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WO2009054530A1 - 高温での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品及びその製造方法 - Google Patents

高温での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品及びその製造方法 Download PDF

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WO2009054530A1
WO2009054530A1 PCT/JP2008/069577 JP2008069577W WO2009054530A1 WO 2009054530 A1 WO2009054530 A1 WO 2009054530A1 JP 2008069577 W JP2008069577 W JP 2008069577W WO 2009054530 A1 WO2009054530 A1 WO 2009054530A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
steel
fatigue strength
induction
mass
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2008/069577
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English (en)
French (fr)
Inventor
Shuji Kozawa
Atsushi Mizuno
Tatsuro Ochi
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
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Priority to BRPI0807878-5A priority patent/BRPI0807878B1/pt
Priority to KR1020097018597A priority patent/KR101129370B1/ko
Priority to JP2009511298A priority patent/JP5251868B2/ja
Priority to US12/450,544 priority patent/US8328956B2/en
Priority to EP08842413.0A priority patent/EP2218799B1/en
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    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to a carbonitrided induction hardened steel part, specifically, a gear having high surface pressure fatigue strength, a continuously variable transmission, a constant speed joy applied to a machine structural part, particularly a power transmission part such as an automobile.
  • a gear having high surface pressure fatigue strength a continuously variable transmission
  • a constant speed joy applied to a machine structural part, particularly a power transmission part such as an automobile.
  • Mechanical contact parts such as gears of automatic transmissions, sheaves of continuously variable transmissions, constant speed joints, and hubs are required to have surface fatigue strength.
  • the above-mentioned parts are generally made of case-hardened steel with C of about 0.2% such as JISSC r 4 20 and SCM 4 2 0, etc., and carburizing and quenching treatment is applied to the surface of the parts. It is used with a martensite structure of around 8% with increased surface fatigue strength.
  • the nitrogen content is set to 0.2% or more and 0.8% or less by nitriding or carbonitriding, and the strength is increased by subsequent quenching by salt immersion. Further, a higher strength has been proposed by performing a shot peening process following the process.
  • the present invention has an object to provide a carbonitrided high-frequency hardened steel part that is superior in surface pressure fatigue strength than conventional steel parts, particularly steel parts such as gears, continuously variable transmissions, constant speed joints, and octaves. And
  • the N concentration on the surface should be 0.1 to 0.8 mass% and the sum of N and C concentrations should be 1.0 to 2.0 mass%.
  • Residual austenite content in the structure after induction hardening is limited to less than 15% by volume.
  • the depth of the incomplete hardened layer on the surface is limited to less than 5.
  • the X-ray diffraction half-width of the surface must be 6.0 degrees or more.
  • the surface in the present invention means the outermost surface). That is, the gist of the present invention is as follows.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.05 to 0.8%, Si: 2.0% or less, Mn: 0.2 to 3.0%, P: 0.0 3% or less, S: 0.0 0 5 to 0.10%, Ni: 3.0% or less (including 0%), Cr: 5.0% or less (including 0%), Mo : 2.0% or less (including 0%), W: 1.0% or less (including 0%), B: 0.0 0 50 or less (including 0%), 0: 0. 0 0 5 0% or less, N: 0. 0 0 3 to 0
  • Nb From steel containing one or two of 0.3% or less (including 0%), the balance being substantially made of iron and inevitable impurities
  • the amount of residual austenite on the surface is less than 15% by volume
  • the depth of the incompletely hardened layer from the surface is less than 5 m
  • the X-ray diffraction half-width of the surface Carburized and nitrided induction-hardened steel parts with excellent surface pressure fatigue strength at high temperatures, characterized by having a temperature of 6.0 degrees or more.
  • the chemical composition of the steel is, in mass%, C a: 0. 0 0 0 5 to 0.0 1%, Mg: 0.0 0 0 0 5 to 0.0 1%, Z It is characterized by containing one or two or more selected from the group consisting of r: 0. 0 0 0 5 to 0.05%, Te: 0. 0 0 0 5 to 0.1%.
  • the carbonitrided induction-hardened steel part having excellent surface fatigue strength at high temperatures described in (1) above.
  • Nb One or two of 0.3% or less (including 0%), with the balance being substantially made of iron and inevitable impurities
  • oil or salt quenching is performed, followed by induction heating and quenching with water or a polymer quenching agent having a temperature of less than 40.
  • the N concentration on the outermost surface of the steel is 0.1 to 0.8 mass%, the sum of the N concentration and C concentration is 1.0 to 2. mass%, and the amount of residual austenite on the surface is 15 volumes.
  • the surface pressure at high temperature is characterized in that the depth of the incompletely hardened layer from the surface is less than 5 and the X-ray diffraction half-value width of the surface is 6.0 degrees or more. Carbonitriding high frequency with excellent fatigue strength Manufacturing method of putting steel parts.
  • the chemical composition of the steel is, in addition to mass%, C a: 0.0 0 0 5 to 0.0 1%, M g: 0.0 0 0 5 to 0.0 1%, Z It is characterized by containing one or two or more selected from the group consisting of r: 0. 0 0 0 5 to 0.05%, Te: 0. 0 0 0 5 to 0.1%.
  • Figure 1 shows the relationship between incompletely hardened layer depth and fatigue test life.
  • the cooling method after carbonitriding performed prior to induction quenching is preferably a method other than water quenching, such as oil quenching or salt quenching, from the viewpoint of suppressing distortion.
  • induction hardening has a high cooling capacity and can suppress the amount of residual austenite on the surface more. Therefore, the amount of C and N in carbonitriding can be increased, and the softening resistance can be increased.
  • the present inventors have found that the surface fatigue strength when the shot peening treatment, which has been considered effective in the past, has been increased to a higher temperature than before (strong at 300 to weak at 400). On the contrary, it was found to be harmful for improvement. In the past, as one of the effects of shot beaning, it was considered to improve fatigue strength through improved hardness by work hardening. However, when shot peening is used, surface fatigue strength is reduced rather than when shot peening is not applied when used in high temperature environments (over 300 to 4 oot: weak). Was confirmed. The inventor considered the cause as follows.
  • the hardness of the structure itself that is, the martensite structure itself, which has eliminated the effects of work hardening and compressive residual stress, is improved.
  • the present inventors considered it important.
  • Martensite The hardness of the cocoon structure corresponds to the dislocation density, and the magnitude of the dislocation density corresponds to the X-ray diffraction half-width, so the net hardness of the martensite structure is measured by measuring the X-ray diffraction half-width.
  • the half-width of the X-ray diffraction is reduced by applying the shot peening process. This mechanism is not clear, but by shot peening, machining-induced martensite Although transformation occurs, it is speculated that a part of the martensite structure generated by quenching may have been recrystallized.
  • the improvement in hardness by shot beaning treatment does not contribute to the improvement of surface pressure fatigue strength at high temperatures (over 300 to less than 400), but rather decreases the surface pressure fatigue strength. I thought it would be Therefore, the hardness is insufficient as a guideline for improving surface fatigue strength, and the preferred guideline is the X-ray diffraction half width of the surface.
  • the present inventors have a large influence on the surface pressure fatigue strength in a weakly used environment between 300 and 400, and the degree of incomplete hardened layer on the surface. It was confirmed.
  • surface fatigue resistance can be further improved by induction hardening after carbonitriding.
  • the cooling after carbonitriding that is performed prior to that is oil or salt baking with a relatively low cooling rate from the viewpoint of distortion suppression. Input is preferred.
  • Quenching with a high cooling capacity, such as water, is not preferable because the heat treatment distortion during quenching increases, and conversely in furnace cooling with a low cooling rate, Cr, Mo, etc. precipitate as carbides and lose during cooling. Therefore, it is not preferable.
  • the total carburizing depth during carbonitriding varies depending on the size of the parts, it is better to use 0.3 mm or more for small parts and 0.8 mm or more for large parts.
