WO2017122612A1 - 浸炭窒化用鋼材および浸炭窒化部品 - Google Patents

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WO2017122612A1
WO2017122612A1 PCT/JP2017/000415 JP2017000415W WO2017122612A1 WO 2017122612 A1 WO2017122612 A1 WO 2017122612A1 JP 2017000415 W JP2017000415 W JP 2017000415W WO 2017122612 A1 WO2017122612 A1 WO 2017122612A1
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武浩 酒道
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present disclosure relates to a carbonitriding steel material and a carbonitriding component using the steel material.
  • the carbonitrided parts of the present disclosure are suitably used for power transmission parts such as constant velocity joint parts such as gears and shafts, bearings, and continuously variable transmission (CVT) pulleys.
  • constant velocity joint parts such as gears and shafts, bearings, and continuously variable transmission (CVT) pulleys.
  • CVT continuously variable transmission
  • Power transmission parts are generally required to have a durable life against surface fatigue damage (hereinafter referred to as surface fatigue life).
  • Surface fatigue damage is a general term for damage that causes cracks that develop on the sliding surfaces between parts to cause separation (pitching damage) and damage that causes cracks that develop on the surface of the part to cause separation (spoling damage). It is.
  • Carbonitriding is known as a method for improving the softening resistance. Carbonitriding treatment under heating above a temperature of A 3 points, after diffusing carbon and nitrogen in the component surface, by quenching is a process of hardening the surface of the part. Carbonitride is formed on the component surface layer, and softening resistance is improved by this carbonitride. As a result, the pitching life is improved and the surface fatigue life is improved.
  • Carbonitriding improves the pitching life of parts, but under severe sliding environments, it receives high loads, so internal shear stress increases, spalling damage occurs, and surface fatigue life decreases. There was a thing.
  • Case-hardened steel for carbonitriding is disclosed in Patent Documents 2 to 5.
  • the case-hardened steels disclosed in Patent Documents 2 to 5 are not intended to improve the pitching life of parts by carbonitriding, and no consideration is given to spalling damage.
  • the present disclosure has been made by paying attention to the circumstances as described above, and its purpose is to suppress the occurrence of spalling damage after suppressing the occurrence of pitching damage by carbonitriding. It is an object of the present invention to provide a carbonitriding component having improved surface fatigue life, a carbonitriding steel material used as a material for producing the carbonitriding component, and a method for producing the carbonitriding component.
  • the carbonitriding steel material according to the present disclosure that has solved the above-mentioned problems is, in mass%, C: 0.15-0.3%, Si: 0.5-1.5%, Mn: 0.2 0.5%, P: more than 0%, 0.03% or less, S: more than 0%, 0.03% or less, Cr: 0.2 to 0.8%, Mo: 0.25 to 1%, Al: 0.01 to 0.08%, Ti: 0.01 to 0.1%, B: 0.0005 to 0.005%, and N: more than 0%, 0.01% or less, the balance Has a gist in that it consists of iron and inevitable impurities.
  • the carbonitriding steel material is further, in mass%, as another element, (A) at least one selected from Nb: more than 0%, 0.1% or less, V: more than 0%, 0.5% or less, and Hf: more than 0%, 0.1% or less, (B) at least one selected from Cu: more than 0%, 1% or less, and Ni: more than 0%, 2% or less, (C) Ca: more than 0%, 0.005% or less, Mg: more than 0%, 0.005% or less, Zr: more than 0%, 0.005% or less, Te: more than 0%, 0.10% or less And REM: at least one selected from more than 0% and not more than 0.02%, (D) Pb: more than 0%, 0.10% or less, Bi: more than 0%, 0.10% or less, and Sb: more than 0%, 0.1% or less, Etc. may be contained.
  • A at least one selected from Nb: more than 0%, 0.1% or less, V: more than 0%,
  • the present disclosure also includes a carbonitriding part using the above carbonitriding steel, and the carbonitriding part has a total area ratio of carbonitride of 0% in a region having a depth of 25 to 50 ⁇ m from the part surface.
  • the gist is that it is 5% or less.
  • the carbonitriding part can be produced by carbonitriding a steel for carbonitriding that satisfies the above component composition.
  • the amount of Mn, Cr, and Al is particularly controlled in the component composition, it is possible to suppress the formation of carbonitride on the component surface layer during the carbonitriding process. As a result, it is possible to provide a carbonitriding steel that can suppress not only pitching damage but also spalling damage. Carbonitrided parts using this steel material are excellent in surface fatigue life.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing the shape of a test piece.
  • FIG. 2A is a schematic diagram for explaining the cutting direction of the test piece.
  • FIG. 2B is a schematic diagram for explaining a procedure for observing the cut surface of the test piece.
  • FIG. 3 is a drawing-substituting photograph obtained by photographing the cut surface of the test piece.
  • FIG. 4 is a spectrum showing the result of measuring the component composition of the precipitate at the position indicated by the arrow in FIG. 3 by energy dispersive X-ray spectroscopy.
  • FIG. 5 is a schematic diagram showing a state when the surface fatigue life is measured.
  • component compositions of carbonitriding steel used as a material for producing carbonitrided parts in particular, Mn, Cr If the amount of Al is adjusted appropriately, the formation of carbonitride during the carbonitriding process can be suppressed, so that the occurrence of spalling inside the carbonitrided part can be suppressed and the surface fatigue life can be improved.
  • the steel material for carbonitriding and carbonitriding parts of this indication were completed.
  • N that was dissolved in the component surface layer by frictional heat during sliding is finely precipitated as Fe 4 N, so that the softening resistance is improved and the pitching life is improved.
  • C and N diffused in the component surface layer form a hard carbonitride by combining with alloy elements in steel. And, under a severe sliding environment, when subjected to a high load, spalling occurred, and when the cause was examined, it was found that it was caused by carbonitride. The Young's modulus of carbonitride is much higher than that of steel, which is the base material.
  • the Young's modulus of the precipitate layer is the amount of carbonitride produced. It increases with. Therefore, there is a difference in Young's modulus at the interface between the precipitate layer on which carbonitride is deposited and the non-precipitate layer (that is, the base material) on which carbonitride is not deposited. For this reason, when a high load is applied in a harsh sliding environment, a shear stress due to a difference in Young's modulus is generated, and as a result, an internal crack is generated at the interface of the layers. It was found that this crack progressed, leading to spalling damage.
  • C and N diffused in the component surface layer during carbonitriding are carbonitrides. Therefore, it is important to make it exist as solid solution C and solid solution N. And it turned out that the production amount of carbonitride influences especially the amount of Mn, Cr, and Al among alloy elements, and designed the component composition of steel materials.
  • the component composition of the carbonitriding steel material according to the embodiment of the present invention will be described.
  • C 0.15-0.3%
  • Si 0.5-1.5%
  • Mn 0.2-0.5%
  • P 0% as basic components More than 0.03%
  • S more than 0%, 0.03% or less
  • Cr 0.2 to 0.8%
  • Mo 0.25 to 1%
  • Al 0.01 to 0.08%
  • Ti 0.01 to 0.1%
  • B 0.0005 to 0.005%
  • N more than 0% and 0.01% or less.
  • the C is an element necessary for securing the core hardness of the carbonitrided component. If the C content is less than 0.15%, the core hardness cannot be ensured and the surface fatigue life is reduced. Therefore, in the embodiment of the present invention, the C amount is 0.15% or more.
  • the amount of C is preferably 0.17% or more, more preferably 0.18% or more.
  • the C amount is 0.3% or less.
  • the amount of C is preferably 0.27% or less, more preferably 0.25% or less.
  • the Si is an element that increases the softening resistance against sliding heat generation. If the Si content is less than 0.5%, the softening resistance against sliding heat generation is lowered, and the surface fatigue life cannot be improved. Therefore, in the embodiment of the present invention, the Si amount is 0.5% or more.
  • the amount of Si is preferably 0.6% or more, more preferably 0.65% or more.
  • the Si amount is 1.5% or less.
  • the amount of Si is preferably 1.3% or less, more preferably 1.2% or less.
  • Mn is an element that suppresses the generation of FeS that combines with S to generate MnS and deteriorates the workability to the part shape.
