JP2008291298A - 浸炭用鋼、浸炭部品及び浸炭部品の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】ガス浸炭を行うに際して、粒界酸化の低減を図るとともに、過剰浸炭を回避し、鋼表面のＣ濃度を所望のＣ濃度に制御することができる合金組成を備えた浸炭用鋼及び浸炭部品を提供すること。
【解決手段】本発明の浸炭用鋼及び浸炭部品は、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜３．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜３．００％、及び、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる浸炭用鋼又は浸炭部品であって、Ｓｉ［％］＋Ｎｉ［％］＋Ｃｕ［％］−Ｃｒ［％］＞０．３を満たすことを特徴とする。本発明の浸炭部品は、本発明の浸炭用鋼に対して、純鉄に対するカーボンポテンシャルが０．９０％以上である雰囲気でガス浸炭を行って得られる。
【選択図】図１
【解決手段】本発明の浸炭用鋼及び浸炭部品は、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜３．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜３．００％、及び、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる浸炭用鋼又は浸炭部品であって、Ｓｉ［％］＋Ｎｉ［％］＋Ｃｕ［％］−Ｃｒ［％］＞０．３を満たすことを特徴とする。本発明の浸炭部品は、本発明の浸炭用鋼に対して、純鉄に対するカーボンポテンシャルが０．９０％以上である雰囲気でガス浸炭を行って得られる。
【選択図】図１
Description
本発明は、浸炭用鋼、浸炭部品及び浸炭部品の製造方法に関し、更に詳しくは、ガス浸炭を行うに際して、粒界酸化を低減するとともに、過剰浸炭を回避し、鋼表面のＣ濃度を所望のＣ濃度に制御することができる合金組成を備えた浸炭用鋼及び浸炭部品、並びに、該鋼表面のＣ濃度を所望のＣ濃度に制御することができる浸炭部品の製造方法に関する。
ガス浸炭は、鋼表面にＣを侵入させて鋼表面を硬くする手法の一つであり、鋼を入れた加熱炉にガス（主成分のＣＯと、Ｃ濃度調整のためのＣＯ２，Ｈ２等とにより構成される）を導入し、９００℃以上の高温で長時間浸炭することにより行われる。ガス浸炭により得られる浸炭部品の特性は、合金組成や浸炭時のガス雰囲気によって左右される。従って、種々の問題も指摘されている。例えば、肌焼鋼として周知のＪＩＳ ＳＣｒ４２０にガス浸炭を行うと、雰囲気中のＣＯ２ガスでＭｎ、Ｃｒ等が酸化され（粒界酸化）、焼入れ性が低下し、粒界に沿ってパーライト組織を生じ強度低下するという問題が指摘されている（非特許文献１）。
そこで、特許文献１〜３には、所定の合金組成をとることにより、この粒界酸化を低減させるとともに、Ｓｉを１．５％を上限として含有させることで、焼戻し軟化抵抗性を向上させる技術が開示されている。
特許文献１〜３においてＳｉの上限が１．５％とされているのは、Ｓｉがそれよりも多いと浸炭時にＣの侵入を阻害し、表層のＣ濃度の確保が困難になる等の理由である。従って、表層のＣ濃度が確保されるならば、例えば、浸炭部品の強度を更に上げるには、Ｓｉを更に多く含有させることが望ましい。
そこで、特許文献１〜３には、所定の合金組成をとることにより、この粒界酸化を低減させるとともに、Ｓｉを１．５％を上限として含有させることで、焼戻し軟化抵抗性を向上させる技術が開示されている。
特許文献１〜３においてＳｉの上限が１．５％とされているのは、Ｓｉがそれよりも多いと浸炭時にＣの侵入を阻害し、表層のＣ濃度の確保が困難になる等の理由である。従って、表層のＣ濃度が確保されるならば、例えば、浸炭部品の強度を更に上げるには、Ｓｉを更に多く含有させることが望ましい。
電気製鋼、第６５巻、Ｐ１３〜Ｐ１５（１９９４年１月）
特開２００３−０２７１４２
特開２００３−２３１９４３
特開２００４−３００５５０
しかしながら、構成元素のＳｉを１．５％より多くして一般的な浸炭条件（純鉄に対するカーボンポテンシャル（以下、単に「ＣＰ」ともいう。）にして０．８程度）で浸炭すると、雰囲気中のＣＯ２ガスによってＳｉが酸化され、粒界酸化が起こるという問題があった。そこで、この問題を解消すべく、雰囲気中のＣＯ２濃度を低減させ、雰囲気中のＣＯ濃度を上昇させ雰囲気を還元性として（純鉄に対するカーボンポテンシャルにして１．０程度）、ガス浸炭することが考えられる。しかしながら、これによれば、粒界酸化を低減することはできるが、同時に雰囲気のカーボンポテンシャルが高くなり、過剰なＣの導入に伴う炭化物の析出・残留γの生成を生じるため、実際には利用できないという問題があった。従って、Ｓｉを１．５％より多くするとともにガス浸炭における雰囲気のカーボンポテンシャルを高めても、過剰のＣが導入されず、鋼表面を所望のＣ濃度に制御しうる合金組成が求められている。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その第一の目的は、ガス浸炭を行うに際して、粒界酸化の低減を図るとともに、過剰浸炭を回避し、鋼表面のＣ濃度を所望のＣ濃度に制御することができる合金組成を備えた浸炭用鋼及び浸炭部品を提供することにある。
