JP2001152284A - 浸炭及び浸炭窒化処理用高強度クロム鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【課題】疲労強度に優れた浸炭及び浸炭窒化処理用クロ
ム鋼を提供する。 【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎｂ、
を含有し、残部Ｆｅ並びに不可避的不純物元素からなる
クロム鋼。又、浸炭層及び心部の靭性を向上させると共
に焼入性を向上する元素として、Ｎｉ＝０．１５％以
下、Ｍｏ＝０．１０％以下のうちいずれか１種又は２
種、あるいはさらにオーステナイト結晶粒度を微細化す
る元素で、疲労特性を著しく阻害しない元素として、Ｔ
ｉ＝０．００５〜０．０１５％を含有する場合、さらに
は被削性を向上する元素で、かつ、疲労特性を著しく阻
害しない元素として、Ｓ＝０．００５〜０．０３５％、
Ｐｂ＝０．０１から０．０９％、Ｂｉ＝０．０４〜０．
２０％、Ｔｅ＝０．００２〜０．０５０％、Ｚｒ＝０．
０１〜０．２０％、Ｃａ＝０．０００１〜０．０１００
％のうちから１種又は２種以上を含有したもの。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用の歯車類
など、高い疲労強度が要求される部品を、熱間鍛造また
は冷間鍛造後、機械加工を施し、浸炭焼入−焼戻し処理
（以下、浸炭処理と略す）または浸炭窒化処理されて使
用される浸炭及び浸炭窒化処理用クロム鋼に関するもの
である。

【０００２】

【従来の技術】従来の技術として、高い疲労強度が要求
される歯車類は、ニッケルクロムモリブデン鋼やクロム
モリブデン鋼等を素材として、熱間鍛造または球状化焼
鈍処理を施した後、冷間鍛造により成形され、機械加工
後、浸炭処理または浸炭窒化処理（以下、浸炭、浸炭窒
化処理と略す）されて製造される。

【０００３】近年、これらの機械部品は製造コスト低減
を目的とした、材料コスト低減を達成するために、ニッ
ケルやモリブデンのような高価合金元素量の低減が図ら
れている。しかしながら、ＪＩＳ（日本工業規格）に規
定されているＳＣｒ４２０Ｈ等の従来のクロム鋼では疲
労強度が低く、高い疲労強度が要求される歯車類には適
用することができない。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、化学成分と圧延条件を調整することによ
り、ＪＩＳに規定されているクロムモリブデン鋼（以
下、単に、クロムモリブデン鋼と略す）と同等以上の疲
労強度と衝撃強度を有するクロム鋼を提供することであ
る。

【０００５】

【課題を解決するための手段】上記の課題を解決する手
段として、本発明者等が鋭意研究を積み重ねた結果、以
下の知見を得るに至った。

【０００６】（Ａ） クロムモリブデン鋼でなくとも、
クロム鋼において、化学成分を調整し、 ・ＪＩＳを越えた焼入性の確保 ・Ｓｉの低減による粒界酸化の低減 ・Ｐの低減による結晶粒界の強化 ・Ｏの低減による酸化物系介在物の減少 ・Ｎｂの添加とＮの増量による結晶粒度の微細化 することにより、疲労強度の向上が可能である。

【０００７】（Ｂ） しかしながら、上記のクロム鋼で
は、焼入性を上げたことにより硬さが上り、衝撃強度が
クロムモリブデン鋼より大きく低下する。

【０００８】（Ｃ） その理由は、結晶粒界の強化に寄
与するモリブデンを低減したことによる結晶粒界強度の
低下が、単に、Ｐの低減による結晶粒界の強化だけでは
埋め合わせることができないためである。

【０００９】（Ｄ） 結晶粒界の強化に寄与するモリブ
デンを低減したことによる結晶粒界の低下を埋め合わせ
るには、さらに、Ｎｂの添加と増量による結晶粒の微細
化が必要であるが、製鋼メーカの製造条件によっては、
その効果が、十分に発揮されない場合がある。

【００１０】（Ｅ） その理由は、せっかく、結晶粒度
の微細化のためにＮｂが添加されＮが増量されていて
も、鋼材出荷製品の段階で、それらから形成される炭窒
化物（炭素も添加されているためＮｂの炭化物も形成さ
れる。以下、これらを、炭窒化物と略す）が粗大である
と、ユーザーの製造工程における浸炭あるいは浸炭窒化
処理前においても、同様に、炭窒化物が粗大となり、浸
炭あるいは浸炭窒化処理中にこれらの炭窒化物が結晶粒
の成長を抑える効果が小さく、ユーザーの最終製品にお
ける結晶粒が粗大となる為である。

