at a temperature of ℃ or less, and by applying chemical conversion coating treatment and shot peening treatment as necessary. Has been made.
しかしながら、近年、自動車の燃費向上やエンジンの高出力化への対応のために部品の軽量・小型化が進み、これに伴って、部品にかかる負荷が増加する傾向にある。このため、産業界からは上記特性のうちでも特に接触疲労強度と曲げ疲労強度を高めたいとの要望が大きい。 However, in recent years, parts have become lighter and smaller in size in order to improve the fuel efficiency of automobiles and increase the output of engines, and accordingly, the load on the parts tends to increase. For this reason, there is a great demand from the industry to increase contact fatigue strength and bending fatigue strength among the above characteristics.
なお、上記の「接触疲労」には「面疲労」、「線疲労」および「点疲労」が含まれるが、実際には「線」接触や「点」接触になることはほとんどないため、以下、接触疲労強度として「面疲労強度」を取り扱う。 Note that the above "contact fatigue" includes "face fatigue", "line fatigue" and "point fatigue", but in practice there is almost no "line" contact or "point" contact. In addition, “surface fatigue strength” is handled as contact fatigue strength.
また、「ピッチング」は、面疲労の破壊形態の一つであり、歯車の歯面およびシャフトにおける面疲労の損傷形態は主にピッチングである。このため、ピッチング強度を向上させることが、上記の面疲労強度の向上に対応することになるので、以下、「面疲労」としての「ピッチング」について説明し、「ピッチング強度」を「面疲労強度」という。 “Pitching” is one of the forms of fracture of surface fatigue, and the form of damage of surface fatigue on the tooth surface of the gear and the shaft is mainly pitching. For this reason, improving the pitching strength corresponds to the improvement of the above-mentioned surface fatigue strength. Therefore, “pitting” as “surface fatigue” will be described below. "
上記、産業界からの要望に対しては、従来、部品の曲げ疲労強度や面疲労強度を向上させるために、
・浸炭窒化焼入れすること、
・浸炭焼入れ、あるいは浸炭窒化焼入れによって、部品表層部のＣ濃度、あるいは「Ｃ＋Ｎ」濃度を制御すること、
・浸炭焼入れ、あるいは浸炭窒化焼入れの途中で、一旦Ａ1点以下の温度まで冷却することにより、炭化物を分散させること、
などの対策が講じられ、例えば、特許文献１〜４に曲げ疲労強度や面疲労強度に優れた鋼部品やその製造方法に関する技術が提案されている。
In order to improve the bending fatigue strength and surface fatigue strength of parts,
・ Carburizing and quenching,
-Controlling the C concentration or “C + N” concentration of the surface layer of parts by carburizing or carbonitriding and quenching,
-In the middle of carburizing and quenching or carbonitriding and quenching, the carbide is dispersed by cooling to a temperature of A 1 point or less.
For example,
具体的には、特許文献１に、鋼の化学組成を規定するとともに、表面から深さ０．１ｍｍまでの間のＣおよびＮ濃度の和が０．７０〜１．３０重量％である、浸炭浸窒処理または浸炭窒化処理が施されていることを特徴とする「高面圧用機械構造部材」が開示されている。
Specifically, the carburizing which prescribes | regulates the chemical composition of steel to
特許文献２に、表面から少なくとも１５０μｍ深さまでの窒素含有量を規定するとともに、その領域におけるミクロ組織を規定することを特徴とする「高強度歯車」が開示されている。 Patent Document 2 discloses a “high-strength gear” characterized by defining the nitrogen content from the surface to a depth of at least 150 μm and defining the microstructure in that region.
特許文献３に、鋼の化学組成を規定するとともに、表面から０．１ｍｍまでのＣ量やＮ量などを規定することを特徴とする「浸炭窒化部品」が開示されている。 Patent Document 3 discloses a “carbonitriding component” characterized by defining the chemical composition of steel and defining the amount of C, N, etc. from the surface to 0.1 mm.
特許文献４に、化学組成を規定するとともに、表面炭素濃度０．８〜３．０％の高濃度浸炭することにより表面の浸炭層に炭化物を微細分散させることを特徴とする「浸炭用鋼」が開示されている。
前述の特許文献１で提案された技術は、表面近傍のＣとＮの個々の濃度が最適化されておらず、さらに、表面近傍のＮ濃度に対応した化学成分になっていない。このため、面疲労強度および曲げ疲労強度が不十分である。
In the technique proposed in
特許文献２で提案された技術は、表面近傍のＣ濃度および「Ｃ＋Ｎ」濃度が最適化されておらず、さらに、表面近傍のＮ濃度に対応した化学成分になっていない。このため、面疲労強度および曲げ疲労強度が不十分である。 In the technique proposed in Patent Document 2, the C concentration and “C + N” concentration in the vicinity of the surface are not optimized, and furthermore, the chemical component does not correspond to the N concentration in the vicinity of the surface. For this reason, the surface fatigue strength and the bending fatigue strength are insufficient.
特許文献３で提案された技術は、表面近傍の「Ｃ＋Ｎ」濃度が高いため、浸炭窒化あるいは浸炭窒化後焼入れ・焼戻しされた部品の残留オーステナイト量が非常に多くなる。このため、実施例に記載されているようにショットピーニング処理する必要がある。しかしながら、実部品ではショットピーニングを施しにくい部位も多く、曲げ疲労強度の低下が懸念される。 Since the technique proposed in Patent Document 3 has a high “C + N” concentration in the vicinity of the surface, the amount of retained austenite in the parts subjected to carbonitriding or quenching and tempering after carbonitriding becomes very large. For this reason, it is necessary to perform shot peening as described in the embodiments. However, there are many parts that are difficult to perform shot peening in actual parts, and there is a concern that the bending fatigue strength may be reduced.
特許文献４で提案された技術は、実施例を見ると、炭化物を微細分散させるために浸炭後、一旦Ａ1点以下の温度にまで冷却し、再度Ａ1点以上に加熱・保持した後、焼入れしており、熱処理歪みが増大してしまう。また、浸炭異常層が生成すると考えるので、高い曲げ疲労強度を得るためには、実施例に記載されているように、焼入れ・焼戻し後に研磨仕上げが必要になる。
Technique proposed in
前述の特許文献１〜４で開示された技術は、各実施例に示されているとおり、鋼製部品の面疲労強度や曲げ疲労強度を高めることができる技術ではある。しかしながら、これらの技術はいずれも、近年、産業界から要望されている部品の軽量化、小型化、高応力負荷化に対応できる疲労強度と部品のコストダウンの両立ができないものであった。
The techniques disclosed in
そこで、本発明の目的は、大幅なコストアップをすることなく、表面硬化処理として最も代表的な浸炭焼入れによって製造した場合に較べて大幅に優れた曲げ疲労強度および面疲労強度を有し、部品の軽量化、小型化、高応力負荷化の要求に応えることができる鋼製の浸炭窒化部品を提供することである。 Therefore, the object of the present invention is to have a bending fatigue strength and a surface fatigue strength that are significantly superior to those produced by carburizing and quenching, which is the most representative surface hardening treatment, without significantly increasing the cost. It is to provide a carbonitriding part made of steel that can meet demands for weight reduction, size reduction, and high stress load.
本発明者らは、前記した課題を解決するためには、表面近傍を適正な硬さ、ミクロ組織とするためのＣ、Ｎ濃度、およびそれに対応した化学成分にすることに着目した調査・研究を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。 In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have conducted research and research focusing on making the vicinity of the surface appropriate hardness, C, N concentration to make a microstructure, and chemical components corresponding thereto. Repeated. As a result, the following findings (a) to (e) were obtained.
（ａ）浸炭焼入れに較べて、浸炭窒化焼入れは面疲労強度の向上に有効であるが、Ｎ量には適正な範囲があり、過剰な場合、残留オーステナイトが多量に生成して硬さが低下するため、曲げ疲労強度が低下する。 (A) Compared with carburizing and quenching, carbonitriding and quenching are effective in improving surface fatigue strength, but there is an appropriate range for the amount of N, and if it is excessive, a large amount of retained austenite is generated and hardness decreases. Therefore, the bending fatigue strength decreases.
（ｂ）浸炭窒化焼入れの場合、面疲労強度と曲げ疲労強度を両立させるためには、浸炭窒化層の「Ｃ＋Ｎ」量の管理だけでは不十分である。例えば、Ｃ量が低いと、焼入れ後に十分な硬さが得られない。Ｎ量については上記（ａ）に記載したとおりである。そのため、Ｃ量、Ｎ量および「Ｃ＋Ｎ」量を制御する必要がある。 (B) In the case of carbonitriding and quenching, in order to achieve both surface fatigue strength and bending fatigue strength, it is not sufficient to manage the “C + N” amount of the carbonitrided layer. For example, if the amount of C is low, sufficient hardness cannot be obtained after quenching. The amount of N is as described in (a) above. Therefore, it is necessary to control the C amount, the N amount, and the “C + N” amount.
（ｃ）浸炭窒化した場合、Ｎが生地中のＣｒと結合してＣｒＮを生成しやすく、特に、旧オーステナイト粒界に多量のＣｒＮが生成する。そのため旧オーステナイト粒界近傍では固溶Ｃｒ濃度が低下し、旧オーステナイト粒界に沿ってパーライトなどの軟質層が生成するため、面疲労強度、曲げ疲労強度ともに低下する。 (C) When carbonitriding, N is likely to combine with Cr in the dough to produce CrN, and in particular, a large amount of CrN is produced at the prior austenite grain boundaries. Therefore, the solid solution Cr concentration decreases in the vicinity of the prior austenite grain boundary, and a soft layer such as pearlite is formed along the prior austenite grain boundary, so both the surface fatigue strength and the bending fatigue strength are decreased.
