JP5541048B2 - Carbonitrided steel parts with excellent pitting resistance - Google Patents

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本発明は、浸炭窒化処理により高い表面硬度を有するとともに、焼戻し軟化抵抗が良好で耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品に関するものである。   The present invention relates to a carbonitrided steel part having high surface hardness by carbonitriding, good temper softening resistance, and excellent pitting resistance.

従来、機械構造用部品、トランスミッション歯車、差動歯車、ベルト式無段変速機(CVT)用プーリー、歯車付き浸炭シャフトなどの鋼部品は、主に、JIS G 4053に規定されているSCr420、SCM420等のCが0.2%前後の肌焼鋼を、鍛造や切削などの加工により部品形状に成型した後、浸炭焼入れや浸炭窒化焼入れを施し、その後に低温焼戻し(150〜180℃前後)を行って製造されている。   Conventionally, steel parts such as mechanical structural parts, transmission gears, differential gears, belt-type continuously variable transmission (CVT) pulleys, and carburized shafts with gears are mainly SCr420 and SCM420 defined in JIS G 4053. After the case-hardened steel with C of about 0.2% is formed into a part shape by processing such as forging and cutting, carburizing and carbonitriding are performed, followed by low-temperature tempering (around 150 to 180 ° C). Manufactured to go.

このような鋼部品においては、自動車の燃費向上等のため、高強度化による小型化、軽量化が強く求められている。上記鋼部品を高強度化するためには、更なる耐ピッチング性の向上を図る必要がある。   In such steel parts, in order to improve the fuel efficiency of automobiles, there is a strong demand for size reduction and weight reduction by increasing strength. In order to increase the strength of the steel parts, it is necessary to further improve the pitting resistance.

耐ピッチング性を向上するための技術として、例えば、特許文献1には、表面から50μm深さまでのC量が0.5〜1.0%で、N量が0.1〜0.3%の浸炭窒化層を有することを特徴とする高強度歯車が開示されている。特許文献2には、機械構造用肌焼鋼を素材とし、表面から少なくとも150μm深さまでのN量が0.2〜0.8%の浸炭窒化層を有することを特徴とする高強度歯車が開示されている。   As a technique for improving the pitting resistance, for example, Patent Document 1 discloses that the amount of C from the surface to a depth of 50 μm is 0.5 to 1.0% and the amount of N is 0.1 to 0.3%. A high-strength gear having a carbonitriding layer is disclosed. Patent Document 2 discloses a high-strength gear characterized by using a case-hardened steel for machine structural use as a raw material and having a carbonitriding layer having a N content of 0.2 to 0.8% from the surface to a depth of at least 150 μm. Has been.

特許文献3には、Mnが0.2〜2%で、Crが0.2〜5%で、Vが0.1〜1%であり、浸炭窒化処理を施すことにより、表面から150μm深さ内部までに、炭化物又は炭窒化物を、面積率で1%以上析出させることを特徴とする機械構造用部品の製造方法が開示されている。   In Patent Document 3, Mn is 0.2 to 2%, Cr is 0.2 to 5%, V is 0.1 to 1%, and by performing carbonitriding, the depth is 150 μm from the surface. Disclosed is a method for manufacturing a machine structural component, characterized by depositing 1% or more of carbide or carbonitride by area ratio up to the inside.

特許文献4には、Mnが0.3〜1.5%で、Crが0.5〜4%で、残留オーステナイト量を少なくするために、焼戻し温度を、通常よりも高い200〜560℃とすることを特徴とする浸炭窒化処理部材の熱処理方法が開示されている。   In Patent Document 4, Mn is 0.3 to 1.5%, Cr is 0.5 to 4%, and the tempering temperature is 200 to 560 ° C., which is higher than usual, in order to reduce the amount of retained austenite. A method for heat treating a carbonitriding member is disclosed.

また、特許文献5には、Mnが0.05〜0.7%で、Crが1.25〜2.5%で、Moが0.35〜1%であり、表面から0.1mmまでのC量が0.7%以上、N量が0.6〜2.0%の浸炭窒化層を有することを特徴とする浸炭窒化部品が開示されている。   In Patent Document 5, Mn is 0.05 to 0.7%, Cr is 1.25 to 2.5%, Mo is 0.35 to 1%, and from the surface to 0.1 mm. A carbonitrided part having a carbonitriding layer having a C content of 0.7% or more and an N content of 0.6 to 2.0% is disclosed.

特開2001−107183号公報JP 2001-107183 A 特開平07−190173号公報JP 07-190173 A 特開平08−120438号公報Japanese Patent Laid-Open No. 08-120438 特開2001−140020号公報Japanese Patent Laid-Open No. 2001-140020 特開2001−073072号公報Japanese Patent Laid-Open No. 2001-073072

特許文献1に開示の高強度歯車では、N量が0.1〜0.3%と少ないことに起因して、焼戻し軟化抵抗が十分ではなく、耐ピッチング性は不十分である。特許文献2〜4に開示の鋼部品では、浸炭窒化処理材における不完全焼入れ層に対する検討が十分になされていない。本発明者らの評価によれば、不完全焼入れ層が顕著に残存することもあり、かならずしも、耐ピッチング性は向上していない。   In the high-strength gear disclosed in Patent Document 1, the temper softening resistance is not sufficient and the pitting resistance is insufficient due to the small N content of 0.1 to 0.3%. In the steel parts disclosed in Patent Documents 2 to 4, the incomplete quenching layer in the carbonitrided material has not been sufficiently studied. According to the evaluation by the present inventors, the incompletely hardened layer may remain significantly, and the pitting resistance is not necessarily improved.

特許文献5に開示の浸炭窒化部品においては、不完全焼入れ層に対する検討がなされている。即ち、浸炭窒化時に生成するCrNによりオーステナイト中の固溶Cr量が減少することにより不完全焼入れが生じることに着目して、Moを0.35%以上添加し、不完全焼入れ組織の発現を抑制している。しかし、Moは高価な元素であるので、経済性の点で問題がある。   In the carbonitrided part disclosed in Patent Document 5, an incompletely hardened layer has been studied. That is, paying attention to the fact that CrN generated during carbonitriding reduces the amount of dissolved solute Cr in austenite, resulting in incomplete quenching, adding 0.35% or more of Mo to suppress the appearance of incompletely quenched structure doing. However, since Mo is an expensive element, there is a problem in terms of economy.

特許文献1〜4に開示の技術では、今日、求められている耐ピッチング性の向上には、充分に答えることができない。特許文献5に開示の技術では、Mo添加鋼を用いるので、鋼部品が高価となる問題がある。   With the techniques disclosed in Patent Documents 1 to 4, it is not possible to adequately answer the improvement in pitting resistance demanded today. In the technique disclosed in Patent Document 5, since Mo-added steel is used, there is a problem that steel parts are expensive.

そこで、本発明は、高価なMoを添加しなくても、高い表面硬度を有するとともに、耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品を提供することを目的とする。   Therefore, an object of the present invention is to provide a carbonitrided steel part having high surface hardness and excellent pitting resistance without adding expensive Mo.

本発明者らは、上記課題を解決するために、鋼材の成分組成及び浸炭窒化材質特性を、広範囲でかつ系統的に変化させて評価を行った。その結果、鋼部品の表面に関して、次の点が明らかになった。   In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have made evaluations by changing the component composition and carbonitriding material characteristics of steel materials in a wide range and systematically. As a result, the following points became clear regarding the surface of steel parts.

(ア)高価なMoを添加しないで焼入性を確保して、不完全焼入れ層の生成を抑制するためには、Mnを、従来の機械構造用肌焼鋼(SMn420、SCr420、SCM420など)のMn量よりも多く、1.5〜3.0質量%添加することが有効である。   (A) In order to ensure hardenability without adding expensive Mo and suppress the formation of an incompletely hardened layer, Mn is used for conventional case hardening steel for machine structural use (SMn420, SCr420, SCM420, etc.). It is effective to add 1.5 to 3.0% by mass more than the amount of Mn.

