JP7031428B2 - 浸窒焼入れ処理用鋼、浸窒焼入れ部品及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、浸窒焼入れ処理用鋼、浸窒焼入れ部品及びその製造方法に関する。
自動車部品などをはじめとする機械構造部品は、機械構造部品の素材である鋼を所定の形状に加工した後に浸炭焼入れ処理、窒化処理などの表面硬化処理を行うことによって一般に製造されている。
近年、自動車の品質及び性能を向上させることを目的として、自動車部品の寸法精度及び表面強度に対する要求が厳しくなっている。一般に、寸法精度は、熱処理ひずみを低減させることによって高めることができ、また、表面強度は、表面硬化処理層を厚くすることによって高めることができる。
しかしながら、浸炭焼入れ処理は、表面強度を高めることが容易であるものの、処理温度が高いため、熱処理ひずみが大きく、寸法精度を高めることができないという問題がある。
一方、窒化処理は、処理温度が比較的低温であるため、熱処理ひずみが小さく、寸法精度を高めることができる。しかしながら、窒化処理は、表面硬化処理層を厚くすることができないことから、高強度化が難しいという問題がある。
しかしながら、浸炭焼入れ処理は、表面強度を高めることが容易であるものの、処理温度が高いため、熱処理ひずみが大きく、寸法精度を高めることができないという問題がある。
一方、窒化処理は、処理温度が比較的低温であるため、熱処理ひずみが小さく、寸法精度を高めることができる。しかしながら、窒化処理は、表面硬化処理層を厚くすることができないことから、高強度化が難しいという問題がある。
そこで、寸法精度及び表面硬度の両方を高める技術として、特許文献１には、被処理品を鉄－窒素系平衡状態図のオーステナイトと鉄窒化物（Ｆｅ4Ｎ）の混相域温度で浸窒した後、被処理品を急冷及び再加熱して、被処理品表面にＦｅ16Ｎ2と窒素マルテンサイトとの２層構造を生成させる浸窒焼入れ処理が提案されている。
なお、浸窒焼入れ処理とは、一般に、鉄－窒素系平衡状態図のＡ1点以上の温度域で鋼表面から窒素を拡散浸透させて窒素オーステナイトを表層部に形成した後、焼入れ（急冷）することによって硬質な窒素マルテンサイトを生成させる表面硬化法である。浸窒焼入れ処理は、浸炭焼入れ処理に比べて低温で処理を行うため熱ひずみが小さく、また、窒化処理に比べて高温で処理を行うため処理時間が短いという利点がある。以下、窒素の拡散浸透（浸窒処理）によって鋼の表層部に形成された層を「浸窒層」、浸窒層が形成されなかった部分（浸窒層よりも内側の部分）を「母材」といい、浸窒層の焼入れによって生成した層を「硬化層」という。
なお、浸窒焼入れ処理とは、一般に、鉄－窒素系平衡状態図のＡ1点以上の温度域で鋼表面から窒素を拡散浸透させて窒素オーステナイトを表層部に形成した後、焼入れ（急冷）することによって硬質な窒素マルテンサイトを生成させる表面硬化法である。浸窒焼入れ処理は、浸炭焼入れ処理に比べて低温で処理を行うため熱ひずみが小さく、また、窒化処理に比べて高温で処理を行うため処理時間が短いという利点がある。以下、窒素の拡散浸透（浸窒処理）によって鋼の表層部に形成された層を「浸窒層」、浸窒層が形成されなかった部分（浸窒層よりも内側の部分）を「母材」といい、浸窒層の焼入れによって生成した層を「硬化層」という。
近年、自動車部品などの機械構造部品には、寸法精度及び表面強度だけでなく靭性及び疲労強度に対する要求も増している。
しかしながら、特許文献１では、機械構造部品（浸窒焼入れ部品）の靭性及び疲労強度については十分に検討されていない。
しかしながら、特許文献１では、機械構造部品（浸窒焼入れ部品）の靭性及び疲労強度については十分に検討されていない。
本発明は、上記のような問題を解決するためになされたものであり、靭性及び疲労強度に優れた浸窒焼入れ部品を製造可能な浸窒焼入れ処理用鋼を提供することを目的とする。
また、本発明は、靭性及び疲労強度に優れた浸窒焼入れ部品及びその製造方法を提供することを目的とする。
また、本発明は、靭性及び疲労強度に優れた浸窒焼入れ部品及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、浸窒焼入れ処理用鋼の合金組成に着目して鋭意研究を行った結果、浸窒焼入れ処理用鋼を浸窒焼入れ処理した後に靭性及び疲労特性が低下する原因が、浸窒層及び硬化層における結晶粒の粗大化及び結晶粒間のフェライトに主に起因しているという知見を得た。そして、本発明者らは、Ｍｎ及び／又はＮｉを所定の割合で含有させることにより、浸窒層のオーステナイト化を促進してオーステナイト結晶粒間に存在するフェライトを低減し、その結果として硬化層のマルテンサイト結晶粒間のフェライトも低減し得ることを見出した。また、本発明者らは、浸窒処理時に窒化物を生成する元素を所定の割合で含有させることにより、浸窒層におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、その結果として硬化層におけるマルテンサイト結晶粒の粗大化も抑制し得ることを見出した。本発明は、これらの知見に基づき完成されたものである。
すなわち、本発明は、
Ｃ：０．６質量％以下、
Ｍｎ及び／又はＮｉ：合計で０．４～３．０質量％、
Ｐ：０．０３質量％以下、
Ｓ：０．０３質量％以下、並びに
Ｖ：０．０１～１．５質量％、Ｎｂ：０．０１～３．０質量％及びＴｉ：０．０１～１．５質量％から選択される１種以上
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記式（２）：
Ａ２＝０．３６Ｖ＋０．３５Ｎｂ＋０．３５Ｔｉ－０．２０（Ｍｎ＋Ｎｉ） （２）
（式中、各元素記号は、各元素の質量％である）で表される浸窒指数Ａ２が０．７以下である浸窒焼入れ処理用鋼である。
Ｃ：０．６質量％以下、
Ｍｎ及び／又はＮｉ：合計で０．４～３．０質量％、