  • the heating method during induction hardening it is not necessary to adopt a special method, and a general method is sufficient.
  • the frequency is around 400 KHz for small parts, and around 5 KHz for large parts, and the heating temperature is approximately 800 to 900.
  • the refrigerant used for quenching must be water and polymer quenching agents that are water-based and have a large cooling capacity, and must be used under strictly controlled conditions so that the operating temperature does not exceed 40.
  • the amount of residual austenite on the surface can be limited to less than 15% by volume, and the depth of the incompletely hardened layer can be limited to less than 5 m.
  • steel parts that have been subjected to induction hardening after carbonitriding are taken from the microstructure distribution observed on the optical microscope after taking a micro sample from the steel parts and after the Nital corrosion, and from the surface. It can be distinguished from the hardness distribution to the core and the C and N distributions from the surface to the core measured by EPMA.
  • N concentration is important.
  • the degree is 0.1 to 0.8 mass%.
  • the N concentration is less than 0.1% by mass, the softening resistance is not sufficiently applied.
  • the N concentration exceeds 0.8% by mass, the amount of residual austenite on the surface is limited to less than 15% by volume due to a decrease in the M s point. It is because it cannot be done.
  • a preferable range of the N concentration is 0.5 to 0.8%. Since the surface N concentration by the general carbonitriding treatment is intended to impart hardenability, it is usually about 0.1% by mass and at most about 0.4%. Different.
  • the sum of the N concentration and C concentration on the surface is 1.0 to 2.0%. If the sum of N concentration and C concentration is less than 1.0% by mass, the hardness of the part is insufficient, and it is desirable to exceed 1.4%, but if it exceeds 20% by mass, the M s point will decrease. Since it is extremely difficult to limit the amount of residual austenite on the surface to less than 15 volume%, in the present invention, the amount is set to 1 -0 to 2.0 mass%. A desirable range is 1.4 to 20% by weight.
  • Residual austenite on the surface is induced by processing under surface pressure under the conditions of use and undergoes martensite transformation or changes to low carbon martensite and carbides, resulting in a change in the shape of the part. If the amount of residual austenite on the surface exceeds 15% by volume, the shape change causes deterioration of the surface pressure fatigue strength, so it is necessary to limit it to less than 15% by volume. Desirably, it is less than 10% by volume. To limit the amount of austenite to less than 15% by volume, carbonitriding with N concentration of 0.8% by mass or less and the sum of N concentration and C concentration of 2.0% by mass or less is applied. At least that is necessary.
  • austenite The amount of the product may exceed 5% by volume. Therefore, in that case, it is necessary to make adjustments such as slightly raising the working temperature of the quenching refrigerant within a range not exceeding 4, reducing the injection amount, or performing sub-zero treatment after induction hardening. It is necessary to establish conditions that limit the amount of austenite to less than 15 vol% by conducting preliminary tests.
  • X-ray diffraction half width is less than 6.0 degrees, sufficient surface fatigue strength cannot be obtained, and if it is 6.0 degrees or more, surface fatigue strength superior to the conventional one can be obtained. 0 degree or more.
  • X-ray diffraction half width is 6. 0 degree corresponds to a normal temperature hardness of about 55 HRC in the absence of work hardening and compressive residual stress by shot peening treatment, and was set as the lower limit for obtaining surface pressure fatigue strength. 6.2 degrees or more is desirable. To achieve this, carbonitriding should be used as a refrigerant following the carbonitriding process where the sum of the N and C concentrations on the surface is at least 1.0-2.0% by mass.
  • the X-ray half width may be less than 6.0 degrees due to insufficient cooling rate during quenching. Therefore, in that case, adjustments such as lowering the operating temperature of the refrigerant or increasing the injection amount are recommended.
  • the X-ray diffraction half-value width is a peak measured by measuring the (2 1 1) plane of ⁇ -F e over 60 seconds using a micro X-ray residual stress measurement device (Cr tube). Means the full width at half maximum.
  • the X-ray diffraction half-width is limited to a slight shot peening of arc height of about 0.3 mm A. It is necessary to ensure more than 6.0 degrees.
  • the lower limit of the amount of C is set to 0.005%. However, if its content exceeds 0.8%, the machinability and forgeability during the production of parts will be seriously impaired, so the upper limit was made less than 0.8%.
  • the most preferable addition amount is 0.1 to 0.6%.
  • S i does not need to be added and may be at an inevitable impurity level. If added, it improves the softening resistance of the hardened layer, and has the effect of improving the surface pressure fatigue strength. In order to obtain the effect, the content is preferably 0.2% or more. However, if it exceeds 2.0%, decarburization during forging becomes significant, so 2.0% was made the upper limit. The most preferable addition amount is 0.2 to 2.0%.
  • M n is an element effective for improving the hardenability and also an element effective for improving the softening resistance. In order to obtain the effect, addition of 0.2% or more is necessary. However, if it exceeds 3.0%, it will become too hard during steel production, and this will impair bar steel cutting performance, so 3.0% was made the upper limit. The most preferable addition amount is 0.2 to 2.0%.
  • P is contained as an unavoidable impurity and must be reduced as much as possible to reduce toughness by praying to the grain boundaries, and should be limited to 0.03% or less.
  • S 0. 0 0 5 to 0.1 0% S is required to be 0.005% or more from the viewpoint of machinability. Therefore, in the present invention, the lower limit of the amount of S is set to 0.005%. However, if it exceeds 0.10%, the forgeability is inhibited, so 0.1% is made the upper limit. The most preferable addition amount is 0.01 to 0.03%.
  • N i 3.0% or less (including 0%)
  • N i may not be added.
  • Addition has the effect of further improving toughness. In order to obtain the effect, it is preferable to set it to 0.2% or more. However, if it exceeds 3.0%, the machinability deteriorates, so 3.0% was made the upper limit. The most preferable addition amount is 0.2 to 2.0%.
  • C r may not be added. If added, it increases the softening resistance of the hardened layer and has the effect of improving the surface fatigue strength. In order to obtain the effect, the content is preferably 0.2% or more. However, if it exceeds 5.0%, the machinability deteriorates, so 5.0% was made the upper limit. The most preferable addition amount is 0.2 to 2.0%.
  • M o 2.0% or less (including 0%)
  • Mo may not be added. When added, it increases the softening resistance of the hardened layer, thereby improving the surface pressure fatigue strength, and also has the effect of strengthening the hardened layer and improving the bending fatigue strength. In order to obtain the effect, the content is preferably set to 0.0 1% or more. However, even if added over 2.0%, the effect is saturated and the economic efficiency is impaired, so 2.0% was made the upper limit. The most preferred upper limit is 0.7%.
  • W may not be added. When added, it improves the softening resistance of the hardened layer, and has the effect of improving the surface pressure fatigue strength. In order to obtain the effect, 0.1% or more is preferable. However, if it exceeds 1.0%, the machinability deteriorates, so 1.0% was made the upper limit. Most preferred The amount added is 0.:! To 0.4%.
  • the content is preferably set to 0.0 0 0 6% or more. However, even if it exceeds 0.0 0 50 0%, the effect is saturated, so 0.0 0 5 0% was made the upper limit.
  • the most preferred addition amount is from 0.0 0 0 6 to 0.0 0 40%.
  • O is present in steel as oxide inclusions such as alumina and titania.However, if O is large, the oxide becomes large, and this leads to damage to the power transmission component. Must be limited to 0 0 5 0% or less. Less is preferable, so 0.000 or less is desirable. In addition, in the case of aiming for a long life, 0.0 or less is desirable.
  • N forms various nitrides and works effectively for fine graining of the austenite ⁇ structure during induction hardening. However, if it exceeds 0.03%, the forgeability is remarkably impaired, so 0.03% was made the upper limit.
  • the most preferable addition amount is 0.03 to 0.02%.