【００１１】（Ｆ） すなわち、ユーザーの製造工程が
熱間鍛造による場合、図１に概念的に示すように、従来
技術では、鋼材出荷製品の炭窒化物が粗大であり、熱間
鍛造の加熱時に、炭窒化物が溶け残り、熱間鍛造後の冷
却中に再度炭窒化物として析出する際に、それらの溶け
残った炭窒化物を核として優先的に析出するため、それ
以外の場所では析出しにくくなるので、炭窒化物が粗大
となる。従って、浸炭あるいは浸炭窒化処理前の炭窒化
物が粗大であるので、浸炭あるいは浸炭窒化処理中にこ
れらの炭窒化物が結晶粒の成長を抑える効果が小さく、
ユーザーの最終製品における結晶粒が粗大となる。

【００１２】（Ｇ） 一方、後述する本発明では、熱間
鍛造の加熱時に、炭窒化物の溶け残りが無く、冷却中に
再度炭窒化物として析出する際に、その析出する頻度は
鋼中のどこでも同じであり均一に析出するので、炭窒化
物は微細となる。従って、浸炭あるいは浸炭窒化処理前
の炭窒化物が微細であるので、浸炭あるいは浸炭窒化処
理中にこれらの炭窒化物が結晶粒の成長を抑える効果が
大きく、ユーザーの最終製品における結晶粒が微細とな
る。

【００１３】（Ｈ） ユーザーの製造工程が冷間鍛造に
よる場合、図２に概念的に示すように、均熱加熱や球状
化焼鈍の加熱時の温度が最高でも９５０℃と低いため
に、炭窒化物は溶け込まずに、そのままの状態であるの
で、従来技術のように鋼材出荷製品の炭窒化物が粗大で
あると浸炭あるいは浸炭窒化処理前の炭窒化物も粗大と
なり、浸炭あるいは浸炭窒化処理中に、これらの炭窒化
物が結晶粒の成長を抑える効果が小さく、ユーザーの最
終製品における結晶粒が粗大となる。

【００１４】（Ｉ） 一方、後述する本発明では、鋼材
出荷製品の炭窒化物が微細であるので、浸炭あるいは浸
炭窒化処理前の炭窒化物も微細となり、浸炭あるいは浸
炭窒化処理中に、これらの炭窒化物が結晶粒の成長を抑
える効果が大きく、ユーザーの最終製品における結晶粒
が微細となる。

【００１５】（Ｊ） 従って、ユーザーの製造工程にお
ける浸炭あるいは浸炭窒化処理中に炭窒化物で結晶粒の
成長を抑え、最終製品の結晶粒を微細化するためには、
ユーザーへ鋼材を出荷するまでに、製鋼メーカーの製造
工程で、炭窒化物を微細化しておく必要がある。

【００１６】（Ｋ） そのためには、化学成分の調整だ
けではなく、後述する本発明のように熱間圧延等の熱間
成形条件を規定し、 ・鋼塊の加熱温度を１２００℃以上とする ・仕上温度８００℃以上で熱間成形を終了とする ・熱間成形後３０℃／分以上の平均冷却速度で６００℃
以下まで冷却することが必要である。

【００１７】これらの知見に基づいた課題を解決するた
めの具体的な手段は、質量パーセントで、 Ｃ ＝ ０．１０〜０．３０％、 Ｓｉ ＝ ０．１５％ 以下、 Ｍｎ ＝ ０．９０〜１．４０％、 Ｐ ＝ ０．０１５％ 以下、 Ｃｒ ＝ １．２５〜１．７０％、 Ａｌ ＝ ０．０１０〜０．０５０％、 Ｎｂ ＝ ０．００１〜０．０５０％、 Ｏ ＝ ０．００１５％ 以下、 Ｎ ＝ ０．０１００〜０．０２００％ を含有し、残部Ｆｅ並びに不可避的不純物元素からなる
鋼を１２００℃以上に加熱し、仕上温度８００℃以上で
熱間圧延等の熱間成形を終了後、３０℃／分以上の平均
冷却速度で６００℃以下まで冷却して得たことを特徴と
する浸炭及び浸炭窒化処理用クロム鋼を提供することで
ある。

【００１８】更に、上記において、浸炭層及び心部の靭
性を向上させるとともに焼入性を向上する元素として質
量パーセントで、 Ｎｉ ＝ ０．１５％ 以下、 Ｍｏ ＝ ０．１０％ 以下 のうちから１種または２種を含有していることを特徴と
する浸炭及び浸炭窒化処理用クロム鋼を製造することで
ある。

【００１９】更に、上記において、オーステナイト結晶
粒度を微細化する元素で、かつ、疲労特性を著しく阻害
しない元素として質量パーセントで、 Ｔｉ ＝ ０．００５〜０．０１５％、 を含有していることを特徴とする浸炭及び浸炭窒化処理
用クロム鋼を提供することである。

【００２０】更に、上記において、被削性を向上する元
素で、かつ、疲労特性を著しく阻害しない元素として質
量パーセントで、 Ｓ ＝ ０．００５〜０．０３５％、 Ｐｂ ＝ ０．０１〜０．０９％、 Ｂｉ ＝ ０．０４〜０．２０％、 Ｔｅ ＝ ０．００２〜０．０５０％、 Ｚｒ ＝ ０．０１〜０．２０％、 Ｃａ ＝ ０．０００１〜０．０１００％ のうちから１種または２種以上を含有している浸炭及び
浸炭窒化処理用クロム鋼を提供することである。