(イ)Mnが1.5質量%以上で、Cが0.1〜0.3質量%の肌焼鋼は、海外に存在するが(ドイツDIN規格で、20Mn5など)、浸炭用途で用いられていて、浸炭窒化処理した例は見当たらない。これは、Mnも、Nも、Ms点を大幅に低下させる元素であるため、高Mn鋼を浸炭窒化すると、残留オーステナイト量が多くなり過ぎて、硬さが不足する懸念があることが理由の一つと考えられる。   (B) Case-hardened steel having Mn of 1.5% by mass or more and C of 0.1 to 0.3% by mass exists overseas (German DIN standard, 20Mn5, etc.), but is used for carburizing applications. However, no examples of carbonitriding have been found. This is because both Mn and N are elements that greatly lower the Ms point, and therefore, when carbonitriding high-Mn steel, the amount of retained austenite increases too much and there is a concern that the hardness will be insufficient. One is considered.

本発明者らは、本発明の成分組成の鋼を用いて、表面から0.1mmまでのC量[Cs]が0.1〜1.0質量%、N量[Ns]が0.3〜2.0質量%で、かつ、[Cs]+0.3[Ns]−0.29×Crを0.6〜1.1質量%に制御することにより、残留オーステナイト量を30%以下に制限できることを知見した。   The present inventors use the steel having the component composition of the present invention, the C amount [Cs] from the surface to 0.1 mm is 0.1 to 1.0% by mass, and the N amount [Ns] is 0.3 to 0.3%. The amount of retained austenite can be limited to 30% or less by controlling 2.0% by mass and [Cs] +0.3 [Ns] −0.29 × Cr to 0.6 to 1.1% by mass. I found out.

(ウ)Mnを1.5〜3.0質量%として焼入れ性を確保した場合、表面硬度の観点からは、Crを添加する必要はない。   (C) When hardenability is ensured by setting Mn to 1.5 to 3.0% by mass, it is not necessary to add Cr from the viewpoint of surface hardness.

本発明は、以上の新規な知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、以下のとおりである。   The present invention has been made on the basis of the above novel findings, and the gist thereof is as follows.

(1)質量%で、
C :0.1〜0.3%、
Si:0.05〜2.0%、
Mn:1.5〜3.0%、
P :0.03%以下、
S :0.001〜0.15%、
N :0.001〜0.03%、
Al:0.001〜0.3%
を含有し、
Cr:0.2%未満、
O :0.005%以下に制限し、
残部が鉄と不可避的不純物よりなる鋼からなり、
(x)浸炭窒化処理を施した後に引き続いて、焼入れ処理として油焼入れ処理のみを施されて形成された表面硬化層を有し、
(y)表面から0.1mmまでにおいて、C量が0.1〜1.0%、N量が0.3〜2.0%で、かつ、表面から0.1mmまでの残留オーステナイト量が30体積%以下であり、
(z)下記式で定義するR値が0.6〜1.1%である
ことを特徴とする耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。
R値=[Cs]+0.3[Ns]−0.29×Cr
ここで、[Cs]は、表面から0.1mmまでにおけるC量(%)、[Ns]は、表面から0.1mmまでにおけるN量(%)、Crは、鋼のCr量(%)である。
(1) In mass%,
C: 0.1 to 0.3%
Si: 0.05-2.0%,
Mn: 1.5-3.0%
P: 0.03% or less,
S: 0.001 to 0.15%,
N: 0.001 to 0.03%,
Al: 0.001 to 0.3%
Containing
Cr: less than 0.2%,
O: limited to 0.005% or less,
The balance consists of steel consisting of iron and inevitable impurities,
(X) having a surface hardened layer formed by performing only an oil quenching process as a quenching process after the carbonitriding process,
(Y) From the surface to 0.1 mm, the amount of C is 0.1 to 1.0%, the amount of N is 0.3 to 2.0%, and the amount of retained austenite from the surface to 0.1 mm is 30 Volume% or less,
(Z) A carbonitrided steel part excellent in pitting resistance, wherein the R value defined by the following formula is 0.6 to 1.1%.
R value = [Cs] +0.3 [Ns] −0.29 × Cr
Here, [Cs] is the C amount (%) from the surface to 0.1 mm, [Ns] is the N amount (%) from the surface to 0.1 mm, and Cr is the Cr amount (%) of the steel. is there.

R値=[Cs]+0.3[Ns]−0.29×Cr
ここで、[Cs]は、表面から0.1mmまでにおけるC量(%)、[Ns]は、表面から0.1mmまでにおけるN量(%)、Crは、鋼のCr量(%)である。
R value = [Cs] +0.3 [Ns] −0.29 × Cr
Here, [Cs] is the C amount (%) from the surface to 0.1 mm, [Ns] is the N amount (%) from the surface to 0.1 mm, and Cr is the Cr amount (%) of the steel. is there.

(2)前記鋼が、さらに、質量%で、Mo:0.02〜0.5%、Cu:0.1〜1.0%、及び、Ni:0.1〜3.0%の1種又は2種以上を含有することを特徴とする上記(1)に記載の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。   (2) The steel is further in mass%, Mo: 0.02-0.5%, Cu: 0.1-1.0%, and Ni: 0.1-3.0% Alternatively, the carbonitrided steel part having excellent pitting resistance as described in (1) above, comprising two or more kinds.

(3)前記鋼が、さらに、質量%で、Ti:0.01〜0.2%、Nb:0.01〜0.2%、及び、V:0.02〜0.2%の1種又は2種以上を含有することを特徴とする上記(1)又は(2)に記載の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。   (3) The steel is further one mass of Ti: 0.01 to 0.2%, Nb: 0.01 to 0.2%, and V: 0.02 to 0.2%. Alternatively, the carbonitrided steel part having excellent pitting resistance as described in (1) or (2) above, comprising two or more kinds.

(4)前記鋼が、さらに、質量%で、Ca:0.0002〜0.005%、Zr:0.0003〜0.005%、Mg:0.0003〜0.005%、及び、REM(希土類元素):0.0001〜0.005%の1種又は2種以上を含有することを特徴とする上記(1)〜(3)のいずれかに記載の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。   (4) The steel further contains, in mass%, Ca: 0.0002 to 0.005%, Zr: 0.0003 to 0.005%, Mg: 0.0003 to 0.005%, and REM ( Rare earth element): Carbonitrided steel excellent in pitting resistance according to any one of the above (1) to (3), characterized by containing one or more of 0.0001 to 0.005% parts.

(5)前記鋼が、さらに、質量%で、Sn:0.01〜1.0%を含有することを特徴とする上記(1)〜(4)のいずれかに記載の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。   (5) The steel is further excellent in pitting resistance according to any one of the above (1) to (4), wherein the steel further contains Sn: 0.01 to 1.0% by mass. Carbonitrided steel parts.

)前記焼入れ処理の後の研削によって、最表層にある粒界酸化層を除去した表面硬化層を有することを特徴とする上記(1)〜()のいずれかに記載の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。
( 6 ) Pitting resistance according to any one of the above (1) to ( 5 ), characterized by having a surface hardened layer from which the grain boundary oxide layer in the outermost layer has been removed by grinding after the oil quenching treatment. Carbonitrided steel parts with excellent properties.

)前記焼入れ処理の後にショットピーニング処理を施した表面硬化層を有することを特徴とする上記(1)〜()のいずれかに記載の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。
( 7 ) The carbonitrided steel part excellent in pitting resistance according to any one of the above (1) to ( 5 ), which has a hardened surface layer subjected to shot peening after the oil quenching.

)浸炭窒化鋼部品が、トランスミッション歯車、差動歯車、又は、ベルト式無段変速機(CVT)用プーリーであることを特徴とする上記(1)〜()のいずれかに記載の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。
( 8 ) The carbonitrided steel part is a transmission gear, a differential gear, or a pulley for a belt type continuously variable transmission (CVT), according to any one of (1) to ( 7 ), Carbonitrided steel parts with excellent pitting resistance.

