WO2020054522A1 - 耐高面圧部品およびその製造方法 - Google Patents

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順也 宮内
浩平 山口
亮平 石倉
啓一郎 神谷
紘樹 寺田
和成 内田
靖朗 伊藤
宏章 豊田
駿介 大嶋
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Daido Steel Co Ltd
JATCO Ltd
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    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/80—After-treatment

Definitions

  • the present invention relates to a high surface pressure resistant component such as a belt type CVT (belt type continuously variable transmission) pulley used in a state where high surface pressure is applied, and a method of manufacturing the same.
  • a high surface pressure resistant component such as a belt type CVT (belt type continuously variable transmission) pulley used in a state where high surface pressure is applied, and a method of manufacturing the same.
  • a steel band (metal band) 200 forming an endless ring (only a part is shown) is provided with a number of steel and plate-like elements (pieces) 202 arranged side by side.
  • the belt 204 is endlessly looped around a pair of pulleys (primary pulley 206 and secondary pulley 208) having variable groove widths as shown in FIG. Communicate.
  • an input from the engine enters one pulley (primary pulley) 206 and is transmitted to the other pulley (secondary pulley) 208 and then output.
  • the effective diameter of each pulley is changed by changing the groove width of each pulley, and the speed change is continuously performed continuously.
  • a sliding surface (sheave surface) which forms a groove side surface of a CVT pulley (hereinafter sometimes simply referred to as a pulley) is liable to wear due to frictional contact between the elements at a high surface pressure. Therefore, conventionally, pulleys formed by using a steel type such as JIS SCM420 or the like are subjected to a carburizing and quenching treatment, and a shot peening treatment is added to improve the surface hardness (for example, Patent Document 1 below). reference).
  • the shot peening treatment has a problem in that the production cost is high and the shot material used remains on the sliding surface as contamination and damages the sliding surface of the pulley.
  • Patent Documents 2 and 3 below use steel materials containing predetermined amounts of Si and Cr to increase the high-temperature tempering hardness on the sliding surface of the pulley. Is disclosed. However, these patent documents do not disclose examples satisfying the chemical composition of the present invention, which is different from the present invention.
  • the present invention provides a high surface pressure resistant component capable of improving the wear resistance of a sliding surface to which a high surface pressure is applied without adding a shot peening process, and a method of manufacturing the same. It is done for the purpose of.
  • the present invention relates to the following [1] to [3].
  • a high surface pressure resistant component characterized in that the surface layer C concentration of the carburized and quenched layer is 0.70 to 0.80% by mass%.
  • the steel further contains, by mass%, 0.045 to 0.065% of Nb, 0.030 to 0.047% of Al, and 0.015 to 0.030% of N.
  • High surface pressure resistant parts characterized by the following.
  • a method for producing a high surface pressure resistant component comprising subjecting a workpiece made of steel having a component composition according to [2] to hot forging and machining to form a predetermined component shape and then carburizing the component.
  • the composition of the work material and / or the production conditions are controlled so that the relationship between the effective pinning particle amount X during carburization and the average ferrite average particle size number Y before carburization satisfies the following formula (1).
  • the effective pinning particle amount X is a value (ppm) obtained by subtracting the precipitation amounts of NbC and AlN after the hot forging treatment from the precipitation amounts of NbC and AlN after the carburizing treatment.
  • a high surface pressure resistant component capable of improving the wear resistance of a sliding surface to which a high surface pressure is applied without adding a shot peening process, and a method of manufacturing the same.
  • FIG. 3 is a diagram showing the effect of the effective pinning particle amount X and the average ferrite particle size number Y before carburization on the crystal grain coarsening during carburization. It is explanatory drawing of hot forging and the subsequent rough heat treatment. It is sectional drawing of a test pulley. It is the figure which showed the heat pattern of carburizing hardening process. It is the figure which showed the steel belt of the belt type CVT with the steel band, the element, etc. It is explanatory drawing of a belt type CVT.
  • tempering treatment is performed at 300 ° C. for 3 hours. If it is possible to secure the surface hardness of 650 Hv or more later, it is possible to secure the hardness of 650 Hv or more after tempering at 300 ° C. for 3 hours, based on the knowledge that the fatigue life of the sliding surface can be increased. It is a finding of the surface layer C concentration, the amount of Si, and the amount of Cr. ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the abrasion resistance of the sliding surface in a high surface pressure resistant component can be effectively improved without adding a shot peening process.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the Si content, the Cr content and the surface layer C concentration of the high-pressure resistant surface component of the present invention and the hardness after tempering at 300 ° C. for 3 hours.
  • 0.22C-0.73Mn-0.15Cu-0.10Ni is a basic component
  • the amount of Si is in the range of 0.55 to 1.05%
  • the amount of Cr is 0.55 to 1.00%.
  • Steel materials varied in the range were used.
  • the history of the test piece is as follows. The hot forged material of the above components is subjected to vacuum carburizing and quenching at 970 ° C. for 150 min and tempering at 130 ° C. for 140 min, and then machined to 10 mm ⁇ 10 mm ⁇ 15 mm, and then further to 300 ° C. After a tempering treatment for 3 hours, the hardness (Hv) of the surface layer was measured.
  • the carburizing treatment performed to obtain a predetermined surface layer C concentration is a high-temperature and long-time heat treatment, and there is a concern that austenite crystal grains may be coarsened.
  • the presence of abnormally grown grains in the structure due to the coarsening of crystal grains causes a decrease in strength and wear resistance.
  • NbC and AlN that have already been precipitated in the state after the hot forging process are coarsened in the subsequent carburizing process and the pinning effect is lost. There is. For this reason, it is effective to increase the effective pinning particle amount by subtracting the NbC and AlN precipitation amounts after the hot forging treatment from the NbC and AlN precipitation amounts after the carburizing treatment.