【００２１】

【発明の実施の形態】以下に、課題を解決する為の手段
を実証した発明の実施の形態を示す。 （１） 実験１ 実験１では、化学成分を調整して、 ・ＪＩＳを越えた焼入性の確保 ・Ｓｉの低減による粒界酸化の低減 ・Ｐの低減による結晶粒界の強化 ・Ｏの低減による酸化物系介在物の減少 ・Ｎｂの添加とＮの増量による結晶粒度の微細化 を配慮したクロム鋼（以下、検討鋼と称す）とＪＩＳで
規定されているクロム鋼であるＳＣｒ４２０ＨおよびＪ
ＩＳで規定されているクロムモリブデン鋼であるＳＣＭ
４２０ＨとＳＣＭ８２２Ｈについて、疲労強度と衝撃強
度を調査した。

【００２２】表１には、実験に使用した鋼の化学成分を
示す。これらの鋼は電気炉で溶製し、造塊後、通常の圧
延条件で６０ｍｍφに熱間圧延されたものである。

【００２３】

【表１】

【００２４】これらの圧延材をユーザーにおける熱間鍛
造を想定して、１３００℃に加熱後、３０ｍｍφに熱間
鍛造し空冷した。これらの鍛造材から図３に示す１０ｍ
ｍＲのノッチを付したシャルピー衝撃試験片（以下、シ
ャルピー試験片と略す）と図４に示す小野式回転曲げ疲
労試験片を作成し、図５に示す条件で浸炭処理を実施し
た。浸炭処理した回転曲げ疲労試験片については、表面
硬さ、有効硬化層深さ、心部硬さ、粒界酸化深さを、浸
炭したシャルピー衝撃試験片については、結晶粒度番号
（番号が大きいほど結晶粒が微細である）を測定し、シ
ャルピー衝撃試験と小野式回転曲げ疲労試験を実施し
て、衝撃値と回転曲げ疲労限を求めた。表２に、それら
の結果を示す。

【００２５】

【表２】

【００２６】これらの結果から、検討鋼はＪＩＳ規定の
ＳＣｒ４２０Ｈより焼入性を向上したことにより心部硬
さが上がり、また、粒界酸化深さが低減することによ
り、回転曲げ疲労限が、ＪＩＳ規定のＳＣＭ８２２Ｈと
同等以上に向上することが確認された。一方、検討鋼の
衝撃値については、硬さが上がったことにより脆化し、
ＪＩＳ規定のＳＣＲ４２０Ｈより大きく低下することが
わかった。これは、検討鋼では、Ｎｂの添加とＮの増量
による結晶粒度の微細化を図ったにもかかわらず、その
効果は粒度番号で１．０程度の改善に止まり、モリブデ
ンを低減したことによる結晶粒界の強度低下を結晶粒の
微細化で埋め合わせきれない為であると推定された。こ
れらの原因を推定するために、検討鋼のシャルピー試験
片の試験後の残材より、代表的な炭窒化物の粒径を１０
視野測定し、それらの平均値を求めたところ、約０．６
μｍと大きく、浸炭中における結晶粒の成長を抑えられ
ないため結晶粒の微細化の効果が十分でないことがわか
った。

【００２７】そこで、炭窒化物の大きさに及ぼす熱間圧
延条件の影響を調査した。圧延サイズは前述した実験と
同様に８０ｍｍφであり、これらの圧延材をユーザーに
おける熱間鍛造を想定して、１３００℃に加熱後、３０
ｍｍφに熱間鍛造し空冷した。これらの鍛造材から図３
に示すシャルピー試験片を作成し、図５に示す条件で浸
炭処理を実施した。次いで、浸炭したシャルピー衝撃試
験片について、結晶粒度番号を測定し、シャルピー衝撃
試験を実施して衝撃値を求めた。また、圧延材や熱間鍛
造後の浸炭処理前の鋼材について、代表的な炭窒化物の
粒径を１０視野測定し、それらの平均値を求めた。これ
らの結果を実験した熱間圧延条件と併せて表３に示す。

【００２８】

【表３】

【００２９】図６には、圧延材および熱間鍛造後の浸炭
処理前の鋼材の炭窒化物の平均粒径と冷却速度の関係を
示す。これより、圧延材および熱間鍛造後の浸炭処理前
の鋼材とも、加熱温度が１２００℃以下の鋼と仕上温度
が８００℃以下の鋼を除き、冷却速度が高くなるにつれ
て炭窒化物の大きさが小さくなることがわかる。また、
その傾向は冷却速度が３０℃／分以上では飽和すること
がわかる。これは、冷却速度が高い程、炭窒化物が高い
温度域で成長する時間が短くなり、それらの平均粒径が
小さくなる為と推定される。一方、加熱温度が１２００
℃以下の場合には、圧延前の鋼塊中に存在する凝固中に
大きく成長した種々の炭窒化物がオーステナイト中に固
溶しきれず、それらの溶け残った炭窒化物を核として優
先的に成長する為、その後の冷却速度が高くとも、それ
らの平均粒径が大きいと推定される。また、仕上げ温度
が８００℃以下の場合には、高い温度域で、かつ、冷却
されにくい大きな圧延サイズに留まっている時間が長
く、その間に炭窒化物が成長する為、その後の冷却速度
が高くても、それらの平均粒径が大きいと推定される。