（ｄ）旧オーステナイト粒界に沿ったパーライトなどの軟質層の生成を抑制するためには、生成するＣｒＮ量を予測し、ＣｒＮが生成しても旧オーステナイト粒界に沿って軟質層が生成しないように、焼入れ性への寄与が大きいＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの量を、ＣｒＮの生成を前提にして調整すればよい。 (D) In order to suppress the formation of a soft layer such as pearlite along the prior austenite grain boundary, the amount of CrN to be generated is predicted, and even if CrN is generated, the soft layer is not generated along the prior austenite grain boundary. Thus, what is necessary is just to adjust the quantity of Si, Mn, Cr, and Mo with the big contribution to hardenability on the assumption of the production | generation of CrN.
（ｅ）浸炭窒化焼入れの効果を高めるためには、Ｓｉ量を増やす、あるいはＭｏを適量含有させることが有効である。 (E) In order to enhance the effect of carbonitriding and quenching, it is effective to increase the amount of Si or to contain an appropriate amount of Mo.
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（４）に示す鋼製の浸炭窒化部品にある。 The present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is a carbonitriding component made of steel shown in the following (1) to (4).
（１）生地が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％およびＮ：０．００８〜０．０２５％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＰおよびＯの含有量が、Ｐ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００２％以下である鋼材であり、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において、平均のＣ濃度Ｃｓが０．６０〜０．９０％、平均のＮ濃度Ｎｓが０．１５〜０．３５％、Ｃｓ＋Ｎｓが０．８０〜１．１０％で、かつ、下記の式（イ）または式（ロ）で規定されるＸの値が９．０以上であることを特徴とする鋼製の浸炭窒化部品。
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）≧０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×［１＋２．２×｛Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＋（０．０４８／Ｎｓ）｝］×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（イ）
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＜０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×｛１＋２．２×（０．０４８／Ｎｓ）｝×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（ロ）
なお、上記の各式におけるＣｒ、Ｓｉ、ＭｎおよびＭｏは、生地の鋼材中のその元素の質量％での含有量を表す。
(1) Material | dough is mass%, C: 0.1-0.3%, Si: 0.4-1.5%, Mn: 0.2-1.5%, S: 0.003-0 .05%, Cr: 0.5~2.5%, Al: 0.01~0.05% and N: containing from 0.008 to 0.025 percent, the balance Ri Do Fe and impurities, impurities the content of P and O as is, P: 0.025% or less, O: a 0.002% der Ru steel less, in a region to a depth of 0.1mm from the surface, the average of the C concentration Cs is 0.60 to 0.90%, average N concentration Ns is 0.15 to 0.35%, Cs + Ns is 0.80 to 1.10%, and the following formula (A) or (B) A steel carbonitriding component having a specified X value of 9.0 or more.
When Cr- (Ns × 3.7) ≧ 0:
X = (1 + 0.7 × Si) × (1 + 3.3 × Mn) × [1 + 2.2 × {Cr− (Ns × 3.7) + (0.048 / Ns)}] × (1 + 3.0 × Mo (...)
When Cr- (Ns × 3.7) <0:
X = (1 + 0.7 × Si) × (1 + 3.3 × Mn) × {1 + 2.2 × (0.048 / Ns)} × (1 + 3.0 × Mo) (B)
In addition, Cr, Si, Mn, and Mo in each of the above formulas represent the content in mass% of the element in the steel material of the dough.
（２）生地の鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．２０％未満を含有するものであることを特徴とする上記（１）に記載の鋼製の浸炭窒化部品。 (2) The steel carbonitriding component according to (1) above, wherein the steel material of the dough contains Mo: less than 0.20% instead of part of Fe.
（３）生地の鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．０８％以下およびＶ：０．１５％以下のうちの１種以上を含有するものであることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の鋼製の浸炭窒化部品。 (3) The steel material of the material contains one or more of Ti: 0.10% or less, Nb: 0.08% or less, and V: 0.15% or less instead of part of Fe. The steel carbonitriding component according to (1) or (2) above, wherein
（４）生地の鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００３％以下、Ｍｇ：０．００３％以下および希土類元素：０．０２％以下のうちの１種以上を含有するものであることを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼製の浸炭窒化部品。 (4) The material of the steel contains one or more of Ca: 0.003% or less, Mg: 0.003% or less, and rare earth elements: 0.02% or less, instead of part of Fe. The steel carbonitriding component according to any one of (1) to (3) above, wherein
なお、「浸炭窒化部品」とは、浸炭窒化を施された部品を指す。また、「濃度」とは、質量％での含有量を表す。 The “carbonitriding component” refers to a component that has been subjected to carbonitriding. Further, “concentration” represents the content in mass%.
本発明でいう「希土類元素」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指す。また、「希土類元素の含有量」とは「希土類元素の合計の含有量」を指す。以下の説明においては、希土類元素を「ＲＥＭ」という。 The “rare earth element” in the present invention refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid. The “rare earth element content” refers to the “total content of rare earth elements”. In the following description, the rare earth element is referred to as “REM”.
本発明の鋼製の浸炭窒化部品は、曲げ疲労強度および面疲労強度が優れているので、自動車や産業機械の歯車、シャフトなどに用いることができる。 Since the steel carbonitrided parts of the present invention have excellent bending fatigue strength and surface fatigue strength, they can be used for gears and shafts of automobiles and industrial machines.
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、生地の鋼材における各成分元素の含有量および部品表面における元素の濃度の「％」は「質量％」を意味する。 Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, “%” of the content of each component element in the steel material of the material and the concentration of the element on the part surface means “mass%”.
（Ａ）生地の鋼材の化学組成について：
Ｃ：０．１〜０．３％
Ｃは、浸炭窒化焼入れしたときの部品の生地の強度（芯部強度）を確保するために必須の元素である。しかしながら、その含有量が０．１％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃの含有量が０．３％を超えると、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が大きく低下する。したがって、生地の鋼材におけるＣの含有量を０．１〜０．３％とした。なお、Ｃ含有量の好ましい下限は０．２０％であり、また、好ましい上限は０．２５％である。
(A) About chemical composition of steel material of dough:
C: 0.1 to 0.3%
C is an essential element for ensuring the strength (core strength) of the material of the component when carbonitrided and quenched. However, if the content is less than 0.1%, the above effect is insufficient. On the other hand, if the content of C exceeds 0.3%, the strength after steel bar, wire, and hot forging becomes too high, so that the machinability is greatly reduced. Therefore, the C content in the steel material is set to 0.1 to 0.3%. In addition, the minimum with preferable C content is 0.20%, and a preferable upper limit is 0.25%.
Ｓｉ：０．４〜１．５％
Ｓｉは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果があり、面疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．４％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が大きく低下する。したがって、生地の鋼材におけるＳｉの含有量を０．４〜１．５％とした。なお、Ｓｉの含有量が０．５％以上であれば、面疲労強度を高める効果がさらに大きくなるため、Ｓｉ含有量の下限は０．５％とすることが好ましい。なお、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８％である。
Si: 0.4 to 1.5%
Si has an effect of increasing hardenability and temper softening resistance, and is an effective element for increasing surface fatigue strength. However, if the content is less than 0.4%, the above effect is insufficient. On the other hand, if the Si content exceeds 1.5%, the strength after steel bar, wire, and hot forging becomes too high, so that the machinability is greatly reduced. Therefore, the Si content in the steel material is set to 0.4 to 1.5%. In addition, if the Si content is 0.5% or more, the effect of increasing the surface fatigue strength is further increased. Therefore, the lower limit of the Si content is preferably 0.5%. In addition, the upper limit with preferable Si content is 0.8%.
Ｍｎ：０．２〜１．５％
Ｍｎは、焼入れ性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。しかしながら、その含有量が０．２％未満では前記の効果が不十分である。Ｍｎの含有量が０．４％以上になると、曲げ疲労強度および面疲労強度の向上が顕著になる。一方、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、曲げ疲労強度および面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が大きく低下する。したがって、生地の鋼材におけるＭｎの含有量を０．２〜１．５％とした。Ｍｎ含有量の下限は０．４％とすることが好ましい。なお、Ｍｎ含有量のより好ましい下限は０．８％であり、また、好ましい上限は１．２％である。
Mn: 0.2 to 1.5%
Mn is an element effective in increasing the bending fatigue strength and the surface fatigue strength because it has the effect of increasing the hardenability. However, if the content is less than 0.2%, the above effect is insufficient. When the Mn content is 0.4% or more, the bending fatigue strength and the surface fatigue strength are significantly improved. On the other hand, if the content of Mn exceeds 1.5%, not only the effect of increasing the bending fatigue strength and the surface fatigue strength is saturated, but also the strength after steel bar, wire rod and hot forging becomes too high. The performance is greatly reduced. Therefore, the Mn content in the steel material is set to 0.2 to 1.5%. The lower limit of the Mn content is preferably 0.4%. In addition, the more preferable minimum of Mn content is 0.8%, and a preferable upper limit is 1.2%.
