(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024127804
(43)【公開日】2024-09-20
(54)【発明の名称】窒化鋼部品及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240912BHJP
C22C 38/22 20060101ALI20240912BHJP
C22C 38/32 20060101ALI20240912BHJP
C21D 1/06 20060101ALN20240912BHJP
C21D 8/06 20060101ALN20240912BHJP
【FI】
C22C38/00 301N
C22C38/22
C22C38/32
C21D1/06 A
C21D8/06 A
【審査請求】未請求
【請求項の数】5
【出願形態】OL
(21)【出願番号】P 2024027775
(22)【出願日】2024-02-27
(31)【優先権主張番号】P 2023036663
(32)【優先日】2023-03-09
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(71)【出願人】
【識別番号】000116655
【氏名又は名称】愛知製鋼株式会社
(71)【出願人】
【識別番号】000000011
【氏名又は名称】株式会社アイシン
(71)【出願人】
【識別番号】306039120
【氏名又は名称】DOWAサーモテック株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110000648
【氏名又は名称】弁理士法人あいち国際特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】牧野 孔明
(72)【発明者】
【氏名】高尾 亮太
(72)【発明者】
【氏名】金岡 光春
(72)【発明者】
【氏名】喜多 昭彦
(72)【発明者】
【氏名】清水 克成
【テーマコード(参考)】
4K032
【Fターム(参考)】
4K032AA01
4K032AA02
4K032AA04
4K032AA05
4K032AA08
4K032AA12
4K032AA16
4K032AA19
4K032AA21
4K032AA22
4K032AA31
4K032AA35
4K032AA36
4K032BA02
4K032CF03
(57)【要約】
【課題】疲労強度を従来よりも高めることができると共に静的強度も兼ね備えた窒化鋼部品及びその製造方法を提供すること。
【解決手段】必須元素として、C:0.05~0.15%、Si:0.05~0.90%、Mn:0.90~1.50%、Cr:1.31~2.00%、Al:0.001~0.080%、V:0.10~0.70%、任意元素として、Mo:0.05~0.30%、N:0.0020~0.0180%を含有し、式1~式4を満足する。フェライト、ベイナイト、パーライトからなり、フェライトの相分率が5%以上50%未満、ベイナイトの相分率が50%以上、パーライトの相分率が5%以下である内部金属組織を有する。表面硬化層は、硬さが513HV以上の硬化深さが0.30mm以上である。γ’相及びε相を含む化合物層が10μm以上の厚みで存在し、γ’相の相分率が80%以上である。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
窒化処理による表面硬化層を有する窒化鋼部品であって、
質量%で、必須元素として、C:0.05~0.15%、Si:0.05~0.90%、Mn:0.90~1.50%、Cr:1.31~2.00%、Al:0.001~0.080%、V:0.10~0.70%、Mo:0.05~0.30%、及びN:0.0020~0.0180%を含有し、
任意元素として、Ca:0.0005~0.0050%、Nb:0.01~0.10%、B:0.0005~0.0050%、及びTi:0.01~0.10%の少なくとも1種を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなると共に、下記式1~式4を満足する化学成分組成を有し、
フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が5%以上50%未満、ベイナイトの相分率が50%以上、パーライトの相分率が5%以下である内部金属組織を有し、
上記表面硬化層においては、硬さが513HV以上の硬化深さが0.30mm以上であり、γ’相及びε相を含む化合物層が10μm以上の厚みで表面に存在し、かつ、上記化合物層においては、γ’相の相分率が80%以上である、窒化鋼部品。
式1:3Mn+2Cr+10Mo≧7.0、
式2:2.0≦10C+Mn+Si≦3.0、
式3:285V+7800N-0.34V/N+900≦1150、
式4:-2Si+5Cr+6Al+2V+5Mo≦10.0
(ただし、式1~式4における元素記号は、各元素の含有率(質量%)の値を示す。)
【請求項2】
窒化処理による表面硬化層を有する窒化鋼部品であって、
質量%で、必須元素として、C:0.05~0.15%、Si:0.05~0.90%、Mn:0.30~1.50%、Cr:1.31~2.00%、Al:0.001~0.080%、V:0.10~0.70%、N:0.0020~0.0180%、及びB:0.0005~0.0050%を含有し、
任意元素として、Mo:0.00~0.30%、Ca:0.0005~0.0050%、Nb:0.01~0.10%、及びTi:0.01~0.10%の少なくとも1種を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなると共に、下記式1’~式4を満足する化学成分組成を有し、
フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が5%以上50%未満、ベイナイトの相分率が50%以上、パーライトの相分率が5%以下である内部金属組織を有し、
上記表面硬化層においては、硬さが513HV以上の硬化深さが0.30mm以上であり、γ’相及びε相を含む化合物層が10μm以上の厚みで表面に存在し、かつ、上記化合物層においては、γ’相の相分率が80%以上である、窒化鋼部品。
式1’:3Mn+2Cr+10Mo≧4.0、
式2’:1.0≦10C+Mn+Si≦3.0、
式3:285V+7800N-0.34V/N+900≦1150、
式4:-2Si+5Cr+6Al+2V+5Mo≦10.0
(ただし、式1’~式4における元素記号は、各元素の含有率(質量%)の値を示す。)
【請求項3】
上記化学成分組成は、さらに、下記式5を満足する、請求項1又は2に記載の窒化鋼部品。
式5:Si+10Al≧0.4
(ただし、式5における元素記号は、各元素の含有率(質量%)の値を示す。)
【請求項4】
上記表面硬化層の内方に、ブラウナイト層が存在しない、あるいは10μm以下の厚さで存在する、請求項1又は2に記載の窒化鋼部品。
【請求項5】
請求項1又は2に記載の窒化鋼部品を製造する方法であって、上記化学成分組成を有すると共に所望形状を有する鋼部品を準備し、該鋼部品に窒化処理を施して表面硬化層を設けるにあたり、上記窒化処理は、下記式A及び式Bを満足する条件において行う、窒化鋼部品の製造方法。