  • the amount of Mn is 0.2% or more.
  • the amount of Mn is preferably 0.3% or more, more preferably 0.35% or more.
  • it is important that the amount of Mn is 0.5% or less.
  • the amount of Mn is preferably 0.47% or less, more preferably 0.45% or less.
  • P is an element that is inevitably contained and needs to be reduced as much as possible because it segregates at the grain boundaries and reduces the surface fatigue life. From this point of view, the P content is 0.03% or less.
  • the amount of P is preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less.
  • the amount of P is preferably reduced as much as possible, but the production cost increases to increase the purity. From this viewpoint, the amount of P is preferably 0.003% or more, more preferably 0.005% or more.
  • the S amount is 0.03% or less.
  • the amount of S is preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less.
  • a small amount of S has an effect of improving machinability.
  • the manufacturing cost increases to increase the purity. From this viewpoint, the S amount is preferably 0.003% or more, more preferably 0.005% or more.
  • Cr is an element that forms carbonitride during carbonitriding and reduces the surface fatigue life. Therefore, in the embodiment of the present invention, it is important that the Cr amount is 0.8% or less.
  • the amount of Cr is preferably 0.75% or less, more preferably 0.60% or less. However, if the Cr content is less than 0.2%, the hardenability decreases and the surface fatigue life decreases, so the Cr content is 0.2% or more.
  • the amount of Cr is preferably 0.3% or more, more preferably 0.35% or more.
  • the Mo amount is an element that suppresses the formation of a soft incompletely quenched structure during carbonitriding, increases softening resistance, and improves surface fatigue life. Therefore, in the embodiment of the present invention, the Mo amount is set to 0.25% or more.
  • the Mo amount is preferably 0.30% or more, more preferably 0.35% or more.
  • the Mo amount is set to 1% or less.
  • the Mo amount is preferably 0.9% or less, more preferably 0.8% or less.
  • Al is an element that is inevitably included, but acts as a deoxidizing agent, and is an element that forms AlN and suppresses the coarsening of crystal grains during carbonitriding. In order to exert such effects, it is important that the Al content is 0.01% or more.
  • the amount of Al is preferably 0.015% or more, more preferably 0.020% or more. However, when Al is contained excessively, hot workability deteriorates. In addition, carbonitride is formed during carbonitriding to reduce the surface fatigue life. Therefore, in the embodiment of the present invention, it is important that the Al amount is 0.08% or less.
  • the amount of Al is preferably 0.06% or less, more preferably 0.05% or less.
  • Ti is an element that combines with N in steel to form TiN to form a solid solution of B, thereby improving the hardenability of the steel and improving the strength. From such a viewpoint, in the embodiment of the present invention, the Ti amount is 0.01% or more.
  • the amount of Ti is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more. However, if Ti is excessively contained, the cost increases, so the Ti amount is set to 0.1% or less.
  • the amount of Ti is preferably 0.09% or less, more preferably 0.08% or less.
  • the B is an element that enhances hardenability and improves strength, and also increases grain boundary strength and improves surface fatigue life.
  • the B amount is set to 0.0005% or more.
  • the amount of B is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0012% or more.
  • the B amount is set to 0.005% or less.
  • the amount of B is preferably 0.004% or less, more preferably 0.003% or less.
  • N is an element that combines with Al, Ti, and Nb in the steel to form fine carbonitrides and suppresses the coarsening of crystal grains during carbonitriding due to the pinning effect.
  • the N amount is preferably 0.001% or more, more preferably 0.003% or more.
  • the N amount is 0.01% or less.
  • the N amount is preferably 0.009% or less, more preferably 0.008% or less.
  • the basic components of the steel material are as described above, and the balance is substantially iron. However, it is naturally allowed that inevitable impurities brought from raw materials, materials, manufacturing facilities, etc. are contained in the steel.
  • the carbonitriding steel material according to the embodiment of the present invention in addition to other elements, in mass%, (A) at least one selected from Nb: more than 0%, 0.1% or less, V: more than 0%, 0.5% or less, and Hf: more than 0%, 0.1% or less, (B) at least one selected from Cu: more than 0%, 1% or less, and Ni: more than 0%, 2% or less, (C) Ca: more than 0%, 0.005% or less, Mg: more than 0%, 0.005% or less, Zr: more than 0%, 0.005% or less, Te: more than 0%, 0.10% or less And REM: at least one selected from more than 0% and not more than 0.02%, (D) Pb: more than 0%, 0.10% or less, Bi: more than 0%, 0.10% or less, and Sb: more than 0%, 0.1% or less, Etc. may be contained.
  • Nb, V, and Hf are all elements that combine with C and N in steel to form carbonitrides. Coarse carbonitride produced during carbonitriding has an adverse effect on surface fatigue life, but fine carbonitride produced before carbonitriding has coarsened grains during carbonitriding due to the pinning effect. It has the effect
  • the Nb amount is preferably 0.01% or more, more preferably 0.015% or more, and further preferably 0.020% or more.
  • the amount of V is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.10% or more.
  • the amount of Hf is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, and further preferably 0.03% or more.
  • the Nb amount is preferably 0.1% or less, more preferably 0.09% or less, and still more preferably 0.08% or less.
  • the amount of V is preferably 0.5% or less, more preferably 0.45% or less, and still more preferably 0.40% or less.
  • the amount of Hf is preferably 0.1% or less, more preferably 0.09% or less, and still more preferably 0.08% or less.
  • Cu and Ni are elements that enhance the hardenability and improve the surface fatigue life. Cu and Ni can be used alone or in combination of two.
  • the amount of Cu is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.10% or more.
  • the amount of Ni is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, and further preferably 0.5% or more.
  • the amount of Cu is preferably 1% or less, more preferably 0.7% or less, and still more preferably 0.5% or less.
  • the amount of Ni is preferably 2% or less, more preferably 1.9% or less, and still more preferably 1.8% or less.
  • C Ca, Mg, Zr, Te, and REM (Rare Earth Metal) are all elements that improve machinability.
  • Te and REM are elements that contribute to improving machinability by suppressing elongation of MnS.
  • Ca, Mg, Zr, Te, and REM can be used alone or in combination of two or more.
  • the Ca content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0010% or more.
  • the amount of Mg is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0010% or more.
  • the Zr amount is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, and still more preferably 0.0010% or more.
  • the amount of Te is preferably 0.001% or more, more preferably 0.01% or more, and still more preferably 0.03% or more.
  • the amount of REM is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.001% or more, and still more preferably 0.005% or more.
  • the Ca content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.004% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • the amount of Mg is preferably 0.005% or less, more preferably 0.0045% or less, and still more preferably 0.0040% or less.
  • the amount of Zr is preferably 0.005% or less, more preferably 0.004% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • the amount of Te is preferably 0.10% or less, more preferably 0.07% or less, and still more preferably 0.05% or less.
  • the amount of REM is preferably 0.02% or less, more preferably 0.019% or less, and still more preferably 0.018% or less.
  • REM means a lanthanoid element (15 elements from La to Lu), Sc (scandium), and Y (yttrium).
  • Pb, Bi and Sb are all elements that improve machinability. Pb, Bi, and Sb can be used alone or in combination of two or more.
  • the amount of Pb is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more, and further preferably 0.003% or more.
  • the amount of Bi is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more, and further preferably 0.003% or more.
  • the amount of Sb is preferably 0.001% or more, more preferably 0.0015% or more, and still more preferably 0.0020% or more.
  • the amount of Pb is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.06% or less.
  • the amount of Bi is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.05% or less.
  • the Sb amount is preferably 0.1% or less, more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.05% or less.
  • the embodiment of the present invention includes a carbonitriding component using the carbonitriding steel.
  • the total area ratio of carbonitrides existing in the part surface layer is 0% or more and 5% or less.
  • the total area ratio of carbonitrides existing in the component surface layer is set to 5% or less.
  • the total area ratio of carbonitride is preferably 4% or less, more preferably 3% or less.
  • the total area ratio of carbonitride is most preferably 0%.
  • the above-mentioned component surface layer means a region from a depth of 25 ⁇ m to a depth of 50 ⁇ m with reference to the component surface.