  • FIG. 2 shows the effect of the effective pinning particle amount X and the ferrite grain size number Y before carburizing on the grain size of austenite crystal grains during carburization.
  • 0.22C-0.80 to 1.01Si-0.67 to 0.94Mn-0.15Cu-0.10Ni-0.80 to 0.98Cr are used as basic components, and the Nb content is set to 0.031 to A steel material was used in which the Al content was changed in the range of 0.029% to 0.042% and the N content was changed in the range of 0.011 to 0.027% in the range of 0.062%.
  • Hot forging was performed on the steel material having the above components under the conditions of 1150 ° C. to 1250 ° C., and the precipitation amounts of NbC and AlN after forging were investigated. Then, it was machined to 10 mm x 10 mm x 15 mm, the ferrite grain size number before carburizing was investigated, vacuum carburizing was performed at 970 ° C for 150 min, the presence or absence of coarsening of old austenite crystal grains, and NbC after carburizing. And the precipitation amount of AlN were investigated.
  • the ferrite average grain size number Y before carburization was measured by measuring the ferrite grain size in a 100-fold visual field and 5 visual fields with an optical microscope according to “JIS G0552 Steel ferrite grain size test method”, and these grain size numbers were averaged. Value.
  • the old austenite crystal grains were measured according to “JIS G 0551 Steel Austenitic Grain Size Test Method” at 100 times and 5 fields of view under an optical microscope, and based on the following criteria. Has been determined. When the average grain size number of the prior austenite crystal grains was 6 or more and the area ratio of coarse grains (grain size 4.5 or less) in the observed region was less than 20%, it was judged as “ ⁇ ” without coarsening. . On the other hand, when the area ratio of the coarse particles (particle size 4.5 or less) in the observed region is 20% or more, or when there is even a small particle size of 3 or less in the observed region, coarsening occurs. It was judged as "x".
  • the ferrite average grain size number Y before carburizing is reduced (the ferrite grain size is increased), and the effective pinning particle amount X Is effective, and the component composition and / or the manufacturing conditions (for example, forging heating) of the workpiece to satisfy the above-mentioned formula (1), ie, Y ⁇ (2.26 ⁇ 10 ⁇ 3 ) X + 10.85. Temperature, forging end temperature, etc.), it is possible to effectively suppress coarsening of crystal grains during carburization.
  • One of the features of the present invention is to increase the amount of Si in the steel material in order to enhance the wear resistance.
  • scale is easily formed on the surface during hot forging, and scale formation is performed.
  • wear of the hot forging die is promoted, and there is a problem that the life of the die is shortened.
  • the surface enlargement ratio is 5 or more, the wear of the forging die is remarkable.
  • it is effective to lower the forging heating temperature as a measure for extending the mold life. Specifically, by setting the hot heating temperature to 1165 ° C. or lower, mold wear can be effectively suppressed and the mold life can be extended.
  • C 0.17 to 0.23%
  • C is an element necessary for securing the strength, and is contained in an amount of 0.17% or more to secure the internal hardness of the component.
  • the upper limit is made 0.23%.
  • it is 0.20 to 0.23%.
  • Si 0.80-1.00% Si is an element effective for increasing the high-temperature tempering hardness in the carburized and quenched layer. To obtain this effect, 0.80% or more must be added. However, if the content exceeds 1.00%, the workability decreases, so the upper limit is set to 1.00%. Preferably it is 0.80 to 0.95%.
  • Mn 0.65 to 1.00% Mn is added as a deoxidizing agent during melting. Mn is a component useful for securing hardenability, and is contained at 0.65% or more for its function. However, if the content is too large, the machinability may be reduced. Therefore, the upper limit is set to 1.00%. Preferably it is 0.80 to 0.95%.
  • P and S are impurities. Since these are elements that are not preferable for the mechanical properties of parts, such as causing embrittlement, the smaller the amount, the better. However, if it is 0.030% or less, there is no appreciable effect on the characteristics. 030%. It is preferable that P and S are not contained, but when they are contained, for example, it may be 0.001 to 0.020%.
  • Cu 0.01 to 1.00%
  • Cu is an element that improves tensile strength, impact resistance and fatigue strength together with Ni and Cr.
  • the reason for setting the lower limit of Cu to 0.01% is that if the content is lower than this, the hardenability decreases and the strength decreases.
  • the reason why the upper limit of Cu is set to 1.00% is that if the content of Cu is too large, the workability, particularly the machinability deteriorates.
  • it is 0.10 to 0.20%.
  • Ni 0.01 to 3.00%
  • Ni is an element that improves tensile strength, impact resistance and fatigue strength together with Cu and Cr.
  • the reason for setting the lower limit of Ni to 0.01% is that if the content is lower than this, the hardenability decreases and the strength decreases.
  • the reason why the upper limit of Ni is set to 3.00% is that if the Ni content is too large, the workability, particularly the machinability deteriorates.
  • it is 0.05 to 0.50%.
  • Cr 0.80-1.00% Cr is a useful component for enhancing the hardenability and securing the internal hardness, and is contained at 0.80% or more to secure the hardness after tempering at 300 ° C. However, if the content is too large, the machinability may be reduced. Therefore, the upper limit is set to 1.00%. Preferably it is 0.80 to 0.98%.
  • the surface layer C concentration 0.70 to 0.80%
  • the lower limit of the surface layer C concentration is set to 0.70%.
  • the upper limit of the surface layer C concentration is set to 0.80%. Preferably it is 0.75 to 0.80%.