Ｐ：０．０３質量％以下、
Ｓ：０．０３質量％以下、並びに
Ｖ：０．０１～１．５質量％、Ｎｂ：０．０１～３．０質量％及びＴｉ：０．０１～１．５質量％から選択される１種以上
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記式（２）：
Ａ２＝０．３６Ｖ＋０．３５Ｎｂ＋０．３５Ｔｉ－０．２０（Ｍｎ＋Ｎｉ） （２）
（式中、各元素記号は、各元素の質量％である）で表される浸窒指数Ａ２が０．７以下である浸窒焼入れ処理用鋼である。
また、本発明は、前記浸窒焼入れ処理用鋼の表層部に、浸窒焼入れ処理によって窒素マルテンサイトを含む硬化層が形成された浸窒焼入れ部品である。
さらに、本発明は、前記浸窒焼入れ処理用鋼を部品形状に加工して浸窒焼入れ処理を行う、浸窒焼入れ部品の製造方法である。
さらに、本発明は、前記浸窒焼入れ処理用鋼を部品形状に加工して浸窒焼入れ処理を行う、浸窒焼入れ部品の製造方法である。
本発明によれば、靭性及び疲労強度に優れた浸窒焼入れ部品を製造可能な浸窒焼入れ処理用鋼を提供することができる。
また、本発明によれば、靭性及び疲労強度に優れた浸窒焼入れ部品及びその製造方法を提供することができる。
また、本発明によれば、靭性及び疲労強度に優れた浸窒焼入れ部品及びその製造方法を提供することができる。
以下、本発明の好適な実施形態について具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されて解釈されるべきものではなく、本発明の要旨を逸脱しない限りにおいて、当業者の知識に基づいて、種々の変更、改良などを行うことができる。各実施形態に開示されている複数の構成要素は、適宜な組み合わせにより、種々の発明を形成できる。例えば、１つの実施形態に示される全構成要素からいくつかの構成要素を削除してもよいし、異なる実施形態の構成要素を適宜組み合わせてもよい。
（実施形態１）
本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｃと、Ｍｎ及び／又はＮｉと、Ｐと、Ｓと、Ｃｒ、Ｓｉ及びＡｌから選択される１種以上とを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。また、この浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｍｏ及びＢから選択される１種以上をさらに含んでもよい。
ここで、本明細書において「不可避的不純物」とは、Ｏなどの除去することが難しい成分のことを意味する。この成分は、原料を溶製する段階で不可避的に混入する。
本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｃと、Ｍｎ及び／又はＮｉと、Ｐと、Ｓと、Ｃｒ、Ｓｉ及びＡｌから選択される１種以上とを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。また、この浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｍｏ及びＢから選択される１種以上をさらに含んでもよい。
ここで、本明細書において「不可避的不純物」とは、Ｏなどの除去することが難しい成分のことを意味する。この成分は、原料を溶製する段階で不可避的に混入する。
＜Ｃ：０．６質量％以下＞
Ｃは、浸窒焼入れ処理用鋼の調質硬さ及び強度を確保するために必要な元素である。しかしながら、Ｃの含有量が多すぎると、浸窒焼入れ処理用鋼の加工性及び溶接性が低下するため、０．６質量％、好ましくは０．５質量％を上限とする。また、浸窒焼入れ部品の母材に硬度があまり要求されない場合、０．３質量％をＣの含有量の上限としてもよい。Ｃの含有量の下限は、特に限定されないが、好ましくは０．００５質量％、より好ましくは０．０１０質量％である。
Ｃは、浸窒焼入れ処理用鋼の調質硬さ及び強度を確保するために必要な元素である。しかしながら、Ｃの含有量が多すぎると、浸窒焼入れ処理用鋼の加工性及び溶接性が低下するため、０．６質量％、好ましくは０．５質量％を上限とする。また、浸窒焼入れ部品の母材に硬度があまり要求されない場合、０．３質量％をＣの含有量の上限としてもよい。Ｃの含有量の下限は、特に限定されないが、好ましくは０．００５質量％、より好ましくは０．０１０質量％である。
＜Ｍｎ及び／又はＮｉ：合計で０．４～３．０質量％＞
Ｍｎ及びＮｉは、浸窒焼入れ処理用鋼の焼入性を高めるとともに、オーステナイト成長速度を高める効果を有するため、浸窒層内のフェライトを低減して疲労強度の低下を抑制する元素である。焼入性を向上させる観点からは、Ｍｎ及び／又はＮｉの合計量の下限を０．４質量％、好ましくは０．４２質量％とする。一方、Ｍｎ及び／又はＮｉの含有量が多すぎると、焼入れ処理時に残留オーステナイト量の増加によって硬化層の硬さが低下する。したがって、Ｍｎ及び／又はＮｉの合計量の上限を３．０質量％、好ましくは２．８質量％とする。
また、Ｍｎ及びＮｉそれぞれの含有量は、特に限定されないが、Ｍｎの含有量が多すぎると、浸窒焼入れ処理用鋼の加工性が低下する傾向にあり、Ｎｉの含有量が多すぎると、Ｎｉが高価であるため経済的に不利となる。したがって、Ｍｎの含有量は、好ましくは３．０質量％以下、より好ましくは０．３～２．８質量％である。また、Ｎｉの含有量は、好ましくは３．０質量％以下、より好ましくは０．０５～１．０質量％である。
Ｍｎ及びＮｉは、浸窒焼入れ処理用鋼の焼入性を高めるとともに、オーステナイト成長速度を高める効果を有するため、浸窒層内のフェライトを低減して疲労強度の低下を抑制する元素である。焼入性を向上させる観点からは、Ｍｎ及び／又はＮｉの合計量の下限を０．４質量％、好ましくは０．４２質量％とする。一方、Ｍｎ及び／又はＮｉの含有量が多すぎると、焼入れ処理時に残留オーステナイト量の増加によって硬化層の硬さが低下する。したがって、Ｍｎ及び／又はＮｉの合計量の上限を３．０質量％、好ましくは２．８質量％とする。
