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JP4677057B2 - 浸炭鋼部品 - Google Patents

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Description

本発明は、浸炭前被削性と静的曲げ強度とに優れた浸炭鋼部品に関する。 本願は、２００９年３月３０日に、日本に出願された特願２００９−０８３２２８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
機械構造用の部品、特に、差動歯車、トランスミッション歯車、歯車付き浸炭シャフトなどの歯車部品には、車両の急発進時又は急停車時に過剰な外力が作用する。このとき、歯車部品の歯元部の内部には高い応力が発生する。その結果、歯元部は静的曲げ応力を受けるため、歯倒れや歯折れが生じる場合がある。従って、特に差動歯車においては、静的曲げ強度の向上が強く望まれている。従来、上述した歯車部品の母材（浸炭処理を行う前の鋼材）には、ＪＩＳ−ＳＣｒ４２０又はＪＩＳ−ＳＣＭ４２０等の、Ｃを約０．２％含有する肌焼鋼が一般的に用いられる。これにより、母材の硬さを低く抑え、浸炭処理前に実施される歯切り加工などの切削加工処理時の浸炭前被削性を確保する。そして、切削加工処理後に浸炭処理（浸炭焼入れ処理及び１５０℃前後の低温焼戻し処理）を施して、浸炭鋼部品表面の金属組織を、約０．８％のＣを含有する焼戻しマルテンサイト組織（トルースタイト組織又はソルバイト組織）に変態させる。図７は、このような処理により得られる浸炭鋼部品について、表面からの深さとビッカース硬さとの関係を示した図である。この図７に示されるように、上述の処理により表層部硬さを高めることができるため、例えば歯車部品に対して上述の処理を行うことで、歯車部品の高サイクル曲げ疲労強度や耐摩耗性を向上させることができる。
以下に詳述する特許文献１〜３は、浸炭鋼部品の静的曲げ強度を向上させるための技術を開示している。
特許文献１は、Ｃ：０．１〜０．３重量％、Ｍｎ：０．３５〜１．１重量％、Ｃｒ：０．１〜１．１重量％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．６〜１．７重量％、Ｂ：０．００１〜０．００５重量％の化学成分を含有する母材から製造される浸炭鋼部品であって、浸炭硬化層の表面部のＣ量が０．６〜１．１重量％であり、その浸炭硬化層におけるトルースタイトの面積分率が５〜５０％である浸炭鋼部品を開示している。
特許文献２は、Ｃ：０．１〜０．３重量％、Ｍｎ：０．５〜１．３重量％、Ｃｒ：０．１〜１．１重量％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．９〜１．９重量％、Ｂ：０．００１〜０．００５重量％の化学成分を含有する母材から製造される浸炭部品であって、浸炭硬化層の表面部のＣ量が０．６〜１．１重量％であり、その浸炭硬化層におけるトルースタイトの面積分率が５〜５０％である浸炭鋼部品を開示している。
特許文献３は、Ｎｉを０．５％以上含有する合金鋼材を使用した成形品に浸炭処理を行い、浸炭処理後の成形品の表面から深さ２０μｍ以上の領域を電解研磨等により除去する方法を開示している。
特開平１１−８０８８２号公報 特開平９−２５６１０２号公報 特開平３−６４５００号公報
しかしながら、上述の特許文献１〜３の開示技術では、静的曲げ強度を十分に向上させることができなかった。更には、静的曲げ強度向上のための手法は、一般的に母材の硬さの向上や合金元素の多量添加によるため、浸炭前被削性の観点からは望ましい手法ではなかった。このため、優れた浸炭前被削性と優れた静的曲げ強度とを両立させることが求められていた。
本発明はそのような課題に応えるべく、従来よりも浸炭前被削性と静的曲げ強度とに優れた浸炭鋼部品を提供することを目的とする。
本発明は上述の課題を解決するために、以下の手段を採用した。