  • a 1 0. 0 0 5 to 0.2%
  • T i 0. 0 0 5 to 0.2%
  • a l, T i effectively precipitates and disperses in the austenite structure during the high-frequency quenching process by precipitating and dispersing in the steel as nitrides, so one or two of A l, T i More than 0.05% is required for each species. However, when the content exceeds 0.2%, the precipitates become coarse and the steel becomes brittle. Most preferred is A 1 0.05 to 0.05% is to be added.
  • V 0.3% or less (including 0%)
  • Nb 0.3% or less (including 0%)
  • V and Nb do not need to be added. However, by adding V and Nb, they precipitate and disperse in the steel as nitrides, thereby reducing the austenite structure during induction hardening. It is valid. In order to exert these effects, one or two of V and Nb must be added in an amount of not less than 0.01%. However, even if adding over 0.3% of each, the effect is saturated and the economic efficiency is impaired, so the upper limit of each was set to 0.3%. Most preferably, 0.1 to 0.2% of V is added.
  • C a is set to 0.0 0 0 5 to 0.0 1%
  • Mg is set to 0.0 0 0 5 to 0.0 1%
  • Z r is 0.
  • ⁇ Include at least one selected from the group consisting of 0 0 0 5 to 0.0 5% and Te 0.0. 0 0 0 5 to 0.1%.
  • No. 19 is subjected to carburization (9500: x 5 hours of RX gas carburization-oil quenching), followed by induction quenching (frequency: 100 kHz, heating temperature: 8500). did.
  • refrigerant for induction hardening fresh water was used as shown in Table 2 Cooling method for induction hardening. Thereafter, tempering treatment was carried out at 180 ° for 90 minutes and subjected to a fatigue test.
  • a roller pitching fatigue test was performed using one of the large roller specimens and one of the small roller specimens manufactured as described above.
  • a large roller test piece is pressed against a small roller test piece with a surface pressure of 40 Hz Pa, and the circumferential speed direction of both roller test pieces at the contact portion is the same direction.
  • Rotate with a slip ratio of 40% (the peripheral speed of the contact part is 40% greater than that of the small roller one specimen) until pitching occurs in the small roller specimen.
  • the number of rotations of the small roller test piece was defined as the life.
  • the temperature of the gear oil supplied to the contact part was 90 and the flow rate was 2 liters per minute so that the surface temperature of the small roller test piece was 3500 due to frictional heat during the test.
  • the occurrence of pitching was detected with a vibrometer installed in the testing machine. After vibration was detected, the rotation of both rollers and one test piece was stopped to confirm the occurrence of pitching and the number of rotations.
  • the material examination of the roller test piece was carried out in the following manner using the remaining one small roller test piece not subjected to the above-mentioned roller one-pitting fatigue test.
  • the N and C concentrations on the surface were analyzed by EPMA after cutting the peripheral surface of the test piece in the vertical direction and mirror-polishing the cut surface. The amount of residual austenite and X-ray diffraction were measured directly on the peripheral surface by the X-ray method.
  • the depth from the surface of the incompletely hardened layer was measured by cutting the peripheral surface of the test piece in the vertical direction, mirror-polishing the cut surface, and then etching to identify the incompletely hardened structure.
  • O -The stenite grain size number was measured according to JISG 0 5 51 after cutting the peripheral surface of the test piece vertically and mirror polishing the cut surface. The results are shown in Table 2.
  • the roller test pieces of No. l to No. 14 of the examples of the present invention have a service life of 100 million times or more, and excellent pitting fatigue strength (surface pressure fatigue strength) It became clear that it has.