Ｓ：０．００３〜０．０５％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を向上させる。しかしながら、その含有量が０．００３％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり、曲げ疲労強度および面疲労強度を低下させる傾向があり、特に、その含有量が０．０５％を超えると、曲げ疲労強度および面疲労強度の低下が顕著になる。したがって、生地の鋼材におけるＳの含有量を０．００３〜０．０５％とした。なお、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、また、好ましい上限は０．０３％である。
S: 0.003-0.05%
S combines with Mn to form MnS and improves the machinability. However, if the content is less than 0.003%, it is difficult to obtain the above effect. On the other hand, when the S content increases, coarse MnS tends to be generated, and the bending fatigue strength and the surface fatigue strength tend to be reduced. In particular, when the content exceeds 0.05%, the bending fatigue strength is increased. In addition, the decrease in surface fatigue strength becomes remarkable. Therefore, the S content in the steel material is set to 0.003 to 0.05%. In addition, the minimum with preferable S content is 0.01%, and a preferable upper limit is 0.03%.
Ｃｒ：０．５〜２．５％
Ｃｒは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果があり、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。しかしながら、その含有量が０．５％未満では前記の効果が不十分である。Ｃｒの含有量が１．２％以上になると、曲げ疲労強度および面疲労強度の向上が顕著になる。一方、Ｃｒの含有量が２．５％を超えると、曲げ疲労強度および面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が著しく低下する。したがって、生地の鋼材におけるＣｒの含有量を０．５〜２．５％とした。Ｃｒ含有量の下限は１．２％とすることが好ましい。なお、Ｃｒ含有量のより好ましい下限は１．４％であり、また、好ましい上限は２．０％である。
Cr: 0.5 to 2.5%
Cr has an effect of increasing hardenability and temper softening resistance, and is an element effective for increasing bending fatigue strength and surface fatigue strength. However, if the content is less than 0.5%, the above effect is insufficient. When the Cr content is 1.2% or more, the bending fatigue strength and the surface fatigue strength are significantly improved. On the other hand, if the Cr content exceeds 2.5%, not only the effect of increasing bending fatigue strength and surface fatigue strength is saturated, but also the strength after steel bar, wire rod and hot forging becomes too high, so that cutting work Remarkably deteriorates. Therefore, the Cr content in the steel material is set to 0.5 to 2.5%. The lower limit of the Cr content is preferably 1.2%. A more preferable lower limit of the Cr content is 1.4%, and a preferable upper limit is 2.0%.
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、脱酸作用を有すると同時に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、焼入れ部の結晶粒微細化に有効で、曲げ疲労強度を高める効果がある。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１％未満ではこの効果は得難い。一方で、Ａｌは硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、Ａｌの含有量が０．０５％を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望の曲げ疲労強度が得られなくなる。したがって、生地の鋼材におけるＡｌの含有量を０．０１〜０．０５％とした。なお、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、また、好ましい上限は０．０４％である。
Al: 0.01 to 0.05%
Al has a deoxidizing action, and at the same time, easily binds to N to form AlN, is effective for refining crystal grains in the quenched portion, and has an effect of increasing bending fatigue strength. However, this effect is difficult to obtain when the Al content is less than 0.01%. On the other hand, Al tends to form hard oxide inclusions, and if the Al content exceeds 0.05%, the bending fatigue strength is significantly reduced, and the desired bending can be achieved even if other requirements are satisfied. Fatigue strength cannot be obtained. Therefore, the content of Al in the steel material is set to 0.01 to 0.05%. In addition, the minimum with preferable Al content is 0.02%, and a preferable upper limit is 0.04%.
Ｎ：０．００８〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと結合してＡｌＮ、ＴｉＮ、ＮｂＮ、ＶＮを形成しやすく、このうちＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮは結晶粒微細化に有効で、曲げ疲労強度を高める効果がある。しかしながら、Ｎの含有量が０．００８％未満ではこの効果は得難い。一方で、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、粗大なＴｉＮが形成されやすくなるため、曲げ疲労強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望の曲げ疲労強度が得られなくなる。したがって、生地の鋼材におけるＮの含有量を０．００８〜０．０２５％とした。なお、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１２％であり、また、好ましい上限は０．０２０％である。
N: 0.008 to 0.025%
N easily binds to Al, Ti, Nb, and V to form AlN, TiN, NbN, and VN. Of these, AlN, NbN, and VN are effective in refining crystal grains and have an effect of increasing bending fatigue strength. . However, this effect is difficult to obtain when the N content is less than 0.008%. On the other hand, if the N content exceeds 0.025%, coarse TiN is likely to be formed, so that the bending fatigue strength is significantly reduced, and the desired bending fatigue strength can be obtained even if other requirements are satisfied. It becomes impossible. Therefore, the N content in the steel material is set to 0.008 to 0.025%. In addition, the minimum with preferable N content is 0.012%, and a preferable upper limit is 0.020%.
本発明の浸炭窒化部品の生地の鋼材の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅと不純物からなる化学組成を有するものである。なお、不純物としてのＰおよびＯ（酸素）の含有量は下記のとおりに制限することが好ましい。 One of the base steel materials of the carbonitrided component of the present invention has a chemical composition in which the balance is composed of Fe and impurities in addition to the above elements. In addition, it is preferable to restrict | limit the content of P and O (oxygen) as an impurity as follows.
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素のため、その含有量が０．０２５％を超えると、他の要件を満たしていても、少ない頻度ではあるが、曲げ疲労強度が低下する場合がある。したがって、生地の鋼材におけるＰの含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。Ｐ含有量のより好ましい上限は０．０１８％である。
P: 0.025% or less P is an element that easily segregates at the grain boundaries and embrittles the grain boundaries. Therefore, if the content exceeds 0.025%, even if other requirements are satisfied, the frequency is low. Although there is a case where the bending fatigue strength is reduced. Therefore, the P content in the steel material is preferably 0.025% or less. A more preferable upper limit of the P content is 0.018%.
Ｏ（酸素）：０．００２％以下
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、特に、Ｏの含有量が０．００２％を超えると、他の要件を満たしていても、少ない頻度ではあるが、曲げ疲労強度が低下する場合がある。したがって、生地の鋼材におけるＯの含有量は０．００２％以下にすることが好ましい。さらに、不純物としてのＯの含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、製鋼でのコストを考慮すると、０．００１０％以下にすることがより好ましい。
O (oxygen): 0.002% or less O tends to combine with Al to form hard oxide inclusions. In particular, when the O content exceeds 0.002%, other requirements are satisfied. Even if it is, the bending fatigue strength may be reduced although the frequency is low. Therefore, the O content in the steel material is preferably 0.002% or less. Furthermore, it is desirable to reduce the content of O as an impurity as much as possible, but considering the cost of steel making, it is more preferable to make it 0.0010% or less.
本発明の浸炭窒化部品の生地の鋼材の他の一つの化学組成は、上記の元素に加えてさらに、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうちから選んだ１種以上の元素を含有するものである。以下、これらの元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。 Another chemical composition of the steel material of the carbonitrided component according to the present invention is one or more elements selected from Mo, Ti, Nb, V, Ca, Mg, and REM in addition to the above elements. It contains. Hereinafter, the effect of these elements and the reason for limiting the content will be described.
Ｍｏ：０．２０％未満
Ｍｏは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高めて、曲げ疲労強度および面疲労強度を高める作用を有するので、こうした効果を得るためにＭｏを含有してもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．２０％以上になると、コストがかさむ。したがって、生地の鋼材におけるＭｏの含有量を０．２０％未満とした。なお、Ｍｏの含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。
Mo: Less than 0.20% Mo has the action of increasing the hardenability and temper softening resistance and increasing the bending fatigue strength and the surface fatigue strength. Therefore, Mo may be contained to obtain such effects. However, when the Mo content is 0.20% or more, the cost is increased. Therefore, the Mo content in the steel material is set to less than 0.20%. The Mo content is preferably 0.15% or less.
一方、前記したＭｏの曲げ疲労強度および面疲労強度の向上効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量の下限を０．０３％とすることが好ましく、０．０５％とすれば一層好ましい。 On the other hand, in order to reliably obtain the effect of improving the bending fatigue strength and surface fatigue strength of Mo described above, the lower limit of the Mo content is preferably 0.03%, and more preferably 0.05%.
次に、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、いずれもＡｌＮによる焼入れ部の結晶粒微細化を補完して、曲げ疲労強度を高める作用を有する。このため、より高い曲げ疲労強度を確保したい場合には、以下の範囲で含有してもよい。 Next, Ti, Nb, and V all have the effect of increasing the bending fatigue strength by supplementing the refinement of crystal grains in the quenched portion by AlN. For this reason, when ensuring higher bending fatigue strength, you may contain in the following ranges.
Ｔｉ：０．１０％以下
Ｔｉは、Ｃ、Ｎと結合してＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすく、前述したＡｌＮによる焼入れ部の結晶粒微細化を補完するのに有効で、曲げ疲労強度を高める作用を有するので、こうした効果を得るためにＴｉを含有してもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が多くなって、０．１０％を超えると、粗大なＴｉＮが生成しやすくなり、却って曲げ疲労強度が低下する。したがって、生地の鋼材におけるＴｉの含有量を０．１０％以下とした。なお、Ｔｉの含有量は０．０６％以下とすることが好ましい。
Ti: 0.10% or less Ti is easy to form TiC, TiN, Ti (C, N) by combining with C and N, and is effective in supplementing the above-described grain refinement of the quenched portion by AlN. Since it has an action of increasing the bending fatigue strength, Ti may be contained in order to obtain such an effect. However, if the Ti content increases and exceeds 0.10%, coarse TiN is likely to be generated, and the bending fatigue strength is decreased. Therefore, the Ti content in the steel material is set to 0.10% or less. The Ti content is preferably 0.06% or less.