  • Nb 0.045 to 0.065% Nb functions to form carbides and pin the austenite grain boundaries during carburization. However, the effect of suppressing crystal grain coarsening is saturated even if the content is excessive, so the upper limit is preferably set to 0.065%. More preferably, it is 0.046 to 0.062%.
  • Al 0.030 to 0.047%
  • Al reacts with N in steel to form AlN, and has a function of preventing austenite crystal grains from becoming coarse during carburization.
  • Al is preferably contained at 0.030% or more.
  • the upper limit is preferably set to 0.047%. More preferably, it is 0.033 to 0.042%.
  • N 0.015 to 0.030%
  • N has a function of reacting with Al in steel to form AlN and preventing coarsening of austenite crystal grains during carburization, and it is preferable to contain 0.015% or more in order to obtain the effect.
  • the upper limit is preferably made 0.030%. More preferably, it is 0.018 to 0.027%.
  • the high surface pressure part according to the present invention uses a steel having a predetermined composition, and is melted and cast ⁇ high temperature soaking (1300 ° C.) ⁇ slab rolling ⁇ product rolling ⁇ hot forging ⁇ rough heat treatment ⁇ machining ⁇ carburizing and quenching ⁇ It can be manufactured through the manufacturing process of tempering ⁇ finishing machining.
  • the workpiece is once heated to a high temperature of 1100 ° C. or higher and then hot forged.
  • the material to be forged (worked material) at the time of forging has a significant effect on the underfilling and the forging load.
  • Mold wear in hot forging also depends on the deformation resistance of the forged material (work material) during forging, and when the forging heating temperature is low, the deformation resistance of the forged material increases. Accompanying this, the wear amount of the mold also increases. For this reason, the forging heating temperature is preferably set to a temperature higher than 1100 ° C.
  • forging heating temperature is high, a large amount of oxide scale is generated, and there is a problem that the mold is damaged, the mold life is shortened, and the productivity is deteriorated. For this reason, the portion where the surface enlargement ratio is 5 or more (the portion where the lubricant applied to the mold surface is greatly elongated and the film of the lubricant formed along the mold surface is likely to be cut).
  • forging heating temperature is preferably 1165 ° C. or lower.
  • the rough heat treatment is a heat treatment for suppressing the formation of a bainite phase in the structure after forging.
  • the suppression of the bainite phase is effective for securing machinability in subsequent machining and preventing coarsening of crystal grains during carburization.
  • the rough heat treatment can be performed subsequently to the forging as shown in FIG. In this case, the workpiece is held at a temperature of 640 to 700 ° C. for 30 minutes or more, and then cooled to approximately room temperature.
  • the rough heat treatment can be performed on the workpiece once cooled to approximately room temperature.
  • the workpiece is held at a temperature of 890 to 950 ° C. for 30 minutes or more, then at a temperature of 640 to 700 ° C. for 30 minutes or more, and cooled to approximately room temperature.
  • the “precipitation amount of NbC and AlN after hot forging” required to calculate the above-mentioned effective pinning particle amount X is, as shown in FIG. If performed, it is the amount of precipitation of NbC and AlN after the rough heat treatment. On the other hand, as shown in FIG. 3 (B), when the forging and the rough heat treatment are performed separately, it is the precipitation amount of NbC and AlN after hot forging (before the rough heat treatment).
  • test pulley 10 Steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted, cast into an ingot, and then subjected to a homogenization treatment of maintaining at 1300 ° C. for 2.5 hours or more. Thereafter, hot forging, rough heat treatment, machining, carburizing and quenching, and tempering were performed to produce a test pulley 10.
  • the average particle size number Y of the ferrite before carburizing, the surface layer C concentration (%) after carburizing, and the effective pinning particle amount X (ppm) were investigated. Further, the presence or absence of coarsening of crystal grains in the obtained test pulley 10 was investigated, and further, a tempering treatment was performed at 300 ° C. for 3 hours, and the tempering hardness was investigated.
  • the test pulley 10 was charged into an atmospheric furnace (a type in which the furnace temperature was measured and measured with a thermocouple) maintained at 300 ° C., and the temperature was lowered to 300 ° C. at the time of charging and held for 3 hours. .
  • ferrite average particle size number before carburization Y For the sliding surface of the test pulley 10 before carburizing (after machining), ferrite crystal grains were measured in a 100-fold visual field and 5 visual fields with an optical microscope according to “JIS G 0552 Ferrite grain size test method for steel”. The average value of the crystal grain size numbers was designated as ferrite average grain size number Y.
  • Comparative Example 1 has a Si content and a Cr content lower than the lower limits of the present invention, and the hardness after tempering at 300 ° C. is lower than the target 650 Hv.
  • Comparative Example 2 also has an Si content and a Cr content lower than the lower limits of the present invention, and the hardness after tempering at 300 ° C. is lower than the target 650 Hv.
  • Comparative Example 3 the amount of Si is lower than the lower limit of the present invention, and in Comparative Example 3, the hardness after tempering at 300 ° C is lower than the target of 650 Hv.
  • Comparative Example 4 the amounts of Si and Cr are within the range of the present invention, and the hardness after tempering at 300 ° C satisfies the target. However, the amounts of Nb and Al added to prevent coarsening are lower than the lower limits of the present invention. Further, in Comparative Example 4, since the forging heating temperature was relatively low at 1140 ° C., the ferrite grain size number Y before carburizing was large (the grain size was small). As a result, the effective pinning particle amount X and the ferrite average grain size number before carburizing were large. The relationship with Y did not satisfy the formula (1) of the present invention, and coarsening of crystal grains was observed in the carburizing treatment.