  • the temperature of tap water at the time of induction hardening was less than the recommended value of 40, and the comparative example No. 15 had a fatigue test life of 8, 1 52, 00 0 times. It was. This is because the water temperature is high and the cooling rate during quenching is reduced, so the surface residual austenite ⁇ ⁇ cannot be limited to less than 15% by volume, and the X-ray diffraction half-width of the surface is 6.0 degrees. This is probably due to the failure to reach
  • No. 18 of the comparative example in which induction hardening after carbonitriding was not performed had a fatigue test life of 6 1 2 and 0 0 0 times, which was extremely short. This is thought to be because the depth of the incompletely hardened layer was 5 m or more due to the low cooling rate during quenching because induction hardening was not performed.
  • N o .19 without nitriding had a very short fatigue test life of 7 7 3, 0 0 0 times.
  • the lack of temper softening resistance due to the lack of nitriding is thought to be the cause of the short life.
  • Shot peened 2 ⁇ .20 had a fatigue test life as low as 7, 6 5 5 and 0 0 0 times. This is probably because the half-width of the X-ray diffraction has been lowered by the shot pinning process.
  • Parts such as parts and hubs, which can greatly contribute to higher output and lower cost of automobiles.

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Abstract

本発明は、従来よりも面圧疲労強度に優れる歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ等の鋼部品とその製造方法を提供するもので、特定の化学成分組成よりなる鋼からなり、浸炭窒化処理後に高周波焼入れ処理を施した鋼部品であって、表面のＮ濃度が０．１～０．８質量％であると共にＮ濃度とＣ濃度との和が１．０～２．０質量％であり、表面の残留オーステナイト量が１５体積％未満であり、表面からの不完全焼入層の深さが５μｍ未満であり、さらに、表面のＸ線回折半価幅が６．０度以上であることを特徴とする浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品およびその製造方法。

Description

明 細 書 高温での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品及びそ の製造方法 技術分野
本発明は、 浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品に関し、 具体的には機械 構造用部品、 特に自動車等の動力伝達部品用に適用される高い面圧 疲労強度を有する歯車、 無段変速機、 等速ジョイ ン ト、 ハブ等の鋼 部品に関する。 背景技術
機械構造用部品、 例えば自動変速機の歯車や無段変速機のシーブ 、 等速ジョイ ン ト、 ハブなどの動力伝達部品は、 その面圧疲労強度 が要求される。 従来、 一般に上記した部品には素材に J I S S C r 4 2 0、 S C M 4 2 0等の Cが 0. 2 %前後の肌焼鋼を用い、 浸 炭焼入れ処理を施して部品の表面を Cが 0. 8 %前後のマルテンサ ィ ト組織とさせて面圧疲労強度を高めて使用されている。
近年は使用条件の過酷化に伴い、 面圧疲労強度の向上が求められ てきており、 従来の浸炭焼入れに代わって、 より軟化抵抗に優れる 浸炭窒化が注目を浴びている。
例えば特開平 7 — 1 9 0 1 7 3号公報では、 窒化ないし浸炭窒化 処理により窒素含有量を 0. 2 %以上 0. 8 %以下とし、 引続く ソ ルト浸漬による焼入れ処理による高強度化、 更には該処理に引き続 きショ ッ トピーニング処理を施すことによる一層の高強度が提案さ れている。
また特開 2 0 0 6 - 2 9 2 1 3 9号公報では、 浸炭窒化処理及び 焼鈍処理に続いて高周波焼入れ処理を施し、 残留オーステナイ ト量 が 1 5体積％以上である表層部を備えていることによるピニオンシ ャフ 卜の剥離寿命の向上が提案されている。
しかしながら近年は更なる使用条件の過酷化に伴い、 使用条件下 では稼動面が 3 0 0 強〜 4 0 0で弱とより一層高温化しており、 更なる面圧疲労強度向上が求められている。 発明の開示
そこで、 本発明は、 従来より も面圧疲労強度に優れる浸炭窒化高 周波焼入れ鋼部品、 特に、 歯車、 無段変速機、 等速ジョイ ン ト、 八 ブ等の鋼部品を提供することを課題とする。
上述したように、 浸炭窒化焼入れ処理による軟化抵抗の向上を通 じて面圧疲労強度が向上ができることは知られているところではあ るが、 本発明者らは近年の稼動面がより一層高温化 （ 3 0 0で強〜 4 0 0 弱） した場合での面圧疲労強度を向上させるために、 以下 の （ a ) 〜 （ e ) 事項が少なく とも必要であることを知見し、 本発 明を完成するに至った。
( a ) 浸炭窒化処理後に高周波焼入れ処理を施すこと。
( b ) 浸炭窒化処理により、 表面の N濃度が 0. 1〜 0. 8質量 %であると共に N濃度と C濃度との和が 1. 0〜 2. 0 %質量であ ること。
( c ) 高周波焼入れ後の組織で残留オーステナイ ト量が 1 5体積 %未満に制限されていること。
( d ) 表面の不完全焼入層の深さが 5 未満に制限されている こと。
( e ) 表面の X線回折半価幅が 6. 0度以上であること。 （なお 、 本発明でいう表面とは、 最表面を意味する） 。 即ち、 本発明の要旨は以下のとおりである。
( 1 ) 化学成分が、 質量％で、 C ： 0. 0 0 5〜 0. 8 %、 S i : 2. 0 %以下、 M n : 0. 2〜 3. 0 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S : 0. 0 0 5〜 0. 1 0 %、 N i : 3. 0 %以下 （ 0 %を含む） 、 C r ： 5. 0 %以下 （ 0 %を含む） 、 M o ： 2. 0 %以下 （ 0 %を 含む） 、 W : 1. 0 %以下 （ 0 %を含む） 、 B : 0. 0 0 5 0 %以 下 （ 0 %を含む） 、 0 : 0. 0 0 5 0 %以下、 N : 0. 0 0 3〜 0
. 0 3 %を含有し、 さ らに、 A 1 : 0. 0 0 5〜 0. 2 %、 T i ： 0. 0 0 5〜 0. 2 %のうち 1種または 2種、 および V : 0. 3 % 以下 （ 0 %を含む） 、 N b ： 0. 3 %以下 （ 0 %を含む） のうち 1 種または 2種を含有し、 残部が実質的に鉄と不可避不純物よりなる 鋼からなり、 浸炭窒化処理後に高周波焼入れ処理を施した鋼部品で あって、 表面の N濃度が 0. 1〜 0. 8質量％であると共に N濃度 と C濃度との和が 1. 0〜 2. 0質量％であり、 表面の残留オース テナイ ト量が 1 5体積％未満であり、 表面からの不完全焼入層の深 さが 5 m未満であり、 さらに、 表面の X線回折半価幅が 6. 0度 以上であることを特徴とする高温での面圧疲労強度に優れた浸炭窒 化高周波焼入れ鋼部品。
( 2 ) 鋼の化学成分が、 さ らに、 質量％で、 C a : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 % , M g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、 Z r ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 5 %、 T e : 0. 0 0 0 5〜 0. 1 %よりなる群から選 択される 1種または 2種以上を含有することを特徴とする上記 （ 1 ) 記載の高温での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部 品。