本発明の第二の目的は、鋼表面のＣ濃度を所望のＣ濃度に制御することができる浸炭部品の製造方法を提供することにある。
本発明の第二の目的は、鋼表面のＣ濃度を所望のＣ濃度に制御することができる浸炭部品の製造方法を提供することにある。
本発明者は、上記課題を解決するため、種々の合金組成を探求したところ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕが鋼の炭素活量（浸炭用鋼としての作用を示す炭素量をいう。以下同じ。）を上昇させる一方、Ｃｒが炭素活量を下降させるという知見を得た。そこで、本発明者は、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕを多めに添加する一方、Ｃｒを少なめに添加したところ、カーボンポテンシャルを従来より高めにしてガス浸炭を行っても、Ｃが過剰に侵入せず、鋼表面のＣ濃度を所望のＣ濃度に制御しうるという知見を得た。本発明者は、更に、高いカーボンポテンシャルでは粒界酸化の問題も併せて解消されるという知見を得た。
従来のガス浸炭条件では、Ｓｉを多め（特許文献１〜３との関係では、１．５％より多め）にした場合、粒界酸化、あるいは、過剰浸炭という問題が生じていたため、Ｓｉを多めにした合金組成の処理材に対してガス浸炭を行うことは困難あるいは問題外とされていたが、本発明者は、上記知見から、Ｓｉを多めにした合金組成であってもガス浸炭が適用しうるという知見を得た。
従来のガス浸炭条件では、Ｓｉを多め（特許文献１〜３との関係では、１．５％より多め）にした場合、粒界酸化、あるいは、過剰浸炭という問題が生じていたため、Ｓｉを多めにした合金組成の処理材に対してガス浸炭を行うことは困難あるいは問題外とされていたが、本発明者は、上記知見から、Ｓｉを多めにした合金組成であってもガス浸炭が適用しうるという知見を得た。
本発明はこれらの知見に基づいてなされたものであり、本発明に係る浸炭用鋼及び浸炭部品は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜３．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜３．００％、及び、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる浸炭用鋼又は浸炭部品であって、下記（１）式を満たすことを要旨とする。
Ｓｉ［％］＋Ｎｉ［％］＋Ｃｕ［％］−Ｃｒ［％］＞０．３…（１）
この場合に、更に、質量％で、Ｍｏ：０．００〜２．００％、及び／又は、Ａｌ：０．００〜０．２０％を含んでもよく、これに更に、質量％で、Ｎｂ：０．００〜０．２０％、Ｔｉ：０．００〜０．２０％、Ｎ：０．００〜０．０５％、及び、Ｂ：０．００〜０．０１％からなる群の少なくともいずれかを含んでもよい。
Ｓｉ［％］＋Ｎｉ［％］＋Ｃｕ［％］−Ｃｒ［％］＞０．３…（１）
この場合に、更に、質量％で、Ｍｏ：０．００〜２．００％、及び／又は、Ａｌ：０．００〜０．２０％を含んでもよく、これに更に、質量％で、Ｎｂ：０．００〜０．２０％、Ｔｉ：０．００〜０．２０％、Ｎ：０．００〜０．０５％、及び、Ｂ：０．００〜０．０１％からなる群の少なくともいずれかを含んでもよい。
本発明に係る浸炭部品及びその製造方法は、本発明に係る浸炭用鋼に対して、純鉄に対するカーボンポテンシャルが０．９０％以上である雰囲気でガス浸炭を行って得られる浸炭部品又はその製造方法である。この場合に、前記雰囲気の温度は、８００℃〜１０００℃であることが望ましい。
本発明に係る浸炭用鋼は、上記組成を備えるとともに、上記（１）式を満たすものであるから、ＣＰ≧０．９０の雰囲気でガス浸炭を行えば粒界酸化が低減されるとともに、その雰囲気でガス浸炭を行っても過剰な炭素が侵入せず、鋼表面のＣ濃度を所望のＣ濃度に制御することができる。そのため、浸炭時に炭化物や過剰な残留γが生成せず、高い疲労強度が得られる。
本発明に係る浸炭部品は、上記組成を備えるとともに、上記（１）式を満たすものであるから、ＣＰ≧０．９０の雰囲気でガス浸炭がなされたものであれば、粒界酸化が低減されるとともに、過剰浸炭が回避され、鋼表面のＣ濃度が所望のＣ濃度に制御されている。従って、本発明に係る浸炭部品は、炭化物や過剰な残留γが生成しておらず、高い疲労強度を発揮する。
本発明に係る浸炭部品の製造方法は、上記組成を備えるとともに、上記（１）式を満たす浸炭用鋼に対してＣＰ≧０．９０の雰囲気でガス浸炭を行うものであるから、得られる浸炭部品は、粒界酸化が低減されるとともに、過剰浸炭が回避され、鋼表面のＣ濃度が所望のＣ濃度に制御されたものとなる。従って、得られる浸炭部品は、炭化物や過剰な残留γが生成せず、高い疲労強度を発揮する。
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。尚、以下の説明において、「％」は、特に説明がない限り「質量％」を意味する。
（成分組成及びその関係並びにそれらの限定理由）
本発明の一実施形態に係る浸炭用鋼及び浸炭部品は、基本的構成元素として、以下の（１）から（８）の元素を含む。
（１）Ｃ：０．１０〜０．３０％。