【００３０】図７には、衝撃値および結晶粒度番号と冷
却速度の関係を示す。これより、加熱温度が１２００℃
以下の鋼と仕上温度が８００℃以下の鋼を除き、冷却速
度が高くなるにつれて結晶粒が微細化し、衝撃値が向上
することがわかる。また、その傾向は冷却速度が３０℃
／分以上では飽和することがわかる。

【００３１】以上の結果から、熱間圧延条件を ・加熱温度 ＝ １２００℃以上 ・仕上温度 ＝ ８００℃以上 ・冷却速度 ＝ ３０℃／分以上 と規定することにより、炭窒化物が微細に分散し、結晶
粒が微細となり、硬さを上げた検討鋼においても、衝撃
値がＪＩＳで規定されるＳＣＭ４２０Ｈと同等以上に向
上することが確認された。

【００３２】（２） 実験２ 実験２では、実験１で発見した本発明が、浸炭及び浸炭
窒化処理用クロム鋼として想定しうる化学成分の範囲全
般について成立し得るものかどうか確認し、発明鋼の化
学成分の範囲を決定した。表４には、使用した発明鋼と
比較鋼の化学成分を示す。

【００３３】

【表４】

【００３４】ここで第１発明鋼とは特許請求項目１に該
当する発明鋼、第２発明鋼とは特許請求項目２に該当す
る発明鋼、第３発明鋼とは特許請求項目３に該当する発
明鋼、第４発明鋼とは特許請求項目４に該当する発明鋼
である。また、比較鋼ＡはＪＩＳに規定されているＳＣ
ｒ４２０Ｈ、比較鋼ＢはＪＩＳに規定されているＳＣＭ
４２０Ｈ、比較鋼ＣはＪＩＳに規定されているＳＣＭ８
２２Ｈ、比較鋼ＤはＮｂ及びＮの添加量が、比較鋼Ｅは
Ｐ及びＯの含有量が本発明鋼の範囲から外れる。

【００３５】これらの鋼を電気炉もしくは真空高周波溶
解炉で溶製し、造塊後、以下の条件で６０ｍｍφに熱間
圧延もしくは熱間成形した。 ・加熱温度 ＝ １１００〜１３００℃ ・仕上温度 ＝ ７００〜１０００℃ ・冷却速度 ＝ １５〜 １００℃／分

【００３６】次いで、これらの鋼材をユーザーにおける
熱間鍛造を想定して、１３００℃に加熱後、３０ｍｍφ
に熱間鍛造し空冷した。

【００３７】図８に発明鋼の焼入性を示す。発明鋼の焼
入性はＪＩＳに規定されているＳＣｒ４２０ＨのＨバン
ド上限を越えた焼入性を有している。次に、これらの鍛
造材から図３に示すシャルピー試験片と図４に示す小野
式回転曲げ試験片を作成し、図５に示す条件で浸炭処理
を実施した。浸炭処理した回転曲げ疲労試験片について
は、表面硬さ、有効硬化層深さ、心部硬さ、粒界酸化深
さを、浸炭したシャルピー衝撃試験片については、結晶
粒度番号を測定し、シャルピー衝撃試験と小野式回転曲
げ疲労試験を実施して、衝撃値と回転曲げ疲労限を求め
た。これらの結果を表５に示す。

【００３８】

【表５】

【００３９】これより、発明鋼で加熱温度、仕上温度お
よび冷却速度が本発明により規定した熱間成形条件を満
足する発明例では、心部硬さが高く、かつ、浸炭処理後
の結晶粒度番号が９．５以上であり結晶粒が微細化され
ており、回転曲げ疲労限がＪＩＳに規定されているＳＣ
Ｍ８２２Ｈと同等以上であり、かつ、衝撃値が大きく低
下することなく、ＪＩＳで規定されるＳＣＭ４２０Ｈと
同等以上であることがわかる。

【００４０】これらに対して、加熱温度、仕上温度およ
び冷却速度が本発明により規定した熱間成形条件を満足
しても、ＮｂおよびＮが本発明の範囲外である比較鋼Ｄ
やＰおよびＯが本発明の範囲外である比較鋼Ｅは回転曲
げ疲労限が低い。