( 3 ) 鋼部品が、 歯車、 無段変速機、 等速ジョイ ン ト、 またはハブ のいずれかであることを特徴とする上記 （ 1 ) または （ 2 ) に記載 の高温での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品。 ( 4 ) 化学成分が、 質量％で、 C : 0. 0 0 5〜 0. 8 %、 S i : 2. 0 %以下、 M n : 0. 2〜 3. 0 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S : 0. 0 0 5〜 0. 1 0 %、 N i : 3. 0 %以下 （ 0 %を含む） 、 C r ： 5. 0 %以下 （ 0 %を含む） 、 M o : 2. 0 %以下 （ 0 %を 含む） 、 W : 1. 0 %以下 （ 0 %を含む） 、 B : 0. 0 0 5 0 %以 下 （ 0 %を含む） 、 〇 ： 0. 0 0 5 0 %以下、 N : 0. 0 0 3〜 0
. 0 3 %を含有し、 さらに、 A 1 : 0. 0 0 5〜 0. 2 %、 T i ： 0. 0 0 5〜 0. 2 %のうち 1種または 2種、 および V : 0. 3 % 以下 （ 0 %を含む） 、 N b ： 0. 3 %以下 （ 0 %を含む） のうち 1 種または 2種を含有し、 残部が実質的に鉄と不可避不純物よりなる 鋼を用いて部品を成形し、 浸炭窒化処理を施したのちに油またはソ ルト焼入を行い、 引き続き高周波加熱を行い温度が 4 0で未満の水 またはポリマー焼入剤による焼入を実施して、 該部品の最表面の N 濃度が 0. 1〜 0. 8質量％であると共に N濃度と C濃度との和を 1. 0〜 2. ひ質量％とし、 表面の残留オーステナイ ト量を 1 5体 積％未満とし、 表面からの不完全焼入層の深さを 5 未満とし、 さ らに、 表面の X線回折半価幅を 6. 0度以上とすることを特徴と する高温での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品の 製造方法。
( 5 ) 鋼の化学成分が、 さ らに、 質量％で、 C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 % , M g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、 Z r ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 5 %、 T e : 0. 0 0 0 5〜 0. 1 %よりなる群から選 択される 1種または 2種以上を含有することを特徴とする （ 4 ) 記 載の高温での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品の 製造方法。
( 6 ) 鋼部品が、 歯車、 無段変速機、 等速ジョイ ン ト、 または八ブ のいずれかであることを特徴とする （ 4 ) または （ 5 ) に記載の高 温での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品の製造方 法。 図面の簡単な説明発明
図 1 は、 不完全焼入層深さと疲労試験寿命との関係を示す図であ る。 発明を実施するための最良の形態
浸炭窒化焼入れ処理を用いて更なる面圧疲労強度の向上を図るた めには、 浸炭窒化処理に引き続き高周波焼入れ処理も行う ことが効 果的である。 その理由は下記 （ a ) 〜 （ c ) による。
( a ) 従来の浸炭窒化焼入れのみでは表面のオーステナイ ト結晶 粒度が 8番前後に留まるのに対して、 浸炭窒化に引き続き加熱温度 が 8 0 0 〜 9 0 0 °Cの高周波焼入れを施こすことによってオース テナイ ト結晶粒度が 1 0番以上の細粒が得られる。
( b ) 従来の浸炭窒化焼入れは部品全体の焼入れとなるため、 焼 入時の冷媒は、 焼入歪み抑制の観点から冷却能が比較的小さい油や ソル卜を用いらざるをえない。 それに対して高周波焼入れは部品表 層部のみの加熱であり、 芯部までは焼入されない理由により焼入歪 み抑制には有利であるため、 冷却能が大きい水冷が可能となり、 表 面に不可避的に生成する不完全焼入層が軽減できる。
尚、 高周波焼入れに先駆けて実施される浸炭窒化後の冷却方法は 、 歪み抑制の観点から水焼入以外の方法、 例えば油焼入やソルト焼 入が好ましい。
( c ) 同様に、 高周波焼入れは、 冷却能が大きく表面の残留ォー ステナイ 卜量がより抑制できるため、 浸炭窒化での C量と N量が増 量でき軟化抵抗が増加できる。 また、 本発明者らは、 従来は有効とされていたショ ッ トピーニン グ処理が、 従来より もより一層高温化 （ 3 0 0で強〜 4 0 0で弱） した場合での面圧疲労強度の向上にはかえつて有害であることを見 出した。 従来はショ ッ トビーニング処理の効果のひとつとして加工 硬化による硬さ向上を通じての疲労強度向上が考えられていた。 と ころが、 ショ ッ トピーニング処理した場合、 高温 （ 3 0 0 強〜 4 o o t:弱） の環境下での使用では、 ショ ッ トピーニング処理を施さ ない場合より、 むしろ面圧疲労強度の低下が確認された。 本発明者 はその原因を以下のように考えた。
ショ ッ トピーニング処理により硬さは、 加工変形による加工硬化 、 圧縮残留応力の増加による硬化、 及び加工誘起マルテンサイ ト変 態による硬化によって増加する。 しかし、 これらのうち、 加工変形 による加工硬化、 及び、 圧縮残留応力の増加による硬さの増加分は 、 高温 （ 3 0 0で強〜 4 0 0で弱） 下での面圧疲労強度向上には寄 与していないものと推察される。 その理由は 3 0 0で強〜 4 0 0 X： 弱は比較的軽微な転位の移動によって大半の加工硬化、 及び圧縮残 留応力が開放されてしまう温度域であるためである。
そこで高温化 （ 3 0 0で強〜 4 0 0で弱） の面圧疲労強度向上に は、 加工硬化、 及び圧縮残留応力の影響を排除した組織自体、 即ち マルテンサイ ト組織自体の硬さ向上が重要であると本発明者らは考 えた。
マルテンサイ 卜組織の硬さは転位密度に対応し、 転位密度の大小 は X線回折半価幅に対応することから、 X線回折半価幅を測定する ことによってマルテンサイ ト組織正味の硬さを測定することができ るが、 本発明者の調査では、 ショ ッ トピーニング処理の適用により X線回折半価幅は減少することを確認した。 このメカニズムは定か ではないが、 ショ ッ トピーニングにより、 加工誘起マルテンサイ ト 変態が生じるが、 これ以上に焼入れにより生成したマルテンサイ ト 組織の一部が再結晶したのではないかと推測する。
以上の理由により、 ショ ッ トビーニング処理による硬さ向上は、 高温 （ 3 0 0 強〜 4 0 0 弱） 下では、 面圧疲労強度向上には寄 与せず、 むしろ、 面圧疲労強度を低下させるものと考えた。 そのた め、 硬さは面圧疲労強度向上の指針としては不十分であり、 好まし い指針は表面の X線回折半価幅であると考えた。
さ らに、 本発明者らは 3 0 0 強〜 4 0 0で弱の使用環境下での 面圧疲労強度には表面性状、 特に表面の不完全焼入層の程度が大き く影響することを確認した。
従来、 疲労強度に及ぼす表面性状の影響は例えば 「熱処理」 （V O L . 3 0， N o . 5 P A G E . 2 4 0 — 2 4 6， 1 9 9 0年） で 示されているように粒界酸化深さで整理でされていたが、 本発明者 が調査したところによると肝心なのは不完全焼入層の程度であり、 表面の X線回折半価幅を測定することによつても不完全焼入層の程 度を見積もることができる。 従って、 表面性状の視点からも、 表面 の X線半価幅を面圧疲労強度向上の指針として用いることが好まし いと考えた。 更に、 該不完全焼入層の深さは 5 m未満であること も肝心であることを知見した。 上述のことを踏まえて鋭意研究した 結果、 本発明を完成するに至った。
先ず、 本発明の鋼部品にとって重要である、 製造工程と組織の規 定理由について説明する。
〔浸炭窒化処理後に高周波焼入れ処理を施した鋼部品〕
前述の通り、 浸炭窒化処理後に高周波焼入れ処理を施すことによ つて更なる面圧疲労強度向上が可能となる。 高周波焼入れで部品表 面を硬化させるため、 それに先駆けて施される浸炭窒化処理後の冷 却は歪み抑制の観点から比較的冷却速度が小さい油またはソルト焼 入が好ましい。 水などの冷却能が高い焼入れでは焼入時の熱処理歪 みが大きくなるため好ましくなく、 逆に冷却速度が小さい炉冷では 冷却中に C r 、 M o等が炭化物として析出してロスしてしまうため 好ましくない。 浸炭窒化処理時の全浸炭深さは、 部品の大きさによ り異なるものの、 小さい部品では 0 . 3 m m以上を目安にして、 大 きい部品では 0 . 8 m m以上を目安にすると良い。