Ｃは、機械部品として必要な強度を得る上で必要な元素である。Ｃの下限を０．１０％としたのは、Ｃが少なすぎると心部にフェライトが生成し、強度が低下するためである。一方、Ｃの上限を０．３０％としたのは、Ｃが多すぎると加工性、特に被削性が劣化するためである。
（成分組成及びその関係並びにそれらの限定理由）
本発明の一実施形態に係る浸炭用鋼及び浸炭部品は、基本的構成元素として、以下の（１）から（８）の元素を含む。
（１）Ｃ：０．１０〜０．３０％。
Ｃは、機械部品として必要な強度を得る上で必要な元素である。Ｃの下限を０．１０％としたのは、Ｃが少なすぎると心部にフェライトが生成し、強度が低下するためである。一方、Ｃの上限を０．３０％としたのは、Ｃが多すぎると加工性、特に被削性が劣化するためである。
（２）Ｓｉ：０．５０〜３．００％。
Ｓｉは、後述するＣｕ、Ｎｉと共に、炭素活量を上昇させる元素であり、強度を高めるとともに、焼戻し軟化抵抗を高めるために含有させる元素である。Ｓｉの下限を０．５０％としたのは、Ｓｉが少なすぎると焼入性が低下し、強度が低下するためである。一方、Ｓｉの上限を３．００％としたのは、Ｓｉが多すぎると加工性、特に被削性が劣化するためである。
Ｓｉは、後述するＣｕ、Ｎｉと共に、炭素活量を上昇させる元素であり、強度を高めるとともに、焼戻し軟化抵抗を高めるために含有させる元素である。Ｓｉの下限を０．５０％としたのは、Ｓｉが少なすぎると焼入性が低下し、強度が低下するためである。一方、Ｓｉの上限を３．００％としたのは、Ｓｉが多すぎると加工性、特に被削性が劣化するためである。
（３）Ｍｎ：０．３０〜３．００％。
Ｍｎは、脱酸剤として鋼の溶製時に添加される元素であるが、ガス浸炭には影響を与えない。Ｍｎの下限を０．３０％としたのは、Ｍｎが少なすぎると心部にフェライトが生成し、強度が低下するためである。一方、Ｍｎの上限を３．００％としたのは、Ｍｎが多すぎると加工性、特に被削性が劣化するためである。
Ｍｎは、脱酸剤として鋼の溶製時に添加される元素であるが、ガス浸炭には影響を与えない。Ｍｎの下限を０．３０％としたのは、Ｍｎが少なすぎると心部にフェライトが生成し、強度が低下するためである。一方、Ｍｎの上限を３．００％としたのは、Ｍｎが多すぎると加工性、特に被削性が劣化するためである。
（４）Ｐ：０．０３０％以下。
Ｐは、不純物であり不可避的に含まれる元素である。Ｐの上限を０．０３０％としたのは、Ｐが多すぎると脆化するためである。
Ｐは、不純物であり不可避的に含まれる元素である。Ｐの上限を０．０３０％としたのは、Ｐが多すぎると脆化するためである。
（５）Ｓ：０．０３０％以下。
Ｓは、不純物であり不可避的に含まれる元素である。Ｓの上限を０．０３０％としたのは、Ｓが多すぎると脆化するためである。
Ｓは、不純物であり不可避的に含まれる元素である。Ｓの上限を０．０３０％としたのは、Ｓが多すぎると脆化するためである。
（６）Ｃｕ：０．０１〜１．００％。
Ｃｕは、前述したＳｉ、後述するＮｉと共に、炭素活量を上昇させる元素であり、強度を高めるために含有させる元素である。Ｃｕの下限を０．０１％としたのは、Ｃｕが少なすぎると焼入性が低下し、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、特に熱間鍛造性が劣化するためである。
Ｃｕは、前述したＳｉ、後述するＮｉと共に、炭素活量を上昇させる元素であり、強度を高めるために含有させる元素である。Ｃｕの下限を０．０１％としたのは、Ｃｕが少なすぎると焼入性が低下し、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、特に熱間鍛造性が劣化するためである。
（７）Ｎｉ：０．０１〜３．００％。
Ｎｉは、Ｓｉ、Ｃｕと共に、炭素活量を上昇させる元素であり、強度を高めるために含有させる元素である。Ｎｉの下限を０．０１％としたのは、Ｎｉが少なすぎると焼入性が低下し、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、特に熱間鍛造性が劣化するためである。
Ｎｉは、Ｓｉ、Ｃｕと共に、炭素活量を上昇させる元素であり、強度を高めるために含有させる元素である。Ｎｉの下限を０．０１％としたのは、Ｎｉが少なすぎると焼入性が低下し、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、特に熱間鍛造性が劣化するためである。
（８）Ｃｒ：０．３０〜１．５０％。
Ｃｒは、炭素活量を減少させる元素であるため、多量に含有させることができない。また、Ｃｒが多すぎると加工性、特に被削性を劣化させるため、上限を１．５０％とした。一方、Ｃｒが少なすぎると焼入性が低下し、強度が低下するため、その下限を０．３０％とした。
Ｃｒは、炭素活量を減少させる元素であるため、多量に含有させることができない。また、Ｃｒが多すぎると加工性、特に被削性を劣化させるため、上限を１．５０％とした。一方、Ｃｒが少なすぎると焼入性が低下し、強度が低下するため、その下限を０．３０％とした。
本発明の一実施形態に係る浸炭用鋼及び浸炭部品は、任意的構成元素として、以下の（９）から（１１）の元素を含んでもよい。
（９）Ｍｏ：０．００〜２．００％。
Ｍｏは、焼入性を向上させ、焼戻し軟化抵抗性を高めるために添加することができるが、多すぎると加工性、特に被削性を劣化させるため、上限を２．００％とした。
（９）Ｍｏ：０．００〜２．００％。