式A:-3.04×t+0.00517×T×t≧35、
式B:1.3≦log10Kn+0.003×T≦1.6
(ただし、T:窒化処理温度(℃)、t:窒化処理時間(分)、Kn:窒化ポテンシャル(atm-0.5))
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、窒化鋼部品及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
例えば自動車用歯車やシャフトのように高い疲労強度を必要とする鋼部品は、表面硬化を目的とした浸炭、高周波熱処理等の処理が施されている。これらの処理は、鋼部品をオーステナイト変態域まで加熱した後、焼入れを行うため、熱又はマルテンサイト変態に起因した歪の発生が問題になる。この歪については、オーステナイト変態温度以下において処理が行われる窒化処理を採用することによって抑制が可能である。
【0003】
しかしながら、窒化処理はその処理温度が低いため、必要な疲労強度を確保するために十分な硬化深さを得ようとすると長時間の処理が必要となり、高い生産性を確保することが困難となる。生産性を向上させるため、長時間処理の代わりに窒化処理温度を可能な範囲で上昇させることによって硬化深さを増加させ、これにより疲労強度向上を図ることも考えられるが、その効果だけではまだ十分とは言えない。
【0004】
なお、本願における「窒化処理」とは、鋼表面から実質的に窒素のみを侵入させて主に窒化物からなる化合物層及び芯部に比べ窒素含有率の高い状態で固溶強化・析出強化させた表面拡散層を形成する処理であり、窒素と共に炭素を侵入させて主に炭窒化物からなる化合物層及び芯部に比べ窒素と炭素含有率の高い状態で固溶強化・析出強化させた表面拡散層を形成する「軟窒化処理」と区別される狭義の窒化処理を意味する。
【0005】
窒化処理を適用した窒化鋼に関する先行技術としては、例えば、特許文献1がある。ここには、窒化処理を3段階で行い、それぞれの窒化処理において窒化ポテンシャルを変化させ、表層の化合物層におけるγ’相の体積割合を向上させ、疲労強度を向上させることが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
上記特許文献1の技術によれば、ある程度の疲労強度向上を実現できる可能性があるが、芯部硬さ+50HV(かなり低い硬さ基準と考えられる)となる深さと定義されている実用硬化深さが0.24~0.37mm程度となっており、この効果はまだ十分とは言えない。また、窒化処理の手法も複数段異なる条件で行う必要があり、比較的煩雑であるといえる。そのため、窒化処理を煩雑化させることなく、更に窒化処理による疲労強度向上効果を高められる技術が求められていた。また、窒化鋼部品においては、疲労強度だけでなく静的強度も兼ね備えた特性が求められる。
【0008】
本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、疲労強度を従来よりも高めることができると共に静的強度も兼ね備えた窒化鋼部品及びその製造方法を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【0009】
本発明の第1の態様は、窒化処理による表面硬化層を有する窒化鋼部品であって、
質量%で、必須元素として、C:0.05~0.15%、Si:0.05~0.90%、Mn:0.90~1.50%、Cr:1.31~2.00%、Al:0.001~0.080%、V:0.10~0.70%、Mo:0.05~0.30%、N:0.0020~0.0180%を含有し、
任意元素として、Ca:0.0005~0.0050%、Nb:0.01~0.10%、B:0.0005~0.0050%、及びTi:0.01~0.10%の少なくとも1種を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなると共に、下記式1~式4を満足する化学成分組成を有し、
フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が5%以上50%未満、ベイナイトの相分率が50%以上、パーライトの相分率が5%以下である内部金属組織を有し、
上記表面硬化層においては、硬さが513HV以上の硬化深さが0.30mm以上であり、γ’相及びε相を含む化合物層が10μm以上の厚みで表面に存在し、かつ、上記化合物層においては、γ’相の相分率が80%以上である、窒化鋼部品にある。
式1:3Mn+2Cr+10Mo≧7.0、
式2:2.0≦10C+Mn+Si≦3.0、
式3:285V+7800N-0.34V/N+900≦1150、
式4:-2Si+5Cr+6Al+2V+5Mo≦10.0
(ただし、式1~式4における元素記号は、各元素の含有率(質量%)の値を示す。)
【0010】
本発明の第2の態様は、窒化処理による表面硬化層を有する窒化鋼部品であって、
質量%で、必須元素として、C:0.05~0.15%、Si:0.05~0.90%、Mn:0.30~1.50%、Cr:1.31~2.00%、Al:0.001~0.080%、V:0.10~0.70%、N:0.0020~0.0180%、B:0.0005~0.0050%を含有し、
任意元素として、Mo:0.00~0.30%、Ca:0.0005~0.0050%、Nb:0.01~0.10%、及びTi:0.01~0.10%の少なくとも1種を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなると共に、下記式1’~式4を満足する化学成分組成を有し、
フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が5%以上50%未満、ベイナイトの相分率が50%以上、パーライトの相分率が5%以下である内部金属組織を有し、
上記表面硬化層においては、硬さが513HV以上の硬化深さが0.30mm以上であり、γ’相及びε相を含む化合物層が10μm以上の厚みで表面に存在し、かつ、上記化合物層においては、γ’相の相分率が80%以上である、窒化鋼部品にある。
式1’:3Mn+2Cr+10Mo≧4.0、
式2’:1.0≦10C+Mn+Si≦3.0、
式3:285V+7800N-0.34V/N+900≦1150、
式4:-2Si+5Cr+6Al+2V+5Mo≦10.0
(ただし、式1’~式4における元素記号は、各元素の含有率(質量%)の値を示す。)
【0011】
本発明の第3の態様は、上記第1及び第2の態様の窒化鋼部品を製造する方法であって、上記化学成分組成を有すると共に所望形状を有する鋼部品を準備し、該鋼部品に窒化処理を施して表面硬化層を設けるにあたり、上記窒化処理は、下記式A及び式Bを満足する条件において行う、窒化鋼部品の製造方法にある。
式A:-3.04×t+0.00517×T×t≧35、
式B:1.3≦log10Kn+0.003×T≦1.6
(ただし、T:窒化処理温度(℃)、t:窒化処理時間(分)、Kn:窒化ポテンシャル(atm-0.5))
【発明の効果】
【0012】