  • the total area ratio of the carbonitride is measured using a scanning electron microscope, observing a region having a depth of 25 to 50 ⁇ m from the part surface, and measuring the area of the carbonitride existing in the observation field of view. And the total area ratio of the carbonitride with respect to the observation field of view may be calculated.
  • the number of viewing fields may be, for example, 5 fields or more.
  • the precipitates that are observed in a granular form by microscopic observation are determined to be carbonitrides.
  • the precipitate having such a shape is analyzed by energy dispersive X-ray spectroscopy (Energy Dispersive X-ray Spectroscopy; EDX) or the like, usually at least one selected from the group consisting of Mn, Cr, and Al is detected.
  • the carbonitride of the embodiment of the present invention usually contains at least one selected from the group consisting of Mn, Cr, and Al.
  • the carbonitrided component according to the embodiment of the present invention is obtained by using an electron beam microanalyzer (Electron Probe Micro Analyzer; EPMA) to form a region from the surface of the component to a depth of 25 ⁇ m at a distance of 5 ⁇ m from the surface in the depth direction.
  • EPMA Electro Probe Micro Analyzer
  • the average C amount is preferably 0.4 to 1%
  • the average N amount is preferably 0.2 to 0.6%.
  • the average C amount on the component surface is preferably 0.4% or more.
  • the average C amount is more preferably 0.45% or more, and further preferably 0.50% or more.
  • the average C amount is preferably 1% or less.
  • the average C amount is more preferably 0.9% or less, still more preferably 0.8% or less.
  • the average N amount on the part surface is preferably 0.2% or more.
  • the average N amount is more preferably 0.25% or more, and still more preferably 0.30% or more.
  • the average N amount is preferably 0.6% or less.
  • the average N amount is more preferably 0.55% or less, still more preferably 0.50% or less.
  • the above C amount and N amount can be adjusted by controlling the carbonitriding conditions.
  • the steel for carbonitriding according to the embodiment of the present invention can be manufactured by casting, split-rolling, and finish-rolling steel melted according to a conventional method.
  • 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 block rolling is, for example, cooled to a temperature of 1 point or less at an average cooling rate of 0.01 to 5 ° C./second, and further subjected to finish rolling in a state of being heated and held at 800 to 1100 ° C.
  • the steel material of the embodiment of the present invention is obtained by cooling to room temperature with an average cooling rate of 0.01 to 5 ° C./second.
  • the shape of the steel material according to the embodiment of the present invention is, for example, a steel bar, and the diameter is, for example, 20 to 50 mm.
  • the steel material is processed by one or more methods selected from the group consisting of cutting, cold forging, and hot forging according to a conventional method to obtain an intermediate product, and carbonitriding treatment is performed on the intermediate product according to the present invention.
  • the carbonitrided part of the embodiment can be manufactured.
  • annealing treatment, solution treatment, and normalization treatment may be performed according to a conventional method as necessary.
  • the conditions for the carbonitriding process are not particularly limited, and known conditions can be applied.
  • the carbon potential CP is 0.5 to 1.0% by mass and the propane gas atmosphere containing NH 3 in a volume fraction of 2 to 15% is maintained at 800 to 1000 ° C. for 30 minutes to 6 hours. Just do it.
  • tempering may be performed by quenching according to a conventional method, further heating to 100 to 300 ° C. and holding for 30 minutes to 3 hours.
  • the carbonitriding process may be performed after the carburizing process.
  • the carbon potential CP is set to 0.5 to 1.0% by mass and held at 850 to 1000 ° C. for 30 minutes to 3 hours, and then as the carbonitriding process, the carbon potential CP is set to 0.5 to 1%. It may be held at 800 to 900 ° C. for 30 minutes to 3 hours in a propane gas atmosphere containing 0.0 mass% and NH 3 in a volume fraction of 2 to 15%.
  • the carburization process may be performed in two or more times.
  • the atmosphere for heating to the temperature of the carbonitriding process may be a carbonitriding atmosphere.
  • the carbonitriding method is not particularly limited, and known methods such as gas carbonitriding and vacuum carbonitriding can be employed.
  • the degree of vacuum when vacuum carbonitriding may be, for example, about 0.01 MPa or less.
  • polishing After the carbonitriding treatment, polishing, lubricating coating treatment, shot peening treatment, or the like may be performed according to a conventional method as necessary.
  • Carbonitriding parts obtained by carbonitriding can be suitably used for power transmission parts such as gears, bearings, shafts, and CVT pulleys.
  • the obtained ingot was heated and held at 1100 to 1300 ° C. for 30 to 120 minutes, then hot forged into a ⁇ 32 mm steel bar, and further heated and held at 1250 ° C. for 60 minutes as a solution treatment. As a semi-treatment, it was heated and held at 900 ° C. for 60 minutes.
  • the solution treatment simulates the block rolling in the actual machine, and the normalizing process simulates the finish rolling in the actual machine.
  • a steel material having a diameter of 32 mm obtained by normalizing treatment was processed into a test piece having the shape shown in FIG.
  • the test piece is cylindrical.
  • the obtained test piece was carbonitrided in a gas carburizing furnace. Specifically, first, as a carburizing treatment, the carbon potential CP was set to 0.9 mass% and held at 930 ° C. for 90 minutes, and then the carbon potential CP was set to 0.75 mass% and held at 930 ° C. for 60 minutes. Next, after holding for 60 minutes, the temperature was lowered to 850 ° C., and as carbonitriding, immediately after holding for 2 hours in an RX gas atmosphere containing a carbon potential CP of 0.75 mass% and a NH 3 gas volume fraction of 12%. The oil was quenched. After oil quenching, it was further tempered by heating to 170 ° C. and holding for 2 hours, followed by cooling. In order to remove the heat treatment distortion in quenching and tempering after carbonitriding, the grip portion having a diameter of 24 mm was polished.
  • a ⁇ 26 mm portion of the test piece shown in FIG. 1 was cut in a direction perpendicular to the axial direction as shown by a dotted line in FIG. 2A. Thereafter, as shown in FIG. 2B, the cut surface D was embedded in a resin R so that it could be observed, the cut surface D was polished, then corroded with picric acid, and Au was deposited.
  • the arrow shown in FIG. 2B indicates the observation direction.
  • the area from the position of 25 ⁇ m depth to the position of 50 ⁇ m depth with respect to the surface S of the test piece (that is, the circumferential surface of the test piece) in the cut surface D is observed with a scanning electron microscope at an observation magnification of 4000 times.
  • the observation visual field was 200 ⁇ m ⁇ 150 ⁇ m, and an arbitrary five visual fields were observed.
  • the photographed image was subjected to image analysis, the total area ratio of carbonitrides observed in each field of view was calculated, and the average value was obtained.
  • the granular precipitate recognized in the observation field is determined as carbonitride.
  • FIG. 3 shows a drawing-substituting photograph of 31 taken of the cut surface.
  • FIG. 4 shows a spectrum measured by EDX for the granular precipitates indicated by arrows in FIG.
  • the granular precipitate was a carbonitride containing Cr.
  • Au is also detected, but this Au is caused by Au deposited on the cut surface so that the precipitates can be easily observed.
  • the amount of C and N is measured by polishing the surface of the test piece after observing the precipitate (ie, the cut surface) and then using the electron microanalyzer (EPMA) to measure the surface of the test piece (ie, the test piece). From the circumferential surface) to the depth of 25 ⁇ m in the depth direction (that is, in the center direction of the axis), it was performed at intervals of 5 ⁇ m. The average value of the measurement results was calculated, and the average C amount and average N amount were calculated. The results are shown in Table 1 and Table 2 below.
  • FIG. 5 shows a state in which the test piece 1 and the load roller 2 are in contact with each other and roll while sliding, as an appearance during the test. 3 of FIG. 5 has shown the sliding part.
  • the load roller 2 was a high carbon chrome steel SUJ2 specified in JIS G 4805, and the test oil was a commercially available automatic oil.
  • the measurement conditions were: test surface pressure: 3.5 GPa, slip ratio: -40%, and rotation speed: 1000 rpm.
  • a test surface pressure of 3.5 GPa simulates a severe sliding environment.