Ｍｏは、焼入性を向上させ、焼戻し軟化抵抗性を高めるために添加することができるが、多すぎると加工性、特に被削性を劣化させるため、上限を２．００％とした。
（１０）Ａｌ：０．００〜０．２０％。
Ａｌは、結晶粒を微細化し、強度を向上させるために添加することができるが、多すぎると鋼中でアルミナを生じ強度を低下させるため、上限を０．２０％とした。
Ａｌは、結晶粒を微細化し、強度を向上させるために添加することができるが、多すぎると鋼中でアルミナを生じ強度を低下させるため、上限を０．２０％とした。
（１１）Ｎｂ：０．００〜０．２０％、Ｔｉ：０．００〜０．２０％、Ｎ：０．００〜０．０５％、及び、Ｂ：０．００〜０．０１％からなる群の少なくともいずれか。
Ｎｂ及びＴｉは、ガス浸炭で生じる結晶粒の成長を抑制し、整粒組織を保つために添加することができる。一方、Ｎｂ又はＴｉが多すぎると、加工性に悪影響が出るため、いずれも上限を０．２０％とした。
Ｎは、結晶粒の粗大化を防止するために添加することができるが、その効果は、０．０５％程度で飽和するため、０．０５％を上限とした。
Ｂは、焼入性を向上させるために添加することができるが、多すぎると加工性に悪影響を及ぼすため、０．０１％を上限とした。
Ｎｂ及びＴｉは、ガス浸炭で生じる結晶粒の成長を抑制し、整粒組織を保つために添加することができる。一方、Ｎｂ又はＴｉが多すぎると、加工性に悪影響が出るため、いずれも上限を０．２０％とした。
Ｎは、結晶粒の粗大化を防止するために添加することができるが、その効果は、０．０５％程度で飽和するため、０．０５％を上限とした。
Ｂは、焼入性を向上させるために添加することができるが、多すぎると加工性に悪影響を及ぼすため、０．０１％を上限とした。
（１２）Ｓｉ［％］＋Ｎｉ［％］＋Ｃｕ［％］−Ｃｒ［％］＞０．３…（１）
前述のように、Ｓｉ、Ｃｕ、及び、Ｎｉは、炭素活量を上昇させ、Ｃｒは、炭素活量を減少させるため、Ｓｉ、Ｃｕ、及び、Ｎｉの量の合計からＣｒの量を差し引いた値を炭素活量を判断する目安とした。この値を０．３超としたのは、後述する実施例により経験的に求めた値である。上記（１）式の関係を満たせば、ガス浸炭においてカーボンポテンシャルを高くしても過剰な炭素が侵入せず、鋼表面のＣ濃度を所望のＣ濃度に制御することができ、かつ、カーボンポテンシャルを高くすれば粒界酸化を低減することができる。
前述のように、Ｓｉ、Ｃｕ、及び、Ｎｉは、炭素活量を上昇させ、Ｃｒは、炭素活量を減少させるため、Ｓｉ、Ｃｕ、及び、Ｎｉの量の合計からＣｒの量を差し引いた値を炭素活量を判断する目安とした。この値を０．３超としたのは、後述する実施例により経験的に求めた値である。上記（１）式の関係を満たせば、ガス浸炭においてカーボンポテンシャルを高くしても過剰な炭素が侵入せず、鋼表面のＣ濃度を所望のＣ濃度に制御することができ、かつ、カーボンポテンシャルを高くすれば粒界酸化を低減することができる。
（製造方法）
本発明の一実施形態に係る浸炭用鋼は、上記組成になるように原料を溶解し、造塊し、鍛造により所定の形状に加工し、更に、必要な熱処理（焼きならし）を行うことにより得られる。
本発明の一実施形態に係る浸炭部品は、次のようにして製造される。すなわち、まず、本発明の一実施形態に係る浸炭用鋼に対して、純鉄に対するカーボンポテンシャルが０．９０％以上で、温度が８００℃〜１０００℃である雰囲気で数時間ガス浸炭を行い、続いて焼入れを行う（ガス浸炭焼入れ）。ここで、ガス浸炭は、９３０℃前後の温度での浸炭と、８５０℃前後での拡散により行うとよい。次に、１５０℃〜２００℃で数時間、油焼戻しを行う。これにより、本発明の一実施形態に係る浸炭部品が得られる。
本発明の一実施形態に係る浸炭用鋼は、上記組成になるように原料を溶解し、造塊し、鍛造により所定の形状に加工し、更に、必要な熱処理（焼きならし）を行うことにより得られる。
本発明の一実施形態に係る浸炭部品は、次のようにして製造される。すなわち、まず、本発明の一実施形態に係る浸炭用鋼に対して、純鉄に対するカーボンポテンシャルが０．９０％以上で、温度が８００℃〜１０００℃である雰囲気で数時間ガス浸炭を行い、続いて焼入れを行う（ガス浸炭焼入れ）。ここで、ガス浸炭は、９３０℃前後の温度での浸炭と、８５０℃前後での拡散により行うとよい。次に、１５０℃〜２００℃で数時間、油焼戻しを行う。これにより、本発明の一実施形態に係る浸炭部品が得られる。
（作用）
本発明の一実施形態に係る浸炭用鋼は、上記組成を備えるとともに、上記（１）式を満たすものであるから、これに対して、本発明の一実施形態に係る浸炭部品の製造方法、すなわち、ＣＰ≧０．９０の雰囲気でガス浸炭をする方法を実施すれば、そもそもＣＰが高いため粒界酸化が低減される。また、成分組成に由来する炭素活量が高いため、ＣＰ≧０．９０の雰囲気でガス浸炭を行っても過剰な炭素が侵入せず、鋼表面のＣ濃度が０．７０〜０．８８％程度の所望のＣ濃度に制御される。また、ガス浸炭の際に炭化物や過剰な残留γは生成せず、得られる浸炭部品は高い疲労強度が備わる。
本発明の一実施形態に係る浸炭用鋼は、上記組成を備えるとともに、上記（１）式を満たすものであるから、これに対して、本発明の一実施形態に係る浸炭部品の製造方法、すなわち、ＣＰ≧０．９０の雰囲気でガス浸炭をする方法を実施すれば、そもそもＣＰが高いため粒界酸化が低減される。また、成分組成に由来する炭素活量が高いため、ＣＰ≧０．９０の雰囲気でガス浸炭を行っても過剰な炭素が侵入せず、鋼表面のＣ濃度が０．７０〜０．８８％程度の所望のＣ濃度に制御される。また、ガス浸炭の際に炭化物や過剰な残留γは生成せず、得られる浸炭部品は高い疲労強度が備わる。