第1の態様の上記窒化鋼部品は、上記各元素の含有範囲を満たすと共に上記式1~式4を具備する特定の化学成分組成を有し、かつ、上記特定の内部金属組織及び上記特定の要件を満たす表面硬化層を具備することによって、疲労強度を向上させ、かつ、静的強度を確保することができる。
【0013】
部品全体の疲労強度を向上させるためには、比較的短い時間で効率良く硬化深さを増加させ、最表層から比較的深い部分まで疲労強度を向上させると同時に、最表面近傍の疲労強度をさらに向上させる必要があるが、さらに、第3の態様の製造方法にあるように、上記特定の成分からなる鋼に、上記式A、Bの条件を満足する窒化処理を行った場合に、後述する通り、γ’相比率の高い化合物層を形成することができ、かつ比較的短い時間の窒化処理で、効率良く深い硬化深さを達成でき、優れた静的強度、疲労強度が得られることを見出したものである。
【0014】
すなわち、上記検討の結果得られた上記窒化鋼部品は、上記表面硬化層において、硬さが513HV以上の硬化深さが0.30mm以上であり、硬化深さを十分に確保し、比較的深い部分まで疲労強度を高めてある。かつ、上記表面硬化層の最表面近傍には、γ’相及びε相を含む化合物層が10μm以上の厚みで表面に存在し、かつ、上記化合物層においては、γ’相の相分率が80%以上である化合物層を備えている。この化合物層の存在により、最表面近傍の疲労強度が向上する。そのため、上記窒化鋼部品は、その部品全体の疲労強度が向上したものとなる。
【0015】
さらに、上記窒化鋼部品は、マルテンサイトや残留オーステナイトを含まず、フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が5%以上50%未満、ベイナイトの相分率が50%以上、パーライトの相分率が5%以下である内部金属組織を有している。これにより、靭性を高めることができ、十分な静的強度を確保することができる。そして、結果として、疲労強度が向上すると共に静的強度を確保した窒化鋼部品を得ることができる。
【0016】
また、このような優れた窒化鋼部品は、上記製造方法にあるように、上記式A及び式Bを満足する条件において窒化処理を行うことにより、容易に得ることができる。
【0017】
第2の態様の上記窒化鋼部品は、上記各元素の含有範囲を満たすと共に上記式1’~式4を具備する特定の化学成分組成を有し、かつ、上記特定の内部金属組織及び上記特定の要件を満たす表面硬化層を具備することによって、第1の態様の場合と同様に、疲労強度を向上させ、かつ、静的強度を確保することができる。
【0018】
そして、第2の態様の場合には、第1の態様の場合と比較して、上記特定の範囲でベイナイト生成に寄与するB(ホウ素)の添加を必須とし、かつ、式1及び式2を式1’及び式2’に変更することにより、Bと同様にベイナイト生成に寄与する元素であるMn及びMoの含有可能範囲の下限を拡大することができる。そのため、Mn及び高価な元素であるMo含有率を低減することが容易となり、これによるコストダウンを期待することができる。
【図面の簡単な説明】
【0019】
【
図2】3点曲げ試験片の構成を示す、(A)左側面図、(B)正面図。
【
図3】試料No.33におけるブラウナイトの存在状態を示す金属組織写真。
【
図4】試料No.41におけるブラウナイトの存在状態を示す金属組織写真。
【
図5】硬化深さと曲げ疲労強度の相関に関し、γ’相の相分率との関係を示す説明図。
【
図6】Ca含有率と切削性(工具摩耗量)との関係を示す説明図。
【
図7】式5の値と曲げ疲労強度の相関に関し、熱間加工温度との関係を示す説明図。
【
図8】式5の値とブラウナイト層厚さの相関に関し、熱間加工温度との関係を示す説明図。
【発明を実施するための形態】
【0020】
まず、第1の態様の窒化鋼部品の化学成分組成の限定理由を説明する。
【0021】
C:0.05~0.15%;
C(炭素)は、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、Mo、V炭窒化物の時効析出にも寄与することから、0.05%以上含有させる。一方、Cの含有率が高すぎると金属組織におけるフェライト率が減少し、切削性が悪化するおそれがあるため、その上限値は、0.15%とする。
【0022】
Si:0.05~0.90%;
Si(ケイ素)は、固溶強化による強度向上と、脱酸効果を発揮するため、0.05%以上含有させる。一方、Si含有率が高すぎると切削性が悪化するため、その上限値は0.90%とする。
【0023】
Mn:0.90~1.50%;
Mn(マンガン)は、焼入れ性確保によるベイナイト変態に寄与するため、0.90%以上含有させる。一方、Mn含有率が高すぎると窒化処理前の鍛造後の硬さが高くなりすぎ切削性が悪化するため、その上限値は1.50%とする。
【0024】
Cr:1.31~2.00%;
Cr(クロム)は、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、窒化後の表面硬さ及び硬化深さ向上にも有効であるため、1.31%以上含有させる。一方、Cr含有率が高すぎるとかえって硬化深さが低下してくるため、その上限値は2.00%とする。
【0025】
Al:0.001~0.080%;
Al(アルミニウム)は、脱酸のために、0.001%以上の添加が必要である。一方、Al含有率が高くなると、同じ硬化深さを得るのに窒化処理時間が長く必要になるため、その上限値は0.080%とする。
【0026】
V:0.10~0.70%;
V(バナジウム)は、窒化後の表面硬さ向上及び窒化処理時の加熱による炭窒化物の時効析出による時効硬化による効果により、窒化後の内部硬さ及び硬化深さの向上に有効であるため、0.10%含有させる。一方、V含有率が0.70%を超えると時効硬化の効果が飽和するため、その上限値は0.70%とする。
【0027】
Mo:0.05~0.30%;
Mo(モリブデン)は、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、Vと同様に、窒化後の表面硬さ向上及び窒化処理時におけるMo炭窒化物の時効析出による時効硬化により、窒化後の内部硬さ、硬化深さ向上に有効であるため、0.05%以上含有させる。一方、Mo含有率が高すぎると、組織がマルテンサイトとなりやすく、切削性も悪化し、コストも悪化するため、その上限値は0.30%とする。
【0028】
N:0.0020~0.0180%;
N(窒素)は、不可避的に含有される元素である。脱ガス処理によりNの含有率を低くすることは可能であるが、低くしようとすると、必要な脱ガス処理が長時間になり、コストアップにつながるため、下限値は0.0020%とする。一方、N含有率を高くし過ぎると鋳造時に巣が発生するおそれがあるため、その上限値は0.0180%とする。
【0029】
次に、上記窒化鋼部品の化学成分組成は、上記必須元素を上記範囲で含有すると共に、さらに、Ca:0.0005~0.0050%、Nb:0.01~0.10%、B:0.0005~0.0050%、及びTi:0.01~0.10%の少なくとも一種を含有してもよい。なお、これら4種の元素を全く含有しなくてもよい。
【0030】
Ca:0.0005~0.0050%;