  • Comparative Example 5 the amounts of Si and Cr are lower than the lower limits of the present invention. Therefore, the hardness after tempering at 300 ° C. is lower than the target of 650 Hv. In Comparative Example 5, Nb, Al, and N were added, but the N amount was lower than the lower limit of the present invention. For this reason, the relationship between the effective pinning particle amount X and the ferrite average particle size number Y before carburizing did not satisfy the formula (1) of the present invention, and coarsening of crystal grains was observed in the carburizing treatment.
  • a high surface pressure resistant component capable of improving the wear resistance of a sliding surface to which a high surface pressure is applied without adding a shot peening process, and a method of manufacturing the same.

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Abstract

本発明の耐高面圧部品は、質量％でＣ：０．１７～０．２３％、Ｓｉ：０．８０～１．００％、Ｍｎ：０．６５～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～３．００％、Ｃｒ：０．８０～１．００％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成を有する鋼からなり、浸炭焼入れ層の表層Ｃ濃度が質量％で０．７０～０．８０％である。

Description

耐高面圧部品およびその製造方法
　この発明は高面圧が加わった状態で使用されるベルト式ＣＶＴ（ベルト式無段変速機）プーリ等の耐高面圧部品およびその製造方法に関する。
　自動車のベルト式ＣＶＴでは、図６に示すように無端環状（一部のみ図示）をなすスチールバンド（金属バンド）２００に多数の鋼製且つ板状のエレメント（駒）２０２を並べて取り付けて成るスチールベルト２０４を、図７に示す溝幅が可変の一対のプーリ（プライマリプーリ２０６及びセカンダリプーリ２０８）間に無端環状に巻き掛け、かかるスチールベルト２０４を介してプライマリプーリ２０６からセカンダリプーリ２０８へと動力伝達を行う。
　具体的には、エンジンからの入力は一方のプーリ（プライマリプーリ）２０６へと入り、他方のプーリ（セカンダリプーリ）２０８へと伝達された上で出力される。
　その際、各プーリの溝幅を変化させることで各プーリの有効径を変化させ、変速を無段階で連続的に行う。
　ＣＶＴプーリ（以下単にプーリとすることがある）の溝側面を成す摺動面（シーブ面）は、高面圧でエレメントが摩擦接触するため摩耗を生じ易い。
　そこで従来においては、ＪＩＳ　ＳＣＭ４２０等の鋼種を用いて構成したプーリに浸炭焼入れ処理を施し、更にショットピーニング処理を追加して表面硬さを向上させたものが用いられていた（例えば下記特許文献１参照）。
　しかしながらショットピーニング処理は製造コストが高く、また使用される投射材がコンタミネーションとして摺動面に残存してプーリの摺動面を傷付けてしまう問題があった。
　尚、本発明に対する先行技術として、下記特許文献２および特許文献３では、ＳｉおよびＣｒを所定量含有させた鋼材を用い、プーリ摺動面での高温焼き戻し硬さを高めるようになした点が開示されている。しかしながら、これら特許文献には本発明の化学組成を満たす実施例の開示はなく、本発明とは異なるものである。
日本国特開２００９－６８６０９号公報 日本国特開２０１３－１２２２８６号公報 日本国特開２０１４－７０２５６号公報
　本発明は以上のような事情を背景とし、ショットピーニング処理を追加することなく、高面圧が加わる摺動面の耐摩耗性を高めることができる耐高面圧部品およびその製造方法を提供することを目的としてなされたものである。
　本発明は、下記［１］～［３］に関するものである。
　［１］
　質量％でＣ：０．１７～０．２３％、Ｓｉ：０．８０～１．００％、Ｍｎ：０．６５～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～３．００％、Ｃｒ：０．８０～１．００％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成を有する鋼からなり、浸炭焼入れ層の表層Ｃ濃度が質量％で０．７０～０．８０％であることを特徴とする耐高面圧部品。
　［２］
　［１］において、前記鋼が質量％でＮｂ：０．０４５～０．０６５％、Ａｌ：０．０３０～０．０４７％、Ｎ：０．０１５～０．０３０％を、更に含有していることを特徴とする耐高面圧部品。