以下、本発明の実施例及び比較例について説明する。
（実施例１〜２１及び比較例１〜６）
（浸炭用鋼の作製）
実施例１〜２１及び比較例１〜６について、表１に示す成分組成となるように原料を電気炉に投入し、溶解・鋳造し、鋼塊を作製した。表１には、成分組成のほか、上記式（１）の値を併せて示す。
（実施例１〜２１及び比較例１〜６）
（浸炭用鋼の作製）
実施例１〜２１及び比較例１〜６について、表１に示す成分組成となるように原料を電気炉に投入し、溶解・鋳造し、鋼塊を作製した。表１には、成分組成のほか、上記式（１）の値を併せて示す。
（浸炭部品の作製）
次に、各実施例及び比較例について、上記の鋼塊を圧延により棒材（φ１００ｍｍ）に加工した後、熱間鍛造により、一組の歯車形状、すなわち、駆動側歯車の形状（モジュール２．５、歯数２６、歯幅２０ｍｍ、圧力角２０°、ネジレ角２５°）と、従動側歯車の形状（モジュール２．５、歯数３０、歯幅２０ｍｍ、圧力角２０°、ネジレ角２５°）とに加工した。
次に、加工した駆動側・従動側それぞれの歯車形状の各鋼塊を炉に入れて、９３０℃に加熱し、表２に示すカーボンポテンシャル（純鉄に対するカーボンポテンシャル）になるようにガス（ＣＯ、ＣＯ２、Ｈ２）を導入しながら、９３０℃で１２０分間浸炭処理（浸炭）を行い、その後、炉冷により炉の温度を８５０℃に下げ、８５０℃で３０分間浸炭処理（拡散）を行った。次いで、油焼入れを行った。そして、１８０℃で１時間油焼戻しを行った（図１参照）。これにより、各実施例及び比較例について鋼表面のＣ濃度を高めた一組の歯車、すなわち、駆動側歯車及び従動側歯車（浸炭部品）を得た。
尚、表２に示すカーボンポテンシャルにするためのガス導入は、図２に示すＣＯ２％−ＣＯ％と純鉄に対するカーボンポテンシャルとの関係のうち、９３０℃におけるこれらの関係に基づいて行った。他の温度で行う場合には、他の温度におけるそれらの関係に基づいて行えばよい。同図には、他の温度の一例として、８１６℃、８４３℃、８７１℃、９００℃の例を併せて示す。
次に、各実施例及び比較例について、上記の鋼塊を圧延により棒材（φ１００ｍｍ）に加工した後、熱間鍛造により、一組の歯車形状、すなわち、駆動側歯車の形状（モジュール２．５、歯数２６、歯幅２０ｍｍ、圧力角２０°、ネジレ角２５°）と、従動側歯車の形状（モジュール２．５、歯数３０、歯幅２０ｍｍ、圧力角２０°、ネジレ角２５°）とに加工した。
次に、加工した駆動側・従動側それぞれの歯車形状の各鋼塊を炉に入れて、９３０℃に加熱し、表２に示すカーボンポテンシャル（純鉄に対するカーボンポテンシャル）になるようにガス（ＣＯ、ＣＯ２、Ｈ２）を導入しながら、９３０℃で１２０分間浸炭処理（浸炭）を行い、その後、炉冷により炉の温度を８５０℃に下げ、８５０℃で３０分間浸炭処理（拡散）を行った。次いで、油焼入れを行った。そして、１８０℃で１時間油焼戻しを行った（図１参照）。これにより、各実施例及び比較例について鋼表面のＣ濃度を高めた一組の歯車、すなわち、駆動側歯車及び従動側歯車（浸炭部品）を得た。
尚、表２に示すカーボンポテンシャルにするためのガス導入は、図２に示すＣＯ２％−ＣＯ％と純鉄に対するカーボンポテンシャルとの関係のうち、９３０℃におけるこれらの関係に基づいて行った。他の温度で行う場合には、他の温度におけるそれらの関係に基づいて行えばよい。同図には、他の温度の一例として、８１６℃、８４３℃、８７１℃、９００℃の例を併せて示す。
（歯元疲労試験）
歯元疲労試験は、大きな荷重が連続的に負荷される場合における変形による疲労強度の劣化を歯元で調査する試験である。歯元疲労試験では、上記の一組の歯車、すなわち、駆動側歯車（モジュール２．５、歯数２６、歯幅２０ｍｍ、圧力角２０°、ネジレ角２５°）と、従動側歯車（モジュール２．５、歯数３０、歯幅２０ｍｍ、圧力角２０°、ネジレ角２５°）とを噛み合わせ、１０７回、回転させてもピッティング破壊を生じない負荷応力を歯元曲げ疲労強度として求めた。歯元疲労試験では、回転数を３５００ｒｐｍとし、油温を８０℃とした。その結果を表２に示す。
歯元疲労試験は、大きな荷重が連続的に負荷される場合における変形による疲労強度の劣化を歯元で調査する試験である。歯元疲労試験では、上記の一組の歯車、すなわち、駆動側歯車（モジュール２．５、歯数２６、歯幅２０ｍｍ、圧力角２０°、ネジレ角２５°）と、従動側歯車（モジュール２．５、歯数３０、歯幅２０ｍｍ、圧力角２０°、ネジレ角２５°）とを噛み合わせ、１０７回、回転させてもピッティング破壊を生じない負荷応力を歯元曲げ疲労強度として求めた。歯元疲労試験では、回転数を３５００ｒｐｍとし、油温を８０℃とした。その結果を表２に示す。
（歯元表面炭素濃度）
歯元表面炭素濃度は、作製した歯車から試料を採取し、その板厚方向の断面をＥＰＭＡで面分析することにより求めた。その結果を表２に示す。
歯元表面炭素濃度は、作製した歯車から試料を採取し、その板厚方向の断面をＥＰＭＡで面分析することにより求めた。その結果を表２に示す。
（粒界酸化深さ及び炭化物の有無）
粒界酸化深さは、作製した歯車から試料を採取し、その表面にＮｉメッキ（顕微鏡写真を見やすくするため）を行い、板厚方向の断面をナイタールで腐食した後、黒くなった部分の板厚方向の長さを測定して求めた。その結果を表２に示す。