本発明の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品を用いれば、トランスミッション歯車、差動歯車、又は、ベルト式無段変速機(CVT)用プーリーなどの鋼部品を、大幅に小型化、軽量化することが可能となり、自動車の燃費向上と、それを通じたCO2排出量削減が可能となる。 By using carbonitrided steel parts with excellent pitching resistance according to the present invention, steel parts such as transmission gears, differential gears, or pulleys for belt-type continuously variable transmissions (CVT) can be significantly reduced in size and weight. This makes it possible to improve the fuel efficiency of automobiles and to reduce CO 2 emissions.

以下、本発明の“高い表面硬度を有するとともに、耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品”について、詳細に説明する。   Hereinafter, the “carbonitrided steel part having high surface hardness and excellent pitting resistance” according to the present invention will be described in detail.

まず、本発明(浸炭窒化鋼部品)の素材となる鋼(本発明素材鋼)の成分組成を限定する理由について説明する。以下、質量%は、単に、%と記載する。   First, the reason for limiting the component composition of steel (material steel of the present invention) that is the material of the present invention (carbonitrided steel part) will be described. Hereinafter, the mass% is simply described as%.

C:0.1〜0.3%
Cは、鋼の強度を保持するのに必須の元素であり、含有量は、芯部の硬さを決定し、有効硬化層深さにも影響する。本発明では、Cの下限を0.1%とし、芯部硬さを確保している。しかし、多すぎると靭性が低下するので、上限を0.3%とした。Cの好適な範囲は0.15〜0.25%である。本発明素材鋼のC量は、通常、靭性が要求される肌焼鋼として使用されるJIS規格のSMn420、SCr420、SCM420のC量程度である。
C: 0.1 to 0.3%
C is an essential element for maintaining the strength of the steel, and the content determines the hardness of the core and also affects the effective hardened layer depth. In the present invention, the lower limit of C is set to 0.1%, and the core hardness is ensured. However, if the amount is too large, the toughness decreases, so the upper limit was made 0.3%. A preferable range of C is 0.15 to 0.25%. The amount of C of the material steel according to the present invention is generally about the amount of C of JIS standard SMn420, SCr420, and SCM420 used as case-hardened steel that requires toughness.

Si:0.05〜2.0%
Siは、鋼の脱酸に有効な元素であり、また、焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素である。0.05%未満では、添加効果が不十分であり、一方、2.0%を超えると、添加効果が飽和するので、Siは、0.05〜2.0%とする。好適な範囲は、0.5〜1.5%である。
Si: 0.05-2.0%
Si is an element effective for deoxidizing steel, and is an element effective for improving the temper softening resistance. If the content is less than 0.05%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if the content exceeds 2.0%, the effect of addition is saturated. The preferred range is 0.5-1.5%.

Mn:1.5〜3.0%
Mnは、鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、焼入れ性の向上を通じて、浸炭窒化材の最表層における不完全焼入れ層の生成防止に有効な元素である。それ故、本発明において重要な元素であるが、1.5%未満では、添加効果が不十分であり、一方、3.0%を超えると、浸炭窒化処理後の残留オーステナイトが30%を超えるので、Mnは、1.5〜3.0%とする。好適な範囲は、1.8〜3.0%で、さらに好適な範囲は、2.0〜2.5%である。
Mn: 1.5 to 3.0%
Mn is an element effective for deoxidation of steel, and is an element effective for preventing the formation of an incompletely hardened layer in the outermost layer of the carbonitriding material through improvement of hardenability. Therefore, although it is an important element in the present invention, if it is less than 1.5%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if it exceeds 3.0%, the retained austenite after carbonitriding exceeds 30%. Therefore, Mn is made 1.5 to 3.0%. A preferable range is 1.8 to 3.0%, and a more preferable range is 2.0 to 2.5%.

P:0.03%以下
Pは、浸炭時のオーステナイト粒界に偏析して粒界破壊を引き起こし、強度を低下させる元素である。それ故、Pは0.03%以下に制限する必要がある。好適な範囲は0.015%以下である。
P: 0.03% or less P is an element that segregates at the austenite grain boundaries during carburization, causes grain boundary fracture, and reduces strength. Therefore, P must be limited to 0.03% or less. A preferable range is 0.015% or less.

S:0.001〜0.15%
Sは、鋼中でMnSを形成する元素である。MnSは被削性の向上に寄与するが、0.001%未満では、添加効果が不十分である。一方、0.15%を超えると、添加効果は飽和し、むしろ、粒界に偏析して粒界脆化を引き起こす。それ故、Sは、0.001〜0.15%とする。好適な範囲は、0.01〜0.1%である。
S: 0.001 to 0.15%
S is an element that forms MnS in steel. MnS contributes to the improvement of machinability, but if it is less than 0.001%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if it exceeds 0.15%, the effect of addition is saturated, but rather segregates at the grain boundary and causes grain boundary embrittlement. Therefore, S is 0.001 to 0.15%. A suitable range is 0.01 to 0.1%.

Cr:0.5%以下
Crは、課題解決の観点からすると、必ずしも添加する必要がない元素である。しかし、0.05%以上添加すると、焼入れ性の向上を通じて、芯部(非浸炭窒化層)の硬さの確保に寄与する。また、鋼部品が、耐食性が要求される環境で使用される場合、0.05%以上の添加で生成するCr酸化物が不動態皮膜を形成して、耐食性が向上するという効果もある。それ故、Crを添加する場合は、0.05%以上が好ましい。
Cr: 0.5% or less From the viewpoint of solving the problem, Cr is an element that does not necessarily need to be added. However, addition of 0.05% or more contributes to securing the hardness of the core (non-carbonitrided layer) through improving hardenability. In addition, when steel parts are used in an environment where corrosion resistance is required, the Cr oxide produced when 0.05% or more is added forms a passive film, which has the effect of improving corrosion resistance. Therefore, when adding Cr, 0.05% or more is preferable.

しかし、Crは、浸炭窒化処理時のNと結合して、粗大なCrNも形成するので、浸炭窒化層においては好ましくない元素である。したがって、本発明において、Crは、課題解決の観点で、積極的に添加する必要がない元素であるが、Crを、芯部硬さの確保や耐食性向上の観点から添加する場合は、0.5%以下とする。好ましくは、0.2%未満である。なお、後述するように、Cr量は、不可避的不純物程度の量でも、把握する必要がある。本発明では、0.2%未満に制限する。 However, Cr is an undesirable element in the carbonitriding layer because it combines with N during carbonitriding to form coarse CrN. Therefore, in the present invention, Cr is an element that does not need to be positively added from the viewpoint of solving the problem. However, when Cr is added from the viewpoint of securing the core hardness and improving the corrosion resistance, it is 0. 5% or less. Preferably, it is less than 0.2%. As will be described later, it is necessary to grasp the Cr amount even when the amount is inevitable impurities. In the present invention, it is limited to less than 0.2%.

N:0.001〜0.03%
Nは、鋼中でAl、Ti、Nb、V等と結合して窒化物又は炭窒化物を生成し、結晶粒の粗大化を抑制する作用をなす元素である。0.001%未満では、添加効果が不十分であり、一方、0.03%を超えると、添加効果が飽和するので、Nは、0.001〜0.03%とする。好適な範囲は、0.003〜0.008%である。
N: 0.001 to 0.03%
N is an element that acts to combine with Al, Ti, Nb, V, etc. in steel to produce nitrides or carbonitrides and to suppress the coarsening of crystal grains. If it is less than 0.001%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if it exceeds 0.03%, the effect of addition is saturated, so N is made 0.001 to 0.03%. The preferred range is 0.003 to 0.008%.

Al:0.001〜0.3%
Alは、鋼の脱酸を目的として添加する元素である。0.001%未満では、添加効果が不十分であり、一方、0.3%を超えると、添加効果が飽和するので、Alは、0.001〜0.3%とする。
Al: 0.001 to 0.3%
Al is an element added for the purpose of deoxidizing steel. If it is less than 0.001%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if it exceeds 0.3%, the effect of addition is saturated, so Al is made 0.001 to 0.3%.