Ca(カルシウム)は、任意元素であり、未添加でも基本的には問題ない切削性を得られる。ただし、部品強度を高める目的で本発明の範囲内でも、フェライト率を低めとし、鍛造後の硬さを高めにする制御をしている場合、切削加工時に被削材と工具との接触位置で切削温度が高くなりやすく、切削性を改善した方がより良い場合がある。このような場合に、Caを0.0005%以上添加することにより、切削性を改善し、鍛造後の仕上げ加工の効率化を図ることができる。これは切削時の高温下で被削材に含まれるCaなどが工具表面で酸化物として被膜上に生成し、工具摩耗を抑制する働きがあるためである。一方、Ca含有率が高すぎると、酸化物などを生成し、窒化鋼部材の強度に悪影響を及ぼすおそれがあるため、Caを添加する場合の上限値は、0.0050%とする。
【0031】
Nb:0.01~0.10%;
Nb(ニオブ)は、任意元素であり、含有させれば結晶粒を微細化し、靭性を高め、強度を向上させる効果を発揮する。この効果を得る場合には、0.01%以上添加することが好ましい。一方、Nbを添加する場合その含有率が0.10%を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、Nb含有率の上限値は0.10%とすることが好ましい。
【0032】
B:0.0005~0.0050%;
B(ホウ素)は、任意元素であり、含有させれば組織におけるフェライト生成を抑え、ベイナイトの生成をしやすくする作用がある。この効果を得る場合には、0.0005%以上添加することが好ましい。一方、Bを添加する場合その含有率が0.0050%を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、B含有率の上限値は0.0050%とする。
【0033】
Ti:0.01~0.10%;
Ti(チタン)は、任意元素であり、含有させれば、結晶粒を微細化し、靭性を高め、強度を向上させる効果を発揮する。この効果を得る場合には、0.01%以上添加することが好ましい。一方、Tiを添加する場合その含有率が0.10%を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、Ti含有率の上限値は0.10%とすることが好ましい。
【0034】
次に、上記窒化鋼部品の化学成分組成は、上記必須元素を上記範囲で含有した上で、上述した式1~式4を満たす必要がある。すなわち、式1~式4は、本発明の成分範囲に限定された範囲において成立させるべき条件式である。
【0035】
式1:3Mn+2Cr+10Mo≧7.0;
式1を具備することは、パーライト生成を相分率で5%以下に抑制しつつ、ベイナイト主体の組織を得るために必要である。
【0036】
式2:2.0≦10C+Mn+Si≦3.0;
式2は、ベイナイト率及びフェライト率を適切な範囲に確保するのに有効な関係式である。10C+Mn+Siの値が2.0未満の場合にはフェライト率が高くなりすぎ、一方、3.0を超える場合には、フェライト率が低くなりすぎるおそれがある。
【0037】
式3:285V+7800N-0.34V/N+900≦1150;
式3は、窒化後に十分な強度を確保するために必要な鋼材成分範囲を規定する関係式である。この関係式を具備することにより、通常想定される最終鍛造時の温度においてV炭窒化物を十分に固溶させることができ、その後の窒化処理時に析出させて強度向上を図ることが可能となる。なお、最終鍛造温度を高くすれば、上記関係式を満たさなくてもV炭窒化物を固溶させることが可能な場合もあるが、鍛造コスト・生産性の観点から想定される現実的な鍛造温度では、この式を満足しなければ鍛造時にV炭窒化物を十分に固溶できないため、上記式3を具備することは必要である。
【0038】
式4:-2Si+5Cr+6Al+2V+5Mo≦10.0;
式4は、窒化後の化合物層中のγ'相分率を高めるために具備すべき関係式である。
【0039】
次に、上記窒化鋼部品の内部金属組織(表面硬化層よりも内部の金属組織)は、フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が5%以上50%未満、ベイナイトの相分率が50%以上、パーライトの相分率が5%以下である。
【0040】
フェライト相分率:5%以上50%未満;
フェライト率(相分率)が低すぎると切削性が悪化するため、5%以上確保することが必要である。また、フェライト率の上限値はベイナイト率及びパーライト率より決定されるが、少なくともベイナイト率を50%以上確保する関係から、自ずとフェライト率は50%未満となる。
【0041】
ベイナイト相分率:50%以上;
ベイナイト率(相分率)は、高いほど部品内部の靭性を向上させるため、少なくとも50%以上とすることにより、静的強度を確保することができる。
【0042】
パーライト相分率:5%以下;
パーライト率(相分率)は、本願のような化学成分組成にVが含まれている場合には、パーライトがフェライト及びベイナイトよりも硬さが高くなり、切削性を低下させる。そのため、パーライト率は、5%以下に制限する。
【0043】
次に、上記窒化鋼部品は、上記表面硬化層においては、硬さが513HV以上の硬化深さが0.30mm以上、好ましくは0.35mm以上であり、γ’相及びε相を含む化合物層が10μm以上、好ましくは15μm以上の厚みで表面に存在し、かつ、上記化合物層においては、γ’相の相分率が80%以上である。
【0044】
硬さが513HV以上の硬化深さを0.30mm以上とすることにより、表面硬化層を強化して部品の疲労強度を確保することができる一方、0.30mm未満の場合には、その効果が十分に得られないおそれがある。
【0045】
また、γ’相及びε相を含む化合物層が10μm以上の厚みで表面に存在し、かつ、上記化合物層においては、γ’相の相分率が80%以上であることにより、表面硬化層における特に最表面近傍の疲労強度を確保することができる。一方、化合物層の厚み及びγ’相の相分率の少なくとも一方が上記下限値を下回る場合には、その効果が十分に得られないおそれがある。特に本発明においては、γ’相の相分率を高めることが疲労強度改善に大きく寄与するため、高い性能を得るために重要なポイントとなる。
【0046】
なお、上記γ’相は、Fe4Nを主体とする相であり、ε相は、Fe2-3Nを主体とする相である。
【0047】
次に、第2の態様の窒化鋼部品の化学成分組成の限定理由を説明する。
【0048】
B:0.0005~0.0050%;
B(ホウ素)は、組織におけるフェライト生成を抑え、ベイナイトの生成をしやすくするために、必須元素として、0.0005%以上含有させる。一方、Bの含有率が0.0050%を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、B含有率の上限値は0.0050%とする。そして、このBを必須添加元素とすることにより、後述するように、Mn及びMoの含有可能範囲の下限値の拡大を図ることができる。
【0049】
Mn:0.30~1.50%;