また、図３（ａ）（ｂ）に、実施例９及び一般的な肌焼鋼であるＳＣｒ４２０（比較例には入っていない）の板厚方向の断面のナイタールで腐食した後の顕微鏡写真を比較して示す。実施例９は、粒界酸化が認められなかったが、ＳＣｒ４２０では粒界酸化（ひげ状の黒い部分）が顕著に認められた。
更に、図４（ａ）（ｂ）に、実施例９及び一般的な肌焼鋼であるＳＣＭ４２０（比較例１）の板厚方向の断面のナイタールで腐食した後の顕微鏡写真を比較して示す。実施例９は、炭化物の生成が認められなかったが、ＳＣＭ４２０（比較例１）では炭化物の生成が認められた。
粒界酸化深さは、作製した歯車から試料を採取し、その表面にＮｉメッキ（顕微鏡写真を見やすくするため）を行い、板厚方向の断面をナイタールで腐食した後、黒くなった部分の板厚方向の長さを測定して求めた。その結果を表２に示す。
また、図３（ａ）（ｂ）に、実施例９及び一般的な肌焼鋼であるＳＣｒ４２０（比較例には入っていない）の板厚方向の断面のナイタールで腐食した後の顕微鏡写真を比較して示す。実施例９は、粒界酸化が認められなかったが、ＳＣｒ４２０では粒界酸化（ひげ状の黒い部分）が顕著に認められた。
更に、図４（ａ）（ｂ）に、実施例９及び一般的な肌焼鋼であるＳＣＭ４２０（比較例１）の板厚方向の断面のナイタールで腐食した後の顕微鏡写真を比較して示す。実施例９は、炭化物の生成が認められなかったが、ＳＣＭ４２０（比較例１）では炭化物の生成が認められた。
（評価）
比較例１及び２は、一般的な肌焼鋼であるＳＣＭ４２０を対象にしたもので、これらは、ＣＰを異ならせたものである。比較例１は、ＣＰを従来通りの０．８としたものであるが、この場合、歯元表面炭素濃度は所望の値になるが、粒界酸化深さが深く、歯元曲げ疲労強度も低くなった。そこで、比較例２のように、ＣＰを本発明の実施例１〜２１と同様に高めの１．０９にしてみると、粒界酸化深さは低減できても、Ｃが表面に入りすぎて歯元表面炭素濃度が高くなりすぎ、歯元曲げ疲労強度が低くなった。これらのことから、一般的な肌焼鋼では、ＣＰの調整だけでは所望の特性がでないこと、及び、所望の特性を出すには成分組成を工夫する必要があることが確認できた。
そこで、実施例１〜２１のように、所定の成分組成とし、上記（１）式を満たすようにすると、ＣＰ≧０．９０の雰囲気でガス浸炭を行っても過剰な炭素が侵入せず、歯元表面炭素濃度を０．７０〜０．８８％程度の所望のＣ濃度にすることができた。また、実施例１〜２１は、ＣＰ≧０．９０の雰囲気でガス浸炭を行ったものであるから、粒界酸化深さが低減される結果になった（図３（ａ）参照）。また、実施例１〜２１は、上述のように過剰な炭素が侵入しないため、ガス浸炭の際に炭化物や過剰な残留γが生成せず（実施例１〜２１の残留γは２５ｖｏｌ％以下、比較例２〜６の残留γは４０ｖｏｌ％超）、得られた歯車は、比較例１〜６に比べて顕著に高い９８０ＭＰａ以上の高い歯元曲げ疲労強度を示した。
比較例１及び２は、一般的な肌焼鋼であるＳＣＭ４２０を対象にしたもので、これらは、ＣＰを異ならせたものである。比較例１は、ＣＰを従来通りの０．８としたものであるが、この場合、歯元表面炭素濃度は所望の値になるが、粒界酸化深さが深く、歯元曲げ疲労強度も低くなった。そこで、比較例２のように、ＣＰを本発明の実施例１〜２１と同様に高めの１．０９にしてみると、粒界酸化深さは低減できても、Ｃが表面に入りすぎて歯元表面炭素濃度が高くなりすぎ、歯元曲げ疲労強度が低くなった。これらのことから、一般的な肌焼鋼では、ＣＰの調整だけでは所望の特性がでないこと、及び、所望の特性を出すには成分組成を工夫する必要があることが確認できた。
そこで、実施例１〜２１のように、所定の成分組成とし、上記（１）式を満たすようにすると、ＣＰ≧０．９０の雰囲気でガス浸炭を行っても過剰な炭素が侵入せず、歯元表面炭素濃度を０．７０〜０．８８％程度の所望のＣ濃度にすることができた。また、実施例１〜２１は、ＣＰ≧０．９０の雰囲気でガス浸炭を行ったものであるから、粒界酸化深さが低減される結果になった（図３（ａ）参照）。また、実施例１〜２１は、上述のように過剰な炭素が侵入しないため、ガス浸炭の際に炭化物や過剰な残留γが生成せず（実施例１〜２１の残留γは２５ｖｏｌ％以下、比較例２〜６の残留γは４０ｖｏｌ％超）、得られた歯車は、比較例１〜６に比べて顕著に高い９８０ＭＰａ以上の高い歯元曲げ疲労強度を示した。
比較例２の他、比較例３〜５は、成分バランスが悪く、上記（１）式を満たさないため、実施例１〜２１と同様のＣＰでガス浸炭を行うと、粒界酸化深さを低減できても、Ｃが過剰に入りすぎ、歯元表面炭素濃度が高くなりすぎた。そのため、歯元曲げ疲労強度も低かった。これは、歯元表面炭素濃度が高いため、残留γが残り、マルテンサイトに変態しなかったためと考えられる。
比較例６は、Ｓｉが少なかったため、上記（１）式を満たしていても、実施例１と同様のＣＰでガス浸炭を行うとＣが過剰に入りすぎ、歯元表面炭素濃度が高くなりすぎた。そのため、歯元曲げ疲労強度も低かった。これは、歯元表面炭素濃度が高いため、残留γが残り、マルテンサイトに変態しなかったためと考えられる。
比較例６は、Ｓｉが少なかったため、上記（１）式を満たしていても、実施例１と同様のＣＰでガス浸炭を行うとＣが過剰に入りすぎ、歯元表面炭素濃度が高くなりすぎた。そのため、歯元曲げ疲労強度も低かった。これは、歯元表面炭素濃度が高いため、残留γが残り、マルテンサイトに変態しなかったためと考えられる。