なお、Nを0.008%以下に制限した状態で、Alを0.1〜0.3%添加すると、鋼中に固溶Alが存在し、固溶Alが被削性の向上に寄与する効果が発現するが、その反面、Al23介在物のサイズが大きくなり、破壊起点となる恐れがあるので、強度をより重視する場合は、Alを0.001〜0.05%添加し、被削性を重視する場合は、Alを0.05超〜0.3%添加することが好ましい。さらに優れた被削性を得るためのAlの好適な範囲は、0.1〜0.15%である。 In addition, when 0.1 to 0.3% of Al is added in a state where N is limited to 0.008% or less, solute Al is present in the steel, and solute Al contributes to improvement of machinability. Although the effect is manifested, on the other hand, the size of the Al 2 O 3 inclusions increases, which may become a starting point of fracture. Therefore, when stress is more important, 0.001 to 0.05% of Al is added. When emphasizing the machinability, it is preferable to add Al in excess of 0.05 to 0.3%. Furthermore, the preferable range of Al for obtaining excellent machinability is 0.1 to 0.15%.

O:0.005%以下
Oは、粒界に偏析して粒界脆化を起こし易くするとともに、鋼中で、硬い酸化物系介在物を形成して、脆性破壊を起こし易くする元素である。それ故、Oは、0.005%以下に制限する必要がある。
O: 0.005% or less O is an element that segregates at the grain boundary and easily causes grain boundary embrittlement, and forms hard oxide inclusions in the steel and easily causes brittle fracture. . Therefore, O needs to be limited to 0.005% or less.

本発明素材鋼は、さらに、Mo:0.02〜0.5%、Cu:0.1〜1.0%、及び、Ni:0.1〜3.0%の1種又は2種以上を含有する。このように限定した理由を以下に述べる。   The material steel according to the present invention further includes one or more of Mo: 0.02 to 0.5%, Cu: 0.1 to 1.0%, and Ni: 0.1 to 3.0%. contains. The reason for this limitation will be described below.

Mo:0.02〜0.5%
Moは、焼入れ性の向上を通じて、浸炭窒化焼入れ処理した部品の芯部硬さを高める作用をなす元素である。0.02%未満では、添加効果が不十分であり、一方、0.5%を超えると、添加効果が飽和するので、Moは、0.02〜0.5%とする。好適な範囲は、0.02〜0.3%未満である。
Mo: 0.02 to 0.5%
Mo is an element that has an effect of increasing the core hardness of a carbonitrided and quenched part through improvement of hardenability. If it is less than 0.02%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if it exceeds 0.5%, the effect of addition is saturated, so Mo is 0.02 to 0.5%. The preferred range is 0.02 to less than 0.3%.

Cu:0.1〜1.0%
Cuは、焼入れ性の向上を通じて、浸炭窒化焼入れ処理した部品の芯部硬さを高める作用をなす元素である。0.1%未満では、添加効果が不十分であり、一方、1.0%を超えると、添加効果が飽和するので、Cuは、0.1〜1.0%とする。
Cu: 0.1 to 1.0%
Cu is an element that acts to increase the core hardness of parts subjected to carbonitriding and quenching treatment by improving hardenability. If it is less than 0.1%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if it exceeds 1.0%, the effect of addition is saturated, so Cu is made 0.1 to 1.0%.

Ni:0.1〜3.0%
Niは、焼入れ性の向上を通じて、浸炭窒化焼入れ処理した部品の芯部硬さを高める作用をなす元素である。0.1%未満では、添加効果が不十分であり、一方、3.0%を超えると、添加効果が飽和するので、Niは、0.1〜3.0%とする。
Ni: 0.1 to 3.0%
Ni is an element that acts to increase the core hardness of parts subjected to carbonitriding and quenching treatment by improving hardenability. If it is less than 0.1%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if it exceeds 3.0%, the effect of addition is saturated, so Ni is made 0.1 to 3.0%.

本発明素材鋼は、さらに、Ti:0.01〜0.2%、Nb:0.01〜0.2%、及び、V:0.02〜0.2%の1種又は2種以上を含有する。このように限定した理由を以下に述べる。   The steel of the present invention further includes one or more of Ti: 0.01 to 0.2%, Nb: 0.01 to 0.2%, and V: 0.02 to 0.2%. contains. The reason for this limitation will be described below.

Ti:0.01〜0.2%
Tiは、鋼中で、微細なTiC、TiCSを形成して、浸炭窒化時のオーステナイト粒の微細化に寄与する元素である。また、Tiは、鋼中で、Nと結合してTiNを形成して、BNの析出を防止し、固溶Bの確保に寄与する元素である。0.01%未満では、添加効果が不十分であり、一方、0.2%を超えると、TiN主体の析出物が多く析出して転動疲労特性が低下するので、Tiは、0.01〜0.2%とする。好適な範囲は、0.02〜0.1%である。
Ti: 0.01 to 0.2%
Ti is an element that contributes to the refinement of austenite grains during carbonitriding by forming fine TiC and TiCS in steel. Further, Ti is an element that contributes to securing solid solution B by forming TiN by combining with N in steel to prevent precipitation of BN. If the content is less than 0.01%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if the content exceeds 0.2%, a large amount of TiN-based precipitates are precipitated and the rolling fatigue characteristics are lowered. -0.2%. The preferred range is 0.02 to 0.1%.

Nb:0.01〜0.2%
Nbは、Nb炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化の抑制に寄与する元素である。0.01%未満では、添加効果が不十分であり、一方、0.2%を超えると、被削性が劣化するので、Nbは、0.01〜0.2%とする。
Nb: 0.01 to 0.2%
Nb is an element that forms Nb carbonitride and contributes to suppression of coarsening of crystal grains. If it is less than 0.01%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if it exceeds 0.2%, the machinability deteriorates, so Nb is made 0.01 to 0.2%.

V:0.02〜0.2%
Vは、V炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化の抑制に寄与する元素である。0.02%未満では、添加効果が不十分であり、一方、0.2%を超えると、被削性が劣化するので、Vは、0.02〜0.2%とする。
V: 0.02-0.2%
V is an element that forms V carbonitride and contributes to suppression of coarsening of crystal grains. If it is less than 0.02%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if it exceeds 0.2%, the machinability deteriorates, so V is 0.02 to 0.2%.

本発明素材鋼は、さらに、Ca:0.0002〜0.005%、Zr:0.0003〜0.005%、Mg:0.0003〜0.005%、及び、REM(希土類元素):0.0001〜0.005%の1種又は2種以上を含有する。このように限定した理由を以下に述べる。   The material steel according to the present invention further includes Ca: 0.0002 to 0.005%, Zr: 0.0003 to 0.005%, Mg: 0.0003 to 0.005%, and REM (rare earth element): 0. 1. 0001-0.005% of 1 type or 2 types or more are contained. The reason for this limitation will be described below.

Ca:0.0002〜0.005%
Caは、酸化物を低融点化し、切削加工環境下の温度上昇で鋼部品を軟質化させて、被削性を改善する作用をなす元素である。0.0002%未満では、添加効果がなく、一方、0.005%を超えると、CaSが多量に生成して、被削性が低下するので、Caは、0.0002〜0.005%とする。
Ca: 0.0002 to 0.005%
Ca is an element that lowers the melting point of oxides and softens steel parts by increasing the temperature in the cutting environment, thereby improving machinability. If it is less than 0.0002%, there is no effect of addition. On the other hand, if it exceeds 0.005%, a large amount of CaS is generated and machinability is lowered, so Ca is 0.0002 to 0.005%. To do.

Zr:0.0003〜0.005%
Zrは、脱酸元素であり、酸化物を生成するが、硫化物も生成するので、MnSとの相互関係を有する元素である。Zr系酸化物は、MnSの晶出/析出の核になり易いので、MnSの分散制御に有効であるが、0.0003%未満では、添加効果はないので、0.0003%以上とする。
Zr: 0.0003 to 0.005%
Zr is a deoxidizing element and generates an oxide, but also generates a sulfide, and thus is an element having a correlation with MnS. Zr-based oxides are effective for controlling the dispersion of MnS because they easily become nuclei for crystallization / precipitation of MnS. However, if less than 0.0003%, there is no effect of addition, so the content is made 0.0003% or more.

