WO2016158611A1 - 浸炭用鋼材および浸炭部品 - Google Patents

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WO2016158611A1
WO2016158611A1 PCT/JP2016/059194 JP2016059194W WO2016158611A1 WO 2016158611 A1 WO2016158611 A1 WO 2016158611A1 JP 2016059194 W JP2016059194 W JP 2016059194W WO 2016158611 A1 WO2016158611 A1 WO 2016158611A1
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less
carburizing
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low cycle
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PCT/JP2016/059194
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武浩 酒道
正樹 貝塚
陽介 新堂
克浩 岩崎
智靖 北野
宗親 谷
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D9/40—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rings; for bearing races

Definitions

  • the present invention relates to a carburizing steel material and a part obtained by carburizing the steel material.
  • the carburized parts of the present invention are suitably used for, for example, constant velocity joint parts such as gears or shafts, bearings, or continuously variable transmission (CVT) pulleys.
  • constant velocity joint parts such as gears or shafts, bearings, or continuously variable transmission (CVT) pulleys.
  • CVT continuously variable transmission
  • Parts such as gears, constant velocity joint parts, bearings, and CVT pulleys used in automobiles may be damaged at a low cycle because an impact load is applied when the vehicle suddenly starts or stops. Further, in recent years, higher output and smaller unit are aimed at, and the above parts are further desired to improve low cycle fatigue strength.
  • carburizing, quenching and tempering treatments have been applied to JIS steels such as SCr or SCM as defined by JIS, ensuring hardness at the surface of the part, Toughness was ensured.
  • the low cycle fatigue strength of the carburized parts thus obtained is not necessarily high.
  • Patent Documents 1 and 2 are known as techniques for improving low cycle fatigue characteristics.
  • Patent Document 1 discloses a carburized and hardened steel material that is made of steel containing Al in a range of 0.001 to 0.05% as a deoxidizing material and that defines the projected core hardness.
  • Patent Document 2 discloses a carburized steel part made of a steel containing Al in a range of 0.001 to 0.06% for the purpose of deoxidation, and defining the surface hardness and the core hardness. Yes.
  • cold forging is becoming mainstream from the viewpoint of reducing the manufacturing cost and improving the yield. Since cold forging is formed at room temperature, a high stress load is applied to the mold during forging, and early breakage of the mold becomes a problem. Therefore, it is common to soften a steel material by subjecting the steel material to spheroidizing annealing or isothermal annealing before forging.
  • cold forging introduces a large amount of distortion into the interior of a part during molding. The introduced strain becomes an austenite nucleation site during heating during carburizing, and contributes to non-uniform grain growth.
  • the present invention has been made paying attention to the above-described circumstances, and an object thereof is to provide a carburizing steel material and a carburized component which are excellent in low cycle fatigue strength and crystal grain coarsening resistance.
  • the steel material for carburization excellent in low cycle fatigue strength and crystal grain coarsening resistance according to the present invention which has solved the above-mentioned problems, is mass%, C: 0.15-0.25%, Si: 0% More than 0.15% or less, Mn: 1.5 to 2.0%, P: more than 0% to 0.03% or less, S: more than 0% to 0.02% or less, Cr: 0.9 to 1.2% Al: more than 0.06% and 0.10% or less, Ti: 0.05 to 0.10%, Nb: 0.004 to 0.015%, B: 0.001 to 0.005%, and N: It has a gist in that it contains 0.002 to 0.008%, with the balance being iron and inevitable impurities.
  • the steel material is further in mass%, (A) at least one selected from the group consisting of Mo: more than 0% and 0.05% or less, Cu: more than 0% and 0.2% or less, and Ni: more than 0% and 0.20% or less, (B) at least one selected from the group consisting of V: more than 0% and 0.1% or less, and Hf: more than 0% and 0.1% or less, (C) Ca: more than 0% to 0.005% or less, Mg: more than 0% to 0.005% or less, Zr: more than 0% to 0.15% or less, Te: more than 0% to 0.10% or less, and REM: At least one selected from the group consisting of more than 0% and 0.02% or less, (D) Pb: more than 0% and 0.10% or less, Bi: more than 0% and 0.10% or less, and Sb: at least one selected from the group consisting of more than 0% and 0.10% or less, Etc. may be contained.
  • A at least one selected from the group
  • the present invention includes parts obtained by carburizing the carburizing steel material, the core hardness is 350 to 500 HV, and the average value of retained austenite in the region from the surface to a depth of 0.3 mm is 20 to 50. The point is that it is volume%.
  • a carburized steel material having high low cycle fatigue strength and excellent crystal grain coarsening resistance can be obtained.
  • the core hardness and the amount of retained austenite in the region from the surface to a depth of 0.3 mm are appropriately controlled. And carburized parts having excellent resistance to coarsening of grains can be obtained.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing the shape of a test piece.
  • FIG. 2 is a schematic diagram for explaining a core hardness measurement procedure.
  • FIG. 3 is a schematic diagram for explaining a procedure for measuring low cycle fatigue strength.
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing the shape of the test piece.
  • FIG. 5 is a schematic diagram showing the shape of the test piece after cold compression.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies in order to obtain a carburizing steel material that can increase the low cycle fatigue strength and suppress the coarsening of crystal grains even when carburizing after cold forging. As a result, it is possible to provide a carburizing steel material with excellent crystal grain coarsening resistance by actively adding Al in addition to Ti and Nb in the steel component composition, and appropriate amounts of Mn, Cr and B.
  • the present inventors have found that a carburized steel material capable of providing a carburized part excellent in low cycle fatigue strength can be obtained by controlling to a low level.
  • Ti is positively added to increase the low cycle fatigue strength of the carburized component by suppressing the formation of BN and dissolving B in solid solution. Therefore, the raw material cost increases more and more.
  • Al focused by the present inventors is less reactive with N than Ti, it was said that when Ti is added, AlN as pinning particles does not precipitate even when Al is added. .
  • AlN precipitates, that is, by effectively using harmful N present in the steel, It was found that coarsening of crystal grains can be prevented.
  • Nb works effectively to suppress the coarsening of crystal grains, but tends to form coarse crystallized substances, and the coarse crystallized substances do not have a crystal grain coarsening inhibiting action. . For this reason, even if a large amount of Nb is added, fine Nb precipitates that contribute to the suppression of the coarsening of the crystal grains decrease on the contrary. Absent. As a result of investigations by the present inventors, it has been found that if the Nb amount is controlled within a predetermined range, generation of coarse crystallized substances can be suppressed and fine Nb precipitates acting as pinning particles can be generated.
  • the carburizing steel having the component composition adjusted as described above is carburized, the core hardness is 350 to 500 HV, and the average value of retained austenite in the region from the surface to a depth of 0.3 mm is 20 to 50 volumes. %, And the low cycle fatigue strength of carburized parts can be increased.
  • the carburized part itself may be plastically deformed by a high load.
  • power cannot be transmitted efficiently and breakage occurs at an early stage, so the low cycle fatigue strength decreases.
  • the higher the core hardness of the carburized component the more difficult the plastic deformation occurs.
  • the toughness decreases.
  • the crack propagation rate is increased, so that the low cycle fatigue strength is lowered. Therefore, in the present invention, the component composition of the carburizing steel material is controlled so that the core hardness of the carburized component falls within a predetermined range.
  • the carburized steel of the present invention generates a predetermined amount of retained austenite in the carburized part by appropriately controlling the amount of Mn and Cr in the component composition. This is because, by generating a predetermined amount of retained austenite, cracking opening can be suppressed at low cycle load, so that low cycle fatigue strength can be improved. That is, when the oil temperature during carburizing and quenching is equal to or higher than the Mf point, austenite that has not been fully martensitic transformed exists as retained austenite. Since retained austenite is unstable, when stress is applied, it induces transformation into hard martensite. This transformation is accompanied by volume expansion, and crack expansion opening is suppressed when volume expansion occurs.
  • a predetermined amount of retained austenite is generated at the time of carburizing, thereby inducing and transforming retained austenite at the time of low cycle load, thereby increasing the low cycle fatigue strength.
  • B is dissolved in the component composition by appropriately controlling the amounts of B, N and Ti, thereby increasing the low cycle fatigue strength of the carburized component. it can. That is, when P segregates at the austenite grain boundaries, the grain boundaries become brittle and the low cycle fatigue strength decreases.