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
本発明に係る浸炭用鋼は、シャフト、歯車等の機械構造用部品の鋼材として適し、本発明に係る浸炭部品は、各種機械の部品として適しているため、いずれも鋼材メーカーや機械構造部品メーカーにとって産業上の利用価値が極めて高い。
本発明に係る浸炭部品の製造方法は、成分バランスを工夫することにより、特定の元素に着目すれば、従来ではガス浸炭では困難とされてきた量の特定元素（例えば、Ｓｉ）を含むような処理材に対しても適用できる点で、製造方法の選択余地が拡がり、鋼材メーカーや機械構造部品メーカーにとって産業上の利用価値が極めて高い。
本発明に係る浸炭部品の製造方法は、成分バランスを工夫することにより、特定の元素に着目すれば、従来ではガス浸炭では困難とされてきた量の特定元素（例えば、Ｓｉ）を含むような処理材に対しても適用できる点で、製造方法の選択余地が拡がり、鋼材メーカーや機械構造部品メーカーにとって産業上の利用価値が極めて高い。
Claims (10)
- 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜３．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜３．００％、及び、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる浸炭用鋼であって、下記（１）式を満たすことを特徴とする浸炭用鋼。
Ｓｉ［％］＋Ｎｉ［％］＋Ｃｕ［％］−Ｃｒ［％］＞０．３…（１） - 更に、質量％で、Ｍｏ：０．００〜２．００％、及び／又は、Ａｌ：０．００〜０．２０％を含むことを特徴とする請求項１に記載の浸炭用鋼。
- 更に、質量％で、Ｎｂ：０．００〜０．２０％、Ｔｉ：０．００〜０．２０％、Ｎ：０．００〜０．０５％、及び、Ｂ：０．００〜０．０１％からなる群の少なくともいずれかを含むことを特徴とする請求項２に記載の浸炭用鋼。
- 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜３．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜３．００％、及び、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる浸炭部品であって、下記（１）式を満たすことを特徴とする浸炭部品。
Ｓｉ［％］＋Ｎｉ［％］＋Ｃｕ［％］−Ｃｒ［％］＞０．３…（１） - 更に、質量％で、Ｍｏ：０．００〜２．００％、及び／又は、Ａｌ：０．００〜０．２０％を含むことを特徴とする請求項４に記載の浸炭部品。
- 更に、質量％で、Ｎｂ：０．００〜０．２０％、Ｔｉ：０．００〜０．２０％、Ｎ：０．００〜０．０５％、及び、Ｂ：０．００〜０．０１％からなる群の少なくともいずれかを含むことを特徴とする請求項５に記載の浸炭部品。
- 請求項１から３のいずれかに記載の浸炭用鋼に対して、純鉄に対するカーボンポテンシャルが０．９０％以上である雰囲気でガス浸炭を行って得られる浸炭部品。
- 請求項７に記載の前記雰囲気の温度が８００℃〜１０００℃であることを特徴とする請求項７に記載の浸炭部品。
- 請求項１から３のいずれかに記載の浸炭用鋼に対して、純鉄に対するカーボンポテンシャルが０．９０％以上である雰囲気でガス浸炭を行うことを特徴とする浸炭部品の製造方法。
- 請求項９に記載の前記雰囲気の温度が８００℃〜１０００℃であることを特徴とする請求項９に記載の浸炭部品の製造方法。
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Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012092423A (ja) * | 2010-09-30 | 2012-05-17 | Dowa Thermotech Kk | ガス浸炭方法 |
| WO2012108461A1 (ja) * | 2011-02-10 | 2012-08-16 | 新日本製鐵株式会社 | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品、及び、その製造方法 |
| JP2014181400A (ja) * | 2013-03-21 | 2014-09-29 | Koyo Thermo System Kk | 連続浸炭炉 |
| WO2014208562A1 (ja) * | 2013-06-26 | 2014-12-31 | 大同特殊鋼株式会社 | 浸炭部品 |
| KR101482473B1 (ko) | 2011-02-10 | 2015-01-13 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 침탄용 강, 침탄강 부품 및 그 제조 방법 |
| WO2015098106A1 (ja) * | 2013-12-27 | 2015-07-02 | 新日鐵住金株式会社 | 浸炭鋼部品の製造方法及び浸炭鋼部品 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6360257A (ja) * | 1986-08-29 | 1988-03-16 | Kobe Steel Ltd | 耐ピツチング性に優れた浸炭用鋼 |