（１）本発明の第１の態様は、母材に対して切削加工処理及び浸炭処理を施して得られる浸炭鋼部品であって、前記母材が、Ｃ：０．３超〜０．６質量％、Ｓｉ：０．０１〜１．５質量％、Ｍｎ：０．３〜２．０質量％、Ｐ：０．０００１〜０．０２質量％、Ｓ：０．００１〜０．１５質量％、Ｎ：０．００１〜０．０３質量％、Ａｌ：０．０６超〜０．３質量％、Ｏ：０．０００１以上０．００５質量％、を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記浸炭鋼部品は、表層部硬さがＨＶ５５０〜ＨＶ８００であり、芯部硬さがＨＶ４００〜ＨＶ５５０である浸炭鋼部品である。
（２）上記（１）に記載の浸炭鋼部品では、前記母材が、Ｃａ：０．０００２〜０．００５質量％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００５質量％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５質量％、Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５質量％の化学成分の１種以上を更に含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）のいずれか１項に記載の浸炭鋼部品では、前記母材が、Ｂ：０．０００２〜０．００５質量％の化学成分を更に含有してもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の浸炭鋼部品では、前記母材が、Ｃｒ：０．１〜３．０％質量％、Ｍｏ：０．１〜１．５質量％、Ｃｕ：０．１〜２．０質量％、Ｎｉ：０．１〜５．０質量％の化学成分の１種以上を更に含有してもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の浸炭鋼部品では、前記母材が、Ｔｉ：０．００５〜０．２質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％、Ｖ：０．０３〜０．２質量％の化学成分の１種以上を更に含有してもよい。
（６）上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の浸炭鋼部品が歯車であってもよい。
上記（１）に記載の構成によれば、優れた浸炭前被削性と優れた静的曲げ強度とを併せて発揮することができる浸炭鋼部品を得ることができる。
上記（２）に記載の構成によれば、浸炭前被削性の改善効果やＭｎＳに起因する機械的性質の異方性低減効果を得ることができる。
上記（３）に記載の構成によれば、焼入性や粒界強度の改善による静的曲げ強度の向上効果を得ることができる。
上記（４）に記載の構成によれば、焼入性の向上による静的曲げ強度向上効果を得ることができる。
上記（５）に記載の構成によれば、粒粗大化防止効果を得ることができる。
上記（６）に記載の構成によれば、優れた浸炭前被削性と優れた静的曲げ強度とを併せ持つ歯車を得ることができる。
また、本発明によれば、浸炭鋼部品の浸炭前被削性の劣化による生産コストの大幅な増加を招かずに、歯車の大幅な小型軽量化が可能となり、自動車の燃費向上とそれを通じたＣＯ２排出量削減が可能となる。
静的曲げ試験片を示す概略図である。 静的曲げ強度に及ぼす表層部硬さの影響を示す図である。 静的曲げ強度に及ぼす芯部硬さ硬さの影響を示す図である。 浸炭前被削性に及ぼすＡｌ含有量の影響を示す図である。 Ａｌ含有量と浸炭前被削性との関係を示す図である。 本発明による浸炭鋼の硬さ分布を実線で示す図である。 従来技術による浸炭鋼の硬さ分布を示す図である。
本発明者らは、上述した課題を解決するために、鋼材の化学成分及び浸炭材質特性を広範囲かつ系統的に変化させ、浸炭前被削性と静的曲げ強度特性とに関して鋭意調査を行い、次の点を明らかにした。
（１）静的曲げ強度を向上するには、浸炭鋼部品の表層部硬さ（表層から５０μｍ深さまでの領域の硬さ）をＨＶ５５０〜ＨＶ８００の範囲に収めることが適切であることを明らかにした。また、その範囲内では、その数値が低いほど有効であることを明らかにした。
（２）静的曲げ強度を向上するには、浸炭鋼部品の芯部硬さ（母材のＣ含有量の１０％増し以下の領域の硬さ）をＨＶ４００〜ＨＶ５５０の範囲に収めることが適切であることを明らかにした。また、その範囲内では、その数値が高いほど有効であり、性的曲げ強度を向上するためには、Ｃ含有量を０．６質量％までの範囲内で高くすることが好ましいことを明らかにした。