  • B in a solid solution state has an action of preventing P from segregating at austenite grain boundaries. Therefore, in the present invention, B is prevented from segregating at the austenite grain boundaries by dissolving B.
  • B easily bonds with N in steel to form BN. Therefore, in the present invention, it is necessary to add a predetermined amount of Ti, which is more reactive with N than B, so that B is dissolved.
  • the carburizing steel material of the present invention is, by mass%, C: 0.15 to 0.25%, Si: more than 0% to 0.15% or less, Mn: 1.5 to 2.0%, P: more than 0% 0.03% or less, S: more than 0% to 0.02% or less, Cr: 0.9 to 1.2%, Al: more than 0.06% to 0.10% or less, Ti: 0.05 to 0.10 %, Nb: 0.004 to 0.015%, B: 0.001 to 0.005%, and N: 0.002 to 0.008%.
  • C is an element necessary for securing the core hardness of the final product obtained by carburizing. If the amount of C is too small, the core hardness cannot be secured, so the content is made 0.15% or more.
  • the amount of C is preferably 0.17% or more, more preferably 0.18% or more.
  • the C content is 0.25% or less, preferably 0.23% or less, more preferably 0.22% or less.
  • Si needs to be reduced as much as possible because it dissolves in ferrite and lowers workability, and is 0.15% or less.
  • the amount of Si is preferably 0.13% or less, more preferably 0.11% or less.
  • the Si amount is preferably 0.02% or more, more preferably 0.04% or more.
  • Mn improves the hardenability of the steel material, secures the core hardness of the final product obtained by carburizing, lowers the Ms point of the steel material, forms residual austenite after carburizing, and improves low cycle fatigue strength This is an important element.
  • the amount of Mn is 1.5% or more, preferably 1.55% or more, more preferably 1.6% or more.
  • the amount of Mn is 2.0% or less, preferably 1.9% or less, more preferably 1.8% or less.
  • P is an element inevitably contained in steel, and needs to be 0.03% or less in order to segregate at the grain boundaries and reduce the low cycle fatigue strength of the final product obtained by carburizing.
  • the amount of P is preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less. It is recommended that the amount of P be reduced as much as possible. However, in order to increase the purity by reducing the amount of P, the manufacturing cost increases. Therefore, the amount of P may be 0.003% or more. The P amount may be 0.005% or more.
  • the amount of S is an element inevitably contained in the steel and combines with Mn to become MnS inclusions, which contributes to the improvement of machinability, but lowers the low cycle fatigue strength, so is 0.02% or less. .
  • the amount of S is preferably 0.018% or less, more preferably 0.016% or less. It is recommended to reduce the amount of S as much as possible. However, in order to increase the purity by reducing the amount of S, the manufacturing cost increases and the machinability also decreases. Therefore, the amount of S is preferably 0.003% or more. The amount of S is more preferably 0.005% or more.
  • the Cr content is 0.9% or more, preferably 0.95% or more, more preferably 1.0% or more.
  • the Cr content is 1.2% or less, preferably 1.15% or less, more preferably 1.1% or less.
  • Al is an important element for producing AlN and suppressing coarsening of crystal grains during carburizing. That is, even if Ti that easily reacts with N is added, AlN can be generated by adding more than 0.06% Al. Moreover, since the solid solution temperature of AlN falls when the N amount is within the above range, coarse AlN crystallized during casting is dissolved during rolling, and crystal grains can be prevented from coarsening during carburizing. If the amount of Al is too small, AlN is not formed, so that the crystal grains become coarse during carburizing. Accordingly, the Al content is more than 0.06%, preferably 0.065% or more, more preferably 0.07% or more. However, since excessive addition reduces manufacturability and workability, the Al content is 0.10% or less, preferably 0.09% or less, more preferably 0.085% or less.
  • Ti combines with C in steel to form TiC, and this TiC acts as pinning particles to prevent grain coarsening during carburization. Further, Ti is an element that preferentially bonds with N and forms TiN, so that solid solution B is secured and contributes to the improvement of low cycle fatigue strength. If the amount of Ti is less than 0.05%, the amount of TiC produced is reduced, a sufficient pinning effect cannot be obtained, and crystal grains become coarse during carburizing. Therefore, in the present invention, the Ti amount is 0.05% or more, preferably 0.055% or more, more preferably 0.06% or more. However, even if Ti is added excessively, the crystal grain coarsening prevention characteristic is saturated and the steel material cost increases. Therefore, the Ti amount is 0.10% or less, preferably 0.09% or less, more preferably 0.080% or less.
  • Nb is an element that combines with C and N in steel to form Nb (C, N).
  • Nb (C, N) acts as pinning particles and prevents crystal grain coarsening during carburization. If the amount of Nb is less than 0.004%, the amount of Nb (C, N) produced is reduced, a sufficient pinning effect cannot be obtained, and crystal grains become coarse during carburizing.
  • the Nb amount is 0.004% or more, preferably 0.005% or more, more preferably 0.006% or more.
  • the Nb content is 0.015% or less, preferably 0.013% or less, more preferably 0.011% or less.
  • B is an element that enhances the hardenability of the steel and suppresses the segregation of P at the grain boundaries, and is an element that acts to improve low cycle fatigue strength.
  • the B amount needs to be 0.001% or more.
  • the amount of B is preferably 0.0013% or more, more preferably 0.0015% or more.
  • the B content is 0.005% or less, preferably 0.004% or less, more preferably 0.003% or less.
  • N is an element that combines with Al or Nb in steel to form fine nitrides or fine carbonitrides, and suppresses the coarsening of crystal grains during carburizing.
  • the N amount needs to be 0.002% or more.
  • the N amount is preferably 0.0025% or more, more preferably 0.003% or more.
  • TiN that does not contribute to prevention of crystal grain coarsening is formed, and the crystal grains become coarse during carburization. Therefore, in the present invention, the N content is 0.008% or less.
  • the N amount is preferably 0.007% or less, more preferably 0.006% or less.
  • the basic components of the carburizing steel according to the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • the steel material of the present invention is further in mass%, (A) at least one selected from the group consisting of Mo: more than 0% and 0.05% or less, Cu: more than 0% and 0.2% or less, and Ni: more than 0% and 0.20% or less, (B) at least one selected from the group consisting of V: more than 0% and 0.1% or less, and Hf: more than 0% and 0.1% or less, (C) Ca: more than 0% to 0.005% or less, Mg: more than 0% to 0.005% or less, Zr: more than 0% to 0.15% or less, Te: more than 0% to 0.10% or less, and REM: At least one selected from the group consisting of more than 0% and 0.02% or less, (D) Pb: more than 0% and 0.10% or less, Bi: more than 0% and 0.10% or less, and Sb: at least one selected from the group consisting of more than 0% and 0.10% or less, Etc. may be contained.
  • A at least one
  • Mo, Cu, and Ni are all elements that act effectively to improve the hardenability of the steel and improve the strength and toughness of the carburized parts, alone or in combination of two or more. It is preferable to make it.
  • Mo is preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more.
  • Cu is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more.
  • Ni is preferably 0.02% or more, more preferably 0.05% or more.
  • a supercooled structure may be formed during rolling or annealing, and crystal grains may be coarsened during carburizing.
  • Mo is preferably 0.05% or less, more preferably 0.04% or less, and still more preferably 0.03% or less.
  • Cu is preferably 0.2% or less, more preferably 0.15% or less, and still more preferably 0.1% or less.
  • Ni is preferably 0.20% or less, more preferably 0.18% or less, and still more preferably 0.15% or less.
  • V and Hf are elements that increase the effect of suppressing the coarsening of crystal grains during carburization by adding together with Ti or Nb, and are preferably contained alone or in combination.
  • V is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more.
  • Hf is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more.
  • V is preferably 0.1% or less, more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.075% or less.
  • Hf is preferably 0.1% or less, more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.075% or less.
  • (C) Ca, Mg, Zr, Te, and REM are all elements that effectively suppress the elongation of MnS generated in the steel and effectively improve the toughness of the carburized component. It is preferable to contain 2 or more types.
  • Ca is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more.
  • Mg is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more.