　［３］
　［２］に記載の成分組成の鋼からなる被加工材に、熱間鍛造および機械加工を施し所定の部品形状とした後、浸炭処理を行なう耐高面圧部品の製造方法であって、
　浸炭時の有効ピンニング粒子量Ｘと浸炭前のフェライト平均粒度番号Ｙとの関係が下記式（１）を満たすように、前記被加工材の成分組成および／または製造条件を制御することを特徴とする耐高面圧部品の製造方法。
　Ｙ＜（２．２６×１０-3）Ｘ＋１０．８５　・・・式（１）
　ここで有効ピンニング粒子量Ｘは、浸炭処理後のＮｂＣおよびＡｌＮの析出量から熱間鍛造処理後のＮｂＣおよびＡｌＮの析出量を引いた値（ｐｐｍ）である。
　本発明によれば、ショットピーニング処理を追加することなく、高面圧が加わる摺動面の耐摩耗性を高めることができる耐高面圧部品およびその製造方法を提供することができる。
本発明の耐高圧面部品のＳｉ量、Ｃｒ量および表層Ｃ濃度と、３００℃で３時間焼戻し後の硬さとの関係を示した図である。 有効ピンニング粒子量Ｘおよび浸炭前のフェライト平均粒度番号Ｙが、浸炭時の結晶粒粗大化に与える影響を示した図である。 熱間鍛造とそれに続く粗熱処理の説明図である。 試験用プーリの断面図である。 浸炭焼入れ処理のヒートパターンを示した図である。 ベルト式ＣＶＴのスチールベルトをスチールバンド，エレメント等とともに示した図である。 ベルト式ＣＶＴの説明図である。
　本発明は、ＣＶＴプーリで代表される耐高面圧部品における実際の使用環境での最高到達温度、および、その最高到達温度が維持される時間を考慮した場合、３００℃で３時間焼戻し処理した後に表層硬さ６５０Ｈｖ以上を確保できるものであれば、摺動面の疲労寿命を高め得るとの知見の下、３００℃で３時間の焼戻しの後に硬さ６５０Ｈｖ以上を確保することが可能な、表層Ｃ濃度、Ｓｉ量およびＣｒ量を見出したものである。
　本発明によれば、ショットピーニング処理を付加しなくても、耐高面圧部品における摺動面の耐摩耗性を効果的に高めることができる。
　図１は、本発明の耐高圧面部品のＳｉ量、Ｃｒ量および表層Ｃ濃度と、３００℃で３時間焼戻した後の硬さとの関係を示した図である。
　ここでは、０．２２Ｃ－０．７３Ｍｎ－０．１５Ｃｕ－０．１０Ｎｉを基本成分とし、Ｓｉ量を０．５５～１．０５％の範囲で、Ｃｒ量を０．５５～１．００％の範囲で変化させた鋼材を用いた。
　試験片の履歴は以下の通りである。上記成分の熱間鍛造材を９７０℃、１５０ｍｉｎの条件での真空浸炭焼入れ、および、１３０℃、１４０ｍｉｎの焼戻しの処理を行った後、１０ｍｍ×１０ｍｍ×１５ｍｍに機械加工を行ない、その後更に３００℃、３時間の焼戻し処理を実施し表層の硬さ（Ｈｖ）を測定した。
　同図で示すように浸炭焼入れ層の表層Ｃ濃度が０．７０～０．８０％の試験片において、Ｓｉ量０．８０％以上且つＣｒ量０．８０％以上あれば、３００℃で３時間焼戻し後に６５０Ｈｖ以上の硬さを確保できることが分かる。
　ところで、所定の表層Ｃ濃度を得るために実施される浸炭処理は、高温且つ長時間の熱処理であり、オーステナイト結晶粒の粗大化が懸念される。結晶粒粗大化により組織中に異常成長粒が存在すると強度および耐摩耗性の低下を招く。
　このため本発明では、鋼中にＮｂ－Ａｌ－Ｎを所定量添加することが望ましい。これらの元素により形成される微細な析出物（ＮｂＣおよびＡｌＮ）のピンニング効果でオーステナイト結晶粒界の移動を抑制し、浸炭時の粒成長を抑制することができるからである。
　ここで本発明者らが調査した結果によれば、熱間鍛造処理後の状態で既に析出しているＮｂＣおよびＡｌＮについては、その後の浸炭処理において粗大化してしまいピンニング効果が失われてしまう場合がある。このため、浸炭処理後のＮｂＣおよびＡｌＮの析出量から熱間鍛造処理後のＮｂＣおよびＡｌＮの析出量を引いた有効ピンニング粒子量を高めることが有効である。
　図２は、有効ピンニング粒子量Ｘおよび浸炭前のフェライト粒度番号Ｙが、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粒度に与える影響を示している。
　ここでは、０．２２Ｃ－０．８０～１．０１Ｓｉ－０．６７～０．９４Ｍｎ－０．１５Ｃｕ－０．１０Ｎｉ－０．８０～０．９８Ｃrを基本成分とし、Ｎｂ量を０．０３１～０．０６２％の範囲で、Ａｌ量を０．０２９～０．０４２％の範囲で、Ｎ量を０．０１１～０．０２７％の範囲で変化させた鋼材を用いた。
　上記成分の鋼材に対し、１１５０℃～１２５０℃の条件で熱間鍛造を施し、鍛造後のＮｂＣおよびＡｌＮの析出量を調査した。その後、１０ｍｍ×１０ｍｍ×１５ｍｍに機械加工し、浸炭前のフェライト粒度番号を調査し、９７０℃、１５０ｍｉｎの条件で真空浸炭処理を行い、旧オーステナイト結晶粒の粗大化の有無および浸炭処理後のＮｂＣおよびＡｌＮの析出量を調査した。
　ここで、鍛造処理後および浸炭処理後、それぞれについて抽出分析（臭素メタノール法、電界抽出法）を実施し、ＮｂＣ抽出量およびＡｌＮ抽出量を定量分析し、ＮｂＣおよびＡｌＮの析出量を求めた。そして浸炭処理後のＮｂＣおよびＡｌＮの析出量から熱間鍛造処理後のＮｂＣおよびＡｌＮの析出量を引いた値（ｐｐｍ）を有効ピンニング粒子量Ｘとした。すなわち、式（１）におけるＸは、単位をｐｐｍ（ｐａｒｔｓ　ｐｅｒ　ｍｉｌｌｉｏｎ）とした場合の値である。
　浸炭前のフェライト平均粒度番号Ｙは、光学顕微鏡の１００倍視野且つ５視野でのフェライト結晶粒を「JIS G 0552 鋼のフェライト結晶粒度試験方法」に準じて測定し、これらの粒度番号を平均した値である。