【００４１】さらに、発明鋼７であっても、比較例にあ
るように加熱温度が本発明の請求範囲以下である１１０
０℃の場合や仕上温度が本発明の請求範囲以下である７
００℃の場合、さらに冷却速度が本発明の請求範囲以下
である１５℃／分の場合は、いずれも、結晶粒度番号が
９．５未満であり、衝撃値が低い。

【００４２】従って、請求した化学成分の範囲の本発明
鋼を使用し、熱間圧延等の熱間成形条件が本発明により
規定した条件を満足する本発明例をもってはじめて、本
発明が解決しようとする課題、すなわち、クロム鋼で疲
労強度と衝撃強度がクロムモリブデン鋼と同等以上に向
上できることが確認された。

【００４３】以上により本発明は完成に至ったが、次に
本発明の化学成分と熱間圧延等の熱間成形条件につい
て、その限定理由を説明する。 Ｃ ： ０．１０〜０．３０質量％ Ｃは歯車に要求される心部硬さを確保するためには、少
なくとも０．１０質量％以上の添加が必要である。しか
しながら、過剰な添加は心部の硬さが上昇し過ぎ、か
つ、心部の靭性を劣化させる。これを回避するためには
上限を０．３０質量％に限定する必要がある。したがっ
て、Ｃの添加量は０．１０〜０．３０質量％の範囲とし
た。

【００４４】Ｓｉ ： ０．１５質量％以下 Ｓｉは疲労強度を低下させる粒界酸化を助長する。これ
を回避するためには上限を０．１５質量％に限定する必
要がある。したがって、Ｓｉの含有量は０．１５質量％
以下と限定した。

【００４５】Ｍｎ ： ０．９０〜１．４０質量％ Ｍｎは焼入性を確保するために少なくとも０．９０質量
％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰な添加
は心部の硬さが上昇し過ぎ、かつ、心部の靭性を劣化さ
せる。これを回避するためには上限を１．４０質量％に
限定する必要がある。したがって、Ｍｎの添加量は０．
９０〜１．４０質量％の範囲とした。

【００４６】Ｐ ： ０．０１５質量％以下 Ｐはオーステナイト粒界に偏析して粒界を脆弱すること
により靭性や疲労強度を低下する元素であり、０．０１
５質量％を越えると、このような弊害が顕著となる。し
たがって、Ｐの含有量は０．０１５質量％以下と限定し
た。

【００４７】Ｎｉ ： ０．１５質量％以下 Ｎｉは添加しなくてもよい。添加すれば浸炭層及び心部
の靭性を向上するとともに焼入性を向上する。この効果
を発揮するためには、少なくとも０．０１質量％以上の
添加が必要である。しかしながら、過剰な添加はその効
果が飽和し、経済的な観点から望ましくない。これを回
避するためには上限を０．１５質量％に限定する必要が
ある。したがって、Ｎｉの含有量は０．１５質量％以下
と限定した。

【００４８】Ｃｒ ： １．２５〜１．７０質量％ Ｃｒは焼入性を確保するために少なくとも１．２５質量
％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰な添加
は心部の硬さが上昇し過ぎ、かつ、心部の靭性を劣化さ
せる。これを回避するためには上限を１．７０質量％に
限定する必要がある。したがって、Ｃｒの添加量は１．
２５〜１．７０質量％の範囲とした。

【００４９】Ｍｏ ： ０．１０質量％以下 Ｍｏは添加しなくてもよい。添加すれば浸炭層及び心部
の靭性を向上するとともに焼入性を向上する。この効果
を発揮するためには、少なくとも０．０１質量％以上の
添加が必要である。しかしながら、過剰な添加はその効
果が飽和し、経済的な観点から望ましくない。これを回
避するためには上限を０．１０質量％に限定する必要が
ある。したがって、Ｍｏの含有量は０．１０質量％以下
と限定した。

【００５０】Ａｌ ： ０．０１０〜０．０５０質量％ ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト結
晶粒度を微細化する作用を有する元素であり、この細粒
化を介して浸炭層および心部の靭性向上に寄与する。そ
の効果を発揮するためには、少なくとも０．０１０質量
％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰な添加
は疲労強度に対して有害なＡｌ₂Ｏ₃介在物の生成を助長
する。これを回避するためには上限を０．０５０質量％
に限定する必要がある。したがって、Ａｌの添加量は
０．０１０〜０．０５０質量％の範囲とした。

【００５１】Ｎｂ ： ０．００１〜０．０５０質量％ Ｎｂは鋼中のＣ、Ｎと結合して炭窒化物を形成し、Ａｌ
Ｎと同様にオーステナイト結晶粒度の微細化に効果のあ
る元素であり、この細粒化を介して浸炭層および心部の
靭性向上に寄与する。その効果を発揮するためには、少
なくとも０．００１質量％以上添加が必要である。しか
しながら、過剰な添加は粗大な炭窒化物を形成、析出
し、浸炭層の靭性を損なう。これを回避するためには上
限を０．０５０質量％に限定する必要がある。したがっ
て、Ｎｂの添加量は０．００１〜０．０５０質量％の範
囲とした。