  • Zr is preferably 0.015% or more, more preferably 0.03% or more.
  • Te is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more.
  • REM is preferably 0.002% or more, more preferably 0.005% or more.
  • a coarse oxide will produce
  • Ca is preferably 0.005% or less, more preferably 0.004% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • Mg is preferably 0.005% or less, more preferably 0.004% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • Zr is preferably 0.15% or less, more preferably 0.13% or less, and still more preferably 0.11% or less.
  • Te is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, and more preferably 0.07% or less.
  • REM is preferably 0.02% or less, more preferably 0.018% or less, and still more preferably 0.015% or less.
  • Pb, Bi, and Sb are all elements that improve machinability, and are preferably used alone or in combination of two or more.
  • Pb is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • Bi is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • Sb is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • Pb is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.05% or less.
  • Bi is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.07% or less.
  • Sb is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.07% or less.
  • the carburized part of the present invention is a part obtained by carburizing the carburizing steel material, the core hardness is 350 to 500 HV, and the region from the surface to a depth of 0.3 mm (hereinafter referred to as the surface layer part).
  • the average value of retained austenite in 20) to 50% by volume is satisfied.
  • the core hardness affects the propagation of plastic deformation and fatigue cracks under high stress loading. If the core hardness is too low, plastic deformation occurs under a high stress load and the low cycle fatigue strength is extremely reduced. Therefore, in the present invention, the core hardness is set to 350 HV or higher.
  • the core hardness is preferably 360 HV or higher, more preferably 370 HV or higher.
  • core part hardness shall be 500HV or less.
  • the core hardness is preferably 480 HV or less, more preferably 460 HV or less.
  • the core hardness means the hardness at a depth where the amount of C does not increase during carburizing. That is, the core hardness can be measured by measuring the hardness at the center in the thickness direction where bending stress is applied to the carburized component.
  • Residual austenite is an important structure for improving the low cycle fatigue strength of carburized parts.
  • the retained austenite in the surface layer portion is 20% by volume or more, preferably 25% by volume or more, more preferably 30% by volume or more with respect to the total metal structure.
  • the residual austenite is 50% by volume or less, preferably 45% by volume or less, more preferably 40% by volume or less based on the total metal structure.
  • the amount of retained austenite in the surface layer portion can be measured by, for example, an X-ray residual stress measuring device.
  • the steel material of the present invention can be produced by casting, slabbing, and finish rolling steel melted according to a conventional method according to a conventional method. Specifically, the cast slab obtained by casting may be heated and held at 1100 to 1300 ° C. for 30 minutes to 5 hours, and then subjected to block rolling. The steel slab after the batch rolling is cooled to a temperature of A 1 point or less at an average cooling rate of 0.01 to 5 ° C./second, and then finish-rolled in a state of being heated and held at 850 to 1100 ° C. The steel material of the present invention can be obtained by cooling to room temperature at an average cooling rate of 0.01 to 5 ° C./second.
  • the carburized component of the present invention is an intermediate product obtained by machining the steel material by one or more methods selected from the group consisting of cutting, cold forging, and hot forging according to a conventional method, and carburizing and quenching the intermediate product. It can be manufactured by tempering or carbonitriding quenching and tempering. In the present specification, carburizing quenching and tempering and carbonitriding quenching and tempering may be simply referred to as carburizing treatment.
  • the steel material may be annealed according to a conventional method as necessary before being processed into an intermediate product.
  • the intermediate product may be subjected to a solution treatment and a normalization treatment according to a conventional method as necessary before carburizing treatment.
  • the carburizing gas for example, a mixed gas of metamorphic gas and propane gas may be used.
  • Carburizing and quenching for example, is such that the average C concentration from the surface to a depth of 0.05 mm is 0.50 to 0.90% and the effective hardened layer depth ECD (Effective Case. Depth) is 0.25 to 1.5 mm.
  • the carbon potential CP in the atmosphere was adjusted to 0.40 to 1.00, held at 800 to 1000 ° C. for 1 to 3 hours, and then immediately held at 800 to 900 ° C. for 0.5 to 2 hours. Quench it.
  • polishing polishing, lubricating coating treatment, shot peening treatment or the like may be performed according to a conventional method as necessary.
  • the obtained ingot was heated and held at 1100 to 1300 ° C., and then hot forged to produce a steel material of 24 mm square and ⁇ 24 mm.
  • the normalized 24 mm square steel material was processed into a test piece having the shape shown in FIG.
  • the obtained specimen was carburized in a gas carburizing furnace.
  • the carbon potential was set at 1.0% and held at 950 ° C. for 80 minutes, and then the carbon potential was set at 0.8% and held at 950 ° C. for 60 minutes. After holding for 60 minutes, the temperature was lowered to 845 ° C. with the carbon potential being 0.8%, held at this temperature for 30 minutes, then oil-quenched, further heated to 150 ° C. and held for 2 hours for tempering.
  • the core hardness, the retained austenite amount, and the low cycle fatigue strength were measured.
  • the test piece was cut so as to include the center of the notch as shown in FIG. 2, and the resin-filled one was further polished.
  • the point that bisects the length of the line segment from the bottom of the notch to the bottom surface in the normal direction is defined as a core, and the core and any five Vickers on a straight line that includes this core and is parallel to the bottom
  • the hardness was measured according to JIS Z2244: 2009 at a load of 300 gf.
  • the average of the five points measured was defined as the core hardness.
  • the core hardness is shown in Tables 3 and 4 below.
  • the core hardness of the non-carburized layer can be measured by this method.
  • the low cycle fatigue strength of the test piece was measured by a four-point bending test. That is, while the test piece was supported at four points as shown in FIG. 3, a repeated stress was applied to the test piece, and the number of repetitions until the test piece broke under each stress was measured.
  • 1 is a test piece
  • 2 is a jig
  • 3 is a load direction.
  • the stress was 1000-3500 MPa
  • the frequency was 1 Hz
  • the stress ratio was 0.1.
  • the stress ratio means the ratio of the minimum stress to the maximum stress.
  • the number of repetitions until the test piece broke was defined as the bending fatigue life.
  • the relational expression between the stress applied to the test piece and the bending fatigue life was obtained by simple regression, and the stress when the bending fatigue life was 100 times was defined as the low cycle fatigue strength.
  • the calculation results are shown in Table 3 and Table 4 below. In Tables 3 and 4 below, the cycle strength was indicated as 100 times.
  • the 100-cycle cycle strength was determined to be 2500 MPa or more, and less than 2500 MPa was rejected.
  • JIS Z2273 the range of time intensity is set to 10 4 to 2 ⁇ 10 7 cycles, and in JP-A 2010-285689, the intensity is measured at 500 cycles.
  • strength is measured by 100 cycles and it can be said that it is a sufficiently low cycle. Considering that a higher load has a shorter life, it can be said that the present invention is more severe than the conditions described in JIS Z2273 and Japanese Patent Application Laid-Open No. 2010-285689.
  • the annealed steel material having a diameter of 24 mm was subjected to annealing treatment in order to soften and improve workability.
  • the annealing treatment was performed by heating and holding at 900 ° C. for 1 hour, then lowering the temperature to 660 ° C. and holding for another 4 hours, and then allowing to cool. Note that the annealing treatment is not necessarily essential.
  • the annealed steel material was processed into a test piece having the shape shown in FIG.
  • the obtained test piece was cold-compressed with a 1600 ton press. Cold compression was performed until the height of the test piece after the test was 30% of the height before the test.
  • the shape of the test piece after cold compression is shown in FIG. FIG. 5B shows a test piece obtained by cutting the test piece shown in FIG. 5A at the position of the dotted line.
  • the cold-compressed test piece was carburized, oil-quenched, and tempered in a gas carburizing furnace under the same conditions as the 24 mm square.
  • the crystal grain coarsening resistance was evaluated using a tempered test piece.
  • No. 1-27 is an example that satisfies the requirements specified in the present invention.
  • the maximum grain size number is 5 or more, the crystal grain coarsening resistance is excellent, and the 100-cycle cycle strength is 2500 MPa or more, resulting in low cycle fatigue strength. It turns out that it is excellent.
  • No. Nos. 28 to 58 are examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention, and at least one of crystal grain coarsening resistance and low cycle fatigue strength cannot be improved. Details are as follows.