即ち、本発明の浸炭鋼部品の表面からの深さとビッカース硬さとの関係を実線で示す図６に示すように、表層部硬さをＨＶ５５０〜ＨＶ８００の範囲に収め、且つ、芯部硬さをＨＶ４００〜ＨＶ５５０の範囲に収めることが好ましいことを明らかにした。尚、図６の破線は従来の浸炭鋼部材の硬さ分布を示す。
（３）従来はＣ含有量が０．３％を超えると浸炭鋼部品の靭性が低下するため亀裂が発生しやすくなり静的曲げ強度が低下すると言われてきた。しかし本発明者らは、靭性の低下の主な原因はＣ含有量ではなく、むしろＨＶ５５０を越える芯部硬さであることを明らかにした。また、母材に０．６％を越えるＣを含有させることにより芯部硬さがＨＶ５５０を超えてしまうことを避けるため、０．６％をＣの上限とする必要があることも明らかにした。
（４）静的曲げ強度を向上するには、Ｓｉを０．０１〜１．５％の範囲内で増加したほうが有効であることを明らかにした。従来、Ｓｉは浸炭時の粒界酸化層の生成に起因する強度低下を及ぼすため、０．５％以下に制限することが推奨されてきた。しかし、本発明者らは、静的曲げ強度に及ぼす粒界酸化層の影響は極めて小さく、むしろ、Ｓｉ増加による表層部硬さの低下、芯部硬さの増加が静的曲げ強度の向上に有効であることを明らかにした。
（５）Ｐをできるだけ少なくすること、及びＢを添加することにより、上述の（１）〜（３）の効果が更に向上することを明らかにした。
（６）母材が０．０６％を超えるＡｌ量を含有する場合、母材中に生成する固溶Ａｌが母材の浸炭前被削性を向上できることを明らかにした。特に、酸素との親和力の大きさがＡｌ以下の金属元素で構成される酸化物、つまり標準生成自由エネルギーの絶対値がＡｌ２Ｏ３の値以下の酸化物を含む被膜により被覆された工具を用いて切削加工処理を行うと、工具と鋼材の接触面で化学反応が起こりやすくなり、その結果、工具表層へのＡｌ２Ｏ３被膜の形成が容易になり、工具保護膜として機能し、大幅な工具寿命の延命化が可能となることを明らかにした。
上述の発見に基づきなされた本発明を実施するための形態について、図面を参照して以下に説明する。
本発明の一実施形態に係る浸炭鋼部品は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ａｌ、及びＯを含有する母材を切削加工処理及び浸炭処理することにより製造される。以下、各化学成分の好ましい含有量について説明する。尚、化学成分の含有量に関する％は、質量％を示す。
（Ｃ：０．３％超０．６％以下）
Ｃは、浸炭焼入れ処理した部品の芯部硬さを与え、静的曲げ疲労強度の向上に寄与する。浸炭焼入れ処理した部品の芯部の組織はマルテンサイトが主体である。また、浸炭焼入れ処理後のマルテンサイトの硬さはＣ量が多いほど高くなる。また、同じ芯部硬さであってもＣ量が高いほうが微細炭化物の分散強化を通じて降伏比が増加する。この効果を確実に得るには、Ｃ量を０．３％超にする必要がある。更に静的曲げ疲労強度を向上させるため芯部硬さをＨＶ４５０以上とさせるべく、Ｃ量を０．３２％以上、又は０．３５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ量は０．６％を超えると、上記のとおり、芯部硬さがＨＶ５５０を超え、また、急激な浸炭前被削性の低下を招くため、Ｃ量を０．３％超〜０．６％の範囲に収める必要がある。浸炭前被削性の観点からはＣ量は０．４０％以下とするのが好ましいので、Ｃの好適範囲は０．３２〜０．４０％である。
（Ｓｉ：０．０１〜１．５％）
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素である。また、Ｓｉは、焼入れ性の向上を通じて浸炭焼入れ処理した部品の芯部硬さを与え、低サイクル曲げ疲労強度の向上に寄与する。Ｓｉは０．０１％未満では上述の効果が不十分であり、１．５％を超えると浸炭性が阻害されるため、Ｓｉ量を０．０１〜１．５％の範囲内に収める必要がある。一般的なカーボンポテンシャル０．７〜１．０のガス浸炭法を採用した場合、Ｓｉは鋼材中のＣの活量を増加させる影響を通じて、Ｓｉが０．５〜１．５％の範囲内では表層部硬さを抑制する効果があり、静的曲げ強度の更なる向上に有効である。Ｓｉの好適範囲は０．５〜１．５％である。
（Ｍｎ：０．３〜２．０％）