また、Ｍｎ及びＮｉそれぞれの含有量は、特に限定されないが、Ｍｎの含有量が多すぎると、浸窒焼入れ処理用鋼の加工性が低下する傾向にあり、Ｎｉの含有量が多すぎると、Ｎｉが高価であるため経済的に不利となる。したがって、Ｍｎの含有量は、好ましくは３．０質量％以下、より好ましくは０．３～２．８質量％である。また、Ｎｉの含有量は、好ましくは３．０質量％以下、より好ましくは０．０５～１．０質量％である。
＜Ｐ：０．０３質量％以下＞
Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させ易い元素である。Ｐの含有量が多すぎると、粒界の脆化によって靭性が低下する。そのため、Ｐの含有量の上限を０．０３質量％、好ましくは０．０２５質量％とする。一方、Ｐの含有量の下限は、特に限定されないが、好ましくは０．０００１質量％、より好ましくは０．０００５質量％である。
Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させ易い元素である。Ｐの含有量が多すぎると、粒界の脆化によって靭性が低下する。そのため、Ｐの含有量の上限を０．０３質量％、好ましくは０．０２５質量％とする。一方、Ｐの含有量の下限は、特に限定されないが、好ましくは０．０００１質量％、より好ましくは０．０００５質量％である。
＜Ｓ：０．０３質量％以下＞
Ｓは硫化物生成元素である。Ｓの含有量が多すぎると、粗大なＭｎＳが生成し、疲労強度が低下する。そのため、Ｓの含有量の上限を０．０３質量％、好ましくは０．０２５質量％とする。一方、Ｓの含有量の下限は、特に限定されないが、好ましくは０．０００１質量％、より好ましくは０．０００５質量％である。
Ｓは硫化物生成元素である。Ｓの含有量が多すぎると、粗大なＭｎＳが生成し、疲労強度が低下する。そのため、Ｓの含有量の上限を０．０３質量％、好ましくは０．０２５質量％とする。一方、Ｓの含有量の下限は、特に限定されないが、好ましくは０．０００１質量％、より好ましくは０．０００５質量％である。
＜Ｃｒ：０．１～４．５質量％、Ｓｉ：０．１～１．０質量％及びＡｌ：０．１～１．０質量％から選択される１種以上＞
Ｃｒ、Ｓｉ及びＡｌは、浸窒焼入れ処理時に窒化物を生成する元素である。すなわち、これらの元素は、浸窒焼入れ処理時に窒化物を生成して浸窒層における窒素オーステナイトの結晶組織を微細化し、その結果として硬化層における窒素マルテンサイトの結晶組織も微細化する。これにより、浸窒焼入れ部品の疲労強度及び靭性を向上させることが可能となる。
また、Ｃｒは、焼入性を高める元素でもある。このようなＣｒによる効果を得るためには、Ｃｒの含有量の下限を０．１質量％、好ましくは０．１５質量％とする。一方、この効果は、Ｃｒの含有量の増加によって飽和するため、Ｃｒの含有量の上限を４．５質量％、好ましくは４．０質量％、より好ましくは１．５質量％とする。
Ｃｒ、Ｓｉ及びＡｌは、浸窒焼入れ処理時に窒化物を生成する元素である。すなわち、これらの元素は、浸窒焼入れ処理時に窒化物を生成して浸窒層における窒素オーステナイトの結晶組織を微細化し、その結果として硬化層における窒素マルテンサイトの結晶組織も微細化する。これにより、浸窒焼入れ部品の疲労強度及び靭性を向上させることが可能となる。
また、Ｃｒは、焼入性を高める元素でもある。このようなＣｒによる効果を得るためには、Ｃｒの含有量の下限を０．１質量％、好ましくは０．１５質量％とする。一方、この効果は、Ｃｒの含有量の増加によって飽和するため、Ｃｒの含有量の上限を４．５質量％、好ましくは４．０質量％、より好ましくは１．５質量％とする。
Ｓｉは、上記の効果の他に、浸窒焼入れ部品の母材の強度を確保するために必要な元素である。このようなＳｉによる効果を得るためには、Ｓｉの含有量の下限を０．１質量％、好ましくは０．１５質量％、より好ましくは０．２質量％とする。一方、この効果は、Ｓｉの含有量の増加によって飽和するため、Ｓｉの含有量の上限を１．０質量％、好ましくは０．９質量％、より好ましくは０．７質量％とする。
Ａｌによる上記の効果を得るためには、Ａｌの含有量の下限を０．１質量％、好ましくは０．１５質量％、より好ましくは０．２質量％とする。一方、この効果は、Ａｌの含有量の増加によって飽和するため、Ａｌの含有量の上限を１．０質量％、好ましくは０．９質量％、より好ましくは０．７質量％とする。
Ｃｒ、Ｓｉ及びＡｌの合計量は、特に限定されないが、好ましくは０．１～４．５質量％である。この合計量が０．１質量％未満であると、浸窒層における窒素オーステナイト及び硬化層における窒素オーステナイトの結晶組織の微細化が不十分となり、浸窒焼入れ部品の疲労強度及び靭性が十分に向上しないことがある。一方、この合計量が４．５質量％を超えると、その量に見合う効果を得ることができないため不経済である。
＜Ｍｏ：０．１～２．０質量％＞
Ｍｏは、浸窒焼入れ処理用鋼の焼入性を高める元素である。この効果を得るためには、Ｍｏの含有量の下限を好ましくは０．１質量％、より好ましくは０．１５質量％とする。一方、Ｍｏは高価であり、過剰使用は不経済となるため、Ｍｏの含有量の上限を好ましくは２．０質量％、より好ましくは１．５質量％とする。
Ｍｏは、浸窒焼入れ処理用鋼の焼入性を高める元素である。この効果を得るためには、Ｍｏの含有量の下限を好ましくは０．１質量％、より好ましくは０．１５質量％とする。一方、Ｍｏは高価であり、過剰使用は不経済となるため、Ｍｏの含有量の上限を好ましくは２．０質量％、より好ましくは１．５質量％とする。
＜Ｂ：０．０００１～０．０１質量％＞
ＢもＭｏと同様に、浸窒焼入れ処理用鋼の焼入性を高める元素である。この効果を得るためには、Ｂの含有量の下限を好ましくは０．０００１質量％、より好ましくは０．０００３質量％とする。一方、この効果はＢの含有量の増加によって飽和するため、Ｂの含有量の上限を好ましくは０．０１質量％、より好ましくは０．００５質量％とする。