  • No. No. 28 is an example in which the amount of C is too small, and the core hardness of the carburized component is low, and the low cycle fatigue strength cannot be improved.
  • No. No. 29 is an example containing C excessively, and the core hardness of the carburized component becomes too high, the toughness is lowered, and the low cycle fatigue strength cannot be improved.
  • No. No. 30 is an example in which the amount of Mn is too small, and the core hardness of the carburized component is low, and the amount of residual ⁇ generated after carburizing is small, so the low cycle fatigue strength cannot be improved.
  • No. No. 31 is an example containing Mn excessively, and the amount of residual ⁇ generated after carburizing became excessive, so that the low cycle fatigue strength decreased.
  • No. No. 32 is an example containing P excessively and could not improve the low cycle fatigue strength.
  • No. 33 is an example containing S excessively, and the low cycle fatigue strength could not be improved.
  • No. No. 34 is an example in which the amount of Cr is too small, and the core hardness of the carburized component is low, and the amount of residual ⁇ generated after carburizing is small, so the low cycle fatigue strength cannot be improved.
  • No. No. 35 is an example containing excessive Cr, and since the core hardness of the carburized component was too high, the low cycle fatigue strength could not be improved.
  • No. 36 is an example in which the amount of Al is too small, and since AlN is not formed, crystal grains became coarse during carburizing.
  • No. No. 37 is an example in which the amount of Ti is too small, a pinning effect cannot be obtained, and crystal grains become coarse during carburizing.
  • No. No. 38 is an example not containing Nb, the pinning effect was not obtained, and the crystal grains became coarse during carburizing.
  • No. No. 39 is an example in which the amount of Ti is too small and Nb is not contained, the pinning effect cannot be obtained, and the crystal grains become coarse during carburizing.
  • No. 40 is an example which does not contain B, and could not improve the low cycle fatigue strength of the carburized parts.
  • No. 41 is an example in which the amount of B is too small, and the low cycle fatigue strength of the carburized parts could not be improved.
  • No. No. 42 is an example containing excessive N, and crystal grains became coarse during carburizing.
  • No. Nos. 43 to 53 are examples in which arbitrarily added elements were added beyond the range recommended in the present invention.
  • no. 43 is an example containing Mo excessively, and crystal grains coarsened during carburizing.
  • No. No. 44 is an example containing excessive Cu, and crystal grains became coarse during carburizing.
  • No. No. 45 is an example containing excessive Ni, and crystal grains became coarse during carburizing.
  • No. No. 46 is an example containing excessive Ca, and the low cycle fatigue strength of the carburized component was lowered.
  • No. No. 47 is an example containing excessive Mg, and the low cycle fatigue strength of the carburized component was lowered.
  • No. No. 48 is an example containing Zr excessively, and the low cycle fatigue strength of the carburized parts was lowered.
  • No. No. 49 is an example containing excessive Te, and the low cycle fatigue strength of the carburized component was lowered.
  • No. 50 is an example containing REM excessively, and the low cycle fatigue strength of the carburized component was lowered.
  • No. No. 51 is an example containing Pb excessively, and the low cycle fatigue strength of the carburized component was lowered.
  • No. No. 52 is an example containing excessive Bi, and the low cycle fatigue strength of the carburized component was lowered.
  • No. 53 is an example containing Sb excessively, and the low cycle fatigue strength of the carburized component was lowered.
  • No. Nos. 54 to 58 are examples in which at least the basic components do not satisfy the requirements defined in the present invention, and the crystal grains became coarse during carburization, and the low cycle fatigue strength could not be improved.

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Abstract

　低サイクル疲労強度および結晶粒粗大化耐性に優れた浸炭用鋼材、および浸炭部品を提供する。　質量％で、Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：０％超０．１５％以下、Ｍｎ：１．５～２．０％、Ｐ：０％超０．０３％以下、Ｓ：０％超０．０２％以下、Ｃｒ：０．９～１．２％、Ａｌ：０．０６％超０．１０％以下、Ｔｉ：０．０５～０．１０％、Ｎｂ：０．００４～０．０１５％、Ｂ：０．００１～０．００５％、Ｎ：０．００２～０．００８％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる浸炭用鋼材。