Ｍｎは、鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、焼入れ性の向上を通じて浸炭焼入れ処理した部品の芯部硬さを与え、静的曲げ強度の向上に寄与する。Ｍｎは０．３％未満ではその効果が不十分であり、２．０％を超えると上述の効果が飽和するため、Ｍｎ量を０．３〜２．０％の範囲内に収める必要がある。
（Ｐ：０．０００１％以上０．０２％以下）
Ｐは、浸炭時のオーステナイト粒界に偏析し、それにより粒界破壊を引き起こすことよって静的曲げ強度を低下させてしまうため、その含有量を０．０２％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０１％以下である。一方、Ｐの含有量を０．０００１％より低くすることは、コストの観点から好適でない。従って、Ｐの好適範囲は０．０００１％以上０．０１％以下である。図２におけるＡ、及び図３におけるＡ’は、Ｐの過剰添加により静的曲げ強度が低下した例を示す。
（Ｓ：０．００１〜０．１５％）
Ｓは、鋼中で形成されるＭｎＳによる浸炭前被削性の向上を目的として添加するが、０．００１％未満ではその効果は不十分である。一方、０．１５％を超えるとその効果は飽和し、むしろ粒界偏析を起こし粒界脆化を引き起こす。以上の理由から、Ｓの含有量を０．００１〜０．１５％の範囲内に収める必要がある。好適範囲は０．０１〜０．１％である。
（Ｎ：０．００１〜０．０３％）
Ｎは、鋼中でＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等と結合して窒化物又は炭窒化物を生成し、結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎは０．００１％未満ではその効果が不十分であり、０．０３％を超えるとその効果が飽和するのに加え熱間圧延又は熱間鍛造加熱時に未固溶の炭窒化物が残存し、結晶粒の粗大化を抑制するのに有効な微細な炭窒化物の増量が難しくなる。従って、Ｎの含有量を０．００１〜０．０３％の範囲内に収める必要がある。好適範囲は０．００３〜０．０１０％である。
（Ａｌ：０．０６超〜０．３％）
図５は、０．００８％以下に制限されたＮと、０．０２％、０．０４％、０．０８％、０．１％、０．１８％、０．２４％、又は０．３％のＡｌとを含有する８種類の母材の浸炭前被削性を示す図である。図５に示されるように、Ａｌ含有量が大きいほど、浸炭前被削性が向上することがわかる。この浸炭前被削性向上効果は、母材中に存在する固溶Ａｌと、切削工具の表層部の酸化層（Ｆｅ３Ｏ４）との化学反応により工具表面に形成されるＡｌ２Ｏ３による保護膜効果に基づく。その反面、Ａｌが多すぎるとＡｌ２Ｏ３介在物のサイズが大きくなり、高サイクルの疲労強度に対しては劣位となる。従って、Ａｌの含有量は、０．０６超〜０．３％の範囲内に収める必要がある。好適範囲は０．０７５〜０．２５％である。更に好ましくは、０．１〜０．１５％である。
（Ｏ：０．０００１％以上０．００５％以下）
Ｏは、粒界偏析を起こして粒界脆化を起こしやすくするとともに、鋼中で硬い酸化物系介在物（例えば、Ａｌ２Ｏ３）を形成して脆性破壊を起こしやすくする元素である。Ｏは０．００５％以下に制限する必要がある。一方、Ｏの含有量を０．０００１％より低くすることは、コストの観点から好適でない。従って、Ｏの好適範囲は０．０００１％以上０．００５％以下である。
更に、上述の母材には、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｒｅｍの１種以上を含有させてもよい。この場合、浸炭前被削性の改善効果やＭｎＳに起因する機械的性質の異方性低減効果を得られる。以下、これらの化学成分を含有させる場合の望ましい含有量について説明する。
（Ｃａ：０．０００２〜０．００５％）
Ｃａは、酸化物を低融点化し、切削加工環境下の温度上昇により軟質化することで、浸炭前被削性を改善するが、０．０００２％未満では効果が無く、０．００５％を超えるとＣａＳを多量に生成し、浸炭前被削性を低下する。このためＣａ量を０．０００２〜０．００５％の範囲に収めることが望ましい。
（Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％）