【００５２】Ｏ ： ０．００１５質量％以下 Ｏは鋼中においては酸化物系介在物として存在し、疲労
強度を低下させる。これを回避するためには上限を０．
００１５質量％に限定する必要がある。したがって、Ｏ
の含有量を０．００１５質量％以下と限定した。

【００５３】Ｎ ： ０．０１００〜０．０２００質
量％ ＮはＡｌやＮｂと結合してＡｌＮ、ＮｂＮを形成し、オ
ーステナイト結晶粒度の微細化に効果のある元素であ
り、この細粒化を介して浸炭層および心部の靭性向上に
寄与する。その効果を発揮するためには、少なくとも
０．０１００質量％以上の添加が必要である。しかしな
がら、過剰な添加は凝固時の鋼塊表面での気泡の発生や
冷鍛性の劣化を招く。これを回避するためには上限を
０．０２００質量％に限定する必要がある。したがっ
て、Ｎの添加量は０．０１００〜０．０２００質量％の
範囲とした。

【００５４】熱間圧延等の熱間成形条件が、加熱温度：
１２００℃以上 、仕上温度：８００℃以上 、冷却速
度：３０℃／分以上 ユーザーの製造工程における浸炭あるいは浸炭窒化中に
結晶における結晶粒成長を抑え、炭窒化物による結晶粒
を微細化するためには、ユーザーへ出荷するまでに、製
鋼メーカーの製造工程で、安定して炭窒化物を微細化し
ておく必要がある。

【００５５】そこで、熱間圧延等の熱間成形時におい
て、鋼塊中に存在する凝固中に大きく成長した炭窒化物
をオーステナイト中に固溶させる為にも加熱温度を１２
００℃以上とすることが必要であり、熱間成形後の冷却
速度を制限する前の高い温度域で、かつ、冷却されにく
い大きな圧延サイズのままで長時間留めて炭窒化物を大
きく成長させない為にも仕上温度を８００℃以上とする
ことが必要であり、熱間成形後の冷却時に炭窒化物を大
きく成長させない為にも冷却速度を３０℃／分以上とす
ることが必要である。従って、熱間圧延等の熱間成形条
件について、加熱温度を１２００℃以上、仕上温度を８
００℃以上、冷却速度を３０℃／分以上と規定した。

【００５６】Ｔｉ ： ０．００５〜０．０１５質量％ Ｔｉは鋼中のＣ、Ｎと結合して炭窒化物を形成し、Ａｌ
Ｎと同様にオーステナイト結晶粒度の微細化に効果のあ
る元素であり、この細粒化を介して浸炭層および心部の
靭性向上に寄与する。その効果を発揮するためには、少
なくとも０．００５質量％以上の添加が必要である。し
かしながら、過剰な添加は粗大な炭窒化物を形成、析出
し、浸炭層の靭性を損なう。これを回避するためには上
限を０．０１５質量％に限定する必要がある。したがっ
て、Ｔｉの添加量は０．００５〜０．０１５質量％の範
囲とした。

【００５７】Ｓ ： ０．００５〜０．０３５質量％ Ｓは大部分は硫化物系介在物として鋼中に存在し、歯車
のように切削加工により成形される部品では、被削性の
向上に有効な元素である。そのためには少なくとも０．
００５質量％以上の添加が必要である。しかしながら、
過剰な添加は疲労強度低下のを招く要因となる。これを
回避するためには上限を０．０３５質量％に限定する必
要がある。したがって、Ｓの添加量は０．００５〜０．
０３５質量％の範囲とした。

【００５８】Ｐｂ ： ０．０１〜０．０９質量％ ＰｂはＳと同様に歯車のように切削加工により成形され
る部品では、被削性の向上に有効な元素である。そのた
めには少なくとも０．０１質量％以上の添加が必要であ
る。しかしながら、過剰な添加は、疲労強度低下のを招
く要因となる。また、０．１０質量％以上ではＰｂの取
扱い上、集塵装置、方法等の法的な規制を受ける。これ
を回避するためには上限を０．０９質量％に限定する必
要がある。したがって、Ｐｂの添加量は０．０１〜０．
０９質量％の範囲とした。

【００５９】Ｂｉ ： ０．０４〜０．２０質量％ ＢｉはＳやＰｂと同様に歯車のように切削加工により成
形される部品では、被削性の向上に有効な元素である。
そのためには少なくとも０．０４質量％以上の添加が必
要である。しかしながら、過剰な添加は、靭性を低下さ
せる。これを回避するためには上限を０．２０質量％に
限定する必要がある。したがって、Ｂｉの添加量は０．
０４〜０．２０質量％の範囲とした。

【００６０】Ｔｅ ： ０．００２〜０．０５０質量％ Ｔｅは硫化物系酸化物と母相であるＦｅの界面エネルギ
ーを増加させ、その形状を紡錘形とし被削性を向上させ
る元素である。そのためには少なくとも０．００２質量
％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰な添加
は、熱間脆性を生ずる。これを回避するためには上限を
０．０５０質量％に限定する必要がある。したがって、
Ｔｅの添加量は０．００２〜０．０５０質量％の範囲と
した。