Description

浸炭用鋼材および浸炭部品
　本発明は、浸炭用鋼材、および該鋼材を浸炭処理して得られる部品に関する。本発明の浸炭部品は、例えば、歯車若しくはシャフトなどの等速ジョイント部品、軸受または無段変速機トランスミッション（Continuously Variable Transmission、ＣＶＴ）プーリーなどに好適に用いられる。
　自動車に用いられる歯車、等速ジョイント部品、軸受およびＣＶＴプーリー等の部品には、車両の急発進または急停止時に衝撃的な荷重が加わるため、低サイクルで破損することがある。また、近年では、高出力化およびユニットの小型化が指向され、上記部品には低サイクル疲労強度の向上が一層望まれる。これまで、高サイクル疲労強度を向上させる観点から、ＪＩＳで規定されるＳＣｒまたはＳＣＭなどのＪＩＳ鋼に浸炭焼入れ焼戻し処理を施すことによって、部品の表面で硬さを確保し、部品の芯部で靭性を確保していた。しかし、このようにして得られた浸炭部品の低サイクル疲労強度は必ずしも高くなっていなかった。
　低サイクル疲労特性を改善する技術としては、特許文献１および２が知られている。これらのうち特許文献１には、脱酸材としてＡｌを０．００１～０．０５％の範囲で含有する鋼からなり、投影芯部硬さを規定した浸炭焼入れ鋼材が開示されている。特許文献２には、脱酸を目的としてＡｌを０．００１～０．０６％の範囲で含有する鋼からなり、表面の硬さおよび心部の硬さを規定した浸炭鋼部品が開示されている。
特開２００７－３３２４３８号公報 特開２０１０－２８５６８９号公報
　ところで、部品形状に成形する方法としては、切削加工、熱間鍛造および冷間鍛造などが行われる。製造コストを低減すると共に、歩留まりを改善する観点から、これらのなかでも冷間鍛造が主流になりつつある。冷間鍛造は、室温で成形加工するため、鍛造時には金型に高応力負荷がかかり、金型の早期破損が問題となる。そのため、鍛造前に、鋼材に球状化焼鈍または恒温焼鈍を施し、鋼材を軟質化することが一般的である。しかし、冷間鍛造は、他の方法とは異なり、成形加工時に部品の内部に多量の歪みが導入される。導入された歪みは、浸炭時の加熱中にオーステナイトの核生成サイトとなり、不均一な粒成長を助長する原因となる。そのため、浸炭焼入れ後の部品内部には不均一に粗大化した結晶粒が散在し、最終製品に含まれる歪み量が増大するという問題が発生する。また、近年における浸炭温度の高温化も結晶粒の粗大化を促進する原因になっている。
　しかし、上述したＪＩＳ鋼は、冷間鍛造後に浸炭することを想定していないため、結晶粒の粗大化は抑制できない。また、上記特許文献１および２では、浸炭時における結晶粒の粗大化抑制については考慮されていない。
　本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、低サイクル疲労強度および結晶粒粗大化耐性に優れた浸炭用鋼材、および浸炭部品を提供することにある。
　上記課題を解決することのできた本発明に係る低サイクル疲労強度および結晶粒粗大化耐性に優れた浸炭用鋼材とは、質量％で、Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：０％超０．１５％以下、Ｍｎ：１．５～２．０％、Ｐ：０％超０．０３％以下、Ｓ：０％超０．０２％以下、Ｃｒ：０．９～１．２％、Ａｌ：０．０６％超０．１０％以下、Ｔｉ：０．０５～０．１０％、Ｎｂ：０．００４～０．０１５％、Ｂ：０．００１～０．００５％、およびＮ：０．００２～０．００８％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる点に要旨を有する。
　上記鋼材は、更に、質量％で、
（ａ）Ｍｏ：０％超０．０５％以下、Ｃｕ：０％超０．２％以下、およびＮｉ：０％超０．２０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｂ）Ｖ：０％超０．１％以下、およびＨｆ：０％超０．１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｃ）Ｃａ：０％超０．００５％以下、Ｍｇ：０％超０．００５％以下、Ｚｒ：０％超０．１５％以下、Ｔｅ：０％超０．１０％以下、およびＲＥＭ：０％超０．０２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｄ）Ｐｂ：０％超０．１０％以下、Ｂｉ：０％超０．１０％以下、およびＳｂ：０％超０．１０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
等を含有してもよい。
　本発明には、上記浸炭用鋼材を浸炭処理した部品も包含され、芯部硬さは３５０～５００ＨＶであり、表面から深さ０．３ｍｍ位置までの領域における残留オーステナイトの平均値は２０～５０体積％である点に要旨を有する。
　本発明によれば、鋼材の成分組成を適切に制御することにより低サイクル疲労強度が高く、しかも結晶粒粗大化耐性にも優れた浸炭用鋼材が得られる。また、本発明によれば、上記鋼材に浸炭処理を施すことにより、芯部硬さと、表面から深さ０．３ｍｍ位置までの領域における残留オーステナイト量が適切に制御されるため、低サイクル疲労強度および結晶粒粗大化耐性に優れた浸炭部品が得られる。
図１は、試験片の形状を示す模式図である。 図２は、芯部硬さの測定手順を説明するための模式図である。 図３は、低サイクル疲労強度の測定手順を説明するための模式図である。 図４は、試験片の形状を示す模式図である。 図５は、冷間圧縮後の試験片の形状を示す模式図である。
　本発明者らは、低サイクル疲労強度を高めると共に、冷間鍛造後に浸炭しても結晶粒の粗大化を抑えられる浸炭用鋼材を得るために、鋭意検討を重ねてきた。その結果、鋼材の成分組成のうち、ＴｉおよびＮｂに加えてＡｌを積極的に添加することにより結晶粒粗大化耐性に優れた浸炭用鋼材を提供できること、また、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｂ量を適切に制御すれば低サイクル疲労強度に優れた浸炭部品を提供できる浸炭用鋼材が得られることを見出し、本発明を完成した。
　まず、本発明を完成するに至った経緯について説明する。
　浸炭部品の結晶粒粗大化を防止するには、浸炭用鋼材の成分組成のうち、ＴｉおよびＮｂを添加したうえで、Ａｌを積極的に添加すれば良いことが本発明者らの検討により明らかになった。即ち、ＡｌＮ、ＴｉＣ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）などの炭窒化物は、ピンニング粒子として知られており、浸炭時に結晶粒が粗大化するのを抑制する作用を有している。そのため、ＴｉおよびＮｂを多量に添加すれば、結晶粒粗大化耐性に優れたものとなるが、環境に負荷がかかり、また原料コストが高騰するため望ましくない。また、本発明では、後述するように、ＢＮの生成を抑制して、Ｂを固溶させることにより、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めるためにＴｉを積極的に添加している。そのため、原料コストは益々増大する。一方、本発明者らが着目したＡｌは、Ｔｉに比べてＮと反応しにくいため、Ｔｉを添加した場合には、Ａｌを添加してもピンニング粒子であるＡｌＮが析出しないと言われていた。しかし、本発明者らが検討を重ねたところ、Ａｌを一定量以上添加すれば、Ｔｉを添加した場合でもＡｌＮが析出すること、即ち、鋼中に存在する有害なＮを有効利用して、結晶粒の粗大化を防止できることが分かった。
　また、Ｎｂは、結晶粒の粗大化を抑制するのに有効に作用するが、粗大な晶出物を形成しやすく、粗大な晶出物は、結晶粒の粗大化抑制作用を有していない。そのため、Ｎｂを多量に添加しても、結晶粒の粗大化抑制に寄与する微細なＮｂ析出物は却って減少するため、冷鍛歪みの導入または高温浸炭のような過酷な製造条件には耐えられない。そこで本発明者らが検討したところ、Ｎｂ量を所定の範囲に制御すれば、粗大な晶出物の生成を抑制でき、ピンニング粒子として作用する微細なＮｂ析出物を生成できることが判明した。
　一方、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めるには、浸炭用鋼材の成分組成のうち、特に、Ｍｎ、ＣｒおよびＢ量を適切に制御すればよい。このように成分組成を調整した浸炭用鋼材を浸炭処理すれば、芯部硬さが３５０～５００ＨＶであり、表面から深さ０．３ｍｍ位置までの領域における残留オーステナイトの平均値が２０～５０体積％となり、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。
　即ち、低サイクル荷重域では、高負荷により浸炭部品自体が塑性変形することがある。塑性変形すると、動力を効率的に伝達できなくなり、また早期に破損するため、低サイクル疲労強度は低下する。一方、浸炭部品の芯部硬さが高くなるほど塑性変形しにくくなるが、芯部硬さが高くなり過ぎると、靭性が低下する。靭性が低下すると、き裂伝播速度が増大するため、低サイクル疲労強度は低下する。そこで本発明では、浸炭部品の芯部硬さが所定の範囲となるように、浸炭用鋼材の成分組成を制御している。
　また、本発明の浸炭用鋼材は、成分組成のうち、特に、ＭｎおよびＣｒ量を適切に制御することにより、浸炭部品に所定量の残留オーステナイトを生成させている。残留オーステナイトを所定量生成させることによって、低サイクル負荷時にき裂の発生開口を抑制できるため、低サイクル疲労強度を向上させることができるからである。即ち、浸炭焼入れ時の油温がＭｆ点以上になると、マルテンサイト変態しきれなかったオーステナイトが残留オーステナイトとして存在する。残留オーステナイトは不安定なため、応力が加わると硬質なマルテンサイトに誘起変態する。この変態は、体積膨張を伴っており、体積膨張すると、き裂の発生開口が抑制される。そこで、本発明では、こうした現象を利用し、浸炭時に所定量の残留オーステナイトを生成させることにより、低サイクル負荷時に残留オーステナイトを誘起変態させ、低サイクル疲労強度を高めている。