  • No. Nos. 1 to 23 are examples that satisfy the requirements stipulated in the present disclosure, and it can be seen that the number of rotations in the surface fatigue life evaluation test is 10 million times or more, and the surface fatigue life is excellent.
  • No. 24 to 45 are examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present disclosure, and the surface fatigue life cannot be improved. Details are as follows.
  • No. 24 is an example in which the amount of C is too small, and the surface fatigue life could not be improved.
  • No. No. 25 is an example in which the amount of Si is too small, and the surface fatigue life could not be improved.
  • No. Nos. 26 and 27 are examples in which the amount of Mn is too large, and carbon nitride was excessively generated during the carbonitriding process, so that the surface fatigue life could not be improved.
  • No. No. 28 is an example in which the amount of P is too large, and the surface fatigue life could not be improved.
  • No. 29 is an example in which the amount of S is too large, and the surface fatigue life could not be improved.
  • No. Nos. 30 and 31 are examples in which the amount of Cr is too large. Since carbonitride was excessively generated during the carbonitriding process, the surface fatigue life could not be improved.
  • No. 32 is an example in which the amount of Mo is too small, and the surface fatigue life could not be improved.
  • No. Nos. 33 and 34 are examples in which the amount of Al is too large. Since carbonitride was excessively generated during carbonitriding, surface fatigue life could not be improved.
  • No. No. 35 is an example not containing Ti, and the surface fatigue life could not be improved.
  • No. 36 is an example which does not contain B, and the surface fatigue life could not be improved.
  • No. 37 is an example in which the amount of N is too large, and the surface fatigue life could not be improved.
  • No. 38 is an example in which the amount of Ca is too large, and the surface fatigue life could not be improved.
  • No. 39 is an example in which the amount of Mg is too large, and the surface fatigue life could not be improved.
  • No. 40 is an example in which the amount of Zr is too large, and the surface fatigue life could not be improved.
  • No. 41 is an example in which the amount of Te is too large, and the surface fatigue life could not be improved.
  • No. 42 is an example in which the amount of REM is too large, and the surface fatigue life could not be improved.
  • No. 43 is an example in which the amount of Pb is too large, and the surface fatigue life could not be improved.
  • No. No. 44 is an example in which the amount of Bi is too large, and the surface fatigue life could not be improved.
  • No. 45 is an example in which the amount of Sb is too large, and the surface fatigue life could not be improved.
  • Aspect 1 % By mass C: 0.15-0.3% Si: 0.5 to 1.5% Mn: 0.2 to 0.5%, P: more than 0%, 0.03% or less, S: more than 0%, 0.03% or less, Cr: 0.2 to 0.8%, Mo: 0.25 to 1%, Al: 0.01 to 0.08%, Ti: 0.01 to 0.1%, B: 0.0005 to 0.005%, and N: more than 0%, 0.01% or less, A steel material for carbonitriding characterized in that the balance consists of iron and inevitable impurities.
  • Aspect 2 Furthermore, as other elements, Nb: more than 0%, 0.1% or less, The steel for carbonitriding according to aspect 1, containing at least one selected from V: more than 0%, 0.5% or less, and Hf: more than 0%, 0.1% or less.
  • Aspect 3 Furthermore, as other elements, The steel material for carbonitriding according to the aspect 1 or 2, containing at least one selected from Cu: more than 0%, 1% or less, and Ni: more than 0%, 2% or less.
  • Aspect 4 Furthermore, as other elements, Ca: more than 0%, 0.005% or less, Mg: more than 0%, 0.005% or less, Zr: more than 0%, 0.005% or less, The steel material for carbonitriding according to any one of aspects 1 to 3, comprising at least one selected from Te: more than 0% and 0.10% or less, and REM: more than 0% and 0.02% or less.
  • Aspect 5 Furthermore, as other elements, Pb: more than 0%, 0.10% or less, The steel for carbonitriding according to any one of aspects 1 to 4, comprising at least one selected from Bi: more than 0% and 0.10% or less, and Sb: more than 0% and 0.1% or less.
  • a carbonitriding component using the carbonitriding steel according to any one of aspects 1 to 5 A carbonitrided part having a total area ratio of carbonitrides of 0% or more and 5% or less in a region having a depth of 25 to 50 ⁇ m from the part surface.
  • Aspect 7 A method for producing a carbonitrided component, characterized by subjecting the carbonitriding steel according to any one of aspects 1 to 5 to carbonitriding.
  • Test piece 2 Load roller 3 Sliding part D Cut surface R Resin S Surface of test piece