MnSの球状化を狙う点で、0.003%超が好ましいが、MnSの微細分散の点では、0.0003〜0.005%が好ましい。鋼部品(製品)としては、製造上、品質の安定性(成分歩留まり等)を維持する観点から、MnSを微細分散させる0.0003〜0.005%が現実的に好ましい。   In terms of aiming for spheroidization of MnS, it is preferably over 0.003%, but in terms of fine dispersion of MnS, 0.0003 to 0.005% is preferable. As a steel part (product), 0.0003 to 0.005% in which MnS is finely dispersed is practically preferable from the viewpoint of maintaining quality stability (component yield, etc.) in production.

Mg:0.0003〜0.005%
Mgは、脱酸元素であり、酸化物を生成するが、硫化物も生成するので、MnSとの相互関係を有する元素である。Mg系酸化物は、MnSの晶出/析出の核になり易い。また、Mgは、MnとMgの複合硫化物を形成し、硫化物の変形を抑制して、球状化に寄与するので、MnSの分散制御に有効な元素である。0.0003%未満では、添加効果がなく、一方、0.005%を超えると、添加効果が飽和するので、Mgは、0.0003〜0.005%とする。
Mg: 0.0003 to 0.005%
Mg is a deoxidizing element and produces an oxide, but also produces a sulfide. Therefore, Mg is an element having a correlation with MnS. Mg-based oxides tend to become nuclei for crystallization / precipitation of MnS. Further, Mg is an effective element for controlling the dispersion of MnS because it forms a composite sulfide of Mn and Mg, suppresses deformation of the sulfide, and contributes to spheroidization. If it is less than 0.0003%, there is no effect of addition, while if it exceeds 0.005%, the effect of addition is saturated, so Mg is made 0.0003 to 0.005%.

REM(希土類元素):0.0001〜0.005%
REM(希土類元素)は、MnSを微細分散させる作用をなす元素であり、また、被削性の改善に有効な元素である。添加効果を得るには、0.0001%以上添加する必要がある。ただし、0.005%を超えると、添加効果は飽和するので、REM(希土類元素)は、0.0001〜0.005%とする。好適な範囲は、0.0005〜0.003%である。
REM (rare earth element): 0.0001 to 0.005%
REM (rare earth element) is an element that functions to finely disperse MnS, and is an element effective for improving machinability. In order to obtain the effect of addition, it is necessary to add 0.0001% or more. However, if it exceeds 0.005%, the effect of addition is saturated, so REM (rare earth element) is made 0.0001 to 0.005%. A suitable range is 0.0005 to 0.003%.

本発明素材鋼は、さらに、Sn:0.01〜1.0%を含有する。このように限定した理由を以下に述べる。   The material steel according to the present invention further contains Sn: 0.01 to 1.0%. The reason for this limitation will be described below.

Sn:0.01〜1.0%
Snは、耐食性を高める作用をなす元素である。この効果は、0.01%未満では発現せず、一方、1.0%を超えると、熱間延性が低下して、鍛造割れの原因を形成するので、Snは、0.01〜1.0%とする。
Sn: 0.01-1.0%
Sn is an element that acts to enhance corrosion resistance. This effect does not appear when the content is less than 0.01%. On the other hand, when the content exceeds 1.0%, the hot ductility is reduced and a cause of forging cracks is formed. 0%.

次に、本発明素材鋼に浸炭窒化処理を施し、その後、焼入れ処理を施して表面硬化層を形成し、表面から0.1mmまでのC量[Cs]を0.1〜1.0%、N量[Ns]を0.3〜2.0%と規定し、かつ、R値=[Cs]+0.3[Ns]−0.29×Crで定義するR値を0.6〜1.1%と規定する理由について説明する。   Next, carbonitriding is performed on the material steel according to the present invention, and then a hardening treatment is performed to form a hardened surface layer. The amount of C [Cs] from the surface to 0.1 mm is 0.1 to 1.0%, The N amount [Ns] is defined as 0.3 to 2.0%, and the R value defined by R value = [Cs] +0.3 [Ns] −0.29 × Cr is 0.6 to 1. The reason for prescribing 1% will be described.

本発明は、本発明素材鋼に浸炭窒化処理と焼入れ処理の両方を施して、耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品を得ることができる。   In the present invention, a carbonitrided steel part excellent in pitting resistance can be obtained by subjecting the material steel of the present invention to both carbonitriding and quenching.

焼入れ処理は、浸炭窒化処理に引き続いて施してもよいし、熱処理歪みの軽減の観点から、浸炭窒化処理の後、一旦徐冷し、その後、施してもよい。焼入れ処理は、通常の油焼入れの他、高周波焼入れで、鋼部品の表面近傍のみを焼入れしてもよい。油焼入れ後に、高周波焼入れを施してもよい。なお、本発明では、浸炭窒化処理に引き続いて、焼入れ処理として油焼入れのみを施す処理を採用する。 The quenching process may be performed subsequent to the carbonitriding process, or may be gradually cooled after the carbonitriding process and then performed from the viewpoint of reducing heat treatment distortion. For the quenching treatment, only the vicinity of the surface of the steel part may be quenched by induction quenching in addition to normal oil quenching. Induction hardening may be performed after oil hardening. In the present invention, subsequent to the carbonitriding process, a process in which only oil quenching is performed is employed as the quenching process.

焼入れ後の焼戻し処理は、鋼部品の靭性を重視する場合、低温焼戻し(150〜180℃前後)が望ましいが、耐ピッチング性のみを重視する場合は、焼戻し処理を省略してもよい。   The tempering treatment after quenching is preferably low-temperature tempering (around 150 to 180 ° C.) when importance is attached to the toughness of steel parts, but the tempering treatment may be omitted when importance is attached only to pitting resistance.

本発明は、表面から0.1mmまでのC量[Cs]を0.1〜1.0%、N量[Ns]を0.3〜2.0%とし、かつ、[Cs]+0.3[Ns]−0.29×Crを0.6〜1.1%とすることにより、焼戻し軟化抵抗に優れ、耐ピッチング性が優れた浸炭窒化鋼部品を得ることができる。   In the present invention, the C amount [Cs] from the surface to 0.1 mm is 0.1 to 1.0%, the N amount [Ns] is 0.3 to 2.0%, and [Cs] +0.3. By setting [Ns] −0.29 × Cr to 0.6 to 1.1%, a carbonitrided steel part having excellent temper softening resistance and excellent pitting resistance can be obtained.

C量やN量が低いほど、焼入れ組織のマルテンサイトの硬さが低下する。一方、C量やN量が高くなるほど、Ms点が低下してマルテンサイトの量が減り、マルテンサイトよりも軟らかい残留オーステナイトが増えることになる。   The lower the amount of C and N, the lower the hardness of the martensite in the quenched structure. On the other hand, the higher the amount of C and N, the lower the Ms point, the amount of martensite decreases, and the retained austenite softer than martensite increases.

残留オーステナイト量が30%を超えると、鋼部品として必要な表面硬さHV700以上を達成できず、耐ピッチング性が低下するので、本発明では、残留オーステナイト量が30%以下となる浸炭量、及び、窒化量とする。   If the amount of retained austenite exceeds 30%, the surface hardness HV700 required for steel parts cannot be achieved, and the pitting resistance is reduced. Therefore, in the present invention, the amount of carburized in which the amount of retained austenite is 30% or less, and The amount of nitriding.

[Cs]が0.1%未満であると、マルテンサイトの硬さが不足することになる。一方、[Cs]が1.0%を超えると、焼入れ後の残留オーステナイト量が30%を超えてしまい、硬さが不足することになる。   When [Cs] is less than 0.1%, the hardness of martensite is insufficient. On the other hand, if [Cs] exceeds 1.0%, the amount of retained austenite after quenching exceeds 30%, resulting in insufficient hardness.