　また、本発明の浸炭用鋼材は、成分組成のうち、Ｂ、ＮおよびＴｉ量を適切に制御することによって、Ｂを固溶させており、これにより浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。即ち、オーステナイト粒界にＰが偏析すると粒界が脆化し、低サイクル疲労強度が低下する。一方、固溶状態のＢは、Ｐがオーステナイト粒界に偏析するのを防止する作用を有している。そこで、本発明では、Ｂを固溶させることにより、Ｐがオーステナイト粒界に偏析するのを防止する。しかし、Ｂは鋼中のＮと容易に結合してＢＮを形成しやすい。そのため、本発明では、ＢよりもＮとの反応性が高いＴｉを所定量添加し、Ｂを固溶させる必要がある。
　以上、本発明を完成するに至った経緯について説明した。
　次に、本発明に係る浸炭用鋼材における基本成分について説明する。
　本発明の浸炭用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：０％超０．１５％以下、Ｍｎ：１．５～２．０％、Ｐ：０％超０．０３％以下、Ｓ：０％超０．０２％以下、Ｃｒ：０．９～１．２％、Ａｌ：０．０６％超０．１０％以下、Ｔｉ：０．０５～０．１０％、Ｎｂ：０．００４～０．０１５％、Ｂ：０．００１～０．００５％、およびＮ：０．００２～０．００８％を含有する。
　Ｃは、浸炭して得られる最終製品の芯部硬さを確保するために必要な元素である。Ｃ量が少なすぎると、芯部硬さを確保できないため、０．１５％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．１７％以上、より好ましくは０．１８％以上である。しかし、過剰に含有すると、浸炭して得られる最終製品の芯部硬さが高くなり過ぎて靭性が低下し、却って低サイクル疲労強度が低下する。従って本発明では、Ｃ量は、０．２５％以下とし、好ましくは０．２３％以下、より好ましくは０．２２％以下とする。
　Ｓｉは、フェライトに固溶して加工性を低下させるため、できるだけ低減する必要があり、０．１５％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．１３％以下、より好ましくは０．１１％以下である。しかし、Ｓｉ量を低減して純度を高めるには製造コストが増大するため、Ｓｉ量は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０４％以上である。
　Ｍｎは、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭して得られる最終製品の芯部硬さを確保するとともに、鋼材のＭｓ点を下げ、浸炭後に残留オーステナイトを形成させて、低サイクル疲労強度を改善するために重要な元素である。本発明では、Ｍｎ量は、１．５％以上とし、好ましくは１．５５％以上、より好ましくは１．６％以上とする。しかし、Ｍｎを過剰に含有すると、浸炭後に生成する残留オーステナイト量が過剰となり、低サイクル疲労強度が却って低下する。従ってＭｎ量は、２．０％以下、好ましくは１．９％以下、より好ましくは１．８％以下である。
　Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、結晶粒界に偏析し、浸炭して得られる最終製品の低サイクル疲労強度を低下させるため、０．０３％以下とする必要がある。Ｐ量は、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。Ｐ量はできるだけ低減することが推奨されるが、Ｐ量を低減して純度を高めるには製造コストが増大するため、Ｐ量は、０．００３％以上であればよい。Ｐ量は、０．００５％以上であっても構わない。
　Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物となり、切削性の向上に寄与する反面、低サイクル疲労強度を低下させるため、０．０２％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１６％以下である。Ｓ量はできるだけ低減することが推奨されるが、Ｓ量を低減して純度を高めるには製造コストが増加し、また切削性も低下するため、Ｓ量は０．００３％以上が好ましい。Ｓ量は、より好ましくは０．００５％以上である。
　Ｃｒは、鋼材の焼入性を高め、浸炭して得られる最終製品の芯部硬さを確保するとともに、浸炭後に残留オーステナイトを形成させて、低サイクル疲労強度を改善するために重要な元素である。本発明では、Ｃｒ量は、０．９％以上とし、好ましくは０．９５％以上、より好ましくは１．０％以上とする。しかし、Ｃｒを過剰に含有すると、浸炭して得られる最終製品の芯部硬さが高くなりすぎ、低サイクル疲労強度が却って低下する。従ってＣｒ量は、１．２％以下、好ましくは１．１５％以下、より好ましくは１．１％以下である。
　Ａｌは、ＡｌＮを生成し、浸炭時に結晶粒の粗大化を抑制するために重要な元素である。即ち、Ｎと反応しやすいＴｉが添加されていても、０．０６％を超えるＡｌを添加することによりＡｌＮを生成させることができる。また、Ｎ量が上記範囲内では、ＡｌＮの固溶温度が低下するため、鋳造時に晶出した粗大なＡｌＮは圧延時に固溶し、浸炭時に結晶粒が粗大化するのを抑制できる。Ａｌ量が少なすぎると、ＡｌＮが形成されないため、浸炭時に結晶粒が粗大化する。従ってＡｌ量は、０．０６％超とし、好ましくは０．０６５％以上、より好ましくは０．０７％以上とする。しかし、過剰な添加は製造性、加工性を低下させるため、Ａｌ量は、０．１０％以下、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８５％以下とする。
　Ｔｉは、鋼中のＣと結合してＴｉＣを形成し、このＴｉＣがピンニング粒子として作用して、浸炭時の結晶粒粗大化を防止する。また、Ｔｉは、Ｎと優先的に結合し、ＴｉＮを形成することにより固溶Ｂが確保され、低サイクル疲労強度向上に寄与する元素である。Ｔｉ量が０．０５％未満では、ＴｉＣの生成量が少なくなり、充分なピンニング効果が得られず、浸炭時に結晶粒が粗大化する。従って本発明では、Ｔｉ量は、０．０５％以上、好ましくは０．０５５％以上、より好ましくは０．０６％以上とする。しかし、Ｔｉを過剰に添加しても結晶粒粗大化防止特性は飽和し、鋼材コストが増大する。従ってＴｉ量は、０．１０％以下、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８０％以下とする。
　Ｎｂは、鋼中のＣおよびＮと結合してＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成する元素である。Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）は、上述したＴｉＣと同様、ピンニング粒子として作用し、浸炭時の結晶粒粗大化を防止する。Ｎｂ量が０．００４％未満では、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）の生成量が少なくなり、充分なピンニング効果が得られず、浸炭時に結晶粒が粗大化する。本発明では、Ｎｂ量は、０．００４％以上、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００６％以上とする。しかし、過剰に含有しても結晶粒粗大化防止に寄与しない晶出物が形成され、結晶粒粗大化防止特性は飽和する。従ってＮｂ量は、０．０１５％以下、好ましくは０．０１３％以下、より好ましくは０．０１１％以下とする。
　Ｂは、鋼の焼入性を高めるとともに、Ｐが粒界に偏析するのを抑制する元素であり、低サイクル疲労強度向上に作用する元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｂ量は、０．００１％以上とする必要がある。Ｂ量は、好ましくは０．００１３％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。しかし、Ｂを過剰に含有させてもこうした効果は飽和し、加工性を低下させる原因となる。従って本発明では、Ｂ量は０．００５％以下とし、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下である。
　Ｎは、鋼中のＡｌまたはＮｂと結合し、微細な窒化物または微細な炭窒化物を形成し、浸炭時に結晶粒が粗大化するのを抑制する元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｎ量は、０．００２％以上とする必要がある。Ｎ量は、好ましくは０．００２５％以上、より好ましくは０．００３％以上である。しかし、過剰に含有すると、結晶粒の粗大化防止に寄与しないＴｉＮを形成し、浸炭時に結晶粒が粗大化する。従って本発明では、Ｎ量は、０．００８％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００６％以下である。
　本発明に係る浸炭用鋼材の基本成分は上述した通りであり、残部は鉄および不可避不純物である。
　本発明の上記鋼材は、更に、質量％で、
（ａ）Ｍｏ：０％超０．０５％以下、Ｃｕ：０％超０．２％以下、およびＮｉ：０％超０．２０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｂ）Ｖ：０％超０．１％以下、およびＨｆ：０％超０．１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｃ）Ｃａ：０％超０．００５％以下、Ｍｇ：０％超０．００５％以下、Ｚｒ：０％超０．１５％以下、Ｔｅ：０％超０．１０％以下、およびＲＥＭ：０％超０．０２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｄ）Ｐｂ：０％超０．１０％以下、Ｂｉ：０％超０．１０％以下、およびＳｂ：０％超０．１０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
等を含有してもよい。