【００６１】Ｚｒ ： ０．０１〜０．２０質量％ Ｚｒは被削性を向上させる元素である。そのためには少
なくとも０．０１質量％以上の添加が必要である。しか
しながら、過剰な添加は靭性を低下させる。これを回避
するためには上限を０．２０質量％に限定する必要があ
る。したがって、Ｚｒの添加量は０．０１〜０．２０質
量％の範囲とした。

【００６２】Ｃａ ： ０．０００１〜０．０１００質
量％ Ｃａは被削性を向上させる元素である。そのためには少
なくとも０．０００１質量％以上の添加が必要である。
しかしながら、過剰な添加は、靭性を低下させる。これ
を回避するためには上限を０．０１００質量％に限定す
る必要がある。したがって、Ｃａの添加量は０．０００
１〜０．０１００質量％の範囲とした。

【００６３】（実施例）次に、具体的な浸炭部品の実施
例を挙げて、本発明を更に詳細に説明する。表６には以
上の知見を基にした発明鋼とＪＩＳ規定のＳＣｒ４２０
Ｈ、ＳＣＭ４２０Ｈ、ＳＣＭ８２２Ｈの化学成分を示
す。

【００６４】

【表６】

【００６５】これらの鋼を電気炉にて溶製してブルーム
連鋳機で造塊し、その後、これらのブルーム鋳片を加熱
温度１２００℃、仕上げ温度８００〜８５０℃、６００
℃までの冷却速度１５〜５０℃／分で直径５３ｍｍに熱
間圧延した。これらの圧延材は高周波加熱後、図９に示
す乗用車で使用される部品であるリヤアウトプットシャ
フトに熱間鍛造し、機械加工を施した後、図５に示す条
件で浸炭処理を行った。

【００６６】次に、これらの部品について実体捻り疲労
試験を実施した。これらの結果を圧延条件、浸炭特性お
よび浸炭処理品の結晶粒度番号を併せて表７に示す。

【００６７】

【表７】

【００６８】これより、発明鋼を使用し、熱間圧延時の
熱間成形条件が加熱温度１２００℃以上、仕上温度８０
０℃以上、冷却速度３０℃／分以上である発明例の結晶
粒度番号はＪＩＳ規定のＳＣｒ４２０Ｈ、ＳＣＭ４２０
Ｈ、ＳＣＭ８２２Ｈより大きく、結晶粒は細かくなって
おり、一方、本発明成分鋼であっても、熱間成形条件の
うち冷却速度が１５℃／分と本発明の範囲である３０℃
／分以上を外れる比較例では、結晶粒度番号は小さく、
結晶粒は細かくなっていない。

【００６９】また、発明鋼を使用した発明例の心部硬さ
はＪＩＳ規定のＳＣＭ８２２Ｈと同等であり、捻り疲労
強度はＪＩＳ規定のＳＣＲ４２０Ｈ及びＳＣＭ４２０Ｈ
より高く、ＪＩＳ規定のＳＣＭ８２２Ｈと同等以上の疲
労強度を有することが確認された。一方、本発明成分鋼
であっても、熱間成形条件のうち冷却速度が外れる比較
例では、心部硬さはＪＩＳ規定のＳＣＭ８２２Ｈと同等
であるが、結晶粒が細かくなっていないため、捻り疲労
強度はＪＩＳ規定のＳＣＭ４２０ＨおよびＳＣＭ８２２
Ｈより低いことが確認された。

【００７０】以上のように、化学成分を調整して、ＪＩ
Ｓを越えた焼入性の確保、Ｓｉの低減による粒界酸化の
低減、Ｐの低減による結晶粒界の強化、Ｏの低減による
酸化物系介在物の減少、Ｎｂの添加とＮを増量し、さら
に、熱間圧延等の熱間成形条件が本発明の範囲である、
加熱温度１２００℃以上、仕上げ温度８００℃以上、冷
却速度３０℃／分以上とすることにより、浸炭処理後の
結晶粒は微細化し、実部品においてもクロム鋼で、クロ
ムモリブデン鋼と同等以上の疲労強度を有することが確
認された。

【００７１】

【発明の効果】本発明の効果としては、本発明により、
鋼の化学成分と熱間圧延等の熱間成形条件を調整するこ
とにより、クロムモリブデン鋼のように多量にＭｏを含
有しない低コストな成分でもクロムモリブデン鋼と同等
以上の疲労強度を付与することができる。

【００７２】したがって、成分現状の製造工程において
も、浸炭歯車のクロム鋼化が可能となり、また、歯車類
を使用する産業界において、製造コストの低減と信頼性
の向上に広く貢献することが挙げられる。