Mn(マンガン)は、焼入れ性確保によるベイナイト変態に寄与するため、0.30%以上含有させる。この下限値は、上述したようにBを必須添加元素とすることにより低い方に広げることが可能となる。一方、Mn含有率が高すぎると窒化処理前の鍛造後の硬さが高くなりすぎ切削性が悪化するため、その上限値は1.50%とする。なお、第2の態様において第1の態様との重複部分を除くMnの含有範囲を表現する場合には、Mn:0.30~1.50%(ただし、0.90%以上を除く)、あるいは、Mn:0.30%以上0.90%未満と表現することができる。
【0050】
Mo:0.00~0.30%;
Mo(モリブデン)は、上述したようにBを必須添加元素とすることにより、必須添加が必要のない任意元素となる。Moは、添加することにより、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、Vと同様に、窒化後の表面硬さ向上及び窒化処理時におけるMo炭窒化物の時効析出による時効硬化により、窒化後の内部硬さ、硬化深さ向上に有効である。一方、Mo含有率が高すぎると、組織がマルテンサイトとなりやすく、切削性も悪化し、コストも悪化するため、その上限値は0.30%とする。なお、第2の態様において第1の態様との重複部分を除くMoの含有範囲を表現する場合には、Mo:0.00~0.30%(ただし、0.05%以上を除く)、あるいは、Mo:0.05%未満と表現することができる。
【0051】
第2の態様においては、上述した、B、Mn及びMo以外の化学成分の限定範囲及び理由は第1の態様の場合と同様である。
【0052】
また、第2の態様においては、第1の態様の式1及び式2を式1’及び式2’に変更することが必須となる。この条件式の変更と、上述したB元素の必須元素化とを実施することにより、上述したMn及びMoの含有可能範囲の下限値を拡大することが可能となる。
【0053】
式1’:3Mn+2Cr+10Mo≧4.0;
式1’を具備することは、パーライト生成を相分率で5%以下に抑制しつつ、ベイナイト主体の組織を得るために必要である。第2の態様の場合には、第1の態様の場合よりもMn及びMoの含有可能範囲が広くなっているが、これらの実際の含有率は、上記式1’を具備する範囲内に制限されることとなる。
【0054】
式2’:1.0≦10C+Mn+Si≦3.0;
式2’は、ベイナイト率及びフェライト率を適切な範囲に確保するのに有効な関係式である。10C+Mn+Siの値が1.0未満の場合にはフェライト率が高くなりすぎ、一方、3.0を超える場合には、フェライト率が低くなりすぎるおそれがある。第2の態様の場合には、第1の態様の場合よりもMnの含有可能範囲が広くなっているが、Mnの実際の含有率は、上記式2’を具備する範囲内に制限されることとなる。
【0055】
第2の態様においては、上述した、式1’及び式2’以外の式3及び式4は、その限定範囲及び理由は第1の態様の場合と同様である。
【0056】
次に、第1の態様及び第2の態様のいずれにおいても、上記化学成分組成は、さらに、下記式5を満足することが好ましい。
式5:Si+10Al≧0.4
(ただし、式5における元素記号は、各元素の含有率(質量%)の値を示す。)
【0057】
第1及び第2の態様の窒化鋼部品においては、窒化層直下でのブラウナイトの生成を抑制することが有効である。ブラウナイトは、窒化層直下に形成されるαFeと鉄窒化物(Fe4N)の共析相であり、軟質組織であるため厚みが増加すると曲げ疲労強度が低下する原因となる。発明者らがブラウナイトの生成条件について検討したところ、特に窒化処理前の熱間加工の温度が1150℃よりも低くなった場合に生成されやすいことが分かった。その知見を基に、熱間加工温度が低い方にばらついたとしても、ブラウナイトの生成抑制可能な成分最適化について検討された結果、式5に示す条件が導かれた。そして、上述した必須となる化学成分組成の条件を具備した上で、さらに式5を具備することにより、窒化処理前の熱間加工温度が低い方にばらついたとしても、ブラウナイトの生成を抑制することができ、所望の疲労強度を確保することができる。
【0058】
そして、上記表面硬化層の内方においては、ブラウナイト層が存在しないことが好ましく、あるいは、存在しても、10μm以下の厚さで存在することが好ましい。これにより、疲労強度確保をより確実に行うことができる。
【0059】
次に、第1及び第2の態様の窒化鋼部品を製造する方法としては、上記化学成分組成を有すると共に所望形状を有する鋼部品を準備し、該鋼部品に窒化処理を施して表面硬化層を設けるにあたり、上記窒化処理は、下記式A及び式Bを満足する条件において行う、窒化鋼部品の製造方法がある。
式A:-3.04×t+0.00517×T×t≧35、
式B:1.3≦log10Kn+0.003×T≦1.6
(ただし、T:窒化処理温度(℃)、t:窒化処理時間(分)、Kn:窒化ポテンシャル(atm-0.5))
【0060】
式A:-3.04×t+0.00517×T×t≧35;
式Aは、化合物層厚さ、硬化深さを確保するために必要な関係式であり、十分な化合物層厚さ及び硬化深さを確保するためには、上記関係式を具備することが必要である。式Aを満たさない場合には、十分な化合物厚さ及び硬化深さを確保することが困難となる。
【0061】
式B:1.3≦log10Kn+0.003×T≦1.6;
式Bは、化合物層厚さ、硬化深さを確保し、かつ十分なγ’相分率を確保するために必要な関係式である。十分な化合物層厚さ及び硬化深さを確保し、かつ十分なγ’相分率を確保するためには、式Aだけでなく式Bも満足する必要がある。そして、式Bが1.3未満の場合には、十分な化合物厚さ及び硬化深さを確保することが困難となり、式Bが1.6超となる場合には、十分なγ’相分率を確保することが困難となる。
【0062】
なお、窒化処理温度T(℃)は、600℃~650℃とすることが好ましい。すなわち、窒化処理温度T(℃)は、低いほど必要な窒化処理時間が長くなり、生産性・コストが悪化する。本発明では、従来の窒化処理温度より高めとしても、優れた疲労強度を得るのに適した化合物層、表面拡散層を得ることができるので、生産性を高めるために、高い処理温度である600℃以上とすることが好ましい。高めの温度で窒化処理することにより、従来鋼を窒化処理した場合と比較して、比較的短時間に深い硬化深さを得ることができる。但し、窒化処理温度が高すぎると表面の化合物層においてε相が生成しやすくなり高い疲労強度を得るのに必要なγ'相分率が低くなるおそれがあるため、650℃以下とすることが好ましい。
【0063】
また、窒化処理時間t(分)は、180分~900分とすることが好ましい。すなわち、窒化処理時間t(分)は、短すぎると十分な化合物層厚さ及び硬化深さが確保できないため、180分以上とすることが好ましく、一方、長すぎると生産性・コストが悪化するため、900分以下が好ましい。
【0064】
また、窒化ポテンシャルKn(atm-0.5)は、0.2~0.6(atm-0.5)とすることが好ましい。窒化ポテンシャルKn(atm-0.5)は、窒化ガス雰囲気を構成するNH3ガスの分圧P(NH3)(atm)とH2ガスの分圧P(H2)(atm-0.5)との比率により、Kn=P(NH3)/P(H2)3/2の式により求められる値である。雰囲気ガスを構成するNH3ガスの分圧は赤外線式ガス分析計で、H2ガスの分圧は熱伝導度式ガス分析計で求めることができ、この窒化ポテンシャルKnは、窒化ガスの総量や流量比を調整することにより制御できる。