Ｚｒは、脱酸元素であり、酸化物を生成するが、硫化物も生成することでＭｎＳとの相互関係を有する元素である。Ｚｒ系酸化物はＭｎＳの晶出／析出の核になりやすい。そのためＭｎＳの分散制御に有効である。Ｚｒ添加量として、ＭｎＳの球状化を狙うためには０．００３％を超えた添加が好ましいが、微細分散させるためには逆に０．０００３〜０．００５％の添加が好ましい。製品としては後者のほうが、製造上、品質安定性（成分歩留まり等）の観点から後者、すなわちＭｎＳを微細分散させる０．０００３〜０．００５％の方が現実的に好ましい。０．０００２％以下ではＺｒ添加効果はほとんど認められない。
（Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％）
Ｍｇは、脱酸元素であり、酸化物を生成するが、硫化物も生成することでＭｎＳとの相互関係を有する元素である。Ｍｇ系酸化物はＭｎＳの晶出／析出の核になりやすい。また、硫化物がＭｎとＭｇの複合硫化物となることで、その変形を抑制し、球状化する。そのためＭｎＳの分散制御に有効であるが、０．０００３％未満では効果が無く、０．００５％を超えるとＭｇＳを多量に生成し、浸炭前被削性が低下するためＭｇ量を０．０００３〜０．００５％の範囲に収めることが望ましい。
（Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５％）
Ｒｅｍ（希土類元素）は、脱酸元素であり、低融点酸化物を生成し、鋳造時ノズル詰りを抑制するだけでなく、ＭｎＳに固溶又は結合し、その変形能を低下させて、圧延及び熱間鍛造時にＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きもある。このように、Ｒｅｍは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｒｅｍ含有量が総量で０．０００１％未満の場合、その効果は顕著ではなく、また、Ｒｅｍを０．０１５％を超えて添加すると、Ｒｅｍの硫化物を大量に生成し、浸炭前被削性が悪化する。よって、Ｒｅｍを添加する場合は、その含有量を０．０００１〜０．０１５％とする。
更に、上述の母材には、焼入性や粒界強度の改善による静的曲げ強度の向上のためにＢを含有させてもよい。Ｂを含有させる場合の好ましい含有量は以下の通りである。
（Ｂ：０．０００２〜０．００５％）
Ｂは、Ｐの粒界偏析を抑制するとともに、それ自体の粒界強度と粒内強度の向上、及び焼入れ性の向上を通じて静的曲げ強度の向上に寄与する。Ｂは０．０００２％未満ではその効果が不十分であり、０．００５％を超えるとその効果は飽和する。従って、その含有量を０．０００２〜０．００５％の範囲内に収めることが望ましい。好適範囲は０．０００５〜０．００３％である。
更に、上述の母材には、焼入性の向上による静的曲げ強度向上のために、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上を含有させてもよい。これらの化学成分を含有させる場合の望ましい含有量は以下の通りである。
（Ｃｒ：０．１〜３．０％）
Ｃｒは、焼入れ性の向上を通じて浸炭焼入れ処理した部品の芯部硬さを与え、静的曲げ強度の向上に有効な元素である。Ｍｎは０．１％未満ではその効果が不十分であり、３．０％を超えるとその効果が飽和する。従って、Ｃｒ量を０．１〜３．０％の範囲内に収めることが望ましい。
（Ｍｏ：０．１〜１．５％）
Ｍｏは、焼入れ性の向上を通じて浸炭焼入れ処理した部品の芯部硬さを与え、静的曲げ強度の向上に有効な元素である。Ｍｎは０．１％未満ではその効果が不十分であり、１．５％を超えるとその効果が飽和する。従って、Ｍｏ量を０．１〜１．５％の範囲内に収めることが望ましい。
（Ｃｕ：０．１〜２．０％）
Ｃｕは、焼入れ性の向上を通じて浸炭焼入れ処理した部品の芯部硬さを与え、静的曲げ強度の向上に有効な元素である。Ｃｕは０．１％未満ではその効果が不十分であり、２．０％を超えるとその効果が飽和する。従って、Ｃｕ量を０．１〜２．０％の範囲内に収めることが望ましい。
（Ｎｉ：０．１〜５．０％）
Ｎｉは、焼入れ性の向上を通じて浸炭焼入れ処理した部品の芯部硬さを与え、静的曲げ強度の向上に有効な元素である。Ｎｉは０．１％未満ではその効果が不十分であり、５．０％を超えるとその効果が飽和する。従って、Ｎｉ量を０．１〜５．０％の範囲内に収めることが望ましい。