ＢもＭｏと同様に、浸窒焼入れ処理用鋼の焼入性を高める元素である。この効果を得るためには、Ｂの含有量の下限を好ましくは０．０００１質量％、より好ましくは０．０００３質量％とする。一方、この効果はＢの含有量の増加によって飽和するため、Ｂの含有量の上限を好ましくは０．０１質量％、より好ましくは０．００５質量％とする。
本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼において、疲労特性及び靭性を効率良く発現させるためには、焼入れ処理後に硬化層となる浸窒層の厚さを制御する必要がある。
そこで、本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼は、下記式（１）で表される浸窒指数Ａ１が０．７以下、好ましくは－０．１０～０．６８、より好ましくは０～０．５に制御されている。
Ａ１＝０．３０Ｃｒ＋０．４５Ｓｉ＋０．３４Ａｌ－０．２（Ｍｎ＋Ｎｉ） （１）
式中、各元素記号は、各元素の質量％である。
浸窒指数Ａ１は、浸窒処理によって表面から成長した窒素オーステナイトの金属組織の厚さの指標であり、浸窒指数Ａ１が小さいほど浸窒層（焼入れ処理後の硬化層）の厚さが大きいことを意味する。浸窒指数Ａ１が０．７を超えると、浸窒層（焼入れ処理後の硬化層）の厚さが小さくなりすぎてしまい、焼入れ処理によって疲労特性を十分に発現させることができない。なお、浸窒指数Ａ１は、合金組成と浸窒層の厚さとの関係から実験的に算出されたものである。
そこで、本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼は、下記式（１）で表される浸窒指数Ａ１が０．７以下、好ましくは－０．１０～０．６８、より好ましくは０～０．５に制御されている。
Ａ１＝０．３０Ｃｒ＋０．４５Ｓｉ＋０．３４Ａｌ－０．２（Ｍｎ＋Ｎｉ） （１）
式中、各元素記号は、各元素の質量％である。
浸窒指数Ａ１は、浸窒処理によって表面から成長した窒素オーステナイトの金属組織の厚さの指標であり、浸窒指数Ａ１が小さいほど浸窒層（焼入れ処理後の硬化層）の厚さが大きいことを意味する。浸窒指数Ａ１が０．７を超えると、浸窒層（焼入れ処理後の硬化層）の厚さが小さくなりすぎてしまい、焼入れ処理によって疲労特性を十分に発現させることができない。なお、浸窒指数Ａ１は、合金組成と浸窒層の厚さとの関係から実験的に算出されたものである。
本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼の金属組織は、特に限定されないが、好ましくはフェライトである。このような金属組織を有する浸窒焼入れ処理用鋼は、Ａ1点以上の温度域で浸窒処理することで窒素オーステナイトを含む浸窒層を表層部に形成した後、焼入れによって窒素オーステナイトを窒素マルテンサイトに変態させることで硬化層を形成することができる。
（実施形態２）
本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｃと、Ｍｎ及び／又はＮｉと、Ｐと、Ｓと、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉから選択される１種以上とを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。また、この浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｍｏ及びＢから選択される１種以上をさらに含んでもよい。
本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｃｒ、Ｓｉ及びＡｌから選択される１種以上の代わりに、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉから選択される１種以上を含んでいる点で、実施形態１に係る浸窒焼入れ処理用鋼と異なる。なお、本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼の基本的な特徴は、実施形態１に係る浸窒焼入れ処理用鋼と同様であるため、相違点のみ説明する。
本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｃと、Ｍｎ及び／又はＮｉと、Ｐと、Ｓと、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉから選択される１種以上とを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。また、この浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｍｏ及びＢから選択される１種以上をさらに含んでもよい。
本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｃｒ、Ｓｉ及びＡｌから選択される１種以上の代わりに、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉから選択される１種以上を含んでいる点で、実施形態１に係る浸窒焼入れ処理用鋼と異なる。なお、本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼の基本的な特徴は、実施形態１に係る浸窒焼入れ処理用鋼と同様であるため、相違点のみ説明する。
＜Ｖ：０．０１～１．５質量％、Ｎｂ：０．０１～３．０質量％及びＴｉ：０．０１～１．５質量％から選択される１種以上＞