| JPH0860236A (ja) * | 1994-08-17 | 1996-03-05 | Kobe Steel Ltd | 高精度部品の製造方法 |
-
2007
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Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6360257A (ja) * | 1986-08-29 | 1988-03-16 | Kobe Steel Ltd | 耐ピツチング性に優れた浸炭用鋼 |
| JPH0860236A (ja) * | 1994-08-17 | 1996-03-05 | Kobe Steel Ltd | 高精度部品の製造方法 |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| JPN6012020428; 森田 敏之、羽生田 智紀: '浸炭機構に基づく真空浸炭材の炭素濃度分布予測' 鉄と鋼 Ｎｏ．４, 20060401, ｐｐ．２６８-２７３, 社団法人日本鉄鋼協会 * |
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012092423A (ja) * | 2010-09-30 | 2012-05-17 | Dowa Thermotech Kk | ガス浸炭方法 |
| US9796158B2 (en) | 2011-02-10 | 2017-10-24 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for carburizing, carburized steel component, and method of producing the same |
| WO2012108461A1 (ja) * | 2011-02-10 | 2012-08-16 | 新日本製鐵株式会社 | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品、及び、その製造方法 |
| JP5135562B2 (ja) * | 2011-02-10 | 2013-02-06 | 新日鐵住金株式会社 | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品、及び、その製造方法 |
| US10391742B2 (en) | 2011-02-10 | 2019-08-27 | Nippon Steel Corporation | Steel for carburizing, carburized steel component, and method of producing the same |
| KR101482473B1 (ko) | 2011-02-10 | 2015-01-13 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 침탄용 강, 침탄강 부품 및 그 제조 방법 |
| US10392707B2 (en) | 2011-02-10 | 2019-08-27 | Nippon Steel Corporation | Steel for carburizing, carburized steel component, and method of producing the same |
| US9797045B2 (en) | 2011-02-10 | 2017-10-24 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for carburizing, carburized steel component, and method of producing the same |
| JP2014181400A (ja) * | 2013-03-21 | 2014-09-29 | Koyo Thermo System Kk | 連続浸炭炉 |
| JP2015028205A (ja) * | 2013-06-26 | 2015-02-12 | 大同特殊鋼株式会社 | 浸炭部品 |
| CN105339518A (zh) * | 2013-06-26 | 2016-02-17 | 大同特殊钢株式会社 | 渗碳部件 |
| WO2014208562A1 (ja) * | 2013-06-26 | 2014-12-31 | 大同特殊鋼株式会社 | 浸炭部品 |
| US10428414B2 (en) | 2013-06-26 | 2019-10-01 | Daido Steel Co., Ltd. | Carburized component |
| JPWO2015098106A1 (ja) * | 2013-12-27 | 2017-03-23 | 新日鐵住金株式会社 | 浸炭鋼部品の製造方法及び浸炭鋼部品 |
| WO2015098106A1 (ja) * | 2013-12-27 | 2015-07-02 | 新日鐵住金株式会社 | 浸炭鋼部品の製造方法及び浸炭鋼部品 |
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