【0065】
この窒化ポテンシャルKn(atm-0.5)は、低すぎると十分な化合物層厚さが得られないため、0.2(atm-0.5)以上とすることが好ましく、高すぎると表面の化合物層にε相が生成しやすくなりγ'相分率が低くなるおそれがあるため、0.6(atm-0.5)以下とすることが好ましい。
【0066】
なお、窒化処理前の所望形状を有する鋼部品は、熱間鍛造等の熱間加工により粗形材を作製し、粗形材に機械加工を施すことにより得ることができる。この場合の熱間加工温度(加熱温度)は、通常、1000℃~1260℃の範囲の範囲に設定することができる。但し、前記した通り、熱間加工温度が1150℃未満になると、ブラウナイトが生成しやすくなって、疲労強度低下の原因となるので、その場合には式5を満足する成分に調整するか、熱間加工温度を1150℃以上とすることが好ましい。
【実施例0067】
(実験例1)
【0068】
上記窒化鋼部品及びその製造方法について実験例を用いて説明する。本例では、表1及び表2に示すように、化学成分が異なる(一部同一)の25種類の鋼材を準備し、それぞれ、後述する製造方法によって試験材を作製して各種試験を実施した。このうち、試料No.1~12が、本発明の化学成分組成等の条件を満足する鋼であり、試料No.13~24が一部の成分、数式の値等の条件が範囲外の比較鋼、試料No.25は、SCM420からなる従来鋼である。
【0069】
【0070】
【0071】
<素材準備>
各試験材を得るに当たって、電気炉溶解によって鋳造した鋼材を用い、これを鍛伸によって、φ32×300mmの丸棒に加工した。熱間鍛造を想定して、この丸棒を1150℃に1時間保持する加熱をし、その後、800~400℃の温度範囲が1.3℃/sの冷却速度となるよう冷却を行ない丸棒素材を得た。得られた丸棒素材は、各評価試験毎に適した試験片に加工して各種評価を行った。
【0072】
なお、従来鋼SCM420(試料No.25)については、他の鋼とは異なりVを含有しておらず析出強化による強度向上効果が得られないため、他の鋼種と同じ処理では低い強度しか得られない。そのため、従来から高強度が要求される部品にSCM420を用いる場合には、焼入れ焼もどし処理がされていることに配慮し、上記と同様に鍛伸により得られたえらφ32×300mmの丸棒素材に対し、850℃に1時間保持した後に油冷する焼入れ処理と、600℃に100分保持する焼もどし処理を行った。
【0073】
<回転曲げ疲労試験片の作製>
図1に示すように、上記丸棒素材から、両端の直径φ12mmの把持部70の間に、直径φ10mmの平行部71を有し、平行部71にこれと直角方向の深さ1mmとなる半径R1mmの切欠き72(切欠き係数:1.78)を全周にわたって設けた回転曲げ疲労試験用の試験片7をそれぞれ複数作製した。その後、複数の試験片7に対して、アンモニア(NH
3)と窒素(N
2)とを含む窒化ガスを用いたガス窒化処理を行った。窒化処理は窒化温度、窒化時間および、窒化雰囲気を所定の条件に制御した。このようにして得られた回転曲げ疲労試験用の試験片7の一部を、後述する曲げ疲労強度評価に用い、一部は曲げ疲労強度評価には用いず、試験片7の平行部71を軸方向に垂直に切断し、この切断面を観察して窒化後の硬化深さ、内部金属組織の各層の相分率、化合物層厚さやγ’相分率の測定に利用した。
【0074】
<曲げ疲労強度の測定>
曲げ疲労強度の測定は、回転曲げ疲労試験により行った。回転曲げ疲労試験は、株式会社島津製作所製の小野式回転曲げ疲労試験装置(型番:H6型)に、上記のように作製した試験片7をセットして、回転数3600rpmで繰り返し曲げ応力を付与して行った。曲げ疲労限度は、繰り返し回数107回における疲労強度を、JISZ2274の基準に従って求めた。疲労強度が650MPa以上のものを合格とした。
【0075】
<窒化後の硬化深さ>
試験片7の上記切断面を鏡面研磨して硬さ測定面とした。硬さ測定は、JISZ2244(2017)のビッカース硬さ試験-試験方法に準拠して行った。試験荷重は0.98Nとし、試験片の断面において表面から中心に向かって所定の間隔で測定を行い、硬さ分布を求めた。硬さ分布より、硬さが513HV以上の限界位置の表面からの深さを硬化深さとした。
【0076】
<内部金属組織の各相の相分率>
試験片7の上記切断面を鏡面研磨した後、5%ナイタールで腐食を行って観察面を得た。この観察面を光学顕微鏡により観察し、表面からD/4(Dは直径)の深さ位置でミクロ組織写真を撮影した。得られたミクロ組織写真を画像解析して、フェライト(α)、パーライト(P)、ベイナイト(B)組織の相分率を算出した。この観察面における任意の5点について、各相の相分率を算出し、その算術平均値を求め、これを用いた。
【0077】
<化合物層厚さ>
試験片7の上記切断面を鏡面研磨した後、5%ナイタールで腐食を行って観察面を得た。この観察面を光学顕微鏡により観察し、化合物層の厚さ測定を行った。観察倍率は×400とし、任意の箇所を5点測定し、その平均値を化合物層厚さとした。
【0078】
<γ’相分率>
試験片7の上記切断面を鏡面研磨して観察面とし、EBSD(後方散乱電子回折)により化合物層中のε相、およびγ’相を同定したPhase MAPを作成した。次に、下記式Cで表されるように、化合物層中のγ’相が占める断面面積率をγ’相分率として算出した。
式C:γ’相分率(%)=鉄窒化化合物層中のγ’相の断面面積/鉄窒化化合物層断面面積×100
なお、EBSDは、日本電子製JSM-7001FのSEMに付設されたTSL製EDAXにより測定した。
【0079】
<3点曲げ試験片の作製>
図2に示すように、各丸棒素材から、静的強度評価のための3点曲げ試験片8を採取し、上述した窒化処理を行った。3点曲げ試験片8は、一辺の長さLが10mm角で長さ55mmの角柱状を呈し、その一側面の長手方向中央位置に深さdが2mmとなる半径R5mmの円弧状のノッチ81を設けたものである。
【0080】
<3点曲げ試験>
試験片8を用いて、3点曲げ試験を行った。ノッチ81を下側に向け、両端を支点間50mmとなるように図示しない治具を配置し、試験片8の中央上側のから先端半径R1.0mmの圧子により荷重を負荷させた。圧子の下降速度は1.0mm/minとした。試験片8の引張側表面が破断するまでにかかった最大荷重から試験片8にかかる公称応力を算出し、これを静的強度とした。静的強度が800MPa以上のものを合格とした。
【0081】
(実験例2)
【0082】
<切削性評価用素材の作製>
窒化前の状態での切削性への影響を調べるため、実験例1と同様に電気炉溶解によって鋳造した鋼材を用い、これを鍛伸によって、φ75×250mmの丸棒に加工した。熱間鍛造を想定して、この丸棒を1150℃に1時間保持する加熱をし、その後、800~400℃の温度範囲が1.3℃/sの冷却速度となるよう冷却を行ない、切削試験用の試験材とした。
【0083】
<切削性評価>