更に、上述の母材には、例えば、浸炭深さの増加を狙った浸炭温度の高温化や長時間化の際にも粒粗大化防止、すなわち炭窒化物の増量によるオーステナイト粒の整細粒化のために、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種以上を含有させてもよい。これらの化学成分を含有させる場合の望ましい含有量は以下の通りである。
（Ｔｉ：０．００５〜０．２％）
Ｔｉは、添加することによって鋼中で微細なＴｉＣ、ＴｉＣＳを生成させ、これにより浸炭時のオーステナイト粒の微細化を図るために添加してもよい。また、Ｔｉを添加する場合、鋼中でＮと結合してＴｉＮを生成することによるＢＮの析出防止効果が得られる。つまり、固溶Ｂを確保することができる。Ｔｉは０．００５％未満ではその効果が不十分である。一方、０．２％を越えるとＴｉＮ主体の析出物が多くなって転動疲労特性が低下する。以上の理由から、その含有量を０．００５〜０．２％の範囲内に収めることが望ましい。好適範囲は０．０１〜０．１％である。
（Ｎｂ：０．０１〜０．１％）
Ｎｂは、添加することによってＮｂ炭窒化物を生成し、結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎｂは０．０１％未満ではその効果が不十分である。一方、０．１％を超えると浸炭前被削性を劣化させるので０．１％を上限とする。
（Ｖ：０．０３〜０．２％）
Ｖは、添加することによってＶ炭窒化物を生成し、結晶粒の粗大化を抑制する。Ｖは０．０３％未満ではその効果が不十分である。一方、０．２％を超えると浸炭前被削性を劣化させるので０．０５％を上限とする。
尚、本発明の母材には、上述した元素以外にも製造工程などで不可避的に混入する不純物を含有してもよいが、できるだけ不純物が混入しないようにすることが好ましい。
次に、本発明の一実施形態に係る、上述の母材に対して浸炭処理を施して得られる浸炭鋼部品の表層部硬さと芯部硬さについて説明する。
（表層部硬さ ＨＶ５５０〜ＨＶ８００）
本発明者らは図２に示すように、表層部硬さＨＶ５５０〜ＨＶ８００の範囲内において、表層部硬さが低いほど静的曲げ強度が向上することを明らかにした。また、本発明者らは、この理由が、表層部硬さが高いと表面から脆性破面の亀裂が発生し、その脆性破面が急速に伝播するためであることを、破損品の破面観察結果から明らかにした。この傾向はＨＶ８００を超えると顕著に現出する。このため、表層部硬さはＨＶ８００以下であることが好ましい。より好ましくはＨＶ７７０以下である。表層部硬さが低い場合には、亀裂は同様に表面から発生するが、脆性破面の発生率が低いために亀裂の伝播速度が小さいので静的曲げ強度は向上する。しかし表層部硬さがＨＶ５５０未満では最表層の塑性変形量が顕著に増大（歯車の場合には歯面の大幅な変形に相当）するため、歯車としての機能を損なうのに加え、最表層の硬さの低下は顕著に高サイクル曲げ疲労強度や耐摩耗性を損なってしまう。このため、表層部硬さをＨＶ５５０〜ＨＶ８００の範囲内に収める必要がある。表層部硬さは浸炭層の硬さであるため、浸炭時のカーボンポテンシャルの調整や、浸炭焼入れ後の焼戻し温度の調整により調整することが可能である。調整の目安としては、鋼部品をカーボンポテンシャルを０．８で浸炭焼入れ処理を行い、その後、１５０℃で焼戻しを行った後に静的曲げ試験を実施する。そこで静的曲げ強度が所要よりも低い場合には、カーボンポテンシャルを０．７に低下、又は焼戻し温度を１８０℃に増加させることにより表層部硬さを低下させ、静的曲げ強度を向上させるように調整する。
（芯部硬さ ＨＶ４００〜ＨＶ５５０）
本発明者らは図３に示すように、芯部硬さがＨＶ４００〜ＨＶ５５０の範囲内において、芯部硬さが高いほど静的曲げ強度が向上することを明らかにした。本発明者らは、この理由が、芯部硬さが低いと、浸炭層直下の芯部が降伏して、それ以上の応力を受け持てず、浸炭層である鋼部品表面に発生する応力が大きくなるためであることを、破面観察等で明らかにした。従来、一般に用いられるＪＩＳ−ＳＣｒ４２０、ＪＩＳ−ＳＣＭ４２０等よりも顕著に静的曲げ強度を向上させるには、ＨＶ４００以上が必要であることから、芯部硬さは、ＨＶ４００〜ＨＶ５５０の範囲内に収める必要がある。望ましくは、芯部硬さはＨＶ４３０〜ＨＶ５５０の範囲内である。更に望ましくはＨＶ４５０〜ＨＶ５５０の範囲内である。なお芯部硬さがＨＶ５５０を超えると、芯部の靭性が著しく低下してしまい、芯部の亀裂伝播速度が大きくなることを通じて静的曲げ強度が低下する。