鋼部品の稼働面が300℃程度にまで上昇して、鋼部品が軟化してピッチングに至るので、耐ピッチング性能は、300℃での焼戻し軟化抵抗が高いほど良好である。即ち、300℃焼戻し後の硬さと、耐ピッチング性能との間には、相関関係がある。   Since the working surface of the steel part rises to about 300 ° C. and the steel part softens and reaches pitching, the higher the tempering softening resistance at 300 ° C., the better. That is, there is a correlation between the hardness after tempering at 300 ° C. and the anti-pitting performance.

[Ns]が増加すると、200℃以上で析出するFe4Nの析出硬化により、焼戻し軟化抵抗が向上する。その作用を通じて、耐ピッチング性能が向上するので、[Ns]は、重要な指標である。 When [Ns] increases, the temper softening resistance is improved by precipitation hardening of Fe 4 N precipitated at 200 ° C. or higher. Since the anti-pitching performance is improved through the action, [Ns] is an important index.

[Ns]が0.3%未満であると、焼戻し軟化抵抗が不十分で、その結果、耐ピッチング性が不十分となる。N量が多くなるほどMs点が低下して、マルテンサイトの量が減り、マルテンサイトよりも軟らかい残留オーステナイトが増えるので、[Ns]は0.3%以上とする。一方、[Ns]が2.0%を超えると、焼入れ後の残留オーステナイト量が30%を超えて、硬さ不足となるので、[Ns]は2.0%以下とする。   When [Ns] is less than 0.3%, the temper softening resistance is insufficient, and as a result, the pitting resistance becomes insufficient. As the amount of N increases, the Ms point decreases, the amount of martensite decreases, and the retained austenite softer than martensite increases. Therefore, [Ns] is set to 0.3% or more. On the other hand, if [Ns] exceeds 2.0%, the amount of retained austenite after quenching exceeds 30% and the hardness becomes insufficient, so [Ns] is set to 2.0% or less.

[Cs]+0.3[Ns]−0.29×Crは、本発明素材鋼を浸炭窒化し、焼入れして形成した表面硬化層において、表面から0.1mmまでに存在する残留オーステナイト量を30体積%以下とし、鋼部品として必要な硬さ(HV700以上)を確保するためのパラメータであり、以下のようにして求めた。   [Cs] +0.3 [Ns] −0.29 × Cr is the amount of retained austenite existing up to 0.1 mm from the surface in the hardened surface layer formed by carbonitriding and quenching the material steel of the present invention. This is a parameter for ensuring the hardness (HV700 or more) necessary for steel parts, and is determined as follows.

上述したように、C量やN量が増加すると、Ms点が低下し、残留オーステナイト量が増加する。ただし、固溶Nのみが有効に作用するので、浸炭窒化焼入れ後に分析したN量から、窒化物となったNの分を差し引く必要がある。   As described above, when the amount of C or N increases, the Ms point decreases and the amount of retained austenite increases. However, since only solute N acts effectively, it is necessary to subtract the amount of N that became nitride from the amount of N analyzed after carbonitriding and quenching.

Crは、不可避的不純物レベルの少量でも、Nと結びついてCrNを形成することが、電子顕微鏡観察とX線回折で確認したので、NとCrの原子量比の関係から、0.29×Crの分のNは無効とみなして、R値の定義式において、[−0.29×Cr]を設定した。   Since it was confirmed by electron microscope observation and X-ray diffraction that Cr is combined with N to form CrN even with a small amount of inevitable impurities, from the relationship between the atomic weight ratio of N and Cr, 0.29 × Cr N of the minute was regarded as invalid, and [−0.29 × Cr] was set in the definition formula of the R value.

本発明素材鋼(Mn:1.5〜3.0%)のような高Mn鋼では、Mn系窒化物(MnSiN2)などの生成により固溶Nが減少している可能性がある。そこで、本発明の成分組成(C:0.1〜0.3%、Si:0.05〜2.0%、Mn:1.5〜3.0%、Cr:0.5%以下(0を含む))の鋼を用いて、カーボンポテンシャル:0.6〜1.2%、及び、炉内アンモニア量:1〜10%の浸炭窒化処理を行い、[Cs]、[Ns]、及び、残留オーステナイト量を実測した。 In a high Mn steel such as the material steel according to the present invention (Mn: 1.5 to 3.0%), there is a possibility that solute N is reduced due to the generation of Mn-based nitride (MnSiN 2 ) and the like. Therefore, the component composition of the present invention (C: 0.1 to 0.3%, Si: 0.05 to 2.0%, Mn: 1.5 to 3.0%, Cr: 0.5% or less (0 And carbon) nitriding with carbon potential: 0.6 to 1.2% and in-furnace ammonia amount: 1 to 10%, and [Cs], [Ns], and The amount of retained austenite was measured.

その実測結果に基づいて、残留オーステナイト量に及ぼす[Cs]及び[Ns]の影響を評価した。その結果、Nは、0.3×Cと等価であることを見いだしたので、R値の定義式において、[+0.3[Ns]]を設定した。   Based on the actual measurement results, the influence of [Cs] and [Ns] on the amount of retained austenite was evaluated. As a result, since N was found to be equivalent to 0.3 × C, [+0.3 [Ns]] was set in the R value defining formula.

そして、残留オーステナイト量を30体積%以下とするためには、[Cs]+0.3[Ns]−0.29×Crで求めるR値を1.1%以下とする必要があることを見いだし、R値の上限を1.1%に規定した。   And in order to make a residual austenite amount into 30 volume% or less, it discovered that it was necessary to make R value calculated | required by [Cs] +0.3 [Ns] -0.29 * Cr into 1.1% or less, The upper limit of R value was defined as 1.1%.

マルテンサイトの硬さは、C量やN量が低いほど低くなり、残留オーステナイト量が30体積%以下となると、硬さが不足するので、R値の下限は0.6%と規定した。   The hardness of martensite decreases as the amount of C or N decreases, and when the amount of retained austenite is 30% by volume or less, the hardness is insufficient, so the lower limit of the R value is defined as 0.6%.

なお、本発明の鋼部品を、CVTプーリーのシーブ面やベアリングなどに使用する場合、焼入れ後に、鋼部品の表面を研削(通常、0.05〜0.2mm程度)すると、表面に不可避的に存在している粒界酸化層が除去されるので、耐ピッチング性がより向上する。表面を研削して使用する場合は、研削代を考慮して浸炭窒化処理を施す必要がある。研削は、焼戻し処理を施してから行なうのが好ましい。   In addition, when using the steel part of this invention for the sheave surface of a CVT pulley, a bearing, etc., if the surface of a steel part is ground (usually about 0.05-0.2 mm) after hardening, it will be unavoidable on the surface. Since the existing grain boundary oxide layer is removed, the pitting resistance is further improved. When the surface is used after grinding, it is necessary to perform carbonitriding in consideration of the grinding allowance. The grinding is preferably performed after tempering.

また、焼入れ後に、鋼部品の表面にショットピーニング処理を施すと、ショットピーニングによる塑性変形によって導入された転位に、浸炭窒化のNが時効析出して、焼戻し軟化抵抗がさらに向上し、耐ピッチング性がより向上する。   In addition, when the surface of steel parts is subjected to shot peening after quenching, carbonitriding N precipitates on dislocations introduced by plastic deformation by shot peening, further improving temper softening resistance and improving pitting resistance. Will be improved.

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。   Next, examples of the present invention will be described. The conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited. The present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.

(実施例)
表1及び表2(表1の続き)に示す成分組成を有する鋼材(試験No.1〜11、13〜20、22〜27、36〜42)に、鍛造と焼鈍を施した後、機械加工により試験片を製作した。ローラーピッチング疲労試験片用に、直径26mm、幅28mmの円筒部を有する小ローラー試験片2個と、直径130mm、幅18mmの大ローラー試験片を1個製作した。その後、小ローラー試験片と大ローラー試験片に、表3及び表4(表3の続き)に示す処理を施した。
(Example)
After steel material (test No. 1-11, 13-20, 22-27, 36-42) having the composition shown in Table 1 and Table 2 (continuation of Table 1) is subjected to forging and annealing, machining A test piece was manufactured. Two small roller test pieces having a cylindrical portion with a diameter of 26 mm and a width of 28 mm and one large roller test piece with a diameter of 130 mm and a width of 18 mm were produced for the roller pitting fatigue test piece. Then, the process shown in Table 3 and Table 4 (continuation of Table 3) was given to the small roller test piece and the large roller test piece.