Ｖ、Ｎｂ及びＴｉは、浸窒焼入れ処理時に窒化物を生成する元素である。すなわち、これらの元素は、浸窒焼入れ処理時に窒化物を生成して浸窒層における窒素オーステナイトの結晶組織を微細化し、その結果として硬化層における窒素マルテンサイトの結晶組織も微細化する。これにより、浸窒焼入れ部品の疲労強度及び靭性を向上させることが可能となる。
また、Ｖ及びＴｉはいずれも、炭化物を生成して浸窒焼入れ処理用鋼の結晶組織を微細化することができる。このようなＶ及びＴｉによる効果を得るためには、Ｖ及びＴｉの含有量の下限をいずれも０．０１質量％、好ましくは０．０５質量％、より好ましくは０．２質量％とする。一方、この効果は、Ｖ及びＴｉの含有量の増加によって飽和するため、Ｖ及びＴｉの含有量の上限をいずれも１．５質量％、好ましくは１．４５質量％、より好ましくは０．５質量％とする。
Ｖ、Ｎｂ及びＴｉは、浸窒焼入れ処理時に窒化物を生成する元素である。すなわち、これらの元素は、浸窒焼入れ処理時に窒化物を生成して浸窒層における窒素オーステナイトの結晶組織を微細化し、その結果として硬化層における窒素マルテンサイトの結晶組織も微細化する。これにより、浸窒焼入れ部品の疲労強度及び靭性を向上させることが可能となる。
また、Ｖ及びＴｉはいずれも、炭化物を生成して浸窒焼入れ処理用鋼の結晶組織を微細化することができる。このようなＶ及びＴｉによる効果を得るためには、Ｖ及びＴｉの含有量の下限をいずれも０．０１質量％、好ましくは０．０５質量％、より好ましくは０．２質量％とする。一方、この効果は、Ｖ及びＴｉの含有量の増加によって飽和するため、Ｖ及びＴｉの含有量の上限をいずれも１．５質量％、好ましくは１．４５質量％、より好ましくは０．５質量％とする。
ＮｂもＶ及びＴｉと同様に、炭化物を生成して浸窒焼入れ処理用鋼の結晶組織を微細化する。このようなＮｂによる効果を得るためには、Ｎｂの含有量の下限を０．０１質量％、好ましくは０．０５質量％とする。一方、この効果は、Ｎｂの含有量の増加によって飽和するため、Ｎｂの含有量の上限を３．０質量％、好ましくは２．８質量％、より好ましくは０．６質量％とする。
Ｖ、Ｎｂ及びＴｉの合計量は、特に限定されないが、好ましくは０．０１～３．０質量％である。この合計量が０．０１質量％未満であると、浸窒層における窒素オーステナイト及び硬化層における窒素マルテンサイトの結晶組織の微細化が不十分となり、浸窒焼入れ部品の疲労強度及び靭性を十分に高めることができない場合がある。一方、この合計量が３．０質量％を超えると、その量に見合う効果を得ることができないため不経済である。
本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼は、下記式（２）で表される浸窒指数Ａ２が０．７以下、好ましくは－０．１０～０．６８、より好ましくは０～０．５に制御されている。
Ａ２＝０．３６Ｖ＋０．３５Ｎｂ＋０．３５Ｔｉ－０．２０（Ｍｎ＋Ｎｉ） （２）
式中、各元素記号は、各元素の質量％である。
浸窒指数Ａ２は、浸窒処理によって表面から成長した窒素オーステナイトの金属組織の厚さの指標であり、浸窒指数Ａ２が小さいほど浸窒層の厚さが大きいことを意味する。浸窒指数Ａ２が０．７を超えると、浸窒層の厚さが小さくなりすぎてしまい、焼入れ処理によって疲労特性を十分に発現させることができない。なお、浸窒指数Ａ２は、合金組成と浸窒層の厚さとの関係から実験的に算出されたものである。
Ａ２＝０．３６Ｖ＋０．３５Ｎｂ＋０．３５Ｔｉ－０．２０（Ｍｎ＋Ｎｉ） （２）
式中、各元素記号は、各元素の質量％である。
浸窒指数Ａ２は、浸窒処理によって表面から成長した窒素オーステナイトの金属組織の厚さの指標であり、浸窒指数Ａ２が小さいほど浸窒層の厚さが大きいことを意味する。浸窒指数Ａ２が０．７を超えると、浸窒層の厚さが小さくなりすぎてしまい、焼入れ処理によって疲労特性を十分に発現させることができない。なお、浸窒指数Ａ２は、合金組成と浸窒層の厚さとの関係から実験的に算出されたものである。
（実施形態３）
本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｃと、Ｍｎ及び／又はＮｉと、Ｐと、Ｓと、Ｃｒ、Ｓｉ及びＡｌから選択される１種以上と、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉから選択される１種以上とを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。また、この浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｍｏ及びＢから選択される１種以上をさらに含んでもよい。
本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉから選択される１種以上をさらに含んでいる点で、実施形態１に係る浸窒焼入れ処理用鋼と異なる。なお、本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼の基本的な特徴は、実施形態１及び２に係る浸窒焼入れ処理用鋼と同様であるため、相違点のみ説明する。
本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｃと、Ｍｎ及び／又はＮｉと、Ｐと、Ｓと、Ｃｒ、Ｓｉ及びＡｌから選択される１種以上と、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉから選択される１種以上とを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。また、この浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｍｏ及びＢから選択される１種以上をさらに含んでもよい。