高周波焼入れ時の加熱方法については、 特に格別な手法を採用す る必要はなく、 一般的な方法で充分である。 例えば周波数は小物部 品であれば 4 0 0 k H z 前後、 大物部品であれば 5 k H z前後が目 安になり、 加熱温度は 8 0 0 t 〜 9 0 0 :が目安になる。
焼入に用いる冷媒は水、 ポリマー焼入剤など水系で冷却能が大き なものを使用温度 4 0でを超えないように厳密に管理した状態で使 用する必要がある。 これによつて表面の残留オーステナイ ト量を 1 5体積％未満に制限することができるとともに、 不完全焼入層の深 さを 5 m未満に制限できる。
高周波焼入後は一般的な浸炭焼入れ品や浸炭窒化焼入れ品に準じ て、 1 5 0で前後の低温焼戻を施して部品の靱性を確保することが 好ましい。
尚、 実際の鋼部品において、 浸炭窒化処理後に高周波焼入れ処理 を施した鋼部品であることは、 鋼部品からミクロサンプルを採取し てナイタール腐食後に光学顕微鏡にて観察される組織分布と、 表面 から芯部への硬さ分布と、 さ らに、 E P M Aにて測定される表面か ら芯部への C分布および N分布により、 判別できる。
〔表面の N濃度が 0 . 1 〜 0 . 8質量％であると共に N濃度と C濃 度との和が質量％で 1 . 0 〜 2 . 0質量％〕
部品の面圧疲労強度は表面または極浅い表面直下で決まるため、 表面の N濃度と C濃度が重要であり、 軟化抵抗付与の観点から N濃 度を 0 . 1〜 0 . 8質量％とする。 N濃度が 0 . 1質量％未満では 軟化抵抗の付与が不十分であり、 0 . 8質量％を超えると M s 点の 低下により表面の残留オーステナイ 卜量を 1 5体積％未満に制限す ることが出来ないためである。 該 N濃度の好ましい範囲は 0 . 5〜 0 . 8 %である。 なお、 一般的な浸炭窒化処理による表面の N濃度 は焼入れ性の付与を目的としているため 、 通常で 0 . 1質量％程度 、 高くても 0 . 4 %程度であり、 本発明とは目的が異なる。
また、 表面の N濃度と C濃度との和を 1 . 0〜 2 . 0質垦％とす る。 N濃度と C濃度との和が 1 . 0質量 %未満であると部品の硬さ 不足であり、 1 . 4 %を超えることが望ましいが、 2 0質量 %を 超えると M s 点の低下により表面の残留オーステナイ 量が 1 5体 積％未満に制限することが極めて困難となるため、 本 明では 1 - 0〜 2 . 0質量％とした。 望ましい範囲は 1 . 4〜 2 0皙量 %で ある。
〔表面の残留オーステナイ ト量が 1 5体積％未満〕
表面の残留オーステナイ トは、 使用条件下の面圧により加工誘起 されてマルテンサイ ト変態したり、 低炭素マルテンサイ 卜と炭化物 に変化することによって、 部品の形状変化をもたらす。 表面の残留 オーステナイ 卜量が 1 5体積％以上となるとその形状変化により面 圧疲労強度の劣化をもたらすため、 1 5体積％未満に制限する必要 がある。 望ましくは 1 0体積％未満である。 オーステナイ ト量が 1 5体積％未満に制限するためには、 N濃度を 0 . 8質量％以下で、 かつ N濃度と C濃度の和を 2 . 0質量％以下とした浸炭窒化処理を 適用することが少なく とも必要である。 但し部品が小さかったり、 後述する使用温度 4 0でを超えない水またはポリマー焼入剤を用い る焼入冷媒の噴射量が部品に対して大きく焼入時の冷却速度が大き い場合にはオーステナイ ト量が 5体積％を超えることが起こ り う るので、 その場合には、 焼入冷媒の使用温度を 4 を超えない範 囲で若干高めること、 噴射量を少なくすること、 又は高周波焼入れ 後にサブゼロ処理を施すなどの調整を行う必要がある。 予備テス ト を行う ことによって、 オーステナイ ト量を 1 5体積％未満に制限さ せる条件を確立しておく必要がある。
〔表面からの不完全焼入層の深さが 5 / m未満〕
鋼材に浸炭焼入れ処理や浸炭窒化焼入れ処理を施した場合、 浸炭 時に表面から侵入した酸素と鋼材中の合金元素 （ S i 、 M n 、 C r 等） が結合することによる合金元素のロスに起因して、 表層下 1 0 程度以上の領域が焼入れ不足となり、 その焼入れ不足の領域は 不完全焼入層と広く呼ばれている。 浸炭窒化処理と高周波焼入れ処 理の両方を施すと共に、 上述の焼入に用いる冷媒は水、 ポリマー焼 入剤など水系で冷却能が大きなものを使用温度 4 0 を超えないよ うに厳密に管理した状態で焼入れを行う ことによって焼入れ時の冷 却速度の増加を通じて、 表面からの不完全焼入層の深さが 5 / m未 満に制限できる。
本発明者らの調査では、 図 1 に示すように、 不完全焼入層の深さ が 5 mを境にして、 5 m未満以下では面圧疲労強度が大幅に向 上することを知見した。 疲労強度試験後の部品を詳細に観察したと ころ、 不完全焼入層の深さが 5 m以上では、 表面に接する結晶粒 の個々のおよそ半周以上が不完全焼入層に囲まれるため、 使用時に 、 該結晶粒のはく離が生じやすいことがわかった。 なお粒界酸化深 さは、 5 m超であっても面圧疲労強度上、 差し支えない。
〔表面の X線回折半価幅が 6 . 0度以上〕
X線回折半価幅が、 6 . 0度未満では、 十分な面圧疲労強度が得 られず、 6 . 0度以上とすることにより、 従来より優れた面圧疲労 強度が得られるので、 6 . 0度以上とした。 X線回折半価幅が 6 . 0度は、 ショ ッ トピーニング処理による加工硬化と圧縮残留応力の 付与がない場合における常温硬さ 5 5 H R C程度に相当し、 面圧疲 労強度を得るための下限とした。 6 . 2度以上であるのが望ましい これを実現するためには少なく とも表面の N濃度と C濃度との和 を 1 . 0〜 2 . 0質量％とした浸炭窒化処理に引き続き、 冷媒に使 用温度 4 0でを超えない水またはポリマー焼入剤を用いた高周波焼 入れ処理を行う必要がある。 但し、 部品が大きかったり、 焼入冷媒 の噴射量が部品に対して小さい場合には、 焼入時の冷却速度不足に より X線半価幅が 6 . 0度未満になることが起こ り うるため、 その 場合には、 冷媒の使用温度を低くすること又は噴射量を多くするな どの調整をするとよい。 予備テス トを行う ことによって、 6 . 0度 以上、 望ましく は 6 . 2度以上となる条件を確立しておく必要があ る。 なお、 この焼入冷媒の条件は、 上記の表面の残留オーステナイ ト量が 1 5体積％未満を同時に達成する条件とする必要がある。 ここで、 X線回折半価幅とは、 微小部 X線残留応力測定装置 （ C r管球） を用いて α— F e の （ 2 1 1 ) 面を 6 0秒間かけて測定し たピークの半価幅を意味する。
尚、 部品に求められる曲げ疲労強度が高い等、 ショ ッ トピーニン グ処理が必要な場合には、 アークハイ ト 0 . 3 m m A程度の軽微な ショ ッ トピーニング処理に留めて X線回折半価幅を 6 . 0度以上確 保する必要がある。
また、 本発明に係る浸炭窒化高周波焼入部品は高周波焼入れ処理 した後、 更にサブゼロ処理、 焼戻処理、 W P C処理、 バレル研摩処 理、 歯研処理、 ホーニング仕上加工等の追加処理を行っても、 表面 の残留オーステナイ ト量と X線回折半価幅が発明の範囲内である限 りは何ら効果を妨げるものではない。 次に、 本発明の鋼の化学成分の規定理由について説明する。 なお 、 ここで記載の％は質量％を意味する。
C : 0. 0 0 5〜 0. 8 %
Cは、 鋼の強度を得るために重要な元素ではある力 S、 M nや C r 等の焼入性向上元素を添加することによって代替可能であるため、 0. 0 0 5 %以上あればよい。 そこで本発明では C量の下限を 0. 0 0 5 %とした。 しかし、 その含有量が 0. 8 %を超えると部品製 作時の切削性や鍛造性を著しく害するため、 上限を 0. 8 %未満と した。 最も好ましい添加量は 0. 1〜 0. 6 %である。
S i ： 2. 0 %以下
S i は、 添加しなくてもよく、 不可避的不純物レベルでもよい。 添加すれば焼入層の軟化抵抗を向上させることにより、 面圧疲労強 度が向上する効果がある。 その効果を得るには 0. 2 %以上とする ことが好ましい。 しかし、 2. 0 %を超えると鍛造時の脱炭が著し くなるため、 2. 0 %を上限とした。 最も好ましい添加量は 0. 2 〜 2. 0 %である。
M n ： 0. 2〜 3. 0 %
M nは、 焼入性を向上させるのに有効な元素であり、 また軟化抵 抗を向上させるのにも有効な元素である。 その効果を得るには 0. 2 %以上の添加が必要である。 しかし、 3. 0 %を超えると鋼材製 造時に硬くなりすぎて棒鋼切断性等に支障があるため 3. 0 %を上 限とした。 最も好ましい添加量は 0. 2〜 2. 0 %である。
P ： 0. 0 3 %以下
Pは、 不可避不純物として含有され、 粒界に偏祈して靭性を低下 させるため極力低減する必要があり、 0. 0 3 %以下に制限する必 要がある。
S ： 0. 0 0 5〜 0. 1 0 % Sは、 被削性の観点から 0. 0 0 5 %以上は必要である。 そこで 、 本発明では S量の下限を 0. 0 0 5 %とした。 しかしながら 0. 1 0 %を超えると鍛造性を阻害するため 0. 1 0 %を上限とした。 最も好ましい添加量は 0. 0 1〜 0. 0 3 %である。