　また浸炭処理における粗大化の有無については、光学顕微鏡の１００倍視野且つ５視野での旧オーステナイト結晶粒を「JIS G 0551 鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」に準じて測定し、下記の基準に基づいて判定している。
　旧オーステナイト結晶粒の平均粒度番号が６以上で、且つ、観察した領域における粗粒（粒度４．５以下）の面積率が２０％未満であった場合、粗大化なしで「○」と判定した。
　一方、観察した領域における粗粒（粒度４．５以下）の面積率が２０％以上であった場合や、観察した領域中にわずかでも粒度３以下の粗粒があった場合、粗大化ありで「×」と判定した。
　このようにして得られた図２によれば、浸炭時の結晶粒粗大化の抑制には、浸炭前のフェライト平均粒度番号Ｙを小さく（フェライト粒径を大きく）すること、有効ピンニング粒子量Ｘを多くすることが有効であり、上記式（１）、すなわちＹ＜（２．２６×１０-3）Ｘ＋１０．８５を満たすように、被加工材の成分組成および／または製造条件（例えば鍛造加熱温度、鍛造終止温度など）を制御することで、浸炭時の結晶粒の粗大化を有効に抑制することができる。
　本発明は耐摩耗性を高めるため、鋼材のＳｉ量を高めたことを特徴のひとつとするものであるが、高Ｓｉ鋼材については熱間鍛造時、その表面にスケールが生成されやすく、スケール生成量の増大にともない熱間鍛造型の摩耗が促進され、型寿命が短くなってしまう問題がある。特に表面拡大率が５以上となった場合に鍛造型の摩耗が顕著である。
　このような場合、型寿命を延ばすための方策として鍛造加熱温度を低下させることが有効である。具体的には熱間加熱温度を１１６５℃以下とすることで型摩耗を効果的に抑制し得て型寿命を延ばすことが可能である。
　次に本発明における各化学成分等の限定理由を以下に詳述する。
　Ｃ：０．１７～０．２３％
　Ｃは、強度を確保する上で必要な元素であり、部品の内部硬さを確保するために０．１７％以上含有させる。但し含有量が多くなると被削性が低下するため、上限を０．２３％とする。好ましくは０．２０～０．２３％である。
　Ｓｉ：０．８０～１．００％
　Ｓｉは、浸炭焼入れ層での高温焼戻し硬さを高めるために有効な元素である。この効果を得るために０．８０％以上の添加が必要である。ただし、１．００％を超えて含有させると加工性が低下するため、上限を１．００％とする。好ましくは０．８０～０．９５％である。
　Ｍｎ：０．６５～１．００％
　Ｍｎは溶製時の脱酸剤として添加される。Ｍｎは焼入れ性を確保する上で有用な成分であり、その働きのために０．６５％以上含有させる。但し、含有量が多くなり過ぎると被削性の低下が懸念されるため、上限を１．００％とする。好ましくは０．８０～０．９５％である。
　Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下
　ＰおよびＳは、不純物である。これらは脆化を招くなど、部品の機械的性質にとって好ましくない元素であるため、その量は少ないほうが好ましいが、０．０３０％以下であれば特性にそれ程の影響がなく、その上限を０．０３０％とする。ＰおよびＳを含有しないことが好ましいが、含有する場合は、例えば、０．００１～０．０２０％であってもよい。
　Ｃｕ：０．０１～１．００％
　Ｃｕは、Ｎｉ，Ｃｒと共に引張強度、耐衝撃値および疲労強度を向上させる元素である。Ｃｕの下限を０．０１％としたのは、これよりも含有量が少ないと焼入れ性が低下し、強度が低下するためである。一方、Ｃｕの上限を１．００％としたのはＣｕが多すぎると加工性、特に被削性が劣化するためである。好ましくは０．１０～０．２０％である。
　Ｎｉ：０．０１～３．００％
　Ｎｉは、Ｃｕ，Ｃｒと共に引張強度、耐衝撃値および疲労強度を向上させる元素である。Ｎｉの下限を０．０１％としたのは、これよりも含有量が少ないと焼入れ性が低下し、強度が低下するためである。一方、Ｎｉの上限を３．００％としたのはＮｉが多すぎると加工性、特に被削性が劣化するためである。好ましくは０．０５～０．５０％である。
　Ｃｒ：０．８０～１．００％
　Ｃｒは焼入れ性を高めて内部硬度を確保する上で有用な成分であり、３００℃焼戻し後の硬さを確保するために０．８０％以上含有させる。但し、含有量が多くなり過ぎると被削性の低下が懸念されるため、上限を１．００％とする。好ましくは０．８０～０．９８％である。
　表層Ｃ濃度：０．７０～０．８０％
　所定の熱処理後硬さを維持するためには、表層Ｃ濃度が０．７０％以上必要であるため、表層Ｃ濃度の下限を０．７０％に規定した。一方、表層Ｃ濃度が０．８０％を超えると、大型の炭化物が生成し、耐摩耗性が低下する虞があるため、表層Ｃ濃度の上限を０．８０％とした。好ましくは０．７５～０．８０％である。
　Ｎｂ：０．０４５～０．０６５％
　Ｎｂは、炭化物を形成して浸炭時のオーステナイト粒界をピン止めする働きがある。但し、過大に含有しても結晶粒粗大化を抑制する効果が飽和してしまうので、その上限を０．０６５％とすることが好ましい。より好ましくは０．０４６～０．０６２％である。
　Ａｌ：０．０３０～０．０４７％
　Ａｌは、鋼中のＮと反応してＡｌＮを形成し、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する働きがあり、その効果を得るためには０．０３０％以上含有させることが好ましい。但し、過大に含有しても結晶粒粗大化を抑制する効果が飽和してしまうため、上限を０．０４７％とすることが好ましい。より好ましくは０．０３３～０．０４２％である。