本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼は、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉから選択される１種以上をさらに含んでいる点で、実施形態１に係る浸窒焼入れ処理用鋼と異なる。なお、本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼の基本的な特徴は、実施形態１及び２に係る浸窒焼入れ処理用鋼と同様であるため、相違点のみ説明する。
本実施形態に係る浸窒焼入れ処理用鋼は、下記式（３）で表される浸窒指数Ａ３が０．７以下、好ましくは－０．１０～０．６８、より好ましくは０～０．５に制御されている。
Ａ３＝０．３０Ｃｒ＋０．４５Ｓｉ＋０．３４Ａｌ＋０．３６Ｖ＋０．３５Ｎｂ＋０．３５Ｔｉ－０．２０（Ｍｎ＋Ｎｉ） （３）
式中、各元素記号は、各元素の質量％である。
浸窒指数Ａ３は、浸窒処理によって表面から成長した窒素オーステナイトの金属組織の厚さの指標であり、浸窒指数Ａ３が小さいほど浸窒層の厚さが大きいことを意味する。浸窒指数Ａ３が０．７を超えると、浸窒層の厚さが小さくなりすぎてしまい、焼入れ処理によって疲労特性を十分に発現させることができない。なお、浸窒指数Ａ３は、合金組成と浸窒層の厚さとの関係から実験的に算出されたものである。
Ａ３＝０．３０Ｃｒ＋０．４５Ｓｉ＋０．３４Ａｌ＋０．３６Ｖ＋０．３５Ｎｂ＋０．３５Ｔｉ－０．２０（Ｍｎ＋Ｎｉ） （３）
式中、各元素記号は、各元素の質量％である。
浸窒指数Ａ３は、浸窒処理によって表面から成長した窒素オーステナイトの金属組織の厚さの指標であり、浸窒指数Ａ３が小さいほど浸窒層の厚さが大きいことを意味する。浸窒指数Ａ３が０．７を超えると、浸窒層の厚さが小さくなりすぎてしまい、焼入れ処理によって疲労特性を十分に発現させることができない。なお、浸窒指数Ａ３は、合金組成と浸窒層の厚さとの関係から実験的に算出されたものである。
（実施形態４）
本実施形態に係る浸窒焼入れ部品は、実施形態１～３の浸窒焼入れ処理用鋼の表層部に、浸窒焼入れ処理によって窒素マルテンサイトを含む硬化層が形成されている。
硬化層に含まれる窒素マルテンサイトの平均結晶粒径は、小さいほど浸窒焼入れ部品の靭性及び疲労特性が向上する傾向にあるため、好ましくは８０μｍ以下、より好ましくは７５μｍ以下、さらに好ましくは７０μｍ以下である。一方、窒素マルテンサイトの平均結晶粒径の下限は、特に限定されないが、好ましくは１μｍ、より好ましくは１０μｍ、さらに好ましくは２０μｍである。
本実施形態に係る浸窒焼入れ部品は、実施形態１～３の浸窒焼入れ処理用鋼の表層部に、浸窒焼入れ処理によって窒素マルテンサイトを含む硬化層が形成されている。
硬化層に含まれる窒素マルテンサイトの平均結晶粒径は、小さいほど浸窒焼入れ部品の靭性及び疲労特性が向上する傾向にあるため、好ましくは８０μｍ以下、より好ましくは７５μｍ以下、さらに好ましくは７０μｍ以下である。一方、窒素マルテンサイトの平均結晶粒径の下限は、特に限定されないが、好ましくは１μｍ、より好ましくは１０μｍ、さらに好ましくは２０μｍである。
硬化層の厚さは、浸窒焼入れ部品の種類に応じて適宜調整すればよく特に限定されないが、好ましくは１０５～５００μｍ、より好ましくは１０８～４５０μｍ、さらに好ましくは１１０～４００μｍである。硬化層の厚さが上記の範囲であると、疲労特性を安定して確保することができる。
硬化層のビッカース硬さは、浸窒焼入れ部品の種類に応じて適宜調整すればよく特に限定されないが、好ましくは５００ＨＶ以上、より好ましくは６００～１０００ＨＶ、さらに好ましくは７００～９００ＨＶである。
浸窒焼入れ部品における靱性、疲労強度などの特性は、母材金属組織の平均結晶粒径によっても影響され得る。例えば、母材の金属組織の平均結晶粒径は小さい方が、靭性、疲労強度に優れた浸窒焼入れ部品となる。浸窒焼入れ処理用鋼が熱延材、冷延材、焼鈍材のいずれの場合であっても、浸窒焼入れ処理によって金属組織の平均結晶粒径が変化する可能性が高いが、母材の金属組織の平均結晶粒径は小さいことが望ましい。そこで、母材の金属組織の平均結晶粒径は、好ましくは１００μｍ以下、より好ましくは９５μｍ以下、更に好ましくは９０μｍ以下とする。一方、母材の金属組織の平均結晶粒径が小さすぎると、硬さが高くなって加工性が低下するため、下限は、好ましくは１μｍ、より好ましくは１０μｍ、さらに好ましくは１５μｍとする。
ここで、本明細書において「平均結晶粒径」とは、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３に準拠して切断法によって測定されるものを意味する。
ここで、本明細書において「平均結晶粒径」とは、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３に準拠して切断法によって測定されるものを意味する。
上記のような特徴を有する浸窒焼入れ部品は、浸窒焼入れ処理用鋼を部品形状に加工し、浸窒焼入れ処理を行うことによって製造される。
部品形状としては、特に限定されず、部品の種類に応じた形状であればよい。例えば、浸窒焼入れ部品が軸受部品であれば、要求される軸受部品の形状とすればよい。また、その加工方法も特に限定されず、当該技術分野において公知の方法を用いることができる。
部品形状としては、特に限定されず、部品の種類に応じた形状であればよい。例えば、浸窒焼入れ部品が軸受部品であれば、要求される軸受部品の形状とすればよい。また、その加工方法も特に限定されず、当該技術分野において公知の方法を用いることができる。
浸窒焼入れ処理としては、特に限定されず、当該技術分野において公知の方法に準じて行うことができる。具体的には、部品形状に加工した浸窒焼入れ処理用鋼を鉄－窒素系平衡状態図のＡ1点以上の温度域で鋼表面から窒素を拡散浸透させた後、焼入れ（急冷）すればよい。
このようにして製造される本実施形態に係る浸窒焼入れ部品は、寸法精度及び表面強度はもちろんのこと、靭性及び疲労強度にも優れているため、自動車部品として用いるのに適している。