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Abstract

浸炭窒化処理することによってピッチング損傷の発生を抑制したうえで、スポーリング損傷の発生も抑制することにより、面疲労寿命を改善した浸炭窒化部品、および該浸炭窒化部品を製造する素材となる浸炭窒化用鋼材、並びに該浸炭窒化部品の製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．５～１．５％、Ｍｎ：０．２～０．５％、Ｐ：０％超、０．０３％以下、Ｓ：０％超、０．０３％以下、Ｃｒ：０．２～０．８％、Ｍｏ：０．２５～１％、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｔｉ：０．０１～０．１％、Ｂ：０．０００５～０．００５％、およびＮ：０％超、０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる浸炭窒化用鋼材。

Description

浸炭窒化用鋼材および浸炭窒化部品
　本開示は、浸炭窒化用鋼材、および該鋼材を用いた浸炭窒化部品に関する。本開示の浸炭窒化部品は、例えば、歯車、シャフトなどの等速ジョイント部品、軸受、無段変速機トランスミッション（Continuously Variable Transmission；ＣＶＴ）プーリーなどの動力伝達部品に好適に用いられる。
　動力伝達部品には、面疲労損傷に対する耐久寿命（以下、面疲労寿命という）が一般的に求められる。面疲労損傷とは、部品同士の摺動面で発生した亀裂が進展して剥離に至る損傷（ピッチング損傷）および部品表層で発生した亀裂が進展して剥離に至る損傷（スポーリング損傷）の総称である。
　近年、動力源の高出力化および動力伝達ユニットの小型化が進んでおり、これに伴って各部品への負荷荷重は増大している。また、自動車のハイブリッド車化または電気自動車化により、歯車同士のすべり速度が増大している。また、伝達効率を向上させるため、作動油は低粘度化が指向されている。こうしたことから、摺動環境は益々苛酷になっており、ピッチング寿命に優れた鋼材が望まれている。
　ピッチング損傷の発生を防止するには、部品表面を硬化させることが考えられ、表面硬化処理としては、浸炭処理が知られている（例えば、特許文献１）。しかし、浸炭部品が用いられる摺動環境が苛酷になると、摺動時の摩擦熱によりマルテンサイトが回復し、部品表面が軟化するため、ピッチングが発生することがあった。
　そこで、苛酷な摺動環境下におけるピッチング寿命を改善するには、軟化抵抗を向上させる必要がある。軟化抵抗を向上させる方法としては、浸炭窒化処理が知られている。浸炭窒化処理は、Ａ３点の温度以上に加熱保持した状態で、部品表面に炭素および窒素を拡散させた後、急冷することによって、部品表面を硬質化する処理である。部品表層には炭窒化物が形成され、この炭窒化物によって軟化抵抗が向上する。その結果、ピッチング寿命が改善され、面疲労寿命が向上する。
特開２０１０－５３４２９号公報 特開２０１５－１２７４３４号公報 特開２００６－０９７０６６号公報 特開２００６－３０７２７０号公報 特開２００５－１６３１４８号公報
　浸炭窒化処理することによって、部品のピッチング寿命が向上するが、苛酷な摺動環境下では、高い負荷を受けるため、内部剪断応力が大きくなり、スポーリング損傷が発生して面疲労寿命が低下することがあった。
　浸炭窒化処理するための肌焼鋼は、特許文献２～５に開示されている。しかし、特許文献２～５に開示されている肌焼鋼は、浸炭窒化処理することによって、部品のピッチング寿命を向上させることを目的としておらず、スポーリング損傷についても全く考慮されていない。
　本開示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、浸炭窒化処理することによってピッチング損傷の発生を抑制したうえで、スポーリング損傷の発生も抑制することにより、面疲労寿命を改善した浸炭窒化部品、および該浸炭窒化部品を製造する素材となる浸炭窒化用鋼材、並びに該浸炭窒化部品の製造方法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開示に係る浸炭窒化用鋼材とは、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．５～１．５％、Ｍｎ：０．２～０．５％、Ｐ：０％超、０．０３％以下、Ｓ：０％超、０．０３％以下、Ｃｒ：０．２～０．８％、Ｍｏ：０．２５～１％、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｔｉ：０．０１～０．１％、Ｂ：０．０００５～０．００５％、およびＮ：０％超、０．０１％以下を含有し、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。
　上記浸炭窒化用鋼材は、更に、他の元素として、質量％で、
（ａ）Ｎｂ：０％超、０．１％以下、Ｖ：０％超、０．５％以下、およびＨｆ：０％超、０．１％以下から選択される少なくとも１種、
（ｂ）Ｃｕ：０％超、１％以下、およびＮｉ：０％超、２％以下から選択される少なくとも１種、
（ｃ）Ｃａ：０％超、０．００５％以下、Ｍｇ：０％超、０．００５％以下、Ｚｒ：０％超、０．００５％以下、Ｔｅ：０％超、０．１０％以下、およびＲＥＭ：０％超、０．０２％以下から選択される少なくとも１種、
（ｄ）Ｐｂ：０％超、０．１０％以下、Ｂｉ：０％超、０．１０％以下、およびＳｂ：０％超、０．１％以下から選択される少なくとも１種、
等を含有してもよい。
　本開示には、上記浸炭窒化用鋼材を用いた浸炭窒化部品も包含され、該浸炭窒化部品は、部品表面からの深さが２５～５０μｍである領域における炭窒化物の合計面積率が０％以上５％以下である点に要旨を有する。
　上記浸炭窒化部品は、上記成分組成を満足する浸炭窒化用鋼材に、浸炭窒化処理することによって製造できる。
　本開示によれば、成分組成のうち、特に、Ｍｎ、Ｃｒ、およびＡｌ量に着目して制御しているため、浸炭窒化処理時に部品表層に炭窒化物が生成するのを抑制できる。その結果、ピッチング損傷だけでなく、スポーリング損傷の発生も抑制できる浸炭窒化用鋼材を提供できる。この鋼材を用いた浸炭窒化部品は、面疲労寿命に優れている。
図１は、試験片の形状を示す模式図である。 図２Ａは、試験片の切断方向を説明するための模式図である。 図２Ｂは、試験片の切断面を観察する手順を説明するための模式図である。 図３は、試験片の切断面を撮影した図面代用写真である。 図４は、図３に矢印で示した位置における析出物の成分組成をエネルギー分散型Ｘ線分光法により測定した結果を示すスペクトルである。 図５は、面疲労寿命を測定したときの様子を示した模式図である。
　発明者は、浸炭窒化部品について、スポーリングの発生を抑制することにより面疲労寿命を一段と改善するために、鋭意検討を重ねた。その結果、浸炭窒化処理時に部品表層に形成される炭窒化物がスポーリング損傷の原因となること、浸炭窒化部品を製造する素材として用いる浸炭窒化用鋼材の成分組成のうち、特に、Ｍｎ、Ｃｒ、およびＡｌ量を適切に調整すれば、浸炭窒化処理時に炭窒化物が生成するのを抑制できるため、浸炭窒化部品の内部でスポーリングが発生することを抑制でき、面疲労寿命を改善できることを見出し、本開示の浸炭窒化用鋼材および浸炭窒化部品を完成した。
　即ち、浸炭窒化処理を施すことによって部品表層にＣとＮが拡散する。そして、浸炭窒化処理した部品は、摺動時の摩擦熱によって部品表層に固溶していたＮがＦｅ４Ｎとして微細析出するため、軟化抵抗が向上し、ピッチング寿命が向上する。一方、部品表層に拡散したＣとＮは、鋼中の合金元素と結合することにより硬質な炭窒化物を形成する。そして、苛酷な摺動環境下において、高い負荷を受けると、スポーリングが発生しており、その原因について調べたところ、炭窒化物に起因していることが判明した。炭窒化物のヤング率は、母材である鋼と比べると非常に高いため、炭窒化物が分散している領域を析出物層とすると、析出物層のヤング率は炭窒化物の生成量に伴って増大する。従って、炭窒化物が析出している析出物層と、炭窒化物が析出していない非析出物層（即ち、母材）の界面ではヤング率に差が生じる。このため、苛酷な摺動環境下において高い負荷を受けると、ヤング率の差に起因した剪断応力が発生し、結果として層の界面に内部亀裂が発生する。この亀裂が進展し、スポーリング損傷に至ることが分かった。
　このような観点から、高い負荷を受ける苛酷な摺動環境下における面疲労寿命を向上させるために、本発明の実施形態では、浸炭窒化処理時に部品表層に拡散させたＣとＮが炭窒化物となるのを抑制し、固溶Ｃおよび固溶Ｎとして存在させることが重要である。そして、炭窒化物の生成量は、合金元素のうち、特に、Ｍｎ、Ｃｒ、およびＡｌ量に影響することが分かり、鋼材の成分組成を設計した。以下、本発明の実施形態に係る浸炭窒化用鋼材の成分組成について説明する。
　本発明の実施形態の鋼材は、基本成分として、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．５～１．５％、Ｍｎ：０．２～０．５％、Ｐ：０％超、０．０３％以下、Ｓ：０％超、０．０３％以下、Ｃｒ：０．２～０．８％、Ｍｏ：０．２５～１％、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｔｉ：０．０１～０．１％、Ｂ：０．０００５～０．００５％、およびＮ：０％超、０．０１％以下を含有する。
　Ｃは、浸炭窒化部品の芯部硬さを確保するために必要な元素であり、Ｃ量が０．１５％を下回ると芯部硬さを確保できず、面疲労寿命が低下する。従って本発明の実施形態では、Ｃ量は、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、Ｃを過剰に含有すると、部品形状に加工する前にパーライト分率が増加し、部品形状への加工性が悪化する。従って本発明の実施形態では、Ｃ量は、０．３％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．２７％以下、より好ましくは０．２５％以下である。
　Ｓｉは、摺動発熱に対する軟化抵抗を高める元素である。Ｓｉ量が０．５％を下回ると摺動発熱に対する軟化抵抗が低下し、面疲労寿命を改善できない。従って本発明の実施形態では、Ｓｉ量は、０．５％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．６％以上、より好ましくは０．６５％以上である。しかし、Ｓｉを過剰に含有すると、部品形状への加工性が悪化する。また、鋼材の炭素原子の活量を下げて浸炭不良を引き起こす。従って本発明の実施形態では、Ｓｉ量は、１．５％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは１．３％以下、より好ましくは１．２％以下である。
　Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳを生成し、部品形状への加工性を悪化させるＦｅＳの生成を抑制する元素である。こうした効果を発揮させるために、Ｍｎ量は、０．２％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．３％以上、より好ましくは０．３５％以上である。しかし、Ｍｎを過剰に含有すると、浸炭窒化処理時に炭窒化物を形成し、面疲労寿命を低下させる。従って本発明の実施形態では、Ｍｎ量は０．５％以下とすることが重要である。Ｍｎ量は、好ましくは０．４７％以下、より好ましくは０．４５％以下である。
　Ｐは、不可避的に含まれる元素であり、結晶粒界に偏析して面疲労寿命を低下させるため、できるだけ低減する必要がある。こうした観点からＰ量は、０．０３％以下とする。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好ましいが、純度を高めるには製造コストが増加する。こうした観点からＰ量は、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００５％以上である。
　Ｓは、不可避的に含まれる元素であり、Ｍｎと結合して形成したＭｎＳ系介在物は、面疲労寿命を低下させる。従って本発明の実施形態では、Ｓ量は０．０３％以下とする。Ｓ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。しかし、少量のＳは、被削性を向上させる作用を有する。また、純度を高めるには製造コストが増加する。こうした観点からＳ量は、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００５％以上である。
　Ｃｒは、浸炭窒化処理時に炭窒化物を形成し、面疲労寿命を低下させる元素である。従って本発明の実施形態では、Ｃｒ量は０．８％以下とすることが重要である。Ｃｒ量は、好ましくは０．７５％以下、より好ましくは０．６０％以下である。しかし、Ｃｒ量が０．２％を下回ると焼入性が低下し、面疲労寿命が低下するため、Ｃｒ量は０．２％以上とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．３％以上、より好ましくは０．３５％以上である。
　Ｍｏは、浸炭窒化処理時に軟質な不完全焼入れ組織が形成されるのを抑制し、軟化抵抗を高め、面疲労寿命を改善する元素である。従って本発明の実施形態では、Ｍｏ量は０．２５％以上とする。Ｍｏ量は、好ましくは０．３０％以上、より好ましくは０．３５％以上である。しかし、Ｍｏを過剰に含有すると、部品形状への加工性が悪化する。また、コスト高となる。こうした観点からＭｏ量は、１％以下とする。Ｍｏ量は、好ましくは０．９％以下、より好ましくは０．８％以下である。
　Ａｌは、不可避的に含まれる元素であるが、脱酸剤として作用すると共に、ＡｌＮを形成して浸炭窒化処理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ために、Ａｌ量は０．０１％以上とすることが重要である。Ａｌ量は、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。しかし、Ａｌを過剰に含有すると、熱間加工性が悪化する。また、浸炭窒化処理時に炭窒化物を形成し、面疲労寿命を低下させる。従って本発明の実施形態では、Ａｌ量は、０．０８％以下とすることが重要である。Ａｌ量は、好ましくは０．０６％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
　Ｔｉは、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成することによってＢを固溶させ、鋼の焼入性を高めて強度を向上させる元素である。こうした観点から本発明の実施形態では、Ｔｉ量は、０．０１％以上とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｔｉを過剰に含有するとコスト高となるため、Ｔｉ量は、０．１％以下とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
　Ｂは、焼入性を高めて強度を向上させると共に、粒界強度を高めて面疲労寿命を向上させる元素である。こうした効果を発揮させるために本発明の実施形態では、Ｂ量は、０．０００５％以上とする。Ｂ量は、好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１２％以上である。しかし、Ｂを過剰に含有しても効果は飽和し、ＢＮが生成して却って熱間加工性が悪化する。従って本発明の実施形態では、Ｂ量は、０．００５％以下とする。Ｂ量は、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、ＴｉおよびＮｂと結合して微細な炭窒化物を形成し、ピンニング効果によって浸炭窒化処理時に結晶粒が粗大化するのを抑制する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｎ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００３％以上である。しかし、Ｎを過剰に含有すると、ＢＮを形成して鋼の焼入性を低下させるため、面疲労寿命を改善できない。従って本発明の実施形態では、Ｎ量は、０．０１％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下である。
　上記鋼材の基本成分は、上述した通りであり、残部は、実質的に鉄である。但し、原材料、資材、製造設備等から持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。
　本発明の実施形態に係る浸炭窒化用鋼材は、上記元素に加え、更に、他の元素として、質量％で、
（ａ）Ｎｂ：０％超、０．１％以下、Ｖ：０％超、０．５％以下、およびＨｆ：０％超、０．１％以下から選択される少なくとも１種、
（ｂ）Ｃｕ：０％超、１％以下、およびＮｉ：０％超、２％以下から選択される少なくとも１種、
（ｃ）Ｃａ：０％超、０．００５％以下、Ｍｇ：０％超、０．００５％以下、Ｚｒ：０％超、０．００５％以下、Ｔｅ：０％超、０．１０％以下、およびＲＥＭ：０％超、０．０２％以下から選択される少なくとも１種、
（ｄ）Ｐｂ：０％超、０．１０％以下、Ｂｉ：０％超、０．１０％以下、およびＳｂ：０％超、０．１％以下から選択される少なくとも１種、
等を含有してもよい。
（ａ）Ｎｂ、Ｖ、およびＨｆは、いずれも鋼中のＣおよびＮと結合して炭窒化物を形成する元素である。浸炭窒化処理時に生成する粗大な炭窒化物は、面疲労寿命に対して悪影響を及ぼすが、浸炭窒化処理前に生成する微細な炭窒化物は、ピンニング効果によって浸炭窒化処理時に結晶粒が粗大化するのを防止する作用を有する。そこで、Ｎｂ、Ｖ、およびＨｆを、単独で、あるいは２種以上を含有してもよい。
　こうした効果を有効に発揮させるには、Ｎｂ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０１５％以上、更に好ましくは０．０２０％以上である。Ｖ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。Ｈｆ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。
　しかし、Ｎｂ、Ｖ、およびＨｆを過剰に含有しても結晶粒粗大化防止効果は飽和すると共に、却って面疲労寿命を悪化させる。また、コスト高となる。従って本発明の実施形態では、Ｎｂ量は、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０９％以下、更に好ましくは０．０８％以下である。Ｖ量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４５％以下、更に好ましくは０．４０％以下である。Ｈｆ量は、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０９％以下、更に好ましくは０．０８％以下である。
（ｂ）Ｃｕ、およびＮｉは、焼入性を高めて面疲労寿命を向上させる元素である。Ｃｕ、およびＮｉは、単独で、あるいは２種を併用できる。
　こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃｕ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。Ｎｉ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．５％以上である。しかし、ＣｕおよびＮｉを過剰に含有するとコスト高となる。こうした観点から、Ｃｕ量は、好ましくは１％以下、より好ましくは０．７％以下、更に好ましくは０．５％以下である。Ｎｉ量は、好ましくは２％以下、より好ましくは１．９％以下、更に好ましくは１．８％以下である。
（ｃ）Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、およびＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ；希土類元素）は、いずれも被削性を向上させる元素である。特に、ＴｅとＲＥＭは、ＭｎＳの伸長を抑制することによって被削性を向上させるのに寄与する元素である。Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、およびＲＥＭは、単独で、あるいは２種以上を併用できる。
　こうした観点から、Ｃａ量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。Ｍｇ量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。Ｚｒ量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。Ｔｅ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。ＲＥＭ量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．００１％以上、更に好ましくは０．００５％以上である。