一方、前記したＴｉの曲げ疲労強度の向上効果を確実に得るためには、Ｔｉ含有量の下限を０．０１％とすることが好ましく、０．０２％とすれば一層好ましい。 On the other hand, in order to reliably obtain the above-described effect of improving the bending fatigue strength of Ti, the lower limit of the Ti content is preferably 0.01%, and more preferably 0.02%.
Ｎｂ：０．０８％以下
Ｎｂは、Ｃ、Ｎと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすく、前述したＡｌＮによる焼入れ部の結晶粒微細化を補完するのに有効で、曲げ疲労強度を高める作用を有するので、こうした効果を得るためにＮｂを含有してもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が多くなって、０．０８％を超えると、粗大なＮｂ（Ｃ、Ｎ）が生成しやすくなり、却って曲げ疲労強度が低下する。したがって、生地の鋼材におけるＮｂの含有量を０．０８％以下とした。なお、Ｎｂの含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。
Nb: 0.08% or less Nb is easy to form NbC, NbN, Nb (C, N) by combining with C and N, and is effective in supplementing the above-described grain refinement of the quenched portion by AlN. Since it has an action of increasing the bending fatigue strength, Nb may be contained in order to obtain such an effect. However, if the Nb content increases and exceeds 0.08%, coarse Nb (C, N) is likely to be generated, and the bending fatigue strength is decreased. Therefore, the Nb content in the steel material is set to 0.08% or less. The Nb content is preferably 0.05% or less.
一方、前記したＮｂの曲げ疲労強度の向上効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量の下限を０．０１％とすることが好ましく、０．０２％とすれば一層好ましい。 On the other hand, in order to reliably obtain the above-described effect of improving the bending fatigue strength of Nb, the lower limit of the Nb content is preferably 0.01%, and more preferably 0.02%.
Ｖ：０．１５％以下
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合してＶＮ、ＶＣを形成しやすく、このうち、ＶＮは、前述したＡｌＮによる焼入れ部の結晶粒微細化を補完するのに有効で、曲げ疲労強度を高める作用を有する。また、浸炭窒化時にＶＮが析出すると、曲げ疲労強度をより高める効果がある。このため、前述した効果を得るためにＶを含有してもよい。しかしながら、Ｖの含有量が多くなって、０．１５％を超えると、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が大きく低下する。したがって、生地の鋼材におけるＶの含有量を０．１５％以下とした。なお、Ｖの含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。
V: 0.15% or less V is easy to form VN and VC by combining with C and N, and among these, VN is effective in complementing the above-described grain refinement of the quenched portion by AlN. Has the effect of increasing the bending fatigue strength. Moreover, when VN precipitates during carbonitriding, there is an effect of further increasing the bending fatigue strength. For this reason, in order to acquire the effect mentioned above, you may contain V. However, if the content of V increases and exceeds 0.15%, the strength after steel bar, wire rod, and hot forging becomes too high, so that the machinability is greatly reduced. Therefore, the V content in the steel material is set to 0.15% or less. The V content is preferably 0.10% or less.
一方、前記したＶの曲げ疲労強度の向上効果を確実に得るためには、Ｖ含有量の下限を０．０２％とすることが好ましく、０．０５％とすれば一層好ましい。 On the other hand, in order to reliably obtain the above-described effect of improving the bending fatigue strength of V, the lower limit of the V content is preferably 0.02%, and more preferably 0.05%.
なお、上記のＴｉ、ＮｂおよびＶは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有することができる。 In addition, said Ti, Nb, and V can be contained only in any 1 type in them, or 2 or more types of composites.
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも曲げ疲労強度を高める作用を有する。このため、より高い曲げ疲労強度を具備させたい場合には、以下の範囲で含有してもよい。 Ca, Mg and REM all have the effect of increasing the bending fatigue strength. For this reason, when you want to provide higher bending fatigue strength, you may contain in the following ranges.
Ｃａ：０．００３％以下
Ｃａは、曲げ疲労強度を高める作用を有する。さらに、Ｃａは、切削加工性を高める作用も有する。このため、前述した効果を得るためにＣａを含有してもよい。しかしながら、Ｃａを０．００３％を超えて含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、生地の鋼材におけるＣａの含有量を０．００３％以下とした。
Ca: 0.003% or less Ca has an effect of increasing bending fatigue strength. Furthermore, Ca also has the effect | action which improves cutting workability. For this reason, in order to acquire the effect mentioned above, you may contain Ca. However, even if Ca is contained in excess of 0.003%, the above effect is saturated and the cost is increased. Therefore, the Ca content in the steel material is set to 0.003% or less.
一方、前記したＣａの曲げ疲労強度および切削加工性の向上効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量の下限を０．０００３％とすることが好ましい。 On the other hand, in order to reliably obtain the above-described effects of improving the bending fatigue strength and cutting workability of Ca, the lower limit of the Ca content is preferably set to 0.0003%.
Ｍｇ：０．００３％以下
Ｍｇは、曲げ疲労強度を高める作用を有する。さらに、Ｍｇは、切削加工性を高める作用も有する。このため、前述した効果を得るためにＭｇを含有してもよい。しかしながら、Ｍｇを０．００３％を超えて含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、生地の鋼材におけるＭｇの含有量を０．００３％以下とした。
Mg: 0.003% or less Mg has an action of increasing bending fatigue strength. Furthermore, Mg also has the effect | action which improves cutting workability. For this reason, in order to acquire the effect mentioned above, you may contain Mg. However, even if Mg is contained in excess of 0.003%, the above effect is saturated and the cost is increased. Therefore, the Mg content in the steel material is set to 0.003% or less.
一方、前記したＭｇの曲げ疲労強度および切削加工性の向上効果を確実に得るためには、Ｍｇ含有量の下限を０．０００３％とすることが好ましい。 On the other hand, in order to surely obtain the effect of improving the bending fatigue strength and cutting workability of Mg described above, the lower limit of the Mg content is preferably set to 0.0003%.
ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭは、曲げ疲労強度を高める作用を有する。このため、前述した効果を得るためにＲＥＭを含有してもよい。しかしながら、ＲＥＭを０．０２％を超えて含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、生地の鋼材におけるＲＥＭの含有量を０．０２％以下とした。なお、ＲＥＭの含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。
REM: 0.02% or less REM has the effect of increasing the bending fatigue strength. For this reason, in order to acquire the effect mentioned above, you may contain REM. However, even if REM is contained in excess of 0.02%, the above effect is saturated and the cost is increased. Therefore, the REM content in the steel material is set to 0.02% or less. In addition, it is preferable that content of REM shall be 0.01% or less.
一方、前記したＲＥＭの曲げ疲労強度の向上効果を確実に得るためには、ＲＥＭ含有量の下限を０．０００３％とすることが好ましく、０．００１％とすれば一層好ましい。 On the other hand, in order to reliably obtain the above-described effect of improving the bending fatigue strength of REM, the lower limit of the REM content is preferably 0.0003%, and more preferably 0.001%.
既に述べたように、本発明でいう「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、また、「ＲＥＭの含有量」とは「ＲＥＭの合計の含有量」を指す。 As described above, “REM” in the present invention refers to a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid, and “REM content” refers to “total content of REM”.
なお、上記のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有することができる。 In addition, said Ca, Mg, and REM can be contained only in any 1 type in them, or 2 or more types of composites.
（Ｂ）表層部のＣ、Ｎの濃度について：
本発明者らの検討によって、本発明に係る鋼製の浸炭窒化部品は、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において、
平均のＣ濃度Ｃｓが０．６０〜０．９０％、
平均のＮ濃度Ｎｓが０．１５〜０．３５％、
Ｃｓ＋Ｎｓが０．８０〜１．１０％、
でなければならないことが明らかになった。
(B) Concentration of C and N in the surface layer portion:
According to the study by the present inventors, the carbonitriding component made of steel according to the present invention has a depth of 0.1 mm from the surface,
The average C concentration Cs is 0.60 to 0.90%,
The average N concentration Ns is 0.15 to 0.35%,
Cs + Ns is 0.80 to 1.10%,
It became clear that it had to be.
以下、上記の事項について詳しく説明する。 Hereinafter, the above items will be described in detail.
面疲労強度および曲げ疲労強度は、表面近傍の硬さ、焼戻し軟化抵抗、組織などに大きく影響されることが知られており、従来、浸炭窒化は焼戻し軟化抵抗を高めることによって、特に面疲労強度の向上に有効であるといわれてきた。 It is known that surface fatigue strength and bending fatigue strength are greatly affected by hardness in the vicinity of the surface, temper softening resistance, structure, etc. Conventionally, carbonitriding has been particularly effective in increasing surface fatigue strength by increasing temper softening resistance. It has been said that it is effective in improving
確かに、浸炭窒化は面疲労強度の向上にとっては有効な手段であるが、曲げ疲労強度など他の強度特性に対してはあまり効果的ではなく、むしろ低下させてしまう場合があった。そのため、単なる浸炭窒化を施すだけでは、産業界からの要望である軽量化、小型化および高応力負荷化に対応できる疲労強度の確保と部品のコストを低く抑えるということの両立に対して不十分である。 Certainly, carbonitriding is an effective means for improving the surface fatigue strength, but it is not very effective for other strength properties such as bending fatigue strength, but rather it may be lowered. For this reason, mere carbonitriding is not sufficient to achieve both fatigue strength and low cost components that can meet the demands of industry for weight reduction, downsizing, and high stress loading. It is.