以下、本発明を実施例によって更に具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例によって何ら限定されるものではない。
表１に示す合金組成を有する熱延鋼板を板厚２ｍｍまで冷延した後、７００～９６０℃で焼鈍することによって鋼板（浸窒焼入れ処理用鋼）を得た。
上記で得られた鋼板に対して浸窒焼入れ処理を行った。浸窒焼入れ処理は、鋼板を窒素ガス、水素ガス及びアンモニアガスを含む混合ガスと接触させることで浸窒処理した後、油焼入れを行い、鋼板の表層部に硬化層を形成した。詳細な条件は下記の通りとした。
浸窒処理温度：８３０℃
浸窒処理時間：３時間
混合ガス中の窒素ガス濃度：７９．９５～９９体積％
混合ガス中の水素ガス濃度：０．９５～２０体積％
混合ガス中のアンモニアガス濃度：０．０５～０．３体積％
焼入れ温度：６０～７０℃
浸窒処理温度：８３０℃
浸窒処理時間：３時間
混合ガス中の窒素ガス濃度：７９．９５～９９体積％
混合ガス中の水素ガス濃度：０．９５～２０体積％
混合ガス中のアンモニアガス濃度：０．０５～０．３体積％
焼入れ温度：６０～７０℃
上記で得られた鋼板について、下記の評価を行った。
（平均結晶粒径）
ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３に準拠し、切断法を使用して母材部の金属組織（フェライト）及び硬化層の金属組織（窒素マルテンサイト）の結晶粒径を測定した。具体的には、測定数を１０とし、光学顕微鏡を用いて１００～５００倍で１０視野の結晶粒径を測定し、その平均をとった。
（平均結晶粒径）
ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３に準拠し、切断法を使用して母材部の金属組織（フェライト）及び硬化層の金属組織（窒素マルテンサイト）の結晶粒径を測定した。具体的には、測定数を１０とし、光学顕微鏡を用いて１００～５００倍で１０視野の結晶粒径を測定し、その平均をとった。
（硬化層の厚さ）
光学顕微鏡を用いて硬化層の厚さを測定した。具体的には、測定数を１０とし、光学顕微鏡を用いて１００倍で１０視野の浸窒層厚さを測定し、その平均をとった。
光学顕微鏡を用いて硬化層の厚さを測定した。具体的には、測定数を１０とし、光学顕微鏡を用いて１００倍で１０視野の浸窒層厚さを測定し、その平均をとった。
（硬化層のビッカース硬さ）
ビッカース硬さ試験機を用い、試験加重を９８０ｍＮ、試験数を５とし、表面から深さ２５μｍの位置におけるビッカース硬さを測定し、その平均をとった。
ビッカース硬さ試験機を用い、試験加重を９８０ｍＮ、試験数を５とし、表面から深さ２５μｍの位置におけるビッカース硬さを測定し、その平均をとった。
（硬化層の窒素濃度）
グロー放電発光分析法法（ＧＤ－ＯＥＳ）を用いて硬化層の窒素濃度を測定した。測定条件は下記の通りとした。
測定機：マーカス型高周波グロー放電発光表面分析装置
スパッタ方式：ノーマルスパッタ
測定深さ：表面から深さ１０μｍ
測定範囲：Φ４ｍｍ
グロー放電発光分析法法（ＧＤ－ＯＥＳ）を用いて硬化層の窒素濃度を測定した。測定条件は下記の通りとした。
測定機：マーカス型高周波グロー放電発光表面分析装置
スパッタ方式：ノーマルスパッタ
測定深さ：表面から深さ１０μｍ
測定範囲：Φ４ｍｍ
（疲労特性）
ＪＩＳ Ｚ２２７３：１９７８及びＪＩＳ Ｚ２２７５：１９７８に準拠して評価を行った。試験片は、ＪＩＳ Ｚ２２７５：１９７８に記載の１号試験片の形状（ｄ＝２０、Ｒ＝４２．５）とし、ＰＷＯＧ型平面曲げ疲労試験機を用い、応力比＝－１、周波数１２５０ｒｐｍ、最大曲げ応力を５００Ｎ／ｍｍ2及び６５０Ｎ／ｍｍ2、試験数５の条件にて、疲労破壊を生じるまでの応力の繰返し回数を測定した。最大曲げ応力が５００Ｎ／ｍｍ2の場合は、繰返し回数が２．０×１０6回を超えても疲労破壊が生じなかった試験片が過半数だったものを合格（〇）、最大曲げ応力が６５０Ｎ／ｍｍ2の場合は、繰返し回数が１．０×１０5回を超えても疲労破壊が生じなかった試験片が過半数のものを合格（〇）とし、それ以外を不合格（×）とした。なお、この評価基準は、自動車の変速機部品などの一般的な機械構造部品として使用する場合を想定した基準である。
ＪＩＳ Ｚ２２７３：１９７８及びＪＩＳ Ｚ２２７５：１９７８に準拠して評価を行った。試験片は、ＪＩＳ Ｚ２２７５：１９７８に記載の１号試験片の形状（ｄ＝２０、Ｒ＝４２．５）とし、ＰＷＯＧ型平面曲げ疲労試験機を用い、応力比＝－１、周波数１２５０ｒｐｍ、最大曲げ応力を５００Ｎ／ｍｍ2及び６５０Ｎ／ｍｍ2、試験数５の条件にて、疲労破壊を生じるまでの応力の繰返し回数を測定した。最大曲げ応力が５００Ｎ／ｍｍ2の場合は、繰返し回数が２．０×１０6回を超えても疲労破壊が生じなかった試験片が過半数だったものを合格（〇）、最大曲げ応力が６５０Ｎ／ｍｍ2の場合は、繰返し回数が１．０×１０5回を超えても疲労破壊が生じなかった試験片が過半数のものを合格（〇）とし、それ以外を不合格（×）とした。なお、この評価基準は、自動車の変速機部品などの一般的な機械構造部品として使用する場合を想定した基準である。
（靭性）
ＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５に準拠して評価を行った。試験片は、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５に記載のＶノッチ試験片（ノッチ深さ２ｍｍ）とし、シャルピー衝撃試験機を用いて室温にて行った。また、試験数は３とした。この評価において、シャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ2以上であったものを◎、１５Ｊ／ｃｍ2以上３０Ｊ／ｃｍ2未満であったものを〇、１５Ｊ／ｃｍ2未満であったものを×とした。なお、この評価基準は、自動車の変速機部品などの一般的な機械構造部品として使用を想定した基準である。
ＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５に準拠して評価を行った。試験片は、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５に記載のＶノッチ試験片（ノッチ深さ２ｍｍ）とし、シャルピー衝撃試験機を用いて室温にて行った。また、試験数は３とした。この評価において、シャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ2以上であったものを◎、１５Ｊ／ｃｍ2以上３０Ｊ／ｃｍ2未満であったものを〇、１５Ｊ／ｃｍ2未満であったものを×とした。なお、この評価基準は、自動車の変速機部品などの一般的な機械構造部品として使用を想定した基準である。
上記の各結果を表２に示す。
表２に示されるように、実施例１～２３は、所定の合金組成及び浸窒指数を満たす鋼板を用いたため、浸窒焼入れ処理後に疲労特性及び靭性が良好であった。
これに対して、比較例１～１３は、所定の合金組成を満たしていない鋼板を用いていたため、浸窒焼入れ処理後に疲労特性及び靭性が十分でなかった。
特に、比較例１は、浸窒焼入れ処理時に窒化物を生成する元素を含んでいないため、窒化物の生成による窒素オーステナイトの粗大化抑制の効果が得られず、窒素マルテンサイトの結晶粒も大きくなった。そのため、浸窒焼入れ処理後に疲労特性及び靭性が低下してしまった。
また、比較例２は、Ｍｎ及びＮｉの合計量が少なすぎたため、焼入れ不足が発生し、疲労特性及び靭性が低下した。比較例３も同様に、Ｍｎ及びＮｉの合計量が少なすぎたため、浸窒層のオーステナイト化が不十分であり、オーステナイト結晶粒間に存在するフェライトを十分に低減させることができなかった。そのため、浸窒焼入れ処理後に疲労特性及び靭性が低下した。
これに対して、比較例１～１３は、所定の合金組成を満たしていない鋼板を用いていたため、浸窒焼入れ処理後に疲労特性及び靭性が十分でなかった。
特に、比較例１は、浸窒焼入れ処理時に窒化物を生成する元素を含んでいないため、窒化物の生成による窒素オーステナイトの粗大化抑制の効果が得られず、窒素マルテンサイトの結晶粒も大きくなった。そのため、浸窒焼入れ処理後に疲労特性及び靭性が低下してしまった。
また、比較例２は、Ｍｎ及びＮｉの合計量が少なすぎたため、焼入れ不足が発生し、疲労特性及び靭性が低下した。比較例３も同様に、Ｍｎ及びＮｉの合計量が少なすぎたため、浸窒層のオーステナイト化が不十分であり、オーステナイト結晶粒間に存在するフェライトを十分に低減させることができなかった。そのため、浸窒焼入れ処理後に疲労特性及び靭性が低下した。
また、比較例４～７及び１０～１３は、浸窒焼入れ処理時に窒化物を生成する元素が少なすぎたため、窒化物の生成による窒素オーステナイトの粗大化抑制の効果が得られず、窒素マルテンサイトの結晶粒も大きくなった。そのため、浸窒焼入れ処理後に疲労特性及び靭性が低下してしまった。
また、比較例８及び９は、Ｓｉ及びＡｌの量が多すぎたため、窒化物が粗大化してしまい疲労破壊の起点となり易くなった。そのため、浸窒焼入れ処理後に疲労特性及び靭性が低下してしまった。
また、比較例１４～１６は、浸窒指数が０．７以上であったため、浸窒処理時にオーステナイト成長速度が遅くなり、浸窒層の厚さが小さくなった。そのため、硬化層の厚さも小さくなり、疲労特性及び靭性が低下してしまった。
また、比較例８及び９は、Ｓｉ及びＡｌの量が多すぎたため、窒化物が粗大化してしまい疲労破壊の起点となり易くなった。そのため、浸窒焼入れ処理後に疲労特性及び靭性が低下してしまった。
また、比較例１４～１６は、浸窒指数が０．７以上であったため、浸窒処理時にオーステナイト成長速度が遅くなり、浸窒層の厚さが小さくなった。そのため、硬化層の厚さも小さくなり、疲労特性及び靭性が低下してしまった。
以上の結果からわかるように、本発明によれば、靭性及び疲労強度に優れた浸窒焼入れ部品を製造可能な浸窒焼入れ処理用鋼を提供することができる。また、本発明によれば、靭性及び疲労強度に優れた浸窒焼入れ部品及びその製造方法を提供することができる。
Claims (7)
- Ｃ：０．６質量％以下、
Ｍｎ及び／又はＮｉ：合計で０．４～３．０質量％、
Ｐ：０．０３質量％以下、
Ｓ：０．０３質量％以下、並びに
Ｖ：０．０１～１．５質量％、Ｎｂ：０．０１～３．０質量％及びＴｉ：０．０１～１．５質量％から選択される１種以上
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記式（２）：
Ａ２＝０．３６Ｖ＋０．３５Ｎｂ＋０．３５Ｔｉ－０．２０（Ｍｎ＋Ｎｉ） （２）
（式中、各元素記号は、各元素の質量％である）で表される浸窒指数Ａ２が０．７以下である浸窒焼入れ処理用鋼。 - Ｍｏ：０．１～２．０質量％及びＢ：０．０００１～０．０１質量％から選択される１種以上をさらに含む、請求項１に記載の浸窒焼入れ処理用鋼。
- Ｖ、Ｎｂ及びＴｉの合計量が０．０１～３．０質量％である、請求項１又は２に記載の浸窒焼入れ処理用鋼。
- 請求項１～３のいずれか一項に記載の浸窒焼入れ処理用鋼の表層部に、浸窒焼入れ処理によって窒素マルテンサイトを含む硬化層が形成された浸窒焼入れ部品。
- 前記窒素マルテンサイトの平均結晶粒径が８０μｍ以下である、請求項４に記載の浸窒焼入れ部品。
- 前記硬化層のビッカース硬さが５００ＨＶ以上である、請求項４又は５に記載の浸窒焼入れ部品。
- 請求項１～３のいずれか一項に記載の浸窒焼入れ処理用鋼を部品形状に加工して浸窒焼入れ処理を行う、浸窒焼入れ部品の製造方法。
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