【図面の簡単な説明】

【図１】熱間鍛造による炭窒化物固溶、析出挙動を示す
図である。

【図２】冷間鍛造による炭窒化物固溶、析出挙動を示す
図である。

【図３】１０ｍｍＲノッチ付きシャルピー衝撃試験片寸
法形状を示す図である。

【図４】小野式回転曲げ疲労試験片寸法形状を示す図で
ある。

【図５】浸炭焼入−焼戻し条件を示すグラフである。

【図６】炭窒化物平均粒径と冷却速度の関係を示すグラ
フである。

【図７】衝撃値と結晶粒度及び冷却速度の関係を示すグ
ラフである。

【図８】発明鋼の焼入性の試験結果を示すグラフであ
る。

【図９】リヤアウトプットシャフト概略図である。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成１２年９月２８日（２０００．９．２
８）

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００５５

【補正方法】変更

【補正内容】

【００５５】そこで、熱間圧延等の熱間成形時におい
て、鋼塊中に存在する凝固中に大きく成長した炭窒化物
をオーステナイト中に固溶させる為にも加熱温度を１２
００℃以上とすることが必要であり、熱間成形後の冷却
速度を制限する前の高い温度域で、かつ、冷却されにく
い大きな圧延サイズのままで長時間留めて炭窒化物を大
きく成長させない為にも仕上温度を８００℃以上とする
ことが必要であり、熱間成形後の冷却時に炭窒化物を大
きく成長させない為にも冷却速度を３０℃／分以上とす
ることが必要である。従って、熱間圧延等の熱間成形条
件について、加熱温度を１２００℃以上、仕上温度を８
００℃以上、冷却速度を３０℃／分以上と規定した。

【手続補正２】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図１

【補正方法】変更

【補正内容】

【図１】

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 上野 英生 北海道室蘭市仲町12番地 三菱製鋼室蘭特 殊鋼株式会社内 (72)発明者 広松 秀則 北海道室蘭市仲町12番地 三菱製鋼室蘭特 殊鋼株式会社内 (72)発明者 渡辺 幹 北海道室蘭市仲町12番地 三菱製鋼室蘭特 殊鋼株式会社内 (72)発明者 加藤 欽也 東京都港区芝５丁目33番８号 三菱自動車 工業株式会社内 (72)発明者 谷口 庸一 東京都港区芝５丁目33番８号 三菱自動車 工業株式会社内 (72)発明者 平野 光彦 東京都港区芝５丁目33番８号 三菱自動車 工業株式会社内 (72)発明者 加藤 和彦 東京都港区芝５丁目33番８号 三菱自動車 工業株式会社内 (72)発明者 小笠原 弘明 東京都港区芝５丁目33番８号 三菱自動車 工業株式会社内

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量パーセントで、 Ｃ ＝ ０．１０〜０．３０％、 Ｓｉ ＝ ０．１５％ 以下、 Ｍｎ ＝ ０．９０〜１．４０％、 Ｐ ＝ ０．０１５％ 以下、 Ｃｒ ＝ １．２５〜１．７０％、 Ａｌ ＝ ０．０１０〜０．０５０％、 Ｎｂ ＝ ０．００１〜０．０５０％、 Ｏ ＝ ０．００１５％ 以下、 Ｎ ＝ ０．０１００〜０．０２００％ を含有し、残部Ｆｅ並びに不可避的不純物元素からなる
   鋼を１２００℃以上に加熱し、仕上温度８００℃以上で
   熱間圧延等の熱間成形を終了後、３０℃／分以上の平均
   冷却速度で６００℃以下まで冷却して得たことを特徴と
   する浸炭及び浸炭窒化処理用クロム鋼。
2. 【請求項２】 浸炭層及び心部の靭性を向上させるとと
   もに焼入性を向上する元素として質量パーセントで、 Ｎｉ ＝ ０．１５％ 以下、 Ｍｏ ＝ ０．１０％ 以下 のうちから１種または２種を含有していることを特徴と
   する請求項１に記載されている浸浸炭及び浸炭窒化処理
   用クロム鋼。
3. 【請求項３】 オーステナイト結晶粒度を微細化する元
   素で、かつ、疲労特性を著しく阻害しない元素として質
   量パーセントで、 Ｔｉ ＝ ０．００５〜０．０１５％ を含有していることを特徴とする請求項１又は請求項２
   に記載されている浸炭及び浸炭窒化処理用クロム鋼。
4. 【請求項４】 被削性を向上する元素で、かつ、疲労特
   性を著しく阻害しない元素として質量パーセントで、 Ｓ ＝ ０．００５〜０．０３５％、 Ｐｂ ＝ ０．０１〜０．０９％、 Ｂｉ ＝ ０．０４〜０．２０％、 Ｔｅ ＝ ０．００２〜０．０５０％、 Ｚｒ ＝ ０．０１〜０．２０％、 Ｃａ ＝ ０．０００１〜０．０１００％ のうちから１種または２種以上を含有していることを特
   徴とする請求項１ないし請求項３のいずれかに記載され
   ている浸浸炭及び浸炭窒化処理用クロム鋼。