切削性は、旋盤により試験材を切削する場合の切削工具の摩耗量によって評価した。上記旋盤としては、森精機製SL-25旋盤を用い、切削工具としては、タンガロイ製SNMG120408-サーメットNS530を用いた。切削条件は、切削速度:200m/min、送り速度:0.3mm/rev、切り込み:1.5mmとした。10000mの切削試験後に切削工具の逃げ面摩耗量を測定し、その値が0.3mm以下であれば合格(○)、そうでない場合を不合格(×)とした。
【0084】
実験例1及び2における、窒化処理条件及び各種評価結果を表3及び表4に示す。
【0085】
【0086】
【0087】
以下、各試料の評価結果について説明する。
表3に示されているように、試料No.1~12については、内部金属組織、表面硬化層及び化合物層の状態がすべて望ましい状態となっており、曲げ疲労強度、静的強度及び窒化処理前の状態における切削性のいずれにおいても優れた結果が得られた。
【0088】
表4に示されているように、試料No.13~25については、いずれかの評価項目において十分でない結果が得られた。
【0089】
試料No.13は、C含有率が高すぎ、式2も満たさないため、フェライト(α)率が低くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。
【0090】
試料No.14は、Cr含有率が低すぎ、式1を満たさず、パーライト(P)率が高くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。
【0091】
試料No.15は、Mn含有率が低すぎ、式2を満たさず、ベイナイト(B)率が低くなりすぎ、静的強度に劣る結果となった。
【0092】
試料No.16は、Mo含有率が低すぎ、式1を満たさず、パーライト(P)率が高くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。
【0093】
試料No.17は、V含有率が低すぎた影響で硬化深さが浅くなり、曲げ疲労強度に劣る結果となった。
【0094】
試料No.18は、式3を満たさず、硬化深さが浅くなりすぎ、曲げ疲労強度に劣る結果となった。
【0095】
試料No.19は、式4を満たさず、化合物層におけるγ’相分率が低くなり、曲げ疲労強度に劣る結果となった。
【0096】
試料No.20は、窒化処理温度が低めとなった影響で、式Aを満たさなくなり、硬化深さが浅くなりすぎ、曲げ疲労強度に劣る結果となった。
【0097】
試料No.21は、窒化処理時の窒化ポテンシャルKnが高めとなった影響で、式Bを満たさなくなり、化合物層におけるγ’相分率が低くなり、曲げ疲労強度に劣る結果となった。
【0098】
試料No.22は、窒化処理時の窒化ポテンシャルKnが低めとなった影響で、式A及びBを満たさなくなり、硬化深さが浅くなりすぎ、化合物厚さも薄くなりすぎ、曲げ疲労強度に劣る結果となった。
【0099】
試料No.23は、窒化処理における式Aを満たさず、硬化深さが浅くなりすぎ、化合物層も薄くなりすぎ、曲げ疲労強度に劣る結果となった。
【0100】
試料No.24は、窒化処理における式Bを満たさず、化合物層におけるγ’相分率が低くなり、曲げ疲労強度に劣る結果となった。
【0101】
試料No.25は、従来鋼のSCM420であり、本願の鋼とは化学成分組成が大きく異なり、成分の最適化がされていないため、硬化深さが浅くなりすぎ、化合物層におけるγ’相分率も低くなり、曲げ疲労強度に劣り、かつ切削性にも劣る結果となった。
【0102】
(実験例3)
【0103】
本例では、表5に示すように、B(ホウ素)を必須元素として含有している場合に特化して、さらに7種類の鋼材(試料No.26~32)を準備し、実験例1及び2の場合と同様の評価を行い、その結果を表6に示した。表5及び表6には、参考のため、第1実施例におけるB含有材である試料No.11及び12も示した。各試験材の製造方法、試験方法は、上述した実験例1及び2の場合と同じとした。
【0104】
なお、表5に示すように、試料No.26及び32は、Bを必須添加にした上で、Mo含有率を0.05%未満に低減した例であり、試料No.27は、Bを必須添加にした上で、Mn含有率を0.90%未満に低減した例であり、試料No.28~31は、Bを必須添加にした上で、Mo含有率を0.05%未満に低減すると共に、Mn含有率を0.90%未満に低減した例である。
【0105】
【0106】
【0107】
表6に示した試料No.26~29の結果から分かるように、Bを必須添加とした場合には、式1’及び式2’が条件を満たす限り、Mo及びMnの含有率のすくなくとも一方の下限範囲を広くした場合であっても、内部金属組織、表面硬化層及び化合物層の状態がすべて望ましい状態となっており、曲げ疲労強度、静的強度及び窒化処理前の状態における切削性のいずれにおいても優れた結果が得られた。そして、Bを添加したうえでMo及びMnを十分に加えた試料No.11及び12と同等の特性が得られることも分かった。
【0108】
これに対し、試料No.30は、式1’を満たさず、パーライト(P)率が高くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。
【0109】
試料No.31は、式2’の下限を満たさず、フェライト率が高くなりすぎると共に、ベイナイト(B)率が低くなりすぎ、静的強度に劣る結果となった。
【0110】
試料No.32は、式2’の上限を満たさず、フェライト率が低くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。
【0111】
(実験例4)
【0112】
本例では、表7に示すように、B(ホウ素)を必須元素としていない9種類の鋼材(試料No.33~41)を準備し、熱間加工温度(熱間鍛造温度)、式5の値、及びブラウナイト層の厚さとの関係を整理するための実験を行った。試料の製造方法及び評価方法は、実験例1及び2の場合と同じである。なお、ブラウナイト層の厚さ測定は、以下のように行った。
【0113】
<ブラウナイト層の判別方法>
上述した回転曲げ疲労試験片を用い、内部組織観察と同様に、試験片の平行部断面を鏡面まで研磨を行った後、5%ナイタールで腐食を行い、電子顕微鏡により観察を行った。観察倍率は20000倍とし、組織観察及びEDX分析を行った。そして、αFeと鉄窒化物(Fe4N)の共析相である部分、すなわちブラウナイト層を特定した。
【0114】
<ブラウナイト層厚さ測定方法>
ブラウナイト層の厚さ測定は、光学顕微鏡で行った。すなわち、上記のように試験片の平行部断面を鏡面まで研磨を行った後、5%ナイタールで腐食を行い、光学顕微鏡により、上記のように特定したブラウナイト層の厚さの測定を行った。観察倍率は400倍とし、任意の箇所を3点測定し、その平均値をブラウナイト層の厚さと、測定結果は表8に示した。なお、前述した試料No.1~32についても、同様にブラウナイト層の厚みを測定したが、すべて10μm以下であった。
【0115】
参考のため、試料No.33と41のブラウナイト層を観察した、光学顕微鏡による組織写真を
図3及び
図4に示す。
図3に示す例では、窒化層nの直下に、ブラウナイト層bが存在することが示されている。
図4に示す例では、窒化層nの直下に、ブラウナイト層が観察できないことが示されている。