表3及び表4に示す表面硬化処理で、「浸炭窒化焼入れ」(表中(1))は、「950℃×1時間のRXガス浸炭→840℃×4時間のアンモニアとRXガスによる浸炭窒化→油焼入れ」、である。カーボンポテンシャルとアンモニア流量を変化させて、浸炭窒化でのC量とN量を制御して、試験片を製作した。   In the surface hardening treatment shown in Tables 3 and 4, “Carbonitriding and quenching” ((1) in the table) is “950 ° C. × 1 hour RX gas carburizing → 840 ° C. × 4 hours of carbonitriding with ammonia and RX gas” → Oil quenching. Specimens were manufactured by changing the carbon potential and the ammonia flow rate to control the carbon content and carbon content in carbonitriding.

表3及び表4において、焼戻しが「有り」の試験片は、前述の焼入れ後に、「150℃で90分→放冷」の焼戻し処理を施した試験片である。   In Tables 3 and 4, a test piece with “tempered” is a test piece that has been subjected to a tempering treatment of “90 minutes at 150 ° C. → cooling” after the aforementioned quenching.

表3及び表4において、表面研削が「有り」の小ローラー試験片は、予め、円筒部の直径を100μmだけ大きく製作し、試験前に、表面から片側50μm(両側100μm)を研削して、最表面近傍にある粒界酸化層を除去した試験片である。   In Table 3 and Table 4, the small roller test piece with surface grinding of “Yes” is prepared in advance by increasing the diameter of the cylindrical part by 100 μm, and before the test, grinding one side 50 μm (both sides 100 μm), It is the test piece which removed the grain boundary oxide layer in the outermost surface vicinity.

表3及び表4において、ショットピーニングが「有り」の小ローラー試験片は、φ0.8mmの鋼球を用いて、ハークハイト1.0mmAのショットピーニング処理を施した試験片である。   In Tables 3 and 4, the small roller test piece with “existing” shot peening is a test piece subjected to a shot peening treatment with a hark height of 1.0 mmA using a φ0.8 mm steel ball.

大ローラー試験片の1個と、小ローラー試験片の1個を用いて、ローラーピッチング疲労試験を行った。ローラーピッチング疲労試験は、小ローラー試験片に、面圧を、ヘルツ応力4000MPaとして、大ローラー試験片を押し付け、接触部での両ローラー試験片の周速方向を同一方向とし、滑り率を−40%(小ローラー試験片よりも大ローラー試験片の方が接触部の周速が40%大きい)として回転させて、小ローラー試験片においてピッチングが発生するまでの小ローラー試験片の回転数を寿命とした。   A roller pitting fatigue test was performed using one large roller test piece and one small roller test piece. In the roller pitting fatigue test, the surface pressure is set to 4000 MPa on the small roller test piece, the large roller test piece is pressed, the circumferential speed direction of both roller test pieces at the contact portion is the same direction, and the slip rate is −40. The rotation speed of the small roller test piece until the occurrence of pitching in the small roller test piece is lifetime. It was.

前記接触部に供給するギア油の油温は90℃とした。ピッチング発生の検出は、試験機に備え付けてある振動計によって行い、振動検出後に、両ローラー試験片の回転を停止させて、ピッチングの発生と回転数を確認した。   The oil temperature of the gear oil supplied to the contact portion was 90 ° C. Detection of the occurrence of pitching was performed using a vibrometer provided in the testing machine. After the vibration was detected, the rotation of both roller test pieces was stopped, and the occurrence of pitching and the number of rotations were confirmed.

ローラー試験片の材質調査は、ローラーピッチング疲労試験を行っていない、残りの小ローラー試験片を用いて、以下の要領で行った。表面から0.1mmまでのC量及びN量は、試験片の周面を垂直方向に切断し、切断面を鏡面研削した後に、EPMAにて分析した。残留オーステナイト量は、表面から0.05mmまでを電解研削して、X線法により周面を測定した。   The material examination of the roller test piece was carried out in the following manner using the remaining small roller test piece that was not subjected to the roller pitching fatigue test. The amount of C and N from the surface to 0.1 mm was analyzed by EPMA after the peripheral surface of the test piece was cut in the vertical direction and the cut surface was mirror-polished. The amount of retained austenite was electrolytically ground up to 0.05 mm from the surface, and the peripheral surface was measured by the X-ray method.

硬さの測定は、ローラーピッチング疲労試験を行っていない残りの小ローラー試験片を2分割し、片方は、そのまま(以下、「300℃未焼戻し」という。)とし、もう片方は、300℃焼戻し(300℃で90分→放冷後に硬さ測定)を行ない、両者の表面から0.05mm深さの硬さを測定した。   For the measurement of hardness, the remaining small roller test piece that has not been subjected to the roller pitting fatigue test is divided into two parts, one is left as it is (hereinafter referred to as “300 ° C. untempered”), and the other is tempered at 300 ° C. (The hardness was measured at 300 ° C. for 90 minutes and allowed to cool after cooling), and the hardness at a depth of 0.05 mm was measured from both surfaces.

表3及び表4に示すように、発明例の試験No.1〜11、13〜20、22〜27のローラー試験片は、300℃未焼戻しの硬さがHV700以上と良好な焼戻し軟化抵抗を有し、また、300℃焼戻し硬さがHV700以上と優れた焼戻し軟化抵抗を有し、寿命が1000万回以上と優れた耐ピッチング性を有している。 As shown in Table 3 and Table 4, test No. Roller test piece 1~11,13~20,22~27 the hardness of 300 ° C. Not tempering has a good temper softening resistance and HV700 or more, and excellent 300 ° C. tempered hardness is HV700 or more It has temper softening resistance and has excellent pitting resistance with a life of 10 million times or more.

これに対し、Mn量を、本発明で規定する成分組成から逸脱させた比較例のNo.36は、疲労試験寿命が4,169,000回と短かった。Mn量が少ないことにより、焼入性が不足して、不完全焼入れ層が発生したことに起因して、300℃未焼戻しの硬さがHV700に達しなかったためである。   On the other hand, No. of the comparative example which made Mn amount deviate from the component composition prescribed | regulated by this invention. No. 36 had a short fatigue test life of 4,169,000 times. This is because the hardness of untempered at 300 ° C. did not reach HV700 because the hardenability was insufficient due to the small amount of Mn and an incompletely hardened layer was generated.

Cr量を、本発明で規定する成分組成から逸脱させた比較例のNo.37は、疲労試験寿命が7,758,000回と短かった。Cr量が多すぎることにより、粗大なCrNが多数生成し、それが破壊起点となったために低寿命になったためである。   In Comparative Example No. 1 in which the amount of Cr deviates from the component composition defined in the present invention. No. 37 had a short fatigue test life of 7,758,000 times. This is because when the amount of Cr is too large, a large amount of coarse CrN is generated, which becomes a starting point of fracture, resulting in a short life.

C量[Cs]を、本発明で規定する成分組成から逸脱させた比較例のNo.38は、疲労試験寿命が3,016,000回と短かった。[Cs]が高すぎることにより、残留オーステナイト量が30%を超えてしまい、硬さ不足となったためである。   In Comparative Example No. 1 in which the amount of C [Cs] was deviated from the component composition defined in the present invention. No. 38 had a short fatigue test life of 3,016,000 times. This is because when [Cs] is too high, the amount of retained austenite exceeds 30%, resulting in insufficient hardness.

N量[Ns]を、本発明で規定する成分組成から逸脱させた比較例のNo.39は、疲労試験寿命が7,749,000回と短かった。[Ns]が低すぎることにより、焼戻し軟化抵抗が不十分であり、300℃焼戻し硬さがHV682と、HV700未満となったためである。   No. of Comparative Example in which the amount of N [Ns] is deviated from the component composition defined in the present invention. No. 39 had a short fatigue test life of 7,749,000 times. This is because [Ns] is too low, the temper softening resistance is insufficient, and the 300 ° C. tempering hardness becomes HV682 and less than HV700.