尚、図２におけるＢ１、Ｂ２、Ｂ３は、芯部硬さが上記の範囲から逸脱する浸炭鋼部品の静的曲げ強度を示し、図３におけるＢ１’、Ｂ２’、Ｂ３’は、表層部硬さが上記の範囲から逸脱する浸炭鋼部品の静的曲げ強度を示す。これらの点を示す図２及び図３から、表層部硬さと芯部硬さとのいずれか一方でもそれぞれの範囲を逸脱する場合、十分な静的曲げ強度が得られないことがわかる。そこで、本実施形態に係る浸炭鋼部品は、表層部硬さがＨＶ５５０〜ＨＶ８００の範囲内に収められ、且つ、芯部硬さがＨＶ４００〜ＨＶ５５０の範囲内に収められる。
尚、ここで定義する芯部とは、浸炭処理により部品表面から浸入したＣが深さに従って微量に成っている部分である。具体的には、母材のＣ含有量の１０％増し（母材のＣ含有量が０．２０％の場合は０．２２％）以下の部分を指す。ここでいう母材とは、浸炭処理前の鋼材のことである。よって、芯部はＥＰＭＡ−Ｃ線分析などによって識別可能である。芯部硬さの調整は、母材のＣ濃度や合金元素添加による焼入性の調整により行うことができる。
なお、浸炭方法は特別な方法を用いる必要はなく、一般的は浸炭方法であるガス浸炭法、真空浸炭法、ガス浸炭窒化法などいずれの方法によっても本発明の効果を有する。
本発明の浸炭鋼部品は機械構造用部品、差動歯車、トランスミッション歯車、歯車付き浸炭シャフトなどの歯車部品に使用され、特に差動歯車に有用である。
以下に本発明を実施例によって具体的に説明する。なお、これらの実施例は本発明を説明するためのものであって、本発明の範囲を限定するものではない。
表１に示す化学成分を有する鋼塊をφ３５ｍｍに鍛伸後、均熱処理と焼準（ただし、調整冷却によりフェライト−パーライト組織に調整した。）を施した後、ドリル切削用試験片の加工と、図１に示す（但し、座ぐり加工を除く）ように、中央凹部に平行部１と切欠（半円弧）２を有する静的曲げ試験片（φ１５）３の粗加工を行った。
ドリル切削用試験片については、直径３０ｍｍで高さ２１ｍｍの円柱試験片を切出し、フライス仕上を施したものをドリル切削用試験片とした。
次に、粗加工後の静的曲げ試験片について、試験片Ｎｏ．１〜２９および３１は変成式ガス浸炭炉で９３０℃×５時間の浸炭処理を行い、１３０℃の油焼入れを行った。試験片Ｎｏ．３０は変成式ガス浸炭炉で９３０℃×５時間の浸炭処理を行い、２２０℃の油焼入れを行った。試験片Ｎｏ．１〜３０については油焼入れ後に引き続き１５０℃×１．５時間の焼戻しを施した。試験片Ｎｏ．３１については油焼入れ後に引き続き１２０℃×１．５時間の焼戻しを施した。なお、浸炭処理時のカーボンポテンシャルは０．５〜０．８の範囲内、焼戻し温度は試験片Ｎｏ．３１を除いては１５０〜３００℃の範囲内で調整することによって表層部硬さと芯部硬さを調整した。その後、試験片について１ｍｍの座ぐり加工４を施して静的曲げ試験片を製作した。尚、粗加工後の静的曲げ試験片は図１の点線を除いた形状であり、仕上加工後の静的曲げ試験片は、粗加工後の試験片に対し図１の点線に相当する座ぐり加工を加えた形状である。
上述の焼準後の硬さと浸炭処理後（浸炭焼入れ焼戻し処理後）の材質調査結果を表２に示す。
浸炭前被削性試験についてはドリル切削用試験片に対し、表３に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の浸炭前被削性を評価した。その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００（ｍ／ｍｉｎ）を採用した。
静的曲げ試験は静的曲げ試験片を４点曲げすることで実施した。本試験は０．１ｍｍ／ｍｉｎの圧縮速度で試験を実施し、破断に至るまでの最大荷重を求め静的曲げ強度とした。ただし、表層部硬さが極端に低い時には、最表面の塑性変形量が顕著に増大したため、その時点までの最大荷重を静的曲げ強度とした。静的曲げ強度の結果を表２に示す。
表２に示すように、本発明例の試験Ｎｏ．１〜２３は静的曲げ強度が１１ｋＮ以上と優れていることに加え、浸炭前被削性（ＶＬ１０００）が３５ｍ／ｍｉｎ以上と優れていることが明らかとなった。
これに対し、比較例の試験Ｎｏ．２４は静的曲げ強度が悪かった。これは鋼材のＣが本発明規定範囲である０．３％を下回ったことにより、結果として本発明規定範囲の芯部硬さよりも低くなったためである。