【0116】
【0117】
【0118】
表7及び8から分かるように、試料No.33は、熱間加工温度が1000℃と低く、かつ、式5を満たさないことにより、ブラウナイト層の厚さが10μmを超えて厚くなりすぎ、曲げ疲労強度が低くなった。
【0119】
これに対し、試料No.34及び35は、熱間加工温度が1000℃と低くても、式5を満たし、ブラウナイト層の厚さが10μm以下と薄いため、曲げ疲労強度も十分に確保することができ、その他の特性も問題がなかった。
【0120】
試料No.36は、熱間加工温度が試料No.32~34よりも高いものの、依然として1100℃と低めであり、かつ、式5を満たさないことにより、ブラウナイト層の厚さが10μmを超えて厚くなりすぎ、曲げ疲労強度が低くなった。
【0121】
これに対し、試料No.37及び38は、熱間加工温度が1100℃と低くても、式5を満たし、ブラウナイト層の厚さが10μm以下と薄いため、曲げ疲労強度も十分に確保することができ、その他の特性も問題がなかった。
【0122】
試料No.39は、熱間加工温度が試料No.32~38よりも高く、1150℃であるため、式5を満たさなくてもブラウナイト層の厚さが10μm以下と薄くなり、曲げ疲労強度も十分に確保することができ、その他の特性も問題がなかった。
【0123】
試料No.40及び41は、熱間加工温度が1150℃であり、かつ、式5を満たし、ブラウナイト層の厚さが10μm以下と薄く、曲げ疲労強度も十分に確保することができ、その他の特性も問題がなかった。
【0124】
<硬化深さと曲げ疲労強度の相関に関するγ’相の相分率の影響>
次に、本発明のポイントである窒化処理により形成される化合物層中のγ’相の相分率の疲労強度に及ぼす影響を確認するため、上述した実験例1~4で得られた結果に基づき、
図5に示すように、横軸に硬化深さ、縦軸に曲げ疲労強度をとってプロットしたグラフを作成した。具体的には、Aの楕円により囲まれたグループは、γ’相分率が80%以上の例のデータをプロットしたものであり、Bの楕円により囲まれたグループは、γ’相分率が80%未満(実際には、45~65%)の例のデータをプロットしたものである。ただし、実験例4におけるブラウナイト層厚さが10μmを超える例(試料No.33及び36)は除外した。
【0125】
図5に示された結果から明らかなように、Aグループのγ’相分率が80%以上の場合、硬化深さが深くなるほど曲げ疲労強度が高くなり、同じ硬化深さで比較すると、Bグループのγ’相の相分率が80%未満の場合に比べて、明確に優れた疲労強度が得られることがわかる。そして、硬化深さを0.30mm以上とし、かつ、適切な条件で窒化処理を行って、γ’相の相分率を80%以上とした場合には、目標の曲げ疲労強度を満足することがわかる。
【0126】
<Ca含有率と切削性(工具摩耗量)との関係>
次に、窒化鋼部品の製造においては、鍛造後窒化処理前に機械加工をする必要が生じるが、部品としての強度を優れたものとする関係で、芯部硬さを高めに制御する場合に任意添加元素であるCaを添加することがある。その効果を確認するために、試料No.6~9に示すように、Ca以外の成分をほぼ固定した状態でCa含有率のみ変化させた場合の切削性評価結果、同様にCaの有無以外成分がほぼ同じ試料No.28及び29、さらには、Ca添加の例である試料No.12の切削性評価結果を、
図6に示す。
【0127】
同図は、横軸にCa含有率を、縦軸に工具摩耗量を取り、上述した各試料の結果をプロットしたものである。同図から明らかなように、Ca添加により切削性改善効果が効果的に得られることがわかる。すなわち、試料No.6はCa含有率が0.0001%であり、工具摩耗量が約0.28mmであったが、試料No.7~9においてCa含有率を高めると工具摩耗量が急激に減少し、約0.17mmまで摩耗量が低減することが確認できた。さらに、Ca添加無しの試料No.28とCa添加有りの試料No.29の比較により、Caの添加によって工具摩耗量が低減することが確認できた。また、試料No.12についてもCa添加によると思われる効果によって工具摩耗量が低い結果となった。
【0128】
Ca添加が切削性向上に効果のあること自体は従来から知られているが、その効果の程度は、場合によって異なるため、確認が必要である。今回の結果より、本発明においては、曲げ疲労強度、静的強度等他の特性を低下させることなく、かつ比較的高めの曲げ疲労強度(680~720MPa)を狙った場合においても、切削性を効果的に高めることができることが確認できた。
【0129】
<式5の値と曲げ疲労強度の相関に関する熱間加工温度の影響>
次に、実験例4の結果から、フェライト率等の組織状態を適正化していたとしても、窒化処理より前に行う熱間加工温度(鍛造温度)が曲げ疲労強度に影響を及ぼす可能性があることが分かってきた。そして、その影響は、式5を考慮することにより防止できることも分かってきた。このことを明らかにするため、横軸に式5の値を取り、縦軸に曲げ疲労強度を取り、試料No.33~41の測定値をプロットした
図7を作成した。そして、熱間加工温度毎に線分で結んだ。同図から理解できるように、熱間加工温度が1150℃以上の場合には、式5の値に関係なく、優れた曲げ疲労強度が得られる一方、熱間加工温度が1150℃未満の場合には、式5の値が0.40未満になると曲げ疲労強度を十分に確保できないことが分かる。
【0130】
<式5の値とブラウナイト層厚さの相関に関する熱間加工温度の影響>
次に、実験例4の結果に基づき、横軸に式5の値を取り、縦軸にブラウナイト層の厚さ取り、試料No.33~41の測定値をプロットした
図8を作成した。そして、熱間加工温度毎に線分で結んだ。同図から理解できるように、熱間加工温度が1150℃以上の場合には、式5の値に関係なく、ブラウナイト層の生成が十分に抑制されることがわかる。一方、熱間加工温度が1150℃未満の場合には、式5の値が低いほどブラウナイト層が生成しやすくなり、特に0.40未満になるとブラウナイト層の厚さが10μmを超えることが分かる。このことと、前述した
図8から、ブラウナイト層の生成が曲げ疲労強度に影響を及ぼしている可能性があることが分かる。
【0131】
<式5の値とブラウナイト層厚さの相関に関する熱間加工温度の影響>
次に、実験例4の結果に基づき、横軸に式5の値を取り、縦軸にブラウナイト層の厚さ取り、試料No.33~41の測定値をプロットした
図7を作成した。そして、熱間加工温度毎に線分で結んだ。同図から理解できるように、熱間加工温度が1150℃以上の場合には、式5の値に関係なく、ブラウナイト層の生成が十分に抑制されることがわかる。一方、熱間加工温度が1150℃未満の場合には、式5の値が低いほどブラウナイト層が生成しやすくなり、特に0.40未満になるとブラウナイト層の厚さが10μmを超えることが分かる。このことと、前述した
図7から、ブラウナイト層の生成が曲げ疲労強度に影響を及ぼしている可能性があることが分かる。
【0132】
したがって、窒化鋼部品の製造過程における熱間加工において、その熱間加工温度を1150℃未満に設定する場合には、化学成分設計において、式5を具備することが重要であると言える。