N量[Ns]を、本発明で規定する成分組成から逸脱させた比較例のNo.40は、疲労試験寿命が5,780,000回と短かった。[Ns]が高すぎることにより、残留オーステナイト量が30%を超えてしまい、硬さ不足となったためとである。   No. of Comparative Example in which the amount of N [Ns] is deviated from the component composition defined in the present invention. No. 40 had a short fatigue test life of 5,780,000 times. This is because when [Ns] is too high, the amount of retained austenite exceeds 30%, resulting in insufficient hardness.

[Cs]+0.3[Ns]−0.29×Crを、本発明で規定する範囲から逸脱させた比較例のNo.41は、疲労試験寿命が5,502,000回と短かった。[Cs]+0.3[Ns]−0.29×Crが低すぎることにより、300℃未焼戻しの硬さがHV700に達しなかったためであり、また、焼戻し軟化抵抗も不十分(300℃焼戻し硬さがHV675とHV700未満)となったためである。   No. of the comparative example in which [Cs] +0.3 [Ns] −0.29 × Cr was deviated from the range defined in the present invention. No. 41 had a short fatigue test life of 5,502,000 times. This is because [Cs] +0.3 [Ns] −0.29 × Cr is too low, the hardness of 300 ° C. untempered hardness did not reach HV700, and the temper softening resistance was insufficient (300 ° C. tempered hardness). Is less than HV675 and HV700).

[Cs]+0.3[Ns]−0.29×Crを、本発明で規定する範囲から逸脱させた比較例のNo.42は、疲労試験寿命が4,840,000回と短かった。[Cs]+0.3[Ns]−0.29×Crが高すぎることにより、残留オーステナイト量が30%を超えてしまい、硬さ不足となったためである。   No. of the comparative example in which [Cs] +0.3 [Ns] −0.29 × Cr was deviated from the range defined in the present invention. No. 42 had a short fatigue test life of 4,840,000 times. This is because when [Cs] +0.3 [Ns] −0.29 × Cr is too high, the amount of retained austenite exceeds 30%, resulting in insufficient hardness.

前述したように、本発明の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品を用いれば、トランスミッション歯車、差動歯車、又は、ベルト式無段変速機(CVT)用プーリーなどの鋼部品を、大幅に小型化、軽量化することが可能となり、自動車の燃費向上と、それを通じたCO2排出量削減が可能となる。よって、本発明による産業上の効果は極めて顕著である。 As described above, if the carbonitrided steel parts having excellent pitting resistance according to the present invention are used, steel parts such as transmission gears, differential gears, or pulleys for belt-type continuously variable transmissions (CVT) can be greatly reduced. This makes it possible to reduce the size and weight of the vehicle, thereby improving the fuel efficiency of the vehicle and reducing the CO 2 emission through it. Therefore, the industrial effect by this invention is very remarkable.

Claims (8)

質量%で、
C :0.1〜0.3%、
Si:0.05〜2.0%、
Mn:1.5〜3.0%、
P :0.03%以下、
S :0.001〜0.15%、
N :0.001〜0.03%、
Al:0.001〜0.3%
を含有し、
Cr:0.2%未満、
O :0.005%以下に制限し、
残部が鉄と不可避的不純物よりなる鋼からなり、
(x)浸炭窒化処理を施した後に引き続いて、焼入れ処理として油焼入れ処理のみを施されて形成された表面硬化層を有し、
(y)表面から0.1mmまでにおいて、C量が0.1〜1.0%、N量が0.3〜2.0%で、かつ、表面から0.1mmまでの残留オーステナイト量が30体積%以下であり、
(z)下記式で定義するR値が0.6〜1.1%である
ことを特徴とする耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。
R値=[Cs]+0.3[Ns]−0.29×Cr
ここで、[Cs]は、表面から0.1mmまでにおけるC量(%)、[Ns]は、表面から0.1mmまでにおけるN量(%)、Crは、鋼のCr量(%)である。
% By mass
C: 0.1 to 0.3%
Si: 0.05-2.0%,
Mn: 1.5-3.0%
P: 0.03% or less,
S: 0.001 to 0.15%,
N: 0.001 to 0.03%,
Al: 0.001 to 0.3%
Containing
Cr: less than 0.2%,
O: limited to 0.005% or less,
The balance consists of steel consisting of iron and inevitable impurities,
(X) having a surface hardened layer formed by performing only an oil quenching process as a quenching process after the carbonitriding process,
(Y) From the surface to 0.1 mm, the amount of C is 0.1 to 1.0%, the amount of N is 0.3 to 2.0%, and the amount of retained austenite from the surface to 0.1 mm is 30 Volume% or less,
(Z) A carbonitrided steel part excellent in pitting resistance, wherein the R value defined by the following formula is 0.6 to 1.1%.
R value = [Cs] +0.3 [Ns] −0.29 × Cr
Here, [Cs] is the C amount (%) from the surface to 0.1 mm, [Ns] is the N amount (%) from the surface to 0.1 mm, and Cr is the Cr amount (%) of the steel. is there.
前記鋼が、さらに、質量%で、Mo:0.02〜0.5%、Cu:0.1〜1.0%、及び、Ni:0.1〜3.0%の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。   Further, the steel is one or two kinds of Mo: 0.02 to 0.5%, Cu: 0.1 to 1.0%, and Ni: 0.1 to 3.0%. The carbonitrided steel part excellent in pitting resistance according to claim 1, comprising the above. 前記鋼が、さらに、質量%で、Ti:0.01〜0.2%、Nb:0.01〜0.2%、及び、V:0.02〜0.2%の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。   The steel is further one or two kinds of Ti: 0.01 to 0.2%, Nb: 0.01 to 0.2%, and V: 0.02 to 0.2% by mass%. The carbonitrided steel part excellent in pitting resistance according to claim 1 or 2, characterized by containing the above. 前記鋼が、さらに、質量%で、Ca:0.0002〜0.005%、Zr:0.0003〜0.005%、Mg:0.0003〜0.005%、及び、REM(希土類元素):0.0001〜0.005%の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。   The steel is further, in mass%, Ca: 0.0002 to 0.005%, Zr: 0.0003 to 0.005%, Mg: 0.0003 to 0.005%, and REM (rare earth element). The carbonitrided steel part excellent in pitting resistance according to any one of claims 1 to 3, characterized by containing one or more of 0.0001 to 0.005%. 前記鋼が、さらに、質量%で、Sn:0.01〜1.0%を含有することを特徴とする請求項1〜4のいずれか1項に記載の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。   The carbonitrided steel with excellent pitting resistance according to any one of claims 1 to 4, wherein the steel further contains Sn: 0.01 to 1.0% by mass. parts. 前記油焼入れ処理の後の研削によって、最表層にある粒界酸化層を除去した表面硬化層を有することを特徴とする請求項1〜5のいずれか1項に記載の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。   It has the surface hardened layer which removed the grain boundary oxide layer in the outermost layer by grinding after the oil quenching process, and it was excellent in pitting resistance according to any one of claims 1 to 5 Carbonitrided steel parts. 前記油焼入れ処理の後にショットピーニング処理を施した表面硬化層を有することを特徴とする請求項1〜5のいずれか1項に記載の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。   The carbonitrided steel part having excellent pitting resistance according to any one of claims 1 to 5, further comprising a surface hardened layer that has been subjected to shot peening after the oil quenching. 前記浸炭窒化鋼部品が、トランスミッション歯車、差動歯車、又は、ベルト式無段変速機(CVT)用プーリーであることを特徴とする請求項1〜7のいずれか1項に記載の耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品。   The pitting resistance according to claim 1, wherein the carbonitrided steel part is a transmission gear, a differential gear, or a pulley for a belt-type continuously variable transmission (CVT). Excellent carbonitrided steel parts.
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