N i ： 3. 0 %以下 （ 0 %を含む）
N i は、 添加しなくてもよい。 添加すれば靭性を更に向上させる 効果がある。 その効果を得るには 0. 2 %以上とすることが好まし い。 しかし、 3. 0 %を超えると切削性が悪化するため 3. 0 %を 上限とした。 最も好ましい添加量は 0. 2〜 2. 0 %である。
C r ： 5. 0 %以下 （ 0 %を含む）
C r は、 添加しなくてもよい。 添加すれば焼入層の軟化抵抗を向 上させることにより、 面圧疲労強度が向上する効果がある。 その効 果を得るには 0. 2 %以上とすることが好ましい。 但し、 5. 0 % を超えると切削性が悪化するため 5. 0 %を上限とした。 最も好ま しい添加量は 0. 2〜 2. 0 %である。
M o ： 2. 0 %以下 （ 0 %を含む）
M oは、 添加しなくてもよい。 添加すれば焼入層の軟化抵抗を向 上させることにより、 面圧疲労強度が向上する効果に加えて、 焼入 層を強靭化して曲げ疲労強度を向上する効果もある。 その効果を得 るには 0. 0 1 %以上とすることが好ましい。 但し 2. 0 %を超え て添加してもその効果は飽和して経済性を損ねるため 2. 0 %を上 限とした。 最も好ましい上限は 0. 7 %である。
W ： 1. 0 %以下 （ 0 %を含む）
Wは、 添加しなくてもよい。 添加すれば焼入層の軟化抵抗を向上 させることにより、 面圧疲労強度が向上する効果がある。 その効果 を得るには 0. 1 %以上とすることが好ましい。 但し、 1. 0 %を 超えると切削性が悪化するため 1. 0 %を上限とした。 最も好まし い添加量は 0. ：!〜 0. 4 %である。
B ： 0. 0 0 5 0 %以下 （ 0 %を含む）
Bは、 添加しなくてもよい。 添加すれば焼入性の向上に寄与する 。 その効果を得るには 0. 0 0 0 6 %以上とすることが好ましい。 但し、 0. 0 0 5 0 %を超えてもその効果は飽和するため 0. 0 0 5 0 %を上限とした。 最も好ましい添加量は 0. 0 0 0 6〜 0. 0 0 4 0 %である。
0 : 0. 0 0 5 0 %以下、
Oは、 アルミナゃチタニア等の酸化物系介在物として鋼中に存在 するが、 Oが多いと該酸化物が大型化してしまい、 これを起点とし て動力伝達部品の破損に至るため、 0. 0 0 5 0 %以下に制限する 必要がある。 少ないほど好ましいため 0. 0 0 2 0 %以下が望まし く、 更に、 高寿命を指向する場合は 0. 0 0 1 5 %以下が望ましい
N ： 0. 0 0 3〜 0. 0 3 %
Nは、 各種窒化物を形成して高周波焼入処理時のオーステナイ 卜 組織の細粒化に有効に働くため 0. 0 0 3 %以上は必要である。 し かし、 0. 0 3 %を超えると鍛造性を著しく阻害するため 0. 0 3 %を上限とした。 最も好ましい添加量は 0. 0 0 3〜 0. 0 2 %で ある。
A 1 ： 0. 0 0 5〜 0. 2 %、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 2 %のう ち 1種または 2種
A l 、 T i は、 窒化物として鋼中に析出分散することにより、 高 周波焼入処理時のオーステナイ ト組織の細粒化に有効に働くため、 A l 、 T i のうち 1種または 2種で夫々 0. 0 0 5 %以上は必要で ある。 しかし、 夫々 0. 2 %を超えると析出物が粗大化して鋼を脆 化させるため上限を夫々 0. 2 %とした。 最も好ましいのは A 1 を 0. 0 0 5〜 0. 0 5 %添加することである。
V ： 0. 3 %以下 （ 0 %を含む） 、 N b ： 0. 3 %以下 （ 0 %を 含む） のうち 1種または 2種
V、 N bは、 添加しなくてもよいが、 添加することによって V、 N bは窒化物として鋼中に析出分散することにより、 高周波焼入処 理時のオーステナイ ト組織の細粒化に有効である。 これらの効果を 発揮させるためには、 V、 N bのうち 1種または 2種で夫々 0. 0 1 %以上の添加が必要である。 しかし、 夫々 0. 3 %を超えて添加 してもその効果は飽和して経済性を損ねるため夫々の上限を 0. 3 %とした。 最も好ましいのは Vを 0. 1〜 0. 2 %添加することで ある。
C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、 M g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 % , Z r ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 5 %、 T e ： 0. 0 0 0 5〜 0 . 1 %よりなる群から選択される 1種または 2種以上
さ らに、 部品で曲げ疲労強度の向上も求められる場合には、 次の 含有量の C a、 M g、 Z r、 T eよりなる群から選択される 1種ま たは 2種以上を添加することができ、 これら成分は歯車の曲げ疲労 破壊や軸部品のスプライ ンの底の疲労破壊に対して、 M n Sの延伸 を抑制し、 一層曲げ疲労強度を向上させる元素である。 すなわち、 M n Sの延伸抑制効果を与えるために、 C aで 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、 M gで 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、 Z rで 0 · 0 0 0 5〜 0. 0 5 %及び T eで 0. 0 0 0 5〜 0. 1 %よりなる群から選択 される、 少なく とも 1種以上を含有させる。 しかし、 各元素で上記 量を超えて含有させてもその効果は飽和して経済性を損なうため上 限とする。
また、 上記で規定した化学成分の他、 本発明の効果を損なわない 範囲で、 S n、 Z n、 R e m, P b、 S b等を含有させることがで さる
実施例
以下に本発明を実施例によって具体的に説明する。
表 1 に示す化学組成を有する各鋼材に鍛造と焼鈍を施した後、 機 械加工により ローラーピッチング疲労試験片用に直径が 2 6 mm、 幅 2 8 mmの円筒部を有する小ローラー試験片を 2個と、 直径 1 3
0 mm、 幅 1 8 mmの大口一ラー試験片を 1個製作した。 その後、 該小ローラー試験片と該大ローラー試験片に表 2 に示す以下の処理 を施した。
N o . ：!〜 N o . 1 7については浸炭窒化処理 （ 9 5 0 t: x 5時 間の R Xガス浸炭→ 8 5 0 : x 4時間のアンモニアと R Xガスによ る浸炭窒化→油焼入れ） とそれに引き続いて高周波焼入れ （周波数 1 0 0 k H z、 加熱温度 8 5 0で） を施した。 高周波焼入れ時の冷 媒は表 2の高周波焼入れ時の冷却方法に示すように淡水またはポリ ビ二ルビロ ドリ ン系ポリマ一焼入剤を用いた。 その後、 1 8 0でで 9 0分の焼戻処理を行い疲労試験に供した。
N o . 1 8 については浸炭窒化処理 （ 9 5 0 "C X 5時間の R Xガ ス浸炭→ 8 5 0 t: x 4時間のアンモニアと R Xガスによる浸炭窒化 →油焼入れ） 行った後、 1 8 0 で 9 0分の焼戻処理を行い疲労試 験に供した。
N o . 1 9 については浸炭処理 （ 9 5 0 : x 5時間の R Xガス浸 炭—油焼入れ） とそれに引き続いて高周波焼入れ （周波数 1 0 0 k H z、 加熱温度 8 5 0で） を施した。 高周波焼入れ時の冷媒は表 2 の高周波焼入れ時の冷却方法に示すように淡水を用いた。 その後、 1 8 0でで 9 0分の焼戻処理を行い疲労試験に供した。
N o . 2 0 については浸炭窒化処理 （ 9 5 0 ^ X 5時間の R Xガ ス浸炭— 8 5 0 X 4時間のアンモニアと R Xガスによる浸炭窒化 →油焼入れ） とそれに引き続いて高周波焼入れ （周波数 1 0 0 k H z 、 加熱温度 8 5 0で） を施した。 高周波焼入れ時の冷媒は表 2の 高周波焼入れ時の冷却方法に示すように淡水またはポリ ビニルピロ ドリ ン系ポリマー焼入剤を用いた。 その後、 1 8 0でで 9 0分の焼 戻処理に引き続き、 アークハイ ト 1 . O m m A ( φ 0 . 8 mm鋼球を 使用） のショ ッ トピーニング処理を行い疲労試験に供した。