そこで、本発明者らは、浸炭窒化による表層部のＣ、Ｎ量の最適化、およびそれに適した鋼材の化学成分について検討を行い、疲労破壊の起点となりやすい、粒界近傍の軟質な組織の生成を確実に抑制しつつ、表層部の硬さおよび軟化抵抗を高めることにより、面疲労強度のみならず、曲げ疲労強度も向上させるという、従来とは異なる視点にたって、以下に示す検討を行った。 Therefore, the present inventors have studied the optimization of the C and N amount of the surface layer by carbonitriding, and the chemical composition of the steel material suitable for it, and the soft structure in the vicinity of the grain boundary, which is likely to be the starting point of fatigue fracture. The following studies were conducted from a different viewpoint from the viewpoint of improving not only the surface fatigue strength but also the bending fatigue strength by increasing the hardness and softening resistance of the surface layer part while suppressing the formation reliably. It was.
先ず、表１に示す前記（Ａ）項で述べた生地の鋼材の化学組成を満たす鋼αおよび鋼βを５０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、インゴットに鋳造した。 First, steel α and steel β satisfying the chemical composition of the steel material of the dough described in the section (A) shown in Table 1 were melted in a 50 kg vacuum melting furnace, and then cast into an ingot.
鋳造後の各インゴットは一旦室温まで冷却した後、再度１２５０℃で３０分加熱し、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造して、直径３５ｍｍの丸棒を得た。 Each ingot after casting was once cooled to room temperature, then heated again at 1250 ° C. for 30 minutes, and hot forged at a finishing temperature of 950 ° C. or higher to obtain a round bar having a diameter of 35 mm.
次いで、上記の直径が３５ｍｍの各丸棒に、９２０℃で１時間保持して室温まで大気中で放冷する処理を行った。その後、丸棒の中心部から鍛錬軸に平行に、機械加工によって直径が２６ｍｍで長さが２４０ｍｍの試験片を作製した。 Next, each round bar having a diameter of 35 mm was subjected to a treatment that was held at 920 ° C. for 1 hour and allowed to cool to room temperature in the air. Thereafter, a test piece having a diameter of 26 mm and a length of 240 mm was produced by machining from the center of the round bar in parallel with the forging axis.
上記の試験片は、ガス浸炭炉を用いて、図１および表２に示す条件で浸炭窒化焼入れ（表２に示す処理条件記号Ｂ〜Ｍ）または浸炭焼入れ（表２に示す処理条件記号Ａ）を行い、次いで、１７０℃で１．５時間の焼戻しを行った後、試験片の軸方向に垂直な面で３等分した。ここで、図１及び表２における「ＣＰ」は、カーボンポテンシャルを意味する。なお、上記の１７０℃で焼戻しを行ったのは、浸炭窒化焼入れ後の一般的な焼戻し温度が１６０〜１８０℃であるためである。 Said test piece is carbonitriding and quenching (treatment condition symbols B to M shown in Table 2) or carburizing and quenching (treatment condition symbol A shown in Table 2) under the conditions shown in FIG. 1 and Table 2 using a gas carburizing furnace. Then, after tempering at 170 ° C. for 1.5 hours, the test piece was divided into three equal parts on a plane perpendicular to the axial direction of the test piece. Here, “CP” in FIG. 1 and Table 2 means carbon potential. The reason why tempering was performed at 170 ° C. is that the general tempering temperature after carbonitriding is 160 to 180 ° C.
このようにして３等分した試験片のうちの１つを用いて、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域（以下、「表層部」ともいう。）について、旋盤加工によって切粉を採取し、一般的な化学分析によって、ＣおよびＮの含有量を測定し、表層部における平均のＣ濃度（Ｃｓ）および平均のＮ濃度（Ｎｓ）を求めた。 Using one of the test pieces divided into three in this manner, chips were collected by lathe processing for a region from the surface to a depth of 0.1 mm (hereinafter also referred to as “surface layer portion”). The contents of C and N were measured by general chemical analysis, and the average C concentration (Cs) and the average N concentration (Ns) in the surface layer portion were obtained.
また、上記の３等分した試験片のうちの別の１つを用いて、さらに３００℃で１時間の焼戻しを行った。なお、３００℃で焼戻しを行ったのは、浸炭窒化部品の接触部近傍では２００℃を大きく上回る温度まで昇温することがあり、３００℃での焼戻し後の表層部の硬さが面疲労強度と相関が大きいためである。 Moreover, tempering was further performed at 300 ° C. for 1 hour using another one of the test pieces divided into three. It should be noted that tempering at 300 ° C. may cause the temperature to rise significantly above 200 ° C. near the contact portion of the carbonitrided part, and the hardness of the surface layer portion after tempering at 300 ° C. is the surface fatigue strength. This is because the correlation is large.
１７０℃で焼戻し後に３等分した試験片のうちの残りの１つ、および上記のさらに３００℃で焼戻した試験片を用いて、表面近傍のビッカース硬さを、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００３）における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、次の方法で測定した。 Using the remaining one of the test pieces divided into three equal parts after tempering at 170 ° C. and the test piece further tempered at 300 ° C. described above, the Vickers hardness in the vicinity of the surface was measured according to “JIS Z 2244 (2003)”. Based on “Vickers hardness test—test method”, the measurement was performed by the following method.
すなわち、試験片の軸方向に垂直な面で２等分した切断面が被検面になるように鏡面研磨し、試験部の最表面から深さ０．０５ｍｍおよび０．１０ｍｍの位置で、試験力を１．９６１Ｎとして各５ヶ所測定し、それを算術平均して表層部のビッカース硬さとした。 That is, mirror polishing was performed so that the cut surface divided in half by the plane perpendicular to the axial direction of the test piece becomes the test surface, and the test was conducted at the depth of 0.05 mm and 0.10 mm from the outermost surface of the test part. The force was measured at 1.961 N at 5 locations, and the average was calculated as the Vickers hardness of the surface layer.
表３に、上記の表層部分析結果とビッカース硬さ（Ｈｖ）測定結果を示す。また、図２〜７に、表層部の平均のＣ濃度（Ｃｓ）、平均のＮ濃度（Ｎｓ）、Ｃｓ＋Ｎｓとビッカース硬さとの関係を整理して示す。 Table 3 shows the above-mentioned surface layer analysis results and Vickers hardness (Hv) measurement results. 2 to 7 collectively show the relationship between the average C concentration (Cs), average N concentration (Ns), Cs + Ns, and Vickers hardness of the surface layer portion.
なお、本発明においては、ガス浸炭部品の面疲労強度と曲げ疲労強度を大幅に上回ることを目標としている。このため、面疲労強度および回転曲げ疲労強度はそれぞれ、ガス浸炭品である、後述する表８の試験番号１の面疲労強度を１５％以上上回ること、および、その回転曲げ疲労強度よりも２０％以上高い値の５８０ＭＰａを目標とした。この目標を達成するためには、表８に示すように、１７０℃焼戻し材のビッカース硬さ（Ｈｖ）が７６０以上、および３００℃焼戻し材のビッカース硬さ（Ｈｖ）が７００以上であることが必要であるため、目標のビッカース硬さは、１７０℃焼戻し材は７６０以上、３００℃焼戻し材は７００以上とした。
In addition, in this invention, it aims at exceeding the surface fatigue strength and bending fatigue strength of gas carburized components. For this reason, the surface fatigue strength and the rotational bending fatigue strength are each 15% or more higher than the surface fatigue strength of
図２〜７から、上記の目標硬さを達成する事例があるのは、表層部、つまり、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域における平均のＣ濃度（Ｃｓ）が０．６０〜０．９０％、平均のＮ濃度（Ｎｓ）が０．１５〜０．３５％、Ｃｓ＋Ｎｓが０．８０〜１．１０％であることがわかる。 2-7, there is an example which achieves said target hardness, the average C density | concentration (Cs) in the surface layer part, ie, the area | region from the surface to a depth of 0.1 mm, is 0.60-0. It can be seen that 90%, the average N concentration (Ns) is 0.15 to 0.35%, and Cs + Ns is 0.80 to 1.10%.
そこで、表３の結果を見ると、表層部における平均のＣ濃度（Ｃｓ）が０．６０〜０．９０％、平均のＮ濃度（Ｎｓ）が０．１５〜０．３５％、Ｃｓ＋Ｎｓが０．８０〜１．１０％のすべてを満たす場合、常に目標の硬さを満足していることがわかる。 Therefore, looking at the results in Table 3, the average C concentration (Cs) in the surface layer portion is 0.60 to 0.90%, the average N concentration (Ns) is 0.15 to 0.35%, and Cs + Ns is 0. It can be seen that when all of .80 to 1.10% are satisfied, the target hardness is always satisfied.
以上のことから、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において、平均のＣ濃度Ｃｓが０．６０〜０．９０％、平均のＮ濃度Ｎｓが０．１５〜０．３５％、Ｃｓ＋Ｎｓが０．８０〜１．１０％であることと規定した。 From the above, in the region from the surface to a depth of 0.1 mm, the average C concentration Cs is 0.60 to 0.90%, the average N concentration Ns is 0.15 to 0.35%, and Cs + Ns is 0. It was specified to be 80 to 1.10%.