　しかし、過剰に含有すると面疲労寿命が低下する。従って本発明の実施形態では、Ｃａ量は、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量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４５％以下、更に好ましくは０．００４０％以下である。Ｚｒ量は、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。Ｔｅ量は、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０７％以下、更に好ましくは０．０５％以下である。ＲＥＭ量は、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１９％以下、更に好ましくは０．０１８％以下である。
　なお、本発明の実施形態において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。
（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る。Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂは、単独で、あるいは２種以上を併用できる。
　こうした観点から、Ｐｂ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、更に好ましくは０．００３％以上である。Ｂｉ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、更に好ましくは０．００３％以上である。Ｓｂ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００１５％以上、更に好ましくは０．００２０％以上である。しかし、過剰に含有すると面疲労寿命が低下する。従って本発明の実施形態では、Ｐｂ量は、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０．０６％以下である。Ｂｉ量は、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。Ｓｂ量は、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０．０５％以下である。
　以上、本発明の実施形態に係る浸炭窒化用鋼材の成分組成について説明した。
　本発明の実施形態には、上記浸炭窒化用鋼材を用いた浸炭窒化部品も包含される。上記浸炭窒化部品は、部品表層に存在する炭窒化物の合計面積率が０％以上５％以下である。部品表層に炭窒化物が多量に存在すると、苛酷な摺動環境下で高い負荷を受け、内部剪断応力が大きくなったときに、炭窒化物が亀裂発生の起点となり、スポーリング損傷が促進され、面疲労寿命が低下する。従って本発明の実施形態では、部品表層に存在する炭窒化物の合計面積率を５％以下とする。炭窒化物の合計面積率は、好ましくは４％以下、より好ましくは３％以下である。炭窒化物の合計面積率は、最も好ましくは０％である。
　上記部品表層とは、部品表面を基準としたとき、深さ２５μｍ位置から深さ５０μｍ位置までの領域を意味する。
　上記炭窒化物の合計面積率は、走査型電子顕微鏡を用い、部品表面からの深さが２５～５０μｍである領域を観察し、観察視野内に存在する炭窒化物の面積を測定し、これを合計し、観察視野に対する炭窒化物の合計面積率を算出すればよい。観察視野数は、例えば、５視野以上とすればよい。
　本発明の実施形態では、顕微鏡観察において粒状に観察される析出物を炭窒化物と判断している。このような形状の析出物をエネルギー分散型Ｘ線分光法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ；ＥＤＸ）等で分析すると、通常、Ｍｎ、Ｃｒ、およびＡｌよりなる群から選ばれる少なくとも１種が検出される。つまり、本発明の実施形態の炭窒化物は、通常、Ｍｎ、Ｃｒ、およびＡｌよりなる群から選ばれる少なくとも１種を含んでいる。
　本発明の実施形態に係る浸炭窒化部品は、電子線マイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｓｅｒ；ＥＰＭＡ）により、部品表面から深さ２５μｍ位置までの領域を、表面から深さ方向に５μｍ間隔でＣ量およびＮ量を測定し、平均値を求めたときに、平均Ｃ量が０．４～１％、平均Ｎ量が０．２～０．６％であることが好ましい。浸炭窒化処理によって部品表面に、Ｃ原子およびＮ原子が導入されることにより、部品表面の硬さが向上すると共に、軟化抵抗が向上する。その結果、面疲労寿命が高くなる。上記平均Ｃ量が０．４％を下回ると、マルテンサイトの硬度が充分に高くならず、面疲労寿命の改善が充分でない。従って本発明の実施形態では、部品表面における平均Ｃ量は、０．４％以上とするのが好ましい。平均Ｃ量は、より好ましくは０．４５％以上、更に好ましくは０．５０％以上である。しかし、Ｃを過剰に含有すると、残留オーステナイトの生成量が増加したり、粗大な炭化物が析出し、面疲労寿命が低下する。従って本発明の実施形態では、平均Ｃ量は１％以下が好ましい。平均Ｃ量は、より好ましくは０．９％以下、更に好ましくは０．８％以下である。
　上記平均Ｎ量が０．２％を下回ると、固溶Ｎ量が少なくなり、摺動時にＦｅ４Ｎが析出しないため、面疲労寿命の改善が充分でない。従って本発明の実施形態では、部品表面における平均Ｎ量は、０．２％以上が好ましい。平均Ｎ量は、より好ましくは０．２５％以上、更に好ましくは０．３０％以上である。しかし、Ｎを過剰に含有すると、合金成分の窒化物が析出し、面疲労寿命の改善が充分でない。従って本発明の実施形態では、平均Ｎ量は０．６％以下が好ましい。平均Ｎ量は、より好ましくは０．５５％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。
　上記Ｃ量、およびＮ量は、浸炭窒化処理の条件を制御することによって調整できる。
　次に、本発明の実施形態に係る浸炭窒化用鋼材の製造方法について説明する。
　本発明の実施形態の浸炭窒化用鋼材は、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。分塊圧延後の鋼片は、例えば、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、更に８００～１１００℃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実施形態の鋼材が得られる。
　本発明の実施形態の鋼材の形状は、例えば、棒鋼であり、直径は、例えば、２０～５０ｍｍである。
　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、この中間品に浸炭窒化処理を施すことにより本発明の実施形態の浸炭窒化部品を製造できる。
　上記浸炭窒化処理する前に、必要に応じて常法に従って焼鈍処理、溶体化処理および焼準処理を施してもよい。
　上記浸炭窒化処理の条件は特に限定されず、公知の条件を適用できる。具体的には、カーボンポテンシャルＣＰが０．５～１．０質量％で、ＮＨ３を体積分率で２～１５％含むプロパンガス雰囲気で、８００～１０００℃で３０分～６時間保持して行えばよい。浸炭窒化処理後は、常法に従って焼入れし、更に１００～３００℃に加熱して３０分～３時間保持して焼戻しを行えばよい。
　上記浸炭窒化処理は、浸炭処理してから浸炭窒化処理してもよい。例えば、浸炭処理として、カーボンポテンシャルＣＰを０．５～１．０質量％として８５０～１０００℃で、３０分～３時間保持してから、浸炭窒化処理として、カーボンポテンシャルＣＰを０．５～１．０質量％、ＮＨ３を体積分率で２～１５％含むプロパンガス雰囲気で、８００～９００℃で、３０分～３時間保持してもよい。なお、上記浸炭処理は、２回以上に分けて行ってもよい。上記浸炭窒化処理の温度に加熱するときの雰囲気は、浸炭窒化雰囲気とすればよい。
　浸炭窒化方法は特に限定されず、例えば、ガス浸炭窒化、真空浸炭窒化など公知の方法を採用できる。真空浸炭窒化するときの真空度は、例えば、０．０１ＭＰａ程度以下とすればよい。
　上記浸炭窒化処理後は、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。
　浸炭窒化処理して得られた浸炭窒化部品は、例えば、歯車、軸受、シャフト、ＣＶＴプーリー等の動力伝達部品などに好適に用いることができる。
　以下、実施例を挙げて本発明の一例をより具体的に説明するが、本開示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開示の技術的範囲に包含される。
　下記表１および表２に示す成分組成の鋼（残部は、鉄および不可避不純物）を小型溶解炉で溶製し、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３０～１２０分間加熱保持した後、熱間鍛造してφ３２ｍｍの棒鋼とし、更に溶体化処理として１２５０℃で６０分間加熱保持し、放冷後、更に焼準処理として９００℃で６０分間加熱保持した。溶体化処理は、実機における分塊圧延を模擬し、焼準処理は、実機における仕上げ圧延を模擬している。
　焼準処理して得られたφ３２ｍｍの鋼材を図１に示す形状の試験片に加工した。なお、試験片は円筒状である。
　次に、得られた試験片をガス浸炭炉にて浸炭窒化処理した。具体的には、まず、浸炭処理として、カーボンポテンシャルＣＰを０．９質量％として９３０℃で９０分間保持した後、続けてカーボンポテンシャルＣＰを０．７５質量％として９３０℃で６０分間保持した。次に、６０分間保持後、８５０℃に降温し、浸炭窒化処理として、カーボンポテンシャルＣＰが０．７５質量％で、ＮＨ３ガスを体積分率で１２％含むＲＸガス雰囲気で２時間保持した直後に油焼入れを行った。油焼入れ後、更に１７０℃に加熱して２時間保持してから放冷することにより焼戻しを行った。浸炭窒化処理後の焼入れ焼戻しにおける熱処理歪みを除くため、φ２４ｍｍのつかみ部を研磨した。
　浸炭窒化処理後に焼入れ焼戻しして得られた試験片について、部品表層に存在する炭窒化物の合計面積率を測定した。測定手順を、図２Ａおよび図２Ｂを用いて説明する。
　まず、上記図１に示した試験片のφ２６ｍｍ部分を、図２Ａに点線で示すように、軸方向に対して垂直な方向に切断した。その後、図２Ｂに示すように、切断面Ｄを観察できるように樹脂Ｒに埋め、切断面Ｄを研磨した後、ピクリン酸にて腐食し、Ａｕ蒸着を施した。図２Ｂに示す矢印は、観察方向を示している。
　上記切断面Ｄにおける、上記試験片の表面Ｓ（即ち、試験片の円周面）に対して、深さ２５μｍ位置から深さ５０μｍ位置までの領域を、走査型電子顕微鏡で、観察倍率４０００倍で、観察視野は２００μｍ×１５０μｍで、任意の５視野について観察した。撮影した写真を画像解析し、各視野で観察される炭窒化物の合計面積率を算出し、平均値を求めた。結果を下記表１および表２に示す。なお、本発明の一例では、観察視野内に認められる粒状の析出物を炭窒化物と判断した。
　参考として、観察視野内に認められる粒状の析出物の成分組成を、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）により測定した。下記表２に示したＮｏ．３１について、上記切断面を撮影した図面代用写真を図３に示す。