上述の製作した大ローラー試験片の 1個と小ローラー試験片の 1 個を用いてローラーピッチング疲労試験を行った。 ローラーピッチ ング疲労試験は、 小ローラー試験片に面圧をへルツ応力 4 0 0 0 P a として大ローラー試験片を押し付けて、 接触部での両ローラー 試験片の周速方向を同一方向とし、 滑り率を一 4 0 % (小ローラ一 試験片より も大口一ラー試験片の方が接触部の周速が 4 0 %大きい ) として回転させて、 小ローラー試験片においてピッチングが発生 するまでの小ローラー試験片の回転数を寿命とした。 試験時の摩擦 熱により小ローラー試験片の表面温度が 3 5 0 になるように前記 接触部に供給するギア油の油温は 9 0 で流量は毎分 2 リ ツ トルと した。 ピッチング発生の検出は試験機に備え付けてある振動計によ つて行い、 振動検出後に両ローラ一試験片の回転を停止させてピッ チングの発生と回転数を確認した。 ローラー試験片の材質調査は、 上記のローラ一ピッチング疲労試験を行っていない残りの小ローラ 一試験片を用いて以下の要領で行った。 表面の N濃度及び C濃度は 試験片の周面を垂直方向に切断し、 切断面の鏡面研磨した後に E P M Aにて最表面の分析を行った。 残留オーステナイ ト量と X線回折 半価幅は X線法により周面を直接、 測定した。 不完全焼入層の表面 からの深さは試験片の周面を垂直方向に切断し、 切断面の鏡面研磨 した後にエッチングを行い不完全焼入組織を識別して測定した。 ォ ーステナイ ト結晶粒度番号は試験片の周面を垂直に切断し、 切断面 の鏡面研磨した後に、 切断面の周面に極近い部分を J I S G 0 5 5 1 に準じて測定した。 その結果を表 2に示す。
表 2に示すように、 本発明例の N o . l〜N o . 1 4のローラー 試験片は、 寿命が 1 0 0 0万回以上であり、 優れたピッチング疲労 強度 （面圧疲労強度） を有していることが明らかになった。
これに対し、 高周波焼入時の水道水の温度が推奨の 4 0で未満か ら逸脱させた比較例の N o . 1 5は疲労試験寿命が 8， 1 5 2， 0 0 0回と短かった。 これは水温が高いため焼入時の冷却速度が低下 したことに起因して、 表面の残留オーステナイ 卜が 1 5体積％未満 に制限できず、 表面の X線回折半価幅が 6. 0度に達しなかったた めと考えられる。
表面の N濃度を本発明において規定した成分範囲から逸脱させた 比較例の N o . 1 6は疲労試験寿命が 8， 0 6 8 , 0 0 0回と短か つた。 N濃度が高いことにより M s点が低下したことに起因して、 表面の残留オーステナイ 卜が 1 5体積％未満に制限できなかったた めと考えられる。
表面の N濃度と C濃度のとの和を本発明において規定した成分範 囲から逸脱させた比較例の N o . 1 7は疲労試験寿命が 5 , 6 6 3 , 0 0 0回と短かった。 N濃度と C濃度との和が高いことにより M s 点が低下したことに起因して、 表面の残留オーステナイ トが 1 5 体積％未満に制限できず、 また、 表面の X線回折半価幅が 6. 0度 に達しなかったためと考えられる。
浸炭窒化の後の高周波焼入を行わなかった比較例の N o . 1 8は 疲労試験寿命が 6 1 2 , 0 0 0回と極めて短かった。 高周波焼入を 行わなかったため焼入時の冷却速度が小さかったことに起因して、 不完全焼入層の深さが 5 m以上となったためと考えられる。 窒化を行わなかった N o . 1 9は疲労試験寿命が 7 7 3 , 0 0 0 回と極めて短かった。 窒化を行わなかったため焼戻軟化抵抗不足と なったことが低寿命の原因と考えられる。
ショ ッ ト ピーニングを行った Ν ο . 2 0 は疲労試験寿命が 7， 6 5 5， 0 0 0回と低かった。 ショ ッ トピ一ニング処理により X線回 折半価幅が低くなつたためと考えられる。
表 1
Figure imgf000022_0001
表 2
Figure imgf000023_0001
産業上の利用可能性
本発明では、 高い面圧疲労強度を有した浸炭窒化高周波焼入れ鋼 部品、 特に、 自動車等の動力伝達部品用に適用できる高い面圧疲労 強度を有した、 歯車、 無段変速機、 等速ジョイ ン ト、 八ブ等の部品 を提供することができ、 これにより 自動車の高出力化および低コス ト化等に大きく寄与する。

Claims

胥 <γで、
C ： 0. 0 5〜 0 . 8 、
S i ： 2. %以下 、
M n ： 0. 2 〜 3. 0 % 、
請
P ： 0. 0 %以下 、
S ： 0. 0 5〜 0 . 1 0 % 、
N i 3 %以下 ( 0 %のを含む） 、
C r 5 %以下 ( 0 を含範む） 、
M o 2 %以下 ( 0 %を含む）囲、
W 1 0 以下 （ 0 %を含む）
B 0 0 5 0 %以下 ( 0 %を含む）
O 0 0 5 0 %以下 、
N 0 0 3〜 0 . 0 3 %
を含有し、 さ らに、
A 1 ： 0 0 0 5〜 0. 2 %、
T i ： 0 0 0 5〜 0. 2 %のうち 1種または 2種、 および
V ： 0. 3 %以下 （ 0 %を含む） 、
N b ： 0 . 3 %以下 （ 0 %を含む） のうち 1種または 2種を 含有し、 残部が実質的に鉄と不可避不純物よりなる鋼からなり、 浸 炭窒化処理後に高周波焼入れ処理を施した鋼部品であって、 表面の N濃度が 0. 1〜 0. 8質量％であると共に N濃度と C濃度との和 が 1. 0〜 2. 0質量％であり、 表面の残留オーステナイ ト量が 1 5体積％未満であり、 表面からの不完全焼入層の深さが 5 ^ m未満 であり、 さ らに、 表面の X線回折半価幅が 6. 0度以上であること を特徴とする高温での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ 鋼部品。
2 . 鋼の化学成分が、 さらに、 質量％で、
C a 0 . 0 0 0 5 ~ 0 . 0 1 % ,
M g 0 . 0 0 0 5 〜 0 . 0 1 % 、
Z r 0 . 0 0 0 o 〜 0 . 0 5 % 、
T e 0 . 0 0 0 「
o 〜 0 . 1 %よりな
種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 1記載の高温 での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品。
3 . 鋼部品が、 歯車、 無段変速機、 等速ジョイ ン ト、 またはハブ のいずれかであることを特徴とする請求項 1 または 2 に記載の高温 での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品。
4 . 化学成分が、 質量％で、
C 0 • 0 0 5 〜 0 . 8 % 、
S i • 2 • 0 %以下 、
M n • 0 • 2 〜 3 . 0 % 、
P - 0 0 3 %以下 、
S ； 0 0 0 5 〜 0 . 1 0 % 、
N 1 3 • 0 %以下 ( 0 %を含む） 、
C r 「
o • 0 %以下 ( 0 %を含む） 、
M o 2 • 0 %以下 ( 0 %を含む） 、
W 1 • 0 %以下 （ 0 %を含む）
B 0 • 0 0 5 0 %以下 （ 0 %を含む）
O 0 • 0 0 5 0 %以下、
N 0 • 0 0 3 〜 0 . 0 3
を含有し 、 さ らに 、
A 1 • 0 0 0 5 〜 0 . 2 、 T 1 ： 0. 0 0 5〜 0. 2 %のうち 1種または 2種、 および
V ： 0. 3 %以下 （ 0 %を含む） 、
N b ： 0. 3 %以下 （ 0 %を含む） のうち 1種または 2種を 含有し、 残部が実質的に鉄と不可避不純物よりなる鋼を用いて部品 を成形し、 浸炭窒化処理を施したのちに油またはソルト焼入を行い 、 引き続き高周波加熱を行い温度が 4 0 未満の水またはポリマー 焼入剤による焼入を実施して、 該部品の最表面の N濃度が 0. 1〜 0. 8質量％であると共に N濃度と C濃度との和を 1. 0〜 2. 0 質量％とし、 表面の残留オーステナイ ト量を 1 5体積％未満とし、 表面からの不完全焼入層の深さを 5 x m未満とし、 さらに、 表面の X線回折半価幅を 6. 0度以上とすることを特徴とする高温での面 圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品の製造方法。
5. 鋼の化学成分が、 さ らに、 質量％で、
C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、
M g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、
Z r ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 5 %、
T e ： 0. 0 0 0 5〜 0. 1 %よりなる群から選択される 1 種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 4記載の高温 での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品の製造方法
6. 鋼部品が、 歯車、 無段変速機、 等速ジョイ ン ト、 またはハブ のいずれかであることを特徴とする請求項 4または 5に記載の高温 での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品の製造方法
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