（Ｃ）生地の鋼材の化学組成と表層部のＮ濃度について：
本発明者らの検討によって、本発明に係る鋼製の浸炭窒化部品は、下記の式（イ）または式（ロ）で規定されるＸの値が９．０以上でなければならないことが明らかになった。
(C) About chemical composition of steel material of dough and N concentration of surface layer part:
According to the study by the present inventors, it is clear that the value of X defined by the following formula (A) or (B) must be 9.0 or more in the steel carbonitriding component according to the present invention. Became.
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）≧０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×［１＋２．２×｛Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＋（０．０４８／Ｎｓ）｝］×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（イ）
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＜０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×｛１＋２．２×（０．０４８／Ｎｓ）｝×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（ロ）
なお、上記の各式におけるＣｒ、Ｓｉ、ＭｎおよびＭｏは、生地の鋼材中のその元素の質量％での含有量を表す。
When Cr- (Ns × 3.7) ≧ 0:
X = (1 + 0.7 × Si) × (1 + 3.3 × Mn) × [1 + 2.2 × {Cr− (Ns × 3.7) + (0.048 / Ns)}] × (1 + 3.0 × Mo (...)
When Cr- (Ns × 3.7) <0:
X = (1 + 0.7 × Si) × (1 + 3.3 × Mn) × {1 + 2.2 × (0.048 / Ns)} × (1 + 3.0 × Mo) (B)
In addition, Cr, Si, Mn, and Mo in each of the above formulas represent the content in mass% of the element in the steel material of the dough.
以下、上記の事項について詳しく説明する。 Hereinafter, the above items will be described in detail.
本発明者らは、化学成分が浸炭窒化後の表層部の組織に与える影響を明らかにするために、次の試験を行った。 In order to clarify the influence of chemical components on the structure of the surface layer after carbonitriding, the present inventors conducted the following test.
すなわち、表４に示す前記（Ａ）項で述べた生地の鋼材の化学組成を満たす鋼ａ〜ｋを５０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、インゴットに鋳造した。 That is, steels a to k that satisfy the chemical composition of the steel material of the dough described in the section (A) shown in Table 4 were melted in a 50 kg vacuum melting furnace and then cast into an ingot.
鋳造後の各インゴットは一旦室温まで冷却した後、再度１２５０℃で３０分加熱し、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造して、直径３５ｍｍの丸棒を得た。 Each ingot after casting was once cooled to room temperature, then heated again at 1250 ° C. for 30 minutes, and hot forged at a finishing temperature of 950 ° C. or higher to obtain a round bar having a diameter of 35 mm.
次いで、上記の直径が３５ｍｍの各丸棒に、９２０℃で１時間保持して室温まで大気中で放冷する処理を行った。その後、丸棒の中心部から鍛錬軸に平行に、機械加工により図８に示す形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を各８本作製した。なお、図８における寸法の単位は「ｍｍ」である。 Next, each round bar having a diameter of 35 mm was subjected to a treatment that was held at 920 ° C. for 1 hour and allowed to cool to room temperature in the air. Thereafter, eight ono-type rotary bending fatigue test pieces with notches having a shape shown in FIG. 8 were produced by machining from the center of the round bar in parallel to the forging axis. The unit of the dimension in FIG. 8 is “mm”.
上記の試験片は、ガス浸炭炉を用いて、図１および表２に示す条件で浸炭窒化焼入れ（表２に示す処理条件記号ＦとＧ）を行い、次いで、１７０℃で１．５時間の焼戻しを行った。 The above test piece was subjected to carbonitriding and quenching (treatment condition symbols F and G shown in Table 2) using the gas carburizing furnace under the conditions shown in FIG. 1 and Table 2, and then at 170 ° C. for 1.5 hours. Tempering was performed.
このようにして得た切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片の各１ヶについて、そのつかみ部の表面から深さ０．１ｍｍまでの領域、つまり、表層部について、旋盤加工によって切粉を採取し、一般的な化学分析によって、ＣおよびＮの含有量を測定し、表層部における平均のＣ濃度（Ｃｓ）および平均のＮ濃度（Ｎｓ）を求めた。 For each one of the Ono-type rotating bending fatigue test pieces with notches obtained in this way, chips were collected by lathe processing in the area from the surface of the grip part to a depth of 0.1 mm, that is, the surface layer part. Then, the contents of C and N were measured by a general chemical analysis, and the average C concentration (Cs) and the average N concentration (Ns) in the surface layer portion were obtained.
表５に、上記の表層部分析結果を示す。 Table 5 shows the results of the surface layer analysis.
表５中に示すように、全ての試験片が、前記（Ｂ）項で述べた、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において、平均のＣ濃度（Ｃｓ）が０．６０〜０．９０％、平均のＮ濃度（Ｎｓ）が０．１５〜０．３５％、Ｃｓ＋Ｎｓが０．８０〜１．１０％であることを満たしていた。 As shown in Table 5, the average C concentration (Cs) was 0.60 to 0.90 in the region from the surface to the depth of 0.1 mm as described in the item (B). %, The average N concentration (Ns) was 0.15 to 0.35%, and Cs + Ns was 0.80 to 1.10%.
そこで、各鋼の残りの７ヶの切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片について、熱処理ひずみを除く目的で、つかみ部の仕上げ加工を行った後、室温での小野式回転曲げ疲労試験に供した。なお、試験条件は回転数３０００ｒｐｍとし、その他は通常の方法とし、繰り返し数１．０×１０7回まで破断しなかったうちの最も高い応力を「回転曲げ疲労強度」とした。 Therefore, the remaining seven notched Ono-type rotating bending fatigue test pieces of each steel were subjected to the finishing process of the grip part for the purpose of removing heat treatment strain, and then subjected to the Ono-type rotating bending fatigue test at room temperature. did. The test conditions were 3000 rpm, and the others were normal methods, and the highest stress among those that did not break until the number of repetitions of 1.0 × 10 7 was defined as “rotational bending fatigue strength”.
このようにして求めた回転曲げ疲労強度を表５に併せて示す。 The rotational bending fatigue strength thus obtained is also shown in Table 5.
表５から、前記（Ｂ）項で述べた、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において、平均のＣ濃度（Ｃｓ）が０．６０〜０．９０％、平均のＮ濃度（Ｎｓ）が０．１５〜０．３５％、Ｃｓ＋Ｎｓが０．８０〜１．１０％という条件を満たしていても、回転曲げ疲労強度は前記した５８０ＭＰａという目標値を達成できない場合があることが明らかになった。 From Table 5, the average C concentration (Cs) is 0.60 to 0.90% and the average N concentration (Ns) is in the region from the surface to the depth of 0.1 mm described in the section (B). Even when the conditions of 0.15 to 0.35% and Cs + Ns satisfy the conditions of 0.80 to 1.10%, it has become clear that the rotational bending fatigue strength may not achieve the target value of 580 MPa described above. .
そこで次に、つかみ部の切粉採取に使用した切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片の切欠き部を軸方向に平行な面で２等分した切断面が被検面になるように鏡面研磨し、ナイタールで腐食してから、光学顕微鏡によって、試験片表層部近傍を、倍率４００倍で観察した。 Therefore, the mirror surface is such that the cut surface of the notched portion of the Ono-type rotating bending fatigue test piece with notches used for collecting chips at the grip portion is divided into two equal parts by a plane parallel to the axial direction. After polishing and corroding with nital, the vicinity of the surface layer of the test piece was observed at a magnification of 400 times with an optical microscope.
その結果、回転曲げ疲労強度が前記した５８０ＭＰａという目標に達していない試験片においては、旧オーステナイト粒界に沿って、マルテンサイト組織に較べて濃いコントラストを呈する箇所が認められた。 As a result, in the test piece in which the rotational bending fatigue strength did not reach the target of 580 MPa, a portion exhibiting a darker contrast than the martensite structure was observed along the prior austenite grain boundary.
そこでさらに、走査型電子顕微鏡を用いて、倍率５０００倍で観察した結果、この濃いコントラストを呈する部分は、パーライト組織やベイナイト組織であることがわかった。なお、上記のパーライト組織やベイナイト組織は、マルテンサイト組織の部分より軟質と考えられるため、この旧オーステナイト粒界近傍に生成した軟質な組織の生成を抑制することが、回転曲げ疲労強度を高めるために重要である、すなわち、旧オーステナイト粒界近傍の焼入れ性を高める必要があることが明らかになった。 Therefore, as a result of further observation using a scanning electron microscope at a magnification of 5000, it was found that the portion exhibiting this dark contrast was a pearlite structure or a bainite structure. In addition, since the above pearlite structure and bainite structure are considered to be softer than the martensite structure, suppressing the formation of a soft structure generated in the vicinity of the prior austenite grain boundary increases the rotational bending fatigue strength. It was found that it is important to improve the hardenability in the vicinity of the prior austenite grain boundaries.
ここで、鋼の焼入れ性は、理想焼入れをしたときの臨界直径、すなわちＤIで見積もることができること、そしてＤIは、化学成分などから見積もることができることが知られている。 Here, it is known that the hardenability of steel can be estimated by a critical diameter when ideal quenching, that is, D I , and D I can be estimated from a chemical component or the like.