　Ｎ：０．０１５～０．０３０％
　Ｎは、鋼中のＡｌと反応してＡｌＮを形成し、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する働きがあり、その効果を得るためには０．０１５％以上含有させることが好ましい。但し、過大に含有しても結晶粒粗大化を抑制する効果が飽和するとともに、窒化物が増加して強度低下の原因となるため、その上限を０．０３０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０１８～０．０２７％である。
　本発明に係る高面圧部品は、所定の成分組成の鋼を用い、溶解・鋳造→高温ソーキング（１３００℃）→分塊圧延→製品圧延→熱間鍛造→粗熱処理→機械加工→浸炭焼入れ→焼戻し→仕上げ機械加工の製造工程を経て製造することができる。
　熱間鍛造の工程においては、被加工材を一旦１１００℃以上の高温に加熱した後に、熱間で鍛造加工を行なう。これは、熱間鍛造において、鍛造時の被鍛材（被加工材）の欠肉や、鍛造荷重への影響が大きいことを考慮している。また、熱間鍛造における型摩耗は、鍛造時の被鍛材（被加工材）の変形抵抗にも左右され、鍛造加熱温度が低い場合には、被鍛材の変形抵抗が大きくなり、これに伴って金型の摩耗量も大きくなってしまう。このため鍛造加熱温度は１１００℃よりも高い温度とすることが好ましい。
　一方で、高Ｓｉ鋼材を用いる本例では、鍛造加熱温度が高い場合に酸化スケールが多量に生成され、型を傷めてしまい型寿命が短くなって製造性を悪化させてしまう問題がある。このため、表面拡大率が５以上である部分（型面に塗布されている潤滑剤が大きく引き延ばされて、型面に沿って膜形成されていた潤滑剤の膜切れが生じやすい部分）を含む形状に鍛造する場合、鍛造加熱温度を１１６５℃以下とすることが好ましい。
　粗熱処理は、鍛造加工後の組織におけるベイナイト相の生成を抑制するための熱処理である。ベイナイト相の抑制は、その後の機械加工における被削性を確保するとともに、浸炭時における結晶粒の粗大化を防止するのに有効である。
　粗熱処理は、図３（Ａ）に示すように、鍛造加工後、引き続いて実施することができる。この場合、被加工材を６４０～７００℃の温度で３０分以上保持し、その後に略室温までの冷却を行う。
　また、図３（Ｂ）に示すように、粗熱処理は、一旦、略室温まで冷却された被加工材に対して行うことも可能である。この場合は、被加工材を８９０～９５０℃の温度で３０分以上保持し、その後６４０～７００℃の温度で３０分以上保持し、略室温までの冷却を行う。
　前述の有効ピンニング粒子量Ｘを算出するために必要となる「熱間鍛造処理後のＮｂＣおよびＡｌＮの析出量」とは、図３（Ａ）に示すように、鍛造加工後に引き続いて粗熱処理を行う場合、粗熱処理後におけるＮｂＣおよびＡｌＮの析出量である。
　一方、図３（Ｂ）に示すように、鍛造加工と粗熱処理と分けて実施する場合、熱間鍛造後（粗熱処理前）におけるＮｂＣおよびＡｌＮの析出量である。
　表１に示す１５鋼種を用い、図４に示す試験用プーリ１０を作製した。表１において、実施例１～１０は、各元素の添加量が本発明の範囲内である。一方、比較例１～５は、少なくとも１元素が本発明の範囲を外れている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示す化学組成の鋼を溶解し、インゴットに鋳込んだ後、１３００℃で２．５時間以上保持する均質化処理を行った。その後、熱間鍛造、粗熱処理、機械加工、浸炭焼入れ処理、焼戻し処理を実施して試験用プーリ１０を作製した。
　試験用プーリ１０の製造過程で浸炭前フェライト平均粒度番号Ｙ、浸炭後の表層Ｃ濃度（％）、有効ピンニング粒子量Ｘ（ｐｐｍ）を調査した。また得られた試験用プーリ１０における結晶粒粗大化の有無を調査し、更に３００℃、３時間の焼戻し処理を実施し、焼戻し硬さを調査した。これらの結果が下記表２に示してある。
＜熱間鍛造および粗熱処理＞
　被加工材を表２で示す鍛造加熱温度に加熱した後、被加工材の略上半部、下半部をそれぞれ上型、下型の凹部内に挿入して所定の形状に成形した。その後、熱間鍛造に引き続いて被加工材を６４０～７００℃の温度で３０分以上保持し、その後に略室温まで冷却を行う粗熱処理（図３（Ａ）参照）を実施した。
＜浸炭焼入れおよび焼戻し処理＞
　真空浸炭炉を用い、図５に示すヒートパターンで、浸炭温度９７０℃で２．５時間保持し、次いで浸炭温度８９０℃で０．５時間保持した後に、８０℃の油で焼き入れする浸炭焼入れ処理を施した。焼戻しは１３０℃で１．５時間保持し、空冷することにより行った。
＜３００℃での３時間焼戻し処理＞
　３００℃に保持された大気炉（炉温を熱電対にて実測しながら制御するタイプ）に試験用プーリ１０を投入し、投入時に低下した温度が３００℃に戻ってから３時間保持を実施した。
＜表層のＣ量の測定＞
　試験用プーリ１０の摺動面を埋め込んで研磨仕上げし、表層部のＣ濃度を電子プローブマイクロアナライザー（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ；ＥＰＭＡ）により分析した。
＜硬さ測定＞
　ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に従い、試験用プーリ１０の摺動面を鏡面研摩し、表面から５０μｍの位置を荷重２．９４Ｎで測定した値を用いた。
＜有効ピンニング粒子量Ｘの測定＞