　（ａ）Ｍｏ、Ｃｕ、およびＮｉは、いずれも鋼の焼入性を向上させて浸炭部品の強度および靭性を向上させるために有効に作用する元素であり、単独で、或いは２種以上を含有させることが好ましい。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｍｏは、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上である。Ｃｕは、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。Ｎｉは、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、過剰に含有すると、鋼材のコストが増大する。また、圧延時または焼鈍時に過冷組織を形成し、浸炭時に結晶粒を粗大化させることがある。従ってＭｏは、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下、更に好ましくは０．０３％以下である。Ｃｕは、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１５％以下、更に好ましくは０．１％以下である。Ｎｉは、好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１８％以下、更に好ましくは０．１５％以下である。
　（ｂ）ＶおよびＨｆは、ＴｉまたはＮｂと共に添加することにより、浸炭時に結晶粒が粗大化するのを抑制する効果を高める元素であり、単独で、或いは併用して含有させることが好ましい。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｖは、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上である。Ｈｆは、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上である。しかし、過剰に含有させてもその効果は飽和し、鋼材コストが増大する。従ってＶは、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０７５％以下である。Ｈｆは、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０７５％以下である。
　（ｃ）Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、およびＲＥＭは、いずれも鋼中に生成するＭｎＳの伸長を抑制し、浸炭部品の靭性を向上させるのに有効に作用する元素であり、単独で、或いは２種以上を含有させることが好ましい。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃａは、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上である。Ｍｇは、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上である。Ｚｒは、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０３％以上である。Ｔｅは、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上である。ＲＥＭは、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００５％以上である。しかし、過剰に含有すると、粗大な酸化物が生成し、低サイクル疲労強度が低下することがある。従って本発明では、Ｃａは、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。Ｍｇは、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。Ｚｒは、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１３％以下、更に好ましくは０．１１％以下である。Ｔｅは、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０７％以下である。ＲＥＭは、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１８％以下、更に好ましくは０．０１５％以下である。
　（ｄ）Ｐｂ、Ｂｉ、およびＳｂは、いずれも被削性を向上させる元素であり、単独で、或いは２種以上を含有させることが好ましい。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｐｂは、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。Ｂｉは、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。Ｓｂは、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。しかし、過剰に含有すると、低サイクル疲労強度が低下することがある。従って本発明では、Ｐｂは、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０５％以下である。Ｂｉは、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０７％以下である。Ｓｂは、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０７％以下である。
　以上、本発明に係る浸炭用鋼材の成分組成について説明した。
　次に、本発明に係る浸炭部品について説明する。
　本発明の浸炭部品は、上記浸炭用鋼材に浸炭処理して得られる部品であり、芯部硬さは３５０～５００ＨＶ、表面から深さ０．３ｍｍ位置までの領域（以下、表層部ということがある。）における残留オーステナイトの平均値が２０～５０体積％を満足する。
　（芯部硬さ）
　芯部硬さは、高応力負荷時における塑性変形および疲労き裂の伝播に影響する。芯部硬さが低すぎると、高応力負荷時に塑性変形して低サイクル疲労強度が極端に低下するため、本発明では、芯部硬さを３５０ＨＶ以上とする。芯部硬さは、好ましくは３６０ＨＶ以上、より好ましくは３７０ＨＶ以上である。しかし、芯部硬さが高すぎると、芯部の靭性が低下し、疲労き裂の伝播が促進されて低サイクル疲労強度が却って低下する。従って本発明では、芯部硬さを５００ＨＶ以下とする。芯部硬さは、好ましくは４８０ＨＶ以下、より好ましくは４６０ＨＶ以下とする。
　芯部硬さとは、浸炭時にＣ量が増加しない深さ位置における硬さを意味する。即ち、浸炭部品において曲げ応力がかかる厚さ方向の中心部における硬さを測定すれば、芯部硬さを測定できる。
　（残留オーステナイト）
　残留オーステナイトは、浸炭部品の低サイクル疲労強度を向上させるために重要な組織である。高応力負荷時に、特に、表層部における残留オーステナイトがマルテンサイトに誘起変態し、局所的に体積膨張することにより、初期き裂発生時の開口発生が抑制されるため、低サイクル疲労強度が向上する。こうした効果を発揮させるには、表層部における残留オーステナイトを、全金属組織に対して２０体積％以上、好ましくは２５体積％以上、より好ましくは３０体積％以上とする。しかし、表層部における残留オーステナイトが多すぎると、浸炭部品の表面が軟化し、初期き裂が早期に発生するため、低サイクル疲労強度が低下する。従って上記残留オーステナイトは、全金属組織に対して５０体積％以下、好ましくは４５体積％以下、より好ましくは４０体積％以下とする。
　表層部における残留オーステナイト量は、例えば、Ｘ線残留応力測定装置にて測定できる。
　次に、本発明に係る浸炭用鋼材の製造方法について説明する。
　本発明の鋼材は、常法に従って溶製した鋼を、常法に従って鋳造、分塊圧延、および仕上げ圧延して製造できる。具体的には、鋳造して得られた鋳片を、１１００～１３００℃で３０分間～５時間加熱保持した後、分塊圧延すればよい。分塊圧延後の鋼片を、平均冷却速度を０．０１～５℃／秒としてＡ1点以下の温度に冷却した後、更に８５０～１１００℃に加熱保持した状態で仕上げ圧延を行ない、更に平均冷却速度を０．０１～５℃／秒として室温まで冷却することにより本発明の鋼材が得られる。
　本発明の浸炭部品は、上記鋼材を、常法に従って切削、冷間鍛造、および熱間鍛造よりなる群から選ばれる１種以上の方法で加工して中間品とし、この中間品を、浸炭焼入れ焼戻しまたは浸炭窒化焼入れ焼戻しすることにより製造できる。なお、本明細書では、浸炭焼入れ焼戻しおよび浸炭窒化焼入れ焼戻しを単に浸炭処理ということがある。
　上記鋼材は、中間品に加工する前に、必要に応じて常法に従って焼鈍処理を施してもよい。
　また、上記中間品は、浸炭処理する前に、必要に応じて常法に従って溶体化処理および焼準処理を施してもよい。
　浸炭ガスとしては、例えば、変成ガスとプロパンガスの混合ガスを用いればよい。
　浸炭焼入れは、例えば、表面から０．０５ｍｍ深さまでの平均Ｃ濃度が０．５０～０．９０％および有効硬化層深さＥＣＤ（Effective Case. Depth）が０．２５～１．５ｍｍとなるように、雰囲気中のカーボンポテンシャルＣＰを０．４０～１．００に調整し、８００～１０００℃にて１～３時間保持し、その後８００～９００℃にて０．５～２時間保持した直後に焼入れすればよい。
　浸炭焼入れ後は、１５０～２００℃にて０．５～３時間保持した後に放冷し、焼戻し処理を行えばよい。
　また、浸炭処理後には、必要に応じて常法に従って研磨、潤滑被膜処理、またはショットピーニング処理などを施してもよい。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記および後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１および表２に示す成分組成を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を溶解炉にて溶製し、インゴットを製造した。下記表１および表２において、「－」は検出されなかったことを意味する。
　得られたインゴットを１１００～１３００℃で加熱保持した後、熱間鍛造して２４ｍｍ角およびφ２４ｍｍの鋼材を製造した。
　更に、溶体化処理として１２５０℃で１時間加熱保持した後、放冷し、焼準処理として１０００℃で１時間加熱保持した後、放冷した。
　焼準処理した２４ｍｍ角の鋼材を図１に示す形状の試験片に加工した。
　得られた試験片をガス浸炭炉にて浸炭処理した。