なお、浸炭窒化したときの鋼材表層部の粒界ではＣｒＮが生成しやすく、粒界近傍ではＣｒ欠乏相が形成されるため、粒界近傍での軟質相生成を確実に防止するためには、ＣｒＮが最大限生成しても、所定の焼入れ性を確保する必要がある。 In addition, since CrN is easily generated at the grain boundary of the steel surface layer when carbonitriding, and a Cr-deficient phase is formed in the vicinity of the grain boundary, in order to reliably prevent the generation of a soft phase in the vicinity of the grain boundary, Even if CrN is generated to the maximum extent, it is necessary to ensure a predetermined hardenability.
ＣｒとＮの原子量の比から、表層部において平均の窒素濃度（Ｎｓ）のＮと結合する最大のＣｒの量は〔３．７×Ｎｓ〕％である。しかしながら、一般的な浸炭窒化の焼入れ温度である８３０〜８７０℃においては、ＣｒＮはマトリックスであるオーステナイト中にある程度は固溶でき、その量はＣｒＮの溶解度積である下記の式（ハ）から見積もることができるので、この固溶Ｃｒ量を差し引く必要がある。 From the ratio of the atomic weight of Cr and N, the maximum amount of Cr combined with N having an average nitrogen concentration (Ns) in the surface layer portion is [3.7 × Ns]%. However, at a quenching temperature of general carbonitriding of 830 to 870 ° C., CrN can be dissolved to some extent in austenite as a matrix, and the amount is estimated from the following formula (c) which is a solubility product of CrN. Therefore, it is necessary to subtract this solute Cr amount.
ｌｏｇ［Ｃｒ］［Ｎ］＝（６０９５／Ｔ）＋４．１１・・・（ハ）
なお、式（ハ）におけるＴは、絶対温度（Ｋ）単位での温度を表す。
log [Cr] [N] = (6095 / T) +4.11 (C)
In the formula (C), T represents a temperature in absolute temperature (K) units.
上記の式（ハ）に、浸炭窒化時の焼入れ温度である８５０℃（１１２３Ｋ）を代入すると、［Ｃｒ］［Ｎ］＝０．０４８となる。 Substituting 850 ° C. (1123 K), which is the quenching temperature at the time of carbonitriding, into the above formula (c), [Cr] [N] = 0.048.
したがって、粒界近傍のＣｒ量の下限Ｃｒgは、次に示す式、つまり、
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）≧０の場合：
Ｃｒg＝Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＋（０．０４８／Ｎｓ）・・・（ニ）
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＜０の場合：
Ｃｒg＝（０．０４８／Ｎｓ）・・・（ホ）
の式（ニ）または式（ホ）から求めることができる。
Therefore, the lower limit Cr g of the Cr amount near the grain boundary is expressed by the following equation,
When Cr- (Ns × 3.7) ≧ 0:
Cr g = Cr− (Ns × 3.7) + (0.048 / Ns) (d)
When Cr- (Ns × 3.7) <0:
Cr g = (0.048 / Ns) (e)
It can be obtained from the following formula (d) or formula (e).
以上のことから一般的に知られているＤIを見積もる相乗法に、上記した粒界近傍のＣｒ量の下限を組み合わせると、式（イ）または式（ロ）が得られる。 A synergistic method to estimate D I which is generally known from the above, the combination of the lower limit of the Cr content near the grain boundary mentioned above, Formula (I) or formula (B) is obtained.
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）≧０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×［１＋２．２×｛Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＋（０．０４８／Ｎｓ）｝］×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（イ）
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＜０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×｛１＋２．２×（０．０４８／Ｎｓ）｝×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（ロ）
表５に、〔Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）〕の値とともに、式（イ）または式（ロ）から求めたＸの値を併せて示す。
When Cr- (Ns × 3.7) ≧ 0:
X = (1 + 0.7 × Si) × (1 + 3.3 × Mn) × [1 + 2.2 × {Cr− (Ns × 3.7) + (0.048 / Ns)}] × (1 + 3.0 × Mo (...)
When Cr- (Ns × 3.7) <0:
X = (1 + 0.7 × Si) × (1 + 3.3 × Mn) × {1 + 2.2 × (0.048 / Ns)} × (1 + 3.0 × Mo) (B)
In Table 5, together with the value of [Cr- (Ns × 3.7)], the value of X obtained from the formula (A) or the formula (B) is also shown.
また、図９に回転曲げ疲労強度と式（イ）または式（ロ）から求めたＸの値との関係を整理して示す。 FIG. 9 shows the relationship between the rotational bending fatigue strength and the value of X obtained from the formula (A) or the formula (B).
図９から、Ｘの値が９．０未満になると、回転曲げ疲労強度が大きく低下して、５８０ＭＰａという目標を達成できないことが明らかである。 From FIG. 9, it is clear that when the value of X is less than 9.0, the rotational bending fatigue strength is greatly reduced and the target of 580 MPa cannot be achieved.
以上のことから、前記の式（イ）または式（ロ）で規定されるＸの値が９．０以上であることと規定した。 From the above, it is defined that the value of X defined by the above formula (A) or (B) is 9.0 or more.
なお、本発明の鋼製の浸炭窒化部品は、ガス浸炭炉、真空浸炭炉（減圧浸炭炉）などを用いて浸炭窒化処理すればよい。 The steel carbonitriding component of the present invention may be carbonitrided using a gas carburizing furnace, a vacuum carburizing furnace (vacuum carburizing furnace) or the like.
また、複雑な形状の浸炭窒化部品の場合には、表層部、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域における平均のＣ濃度（Ｃｓ）および平均のＮ濃度（Ｎｓ）は、電子プローブ微量分析（ＥＰＭＡ）による線分析で測定してもよい。 In the case of a carbonitriding part having a complicated shape, the average C concentration (Cs) and the average N concentration (Ns) in the surface layer part and the region from the surface to a depth of 0.1 mm are measured by an electron probe microanalysis ( EPMA) may be measured by line analysis.
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.
表６に示す化学組成を有する鋼１〜１５を５０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、鋳造してインゴットを得た。なお、表５中の鋼１〜７および鋼９〜１５は、本発明で規定する生地の鋼材の化学組成範囲内にある鋼である。一方、鋼８は、Ａｌの含有量が本発明で規定する生地の鋼材の化学組成条件から外れた比較例の鋼である。
鋳造後の各インゴットは一旦室温まで冷却した後、再度１２５０℃で３０分加熱し、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造して、直径３５ｍｍの丸棒を得た。 Each ingot after casting was once cooled to room temperature, then heated again at 1250 ° C. for 30 minutes, and hot forged at a finishing temperature of 950 ° C. or higher to obtain a round bar having a diameter of 35 mm.
次いで、上記の直径が３５ｍｍの各丸棒に、９２０℃で１時間保持して室温まで大気中で放冷する処理を行った。その後、丸棒の中心部から鍛錬軸に平行に、機械加工により直径が２６ｍｍで長さが２４０ｍｍの試験片（以下、「丸棒試験片」と称する。）、図８に示す形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片および図１０に示す形状のローラーピッチング試験用小ローラーを作製した。なお、図１０における寸法の単位は「ｍｍ」である。 Next, each round bar having a diameter of 35 mm was subjected to a treatment that was held at 920 ° C. for 1 hour and allowed to cool to room temperature in the air. Thereafter, a test piece (hereinafter, referred to as “round bar test piece”) having a diameter of 26 mm and a length of 240 mm by machining, parallel to the forging axis from the center of the round bar, and a notch having the shape shown in FIG. An attached Ono type rotating bending fatigue test piece and a roller for roller pitching test having the shape shown in FIG. 10 were prepared. The unit of the dimension in FIG. 10 is “mm”.
上記の各試験片は、ガス浸炭炉を用いて、図１および表２に示す条件で浸炭窒化焼入れ（表２に示す処理条件記号Ｃ〜Ｉ、Ｋ、Ｍ）または浸炭焼入れ（表２に示す処理条件記号Ａ）を行い、次いで、１７０℃で１．５時間の焼戻しを行った。 Each of the above test pieces was carbonitrided and quenched (treatment condition symbols C to I, K, and M shown in Table 2) or carburized and quenched (shown in Table 2) under the conditions shown in FIG. 1 and Table 2 using a gas carburizing furnace. Treatment condition symbol A) was performed, followed by tempering at 170 ° C. for 1.5 hours.
なお、上記の１７０℃で１．５時間の焼戻しを行った丸棒試験片については、軸方向に垂直な面で３等分し、その３等分した試験片のうちの１つを用いて、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域である表層部について、旋盤加工によって切粉を採取し、一般的な化学分析によって、ＣおよびＮの含有量を測定し、表層部における平均のＣ濃度（Ｃｓ）および平均のＮ濃度（Ｎｓ）を求めた。 In addition, about the round bar test piece which tempered at said 170 degreeC for 1.5 hours, it divides into 3 equal parts in a surface perpendicular | vertical to an axial direction, and uses one of the test pieces divided into 3 parts. For the surface layer portion, which is a region from the surface to a depth of 0.1 mm, chips are collected by lathe processing, the contents of C and N are measured by general chemical analysis, and the average C concentration in the surface layer portion (Cs) and average N concentration (Ns) were determined.
また、上記の丸棒試験片を３等分した試験片うちの別の１つを用いて、さらに３００℃で１時間の焼戻しを行った。 Moreover, tempering was further performed at 300 ° C. for 1 hour using another one of the test pieces obtained by dividing the round bar test piece into three equal parts.