比較例の試験Ｎｏ．２５は静的曲げ強度が悪かった。これは鋼材のＣが本願規定範囲である０．６％を上回ったことにより、結果として本発明規定範囲の芯部硬さよりも高くなったためである。
比較例の試験Ｎｏ．２６は静的曲げ強度が悪かった。これは鋼材のＳｉが本発明規定範囲の１．５％を上回ったことに起因して浸炭性が阻害され、結果として本発明規定範囲の表層部硬さよりも低くなり、最表面の塑性変形量が顕著に増大し、その時点までの最大荷重を静的曲げ強度として評価したためである。
比較例の試験Ｎｏ．２７は静的曲げ疲労強度が悪かった。これは鋼材のＰが本発明規定範囲の０．０２％を上回ったことに起因してＰの粒界偏析による粒界破壊が引き起こされたためである。
比較例の試験Ｎｏ．２８、２９は浸炭前被削性が悪かった。これは鋼材のＡｌが本発明規定範囲の０．０６％超を下回ったことに起因して固溶Ａｌによる浸炭前被削性改善効果が発揮されなかったことによる。
比較例の試験Ｎｏ．３０は静的曲げ疲労強度が悪かった。これは焼入れ油が２２０℃と高かったため、結果として焼入れ不足となり、芯部硬さが本発明規定範囲のＨＶ４００を下回ったことによる。
比較例の試験Ｎｏ．３１は静的曲げ疲労強度が悪かった。これは焼戻し温度が１２０℃と低かったため、結果として、表層部硬さが本発明規定のＨＶ８００を上回ったことによる。
Figure 0004677057
Figure 0004677057
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本発明によれば、従来よりも静的曲げ強度と浸炭前被削性とに優れた浸炭鋼部品を製造することができる。従って、産業上の利用可能性を十分に有する。
１平行部
２切欠（半円弧）
３静的曲げ試験片
４浸炭後座ぐり加工

Claims (6)

  1. 母材に対して切削加工処理及び浸炭処理を施して得られる浸炭鋼部品であって、
    前記母材は、
    Ｃ ：０．３超〜０．６質量％、
    Ｓｉ：０．０１〜１．５質量％、
    Ｍｎ：０．３〜２．０質量％、
    Ｐ ：０．０００１〜０．０２質量％、
    Ｓ ：０．００１〜０．１５質量％、
    Ｎ ：０．００１〜０．０３質量％、
    Ａｌ：０．０６超〜０．３質量％、
    Ｏ ：０．０００１〜０．００５質量％、
    を含有し、
    残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
    前記浸炭鋼部品は、
    表層部硬さがＨＶ５５０〜ＨＶ８００であり、
    芯部硬さがＨＶ４００〜ＨＶ５５０である
    ことを特徴とする浸炭鋼部品。
  2. 前記母材が、
    Ｃａ：０．０００２〜０．００５質量％、
    Ｚｒ：０．０００３〜０．００５質量％、
    Ｍｇ：０．０００３〜０．００５質量％、
    Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５質量％、
    の化学成分の１種以上を更に含有することを特徴とする請求項１に記載の浸炭鋼部品。
  3. 前記母材が、
    Ｂ：０．０００２〜０．００５質量％
    の化学成分を更に含有することを特徴とする請求項１に記載の浸炭鋼部品。
  4. 前記母材が、
    Ｃｒ：０．１〜３．０％質量％、
    Ｍｏ：０．１〜１．５質量％、
    Ｃｕ：０．１〜２．０質量％、
    Ｎｉ：０．１〜５．０質量％、
    の化学成分の１種以上を更に含有することを特徴とする請求項１に記載の浸炭鋼部品。
  5. 前記母材が、
    Ｔｉ：０．００５〜０．２質量％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％、
    Ｖ：０．０３〜０．２質量％、
    の化学成分の１種以上を更に含有することを特徴とする請求項１に記載の浸炭鋼部品。
  6. 前記浸炭鋼部品が歯車であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の浸炭鋼部品。
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