　浸炭処理は、カーボンポテンシャルを１．０％として９５０℃で８０分間保持した後、続けてカーボンポテンシャルを０．８％として９５０℃で６０分間保持した。６０分間保持後、カーボンポテンシャル０．８％のまま８４５℃まで降温し、この温度で３０分保持してから油焼入れし、更に１５０℃に加熱して２時間保持して焼戻した。
　焼戻した試験片を用い、芯部硬さの測定、残留オーステナイト量の測定および低サイクル疲労強度の測定を行った。
　（芯部硬さの測定）
　上記試験片を図２に示すようにノッチ中央を含むように切断し、これを樹脂埋めしたものをさらに研磨した。ノッチ底から法線方向に下した底面までの線分の長さを２等分する点を芯部とし、芯部と、この芯部を含み底面と平行な直線上の任意な５点のビッカース硬さを荷重３００ｇｆにてＪＩＳ　Ｚ２２４４：２００９に則って測定した。測定した５点の平均を芯部硬さとした。芯部硬さを下記表３、表４に示す。
　なお、Ｃ量が浸炭前に比べて増加している浸炭層は、深くてもせいぜい２ｍｍ程度であるため、この方法で測定すれば、非浸炭層である芯部硬さを測定できる。
　（残留オーステナイト量の測定）
　上記試験片のノッチ底中央部を電解研磨にて深さ２５μｍ腐食した領域の残留オーステナイト量を、リガク社製のＸ線残留応力測定装置にて測定した。測定結果を下記表３、表４に示す。なお、下記表３および表４では、残留γと表記した。
　（低サイクル疲労強度の測定）
　上記試験片の低サイクル疲労強度は、４点曲げ試験にて測定した。即ち、上記試験片を図３に示すように４点支持した状態で、該試験片に繰り返し応力を加え、各応力下において試験片が破断するまでの繰り返し回数を測定した。図３において、１は試験片、２は治具、３は荷重の方向をそれぞれ示している。応力は１０００～３５００ＭＰａで、周波数は１Ｈｚ、応力比は０．１とした。応力比とは、最大応力に対する最小応力の比を意味する。試験片が破断するまでの繰り返し回数を曲げ疲労寿命とした。試験片に付加した応力と曲げ疲労寿命の関係式を単回帰により求め、曲げ疲労寿命が１００回となるときの応力を低サイクル疲労強度とした。下記表３および表４に算出結果を示す。なお、下記表３および表４では、１００回サイクル強度と表記した。１００回サイクル強度が２５００ＭＰａ以上を合格とし、２５００ＭＰａ未満を不合格とした。
　なお、ＪＩＳ　Ｚ２２７３では時間強度の範囲を１０4～２×１０7サイクルと定めており、また特開２０１０－２８５６８９号公報では５００回サイクルで強度を測定している。これに対し、本発明では、１００回サイクルで強度を測定しており、充分低サイクルと言える。また、高負荷である方が短寿命であることを考えると、ＪＩＳ　Ｚ２２７３および特開２０１０－２８５６８９号公報に記載の条件よりも、本発明の方が過酷な条件と言える。
　次に、焼準処理したφ２４ｍｍの鋼材に、軟質化させて加工性を向上させるために焼鈍処理を施した。焼鈍処理は、９００℃にて１時間加熱保持した後、６６０℃に降温して更に４時間保持してから放冷して行った。なお、焼鈍処理は必ずしも必須ではない。
　焼鈍処理した鋼材を、図４に示す形状の試験片に加工した。
　得られた試験片を、１６００ｔｏｎプレス機にて冷間圧縮した。冷間圧縮は、試験片の試験後の高さが試験前の高さの３０％になるまで行った。冷間圧縮後の試験片の形状を図５のＡに示す。図５のＢは、図５のＡに示した試験片を点線の位置で切断した試験片を示している。
　冷間圧縮した試験片をガス浸炭炉にて、上記２４ｍｍ角と同じ条件で、浸炭処理、油焼入れ、および焼戻しした。
　焼戻した試験片を用い、結晶粒粗大化耐性を評価した。
　（結晶粒粗大化耐性の評価）
　上記試験片の中心を含むように切断し、切断面を研磨し、更にエッチングした。エッチング面を光学顕微鏡にて観察し、旧オーステナイト粒の最大結晶粒度番号を算出した。算出結果を下記表３および表４に示す。最大結晶粒度番号が５以上を合格、４以下を不合格とした。
　下記表３および表４から次のように考察できる。
　Ｎｏ．１～２７は、本発明で規定する要件を満足する例であり、最大結晶粒度番号が５以上で、結晶粒粗大化耐性に優れると共に、１００回サイクル強度が２５００ＭＰａ以上で、低サイクル疲労強度に優れることが分かる。
　Ｎｏ．２８～５８は、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例であり、結晶粒粗大化耐性または低サイクル疲労強度のうち、少なくとも一方が改善できていない。詳細は次の通りである。
　Ｎｏ．２８は、Ｃ量が少なすぎる例であり、浸炭部品の芯部硬さが低くなり、低サイクル疲労強度を向上できなかった。
　Ｎｏ．２９は、Ｃを過剰に含有する例であり、浸炭部品の芯部硬さが高くなり過ぎて靭性が低下し、低サイクル疲労強度を向上できなかった。
　Ｎｏ．３０は、Ｍｎ量が少なすぎる例であり、浸炭部品の芯部硬さが低くなり、また浸炭後に生成する残留γ量が少なくなったため、低サイクル疲労強度を向上できなかった。
　Ｎｏ．３１は、Ｍｎを過剰に含有する例であり、浸炭後に生成する残留γ量が過剰になったため、低サイクル疲労強度が低下した。
　Ｎｏ．３２は、Ｐを過剰に含有する例であり、低サイクル疲労強度を向上できなかった。
　Ｎｏ．３３は、Ｓを過剰に含有する例であり、低サイクル疲労強度向上できなかった。
　Ｎｏ．３４は、Ｃｒ量が少なすぎる例であり、浸炭部品の芯部硬さが低くなり、また浸炭後に生成する残留γ量が少なくなったため、低サイクル疲労強度を向上できなかった。
　Ｎｏ．３５は、Ｃｒを過剰に含有する例であり、浸炭部品の芯部硬さが高くなり過ぎたため、低サイクル疲労強度を向上できなかった。
　Ｎｏ．３６は、Ａｌ量が少なすぎる例であり、ＡｌＮが形成されないため、浸炭時に結晶粒が粗大化した。
　Ｎｏ．３７は、Ｔｉ量が少なすぎる例であり、ピンニング効果が得られず、浸炭時に結晶粒が粗大化した。
　Ｎｏ．３８は、Ｎｂを含有しない例であり、ピンニング効果が得られず、浸炭時に結晶粒が粗大化した。
　Ｎｏ．３９は、Ｔｉ量が少なすぎ、またＮｂを含有しない例であり、ピンニング効果が得られず、浸炭時に結晶粒が粗大化した。
　Ｎｏ．４０は、Ｂを含有しない例であり、浸炭部品の低サイクル疲労強度を向上できなかった。
　Ｎｏ．４１は、Ｂ量が少なすぎる例であり、浸炭部品の低サイクル疲労強度を向上できなかった。
　Ｎｏ．４２は、Ｎを過剰に含有する例であり、浸炭時に結晶粒が粗大化した。
　Ｎｏ．４３～５３は、任意に添加する元素を、本発明で推奨する範囲を超えて添加した例である。
　具体的には、Ｎｏ．４３は、Ｍｏを過剰に含有する例であり、浸炭時に結晶粒が粗大化した。
　Ｎｏ．４４は、Ｃｕを過剰に含有する例であり、浸炭時に結晶粒が粗大化した。
　Ｎｏ．４５は、Ｎｉを過剰に含有する例であり、浸炭時に結晶粒が粗大化した。
　Ｎｏ．４６は、Ｃａを過剰に含有する例であり、浸炭部品の低サイクル疲労強度が低下した。
　Ｎｏ．４７は、Ｍｇを過剰に含有する例であり、浸炭部品の低サイクル疲労強度が低下した。
　Ｎｏ．４８は、Ｚｒを過剰に含有する例であり、浸炭部品の低サイクル疲労強度が低下した。
　Ｎｏ．４９は、Ｔｅを過剰に含有する例であり、浸炭部品の低サイクル疲労強度が低下した。
　Ｎｏ．５０は、ＲＥＭを過剰に含有する例であり、浸炭部品の低サイクル疲労強度が低下した。
　Ｎｏ．５１は、Ｐｂを過剰に含有する例であり、浸炭部品の低サイクル疲労強度が低下した。
　Ｎｏ．５２は、Ｂｉを過剰に含有する例であり、浸炭部品の低サイクル疲労強度が低下した。
　Ｎｏ．５３は、Ｓｂを過剰に含有する例であり、浸炭部品の低サイクル疲労強度が低下した。
　Ｎｏ．５４～５８は、少なくとも基本成分が本発明で規定する要件を満足していない例であり、浸炭時に結晶粒が粗大化し、また低サイクル疲労強度を向上できなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本出願は、出願日が２０１５年３月２７日である日本国特許出願、特願第２０１５－０６７６０９号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１５－０６７６０９号は参照することにより本明細書に取り込まれる。
　１　試験片
　２　治具
　３　荷重の方向を示す矢印

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．１５～０．２５％、
    　Ｓｉ：０％超０．１５％以下、
    　Ｍｎ：１．５～２．０％、
    　Ｐ　：０％超０．０３％以下、
    　Ｓ　：０％超０．０２％以下、
    　Ｃｒ：０．９～１．２％、
    　Ａｌ：０．０６％超０．１０％以下、
    　Ｔｉ：０．０５～０．１０％、
    　Ｎｂ：０．００４～０．０１５％、
    　Ｂ　：０．００１～０．００５％、および
    　Ｎ　：０．００２～０．００８％を含有し、
    　残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする浸炭用鋼材。
  2. 　以下の（ａ）～（ｄ）のいずれかに属する１種以上をさらに含有する請求項１に記載の浸炭用鋼材。
    （ａ）Ｍｏ：０％超０．０５％以下、Ｃｕ：０％超０．２％以下、およびＮｉ：０％超０．２０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種
    （ｂ）Ｖ：０％超０．１％以下、およびＨｆ：０％超０．１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種
    （ｃ）Ｃａ：０％超０．００５％以下、Ｍｇ：０％超０．００５％以下、Ｚｒ：０％超０．１５％以下、Ｔｅ：０％超０．１０％以下、およびＲＥＭ：０％超０．０２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種
    （ｄ）Ｐｂ：０％超０．１０％以下、Ｂｉ：０％超０．１０％以下、およびＳｂ：０％超０．１０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種
  3. 　請求項１または２に記載の浸炭用鋼材を浸炭処理した部品であって、
    　芯部硬さが３５０～５００ＨＶであり、
    　表面から深さ０．３ｍｍ位置までの領域における残留オーステナイトの平均値が２０～５０体積％であることを特徴とする浸炭部品。
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