丸棒試験片を１７０℃で焼戻し後に３等分した試験片のうちの残りの１つ、および上記のさらに３００℃で焼戻した試験片を用いて、表面近傍のビッカース硬さを、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００３）における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、次の方法で測定した。 The Vickers hardness in the vicinity of the surface was measured according to JIS Z 2244 by using the remaining one of the test pieces obtained by dividing the round bar test piece into three equal parts after tempering at 170 ° C. and the test piece further tempered at 300 ° C. Based on "Vickers hardness test-test method" in (2003), the measurement was performed by the following method.
すなわち、試験片の軸方向に垂直な面で２等分した切断面が被検面になるように鏡面研磨し、試験部の最表面から深さ０．０５ｍｍおよび０．１０ｍｍの位置で、試験力を１．９６１Ｎとして各５ヶ所測定し、それを算術平均して表層部のビッカース硬さとした。 That is, mirror polishing was performed so that the cut surface divided in half by the plane perpendicular to the axial direction of the test piece becomes the test surface, and the test was conducted at the depth of 0.05 mm and 0.10 mm from the outermost surface of the test part. The force was measured at 1.961 N at 5 locations, and the average was calculated as the Vickers hardness of the surface layer.
１７０℃で焼戻ししたローラーピッチング試験用小ローラーおよび切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片は、熱処理ひずみを除く目的で、つかみ部の仕上げ加工を行った後、それぞれ、ローラーピッチング試験と室温での小野式回転曲げ疲労試験に供した。 The roller pitting test small roller tempered at 170 ° C and the Ono rotary bending fatigue test piece with notch were subjected to the roller pitching test and room temperature after finishing the grip part for the purpose of eliminating heat treatment strain, respectively. It was subjected to an Ono type rotating bending fatigue test.
ローラーピッチング試験は、上記のローラーピッチング試験用小ローラーと図１１に示す形状のローラーピッチング試験用大ローラーの組み合わせで、表７に示す条件で行った。なお、図１１における寸法の単位は「ｍｍ」である。 The roller pitching test was carried out under the conditions shown in Table 7 with a combination of the above-mentioned small roller pitching test roller and the large roller pitching test roller having the shape shown in FIG. The unit of the dimension in FIG. 11 is “mm”.
上記ローラーピッチング試験用大ローラーは、ＪＩＳのＳＣＭ４２０の規格を満たす鋼を用いて、一般的な製造工程、つまり、「焼きならし→試験片加工→ガス浸炭炉による共析浸炭→低温焼戻し→研磨」の工程によって作製したものであり、表面から０．０５ｍｍの位置、つまり、深さ０．０５ｍｍの位置におけるビッカース硬さＨｖは７４０〜７６０で、また、ビッカース硬さＨｖが５５０以上の深さは、０．８〜１．０ｍｍの範囲にあった。 The large roller for the roller pitching test is made of a steel that satisfies the standard of JIS SCM420, which is a general manufacturing process, that is, “normalization → test piece processing → eutectoid carburization by gas carburizing furnace → low temperature tempering → polishing The Vickers hardness Hv at a position of 0.05 mm from the surface, that is, at a depth of 0.05 mm, is 740 to 760, and the depth of the Vickers hardness Hv is 550 or more. Was in the range of 0.8 to 1.0 mm.
各試験番号について、ローラーピッチング試験における試験数は５とし、縦軸に面圧、横軸にピッチング発生までの繰り返し数をとったＳ−Ｎ線図を作成し、繰り返し数１．０×１０7回までピッチングが発生しなかったうちの最も高い面圧を「面疲労強度」とした。なお、小ローラーの試験部の表面が損傷している箇所のうちで、最大のものの面積が１ｍｍ2以上になった場合をピッチング発生とした。 For each test number, the number of tests in the roller pitching test was set to 5, an SN graph was prepared with the vertical axis representing the surface pressure and the horizontal axis representing the number of repetitions until the occurrence of pitching. The number of repetitions was 1.0 × 10 7. The highest surface pressure from which no pitting occurred was defined as “surface fatigue strength”. In addition, when the area of the largest thing became 1 mm < 2 > or more among the places where the surface of the test part of a small roller was damaged, it was set as pitching generation | occurrence | production.
室温での小野式回転曲げ疲労試験は、試験数を各７として、回転数３０００ｒｐｍ、その他は通常の方法によって行い、繰り返し数１．０×１０7回まで破断しなかったうちの最も高い応力を「回転曲げ疲労強度」とした。 Ono-type rotating bending fatigue test at room temperature, the number of test as the 7, rotational speed 3000 rpm, others done by conventional methods, the highest stress of that did not break up repetitive number 1.0 × 10 7 times “Rotating bending fatigue strength”.
表８に、上記の各試験結果をまとめて示す。なお、ローラーピッチング試験での面疲労強度の目標は、鋼Ａを用いて浸炭焼入れした試験番号１の面疲労強度を１５％以上上回ることとし、また、小野式回転曲げ疲労強度の目標は、上記試験番号１の回転曲げ疲労強度よりも２０％以上高い値の５８０ＭＰａとした。なお、表８においては、面疲労強度は試験番号１の値を「１．００」として表記した。
Table 8 summarizes the above test results. In addition, the surface fatigue strength target in the roller pitching test is 15% or more higher than the surface fatigue strength of Test No. 1 carburized and quenched using steel A, and the Ono type rotary bending fatigue strength target is the above The value was 580 MPa, which is 20% or more higher than the rotational bending fatigue strength of Test No. 1. In Table 8, the surface fatigue strength is represented by “1.00” as the value of
表８から、本発明で規定する条件から外れた試験番号２〜８および試験番号１６の場合には、ローラーピッチング試験における面疲労強度と小野式回転曲げ疲労試験における曲げ疲労強度のいずれか、または両方が目標に達していないことが明らかである。
From Table 8, in the case of test numbers 2 to 8 and
上記の比較例に対して、本発明で規定する条件を満たす試験番号９〜１５および試験番号１７〜２２の場合には、ローラーピッチング試験における面疲労強度および小野式回転曲げ疲労試験における曲げ疲労強度がともに目標を満たしており、表面硬化処理として最も代表的な浸炭焼入れによって製造した試験番号１の場合に較べて、大幅に優れた曲げ疲労強度および面疲労強度を有することが明らかである。
In the case of test numbers 9 to 15 and test numbers 17 to 22 that satisfy the conditions specified in the present invention with respect to the above comparative example, the surface fatigue strength in the roller pitching test and the bending fatigue strength in the Ono-type rotary bending fatigue test It is clear that both of them satisfy the target and have significantly better bending fatigue strength and surface fatigue strength than the case of
さらに、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのいずれか１種以上を含有する鋼を用いた試験番号では、面疲労強度が試験番号１に対して２０％以上、曲げ疲労強度が６００ＭＰａ以上、のいずれか、あるいは両方を満たしており、さらに良好なことが明らかである。
Furthermore, in the test number using steel containing at least one of Mo, Ti, Nb, V, Ca, Mg, and REM, the surface fatigue strength is 20% or more with respect to test
本発明の鋼製の浸炭窒化部品は、曲げ疲労強度および面疲労強度が優れているので、自動車や産業機械の歯車、シャフトなどに用いることができる。 Since the steel carbonitrided parts of the present invention have excellent bending fatigue strength and surface fatigue strength, they can be used for gears and shafts of automobiles and industrial machines.
Claims (4)
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）≧０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×［１＋２．２×｛Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＋（０．０４８／Ｎｓ）｝］×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（イ）
Ｃｒ−（Ｎｓ×３．７）＜０の場合：
Ｘ＝（１＋０．７×Ｓｉ）×（１＋３．３×Ｍｎ）×｛１＋２．２×（０．０４８／Ｎｓ）｝×（１＋３．０×Ｍｏ）・・・（ロ）
なお、上記の各式におけるＣｒ、Ｓｉ、ＭｎおよびＭｏは、生地の鋼材中のその元素の質量％での含有量を表す。 Dough is mass%, C: 0.1-0.3%, Si: 0.4-1.5%, Mn: 0.2-1.5%, S: 0.003-0.05% , Cr: 0.5~2.5%, Al: 0.01~0.05% and N: containing .008 to 0.025%, the balance Ri Do Fe and impurities, P as an impurity and the content of O is, P: 0.025% or less, O: a 0.002% der Ru steel less, in a region to a depth of 0.1mm from the surface, the average of the C concentration Cs 0.60 ~ 0.90%, average N concentration Ns is 0.15 to 0.35%, Cs + Ns is 0.80 to 1.10%, and is defined by the following formula (A) or (B) A carbonitriding component made of steel, wherein the value of X is 9.0 or more.
When Cr- (Ns × 3.7) ≧ 0:
X = (1 + 0.7 × Si) × (1 + 3.3 × Mn) × [1 + 2.2 × {Cr− (Ns × 3.7) + (0.048 / Ns)}] × (1 + 3.0 × Mo (...)
When Cr- (Ns × 3.7) <0:
X = (1 + 0.7 × Si) × (1 + 3.3 × Mn) × {1 + 2.2 × (0.048 / Ns)} × (1 + 3.0 × Mo) (B)
In addition, Cr, Si, Mn, and Mo in each of the above formulas represent the content in mass% of the element in the steel material of the dough.
The dough steel material contains at least one of Ca: 0.003% or less, Mg: 0.003% or less, and rare earth elements: 0.02% or less, instead of part of Fe. The carbonitriding component made of steel according to any one of claims 1 to 3.
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