　図３に矢印で示した粒状の析出物について、ＥＤＸで測定したスペクトルを図４に示す。
　図４から明らかなように、粒状の析出物は、Ｃｒを含有する炭窒化物であった。なお、図４に示したＥＤＸスペクトルには、Ａｕも検出されているが、このＡｕは、析出物を観察しやすくするように切断面に蒸着させたＡｕに起因している。
　次に、浸炭窒化処理後に焼入れ焼戻しして得られた試験片について、部品表面から深さ２５μｍ位置までの領域（部品表面）におけるＣ量とＮ量を測定した。
　Ｃ量およびＮ量の測定は、析出物を観察した後の試験片表面（即ち、切断面）を研磨した後、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて試験片の表面（即ち、試験片の円周面）から深さ方向（即ち、軸の中心方向）に向かって深さ２５μｍ位置までを、５μｍ間隔で行なった。測定結果の平均値を算出し、平均Ｃ量および平均Ｎ量を算出した。結果を下記表１および表２に示す。
　次に、浸炭窒化処理後に焼入れ焼戻しして得られた試験片について、コマツエンジニアリング株式会社製の「ＲＰ－２０１型ローラーピッチング試験機」を用いて面疲労寿命を測定した。
　図５に、試験時の外観として、試験片１と荷重ローラー２が接触し、すべりながら転動する様子を示す。図５の３は摺動部を示している。
　荷重ローラー２にはＪＩＳ Ｇ４８０５で規定される高炭素クロム鋼ＳＵＪ２を、試験油には市販のオートマチック油を用いた。測定条件は、試験面圧：３．５ＧＰａ、すべり率：－４０％および回転数：１０００ｒｐｍとした。試験面圧が３．５ＧＰａは、苛酷な摺動環境を模擬している。
　剥離損傷によって試験機が停止するまでの回転数を測定し、この回転数を面疲労寿命とした。回転数が２０００万回に到達した場合はその時点で試験を中止した。各鋼種２本ずつ試験を行ない、平均値を求めた。結果を下記表１および表２に示す。下記表１および表２において、αＥ＋βは、α×１０βを意味する。
　本発明の一例では、上記回転数が１０００万回以上の場合を合格とし、面疲労寿命に優れると評価した。
　下記表１および表２に基づいて、次のように考察できる。
　Ｎｏ．１～２３は、本開示で規定する要件を満足する例であり、面疲労寿命評価試験における回転数が１０００万回以上となり、面疲労寿命に優れることが分かる。
　Ｎｏ．２４～４５は、本開示で規定するいずれかの要件を満足しない例であり、面疲労寿命を改善できていない。詳細は次の通りである。
　Ｎｏ．２４は、Ｃ量が少なすぎる例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．２５は、Ｓｉ量が少なすぎる例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．２６および２７は、Ｍｎ量が多すぎる例であり、浸炭窒化処理時に炭窒化物が過剰に生成したため、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．２８は、Ｐ量が多すぎる例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．２９は、Ｓ量が多すぎる例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．３０および３１は、Ｃｒ量が多すぎる例であり、浸炭窒化処理時に炭窒化物が過剰に生成したため、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．３２は、Ｍｏ量が少なすぎる例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．３３および３４は、Ａｌ量が多すぎる例であり、浸炭窒化処理時に炭窒化物が過剰に生成したため、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．３５は、Ｔｉを含有しない例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．３６は、Ｂを含有しない例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．３７は、Ｎ量が多すぎる例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．３８は、Ｃａ量が多すぎる例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．３９は、Ｍｇ量が多すぎる例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．４０は、Ｚｒ量が多すぎる例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．４１は、Ｔｅ量が多すぎる例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．４２は、ＲＥＭ量が多すぎる例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．４３は、Ｐｂ量が多すぎる例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．４４は、Ｂｉ量が多すぎる例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
　Ｎｏ．４５は、Ｓｂ量が多すぎる例であり、面疲労寿命を改善できなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本明細書の開示内容は、以下の態様を含む。
態様１：
　質量％で、
　Ｃ ：０．１５～０．３％、
　Ｓｉ：０．５～１．５％、
　Ｍｎ：０．２～０．５％、
　Ｐ ：０％超、０．０３％以下、
　Ｓ ：０％超、０．０３％以下、
　Ｃｒ：０．２～０．８％、
　Ｍｏ：０．２５～１％、
　Ａｌ：０．０１～０．０８％、
　Ｔｉ：０．０１～０．１％、
　Ｂ ：０．０００５～０．００５％、および
　Ｎ ：０％超、０．０１％以下を含有し、
　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窒化用鋼材。
態様２：
　更に、他の元素として、質量％で、
　Ｎｂ：０％超、０．１％以下、
　Ｖ ：０％超、０．５％以下、および
　Ｈｆ：０％超、０．１％以下から選択される少なくとも１種を含有する態様１に記載の浸炭窒化用鋼材。
態様３：
　更に、他の元素として、質量％で、
　Ｃｕ：０％超、１％以下、および
　Ｎｉ：０％超、２％以下から選択される少なくとも１種を含有する態様１または２に記載の浸炭窒化用鋼材。
態様４：
　更に、他の元素として、質量％で、
　Ｃａ：０％超、０．００５％以下、
　Ｍｇ：０％超、０．００５％以下、
　Ｚｒ：０％超、０．００５％以下、
　Ｔｅ：０％超、０．１０％以下、および
　ＲＥＭ：０％超、０．０２％以下から選択される少なくとも１種を含有する態様１～３のいずれかに記載の浸炭窒化用鋼材。
態様５：
　更に、他の元素として、質量％で、
　Ｐｂ：０％超、０．１０％以下、
　Ｂｉ：０％超、０．１０％以下、および
　Ｓｂ：０％超、０．１％以下から選択される少なくとも１種を含有する態様１～４のいずれかに記載の浸炭窒化用鋼材。
態様６：
　態様１～５のいずれかに記載の浸炭窒化用鋼材を用いた浸炭窒化部品であって、
部品表面からの深さが２５～５０μｍである領域における炭窒化物の合計面積率が０％以上５％以下であることを特徴とする浸炭窒化部品。
態様７：
　態様１～５のいずれかに記載の浸炭窒化用鋼材に、浸炭窒化処理することを特徴とする浸炭窒化部品の製造方法。
　本出願は、出願日が２０１６年１月１３日である日本国特許出願、特願第２０１６－００４５６７号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１６－００４５６７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 荷重ローラー
３ 摺動部
Ｄ 切断面
Ｒ 樹脂
Ｓ 試験片の表面

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ ：０．１５～０．３％、
    　Ｓｉ：０．５～１．５％、
    　Ｍｎ：０．２～０．５％、
    　Ｐ ：０％超、０．０３％以下、
    　Ｓ ：０％超、０．０３％以下、
    　Ｃｒ：０．２～０．８％、
    　Ｍｏ：０．２５～１％、
    　Ａｌ：０．０１～０．０８％、
    　Ｔｉ：０．０１～０．１％、
    　Ｂ ：０．０００５～０．００５％、および
    　Ｎ ：０％超、０．０１％以下を含有し、
    　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窒化用鋼材。
  2. 　更に、他の元素として、質量％で、
    　Ｎｂ：０％超、０．１％以下、
    　Ｖ ：０％超、０．５％以下、および
    　Ｈｆ：０％超、０．１％以下から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載の浸炭窒化用鋼材。
  3. 　更に、他の元素として、質量％で、
    　Ｃｕ：０％超、１％以下、および
    　Ｎｉ：０％超、２％以下から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載の浸炭窒化用鋼材。
  4. 　更に、他の元素として、質量％で、
    　Ｃａ：０％超、０．００５％以下、
    　Ｍｇ：０％超、０．００５％以下、
    　Ｚｒ：０％超、０．００５％以下、
    　Ｔｅ：０％超、０．１０％以下、および
    　ＲＥＭ：０％超、０．０２％以下から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載の浸炭窒化用鋼材。
  5. 　更に、他の元素として、質量％で、
    　Ｐｂ：０％超、０．１０％以下、
    　Ｂｉ：０％超、０．１０％以下、および
    　Ｓｂ：０％超、０．１％以下から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載の浸炭窒化用鋼材。
  6. 　請求項１～５のいずれかに記載の浸炭窒化用鋼材を用いた浸炭窒化部品であって、
    部品表面からの深さが２５～５０μｍである領域における炭窒化物の合計面積率が０％以上５％以下であることを特徴とする浸炭窒化部品。
  7. 　請求項１～５のいずれかに記載の浸炭窒化用鋼材に、浸炭窒化処理することを特徴とする浸炭窒化部品の製造方法。
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