　鍛造処理後および浸炭処理後、試験用プーリ１０の摺動面において抽出分析（臭素メタノール法、電界抽出法）を実施し、ＮｂＣ抽出量およびＡｌＮ抽出量を定量分析し、ＮｂＣおよびＡｌＮの析出量を求めた。そして浸炭処理後のＮｂＣおよびＡｌＮの析出量から熱間鍛造処理後のＮｂＣおよびＡｌＮの析出量を引いた値（ｐｐｍ）を有効ピンニング粒子量Ｘとした。
＜浸炭前フェライト平均粒度番号Ｙの測定＞
　浸炭前（機械加工後）の試験用プーリ１０の摺動面について、光学顕微鏡の１００倍視野且つ５視野でのフェライト結晶粒を「JIS G 0552 鋼のフェライト結晶粒度試験方法」に準じて測定し、それら結晶粒度番号の平均値をフェライト平均粒度番号Ｙとした。
＜結晶粒粗大化についての評価＞
　浸炭処理後の試験用プーリ１０の摺動面について、光学顕微鏡の１００倍視野且つ５視野での旧オーステナイト結晶粒を「JIS G 0551 鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」に準じて測定し、段落００２１に記載した基準に基づいて結晶粒粗大化の有無を評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１，２で示すように、比較例１は、Ｓｉ量、Ｃｒ量が本発明の下限値よりも低く、３００℃焼戻し後の硬さが目標の６５０Ｈｖよりも低い。
　比較例２もまた、Ｓｉ量、Ｃｒ量が本発明の下限値よりも低く、３００℃焼戻し後の硬さが目標の６５０Ｈｖよりも低い。
　比較例３は、Ｓｉ量が本発明の下限値よりも低く、この比較例３においても３００℃焼戻し後の硬さが目標の６５０Ｈｖよりも低い。
　比較例４は、Ｓｉ量、Ｃｒ量については本発明の範囲内であり、３００℃焼戻し後の硬さは目標を満足している。しかしながら粗大化防止のために添加したＮｂ量、Ａｌ量が本発明の下限値よりも低い。更に比較例４では鍛造加熱温度が１１４０℃と比較的低かったため、浸炭前フェライト結晶粒度番号Ｙが大きく（粒径が小さく）なり、その結果、有効ピンニング粒子量Ｘと浸炭前のフェライト平均粒度番号Ｙとの関係が本発明の式（１）を満たしておらず、浸炭処理において結晶粒の粗大化が認められた。
　比較例５は、Ｓｉ量、Ｃｒ量が本発明の下限値よりも低い。このため３００℃焼戻し後の硬さが目標の６５０Ｈｖよりも低い。また比較例５は、Ｎｂ、Ａｌ、Ｎを添加するもＮ量が本発明の下限値よりも低い。このため有効ピンニング粒子量Ｘと浸炭前のフェライト平均粒度番号Ｙとの関係が本発明の式（１）を満たしておらず、浸炭処理において結晶粒の粗大化が認められた。
　これに対して化学組成，表層のＣ濃度が本発明の条件を満たす実施例１～１０のものは何れも３００℃焼戻し後の硬さが目標の６５０Ｈｖ以上を満足している。加えて、Ｎｂ、Ａｌ、Ｎが本発明の範囲内で添加され、且つ有効ピンニング粒子量Ｘと浸炭前のフェライト平均粒度番号Ｙとの関係が本発明の式（１）を満たす実施例６～１０については、浸炭処理において粗大化が認められず、浸炭時にオーステナイト結晶粒が粗大化する問題を解決できることが分る。
　以上本発明について詳しく説明したが、本発明は上記実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
　本発明によれば、ショットピーニング処理を追加することなく、高面圧が加わる摺動面の耐摩耗性を高めることができる耐高面圧部品およびその製造方法を提供することができる。
　本出願は、２０１８年９月１２日出願の日本特許出願（特願２０１８－１７０９４１）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　１０　試験用プーリ
　２００　スチールバンド（金属バンド）
　２０２　エレメント（駒）
　２０４　スチールベルト
　２０６　プライマリプーリ
　２０８　セカンダリプーリ
 

Claims (3)

  1. 　質量％で
    　　　　Ｃ：０．１７～０．２３％
    　　　　Ｓｉ：０．８０～１．００％
    　　　　Ｍｎ：０．６５～１．００％
    　　　　Ｐ：０．０３０％以下
    　　　　Ｓ：０．０３０％以下
    　　　　Ｃｕ：０．０１～１．００％
    　　　　Ｎｉ：０．０１～３．００％
    　　　　Ｃｒ：０．８０～１．００％
    　を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成を有する鋼からなり、浸炭焼入れ層の表層Ｃ濃度が質量％で０．７０～０．８０％であることを特徴とする耐高面圧部品。
  2. 　請求項１において、前記鋼が質量％で
    　　　　Ｎｂ：０．０４５～０．０６５％
    　　　　Ａｌ：０．０３０～０．０４７％
    　　　　Ｎ：０．０１５～０．０３０％
    　を更に含有していることを特徴とする耐高面圧部品。
  3. 　請求項２に記載の成分組成の鋼からなる被加工材に、熱間鍛造および機械加工を施し所定の部品形状とした後、浸炭処理を行なう耐高面圧部品の製造方法であって、
    　浸炭時の有効ピンニング粒子量Ｘと浸炭前のフェライト平均粒度番号Ｙとの関係が下記式（１）を満たすように、前記被加工材の成分組成および／または製造条件を制御することを特徴とする耐高面圧部品の製造方法。
    　Ｙ＜（２．２６×１０-3）Ｘ＋１０．８５　・・・式（１）
    　ここで有効ピンニング粒子量Ｘは、浸炭処理後のＮｂＣおよびＡｌＮの析出量から熱間鍛造処理後のＮｂＣおよびＡｌＮの析出量を引いた値であり、単位をｐｐｍとした場合の値である。
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