JP4828321B2 - 低サイクル疲労特性に優れた高周波焼入れ鋼材及び高周波焼入れ部品 - Google Patents

Description

本発明は、高周波焼入れ処理が行われる部品に用いられる低サイクル疲労特性に優れた高周波焼入れ鋼材、及び高周波焼入れ部品に関する。

歯車、軸受部品、転動部品、シャフト、及び等速ジョイント部品を高周波焼入れ処理によって形成する場合、通常、例えばＪＩＳ Ｇ ４０５２、ＪＩＳ Ｇ ４１０４〜４１０６等に規定されている中炭素の機械構造用合金鋼を、冷間鍛造（転造を含む）又は熱間鍛造−切削により所定の形状に加工した後、高周波焼入れを行うことにより形成されている。上記した歯車及び部品は、大きな衝撃が繰り返し加わることにより、繰り返し回数が少ないにもかかわらず疲労破壊することがある。このため、このような疲労破壊に対する耐性（以下、低サイクル疲労特性と記載）が求められている。

低サイクル疲労特性を改善する為の技術としては、例えば浸炭鋼材における技術であるが、特許文献１に記載の技術及び特許文献２に記載の技術がある。
特許文献１に記載の技術は、塑性変形抵抗及び粒界強度の和を一定値以上にすることにより、低サイクル疲労特性を改善するものである。塑性変形抵抗は、鋼材の化学的成分を変数とした式によって算出されるものであり、実質的には芯部硬さが高いほど高くなる。また粒界強度が高い場合は靭性が高くなる。なお、切削性を維持するために、塑性変形抵抗及び粒界強度の和には上限が設けられている。

特許文献２に記載の技術は、芯部硬さ及び浸炭層の靭性それぞれを基準値以上にすることにより、低サイクル疲労特性を改善するものである。なお、芯部硬さ及び浸炭層の靭性それぞれは、鋼材の化学的成分を変数とした関数により整理されている。
特開平１０−２５９４５０号公報（第１３及び１４段落、図１） 特開２００４−２３８７０２号公報（第２５及び２６段落）

上記した従来の技術によれば、硬化層の靭性及び芯部硬さそれぞれが高いほど低サイクル疲労特性が向上する。しかし、本発明者が検討した結果、芯部硬さを高くしても、必ずしも低サイクル疲労特性が十分な値を示すとは限らないことが判明した。
本発明は上記のような事情を考慮してなされたものであり、その目的は、低サイクル疲労特性を安定して良くすることができる、低サイクル疲労特性に優れた高周波焼入れ鋼材及び高周波焼入れ部品を提供することにある。

上記課題を解決するための本発明の要旨は以下の通りである。
（ａ）質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．２〜１．０％、
Ｍｎ：０．９７〜１．８％、
Ｓ：０．００１〜０．１５％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５％、
Ｎ：０．００２〜０．０２０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｏ：０．００２５％以下、
Ｃｒ：０．０４〜１．８％以下を含有し、
さらに、
Ｍｏ：１．５％以下、
Ｎｉ：３．５％以下、
Ｂ：０．００６％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｎｂ：０．０４％以下、
Ｔｉ：０．２％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
高周波焼入れ処理後において硬化層硬さがＨＶ５５０以上であり、
高周波焼入れ後の芯部組織が、パーライト、フェライト、及びベイナイトからなり、これらの有効結晶粒径が２８μｍ以下であり、芯部のフェライト分率が５０％以下であり、
下記（１）式で定義される指標Ａが−１１以上であることを特徴とする低サイクル疲労特性に優れた高周波焼入れ鋼材。
Ａ＝Ｍｏ＋０．２２７Ｎｉ＋１９０Ｂ−７．１８Ｃ−０．０８７Ｓｉ−１７．２Ｐ−２．７４Ｖ−０．００９５５Ｈｓ＋０．０３４４Ｎγ …（１）
ただし、Ｈｓ；表面硬さ（ＨＶ）、Ｎγ；高周波焼入れ硬化層の旧オーステナイト結晶粒度。

（ｂ） 高周波焼入れ硬化層の旧オーステナイト結晶粒度Ｎγが８〜１５番であることを特徴とする上記（ａ）に記載の低サイクル疲労特性に優れた高周波焼入れ鋼材。
（ｃ）表面の残留応力が−５００ＭＰａ以下であることを特徴とする上記（ａ）又は（ｂ）に記載の低サイクル疲労特性に優れた高周波焼入れ鋼材。

（ｄ）上記（ａ）〜（ｃ）のいずれか一項に記載の高周波焼入れ鋼材を用いた高周波焼入れ部品。高周波焼入れ部品は、例えば歯車である。

本発明によれば、高周波焼入れ鋼材及び高周波焼入れ部品において低サイクル疲労特性を安定してよくすることができる。

本発明鋼は、歯車、軸受部品、転動部品、シャフト、及び等速ジョイント部品として使用される高周波焼入れ鋼材である。

本発明者は、鋭意検討の結果、有効硬化層深さが比較的深い高周波焼入れ鋼材の低サイクル疲労破壊は、最表面における歪みの集中が原因で亀裂が発生し、脆性的に一気に破壊することにより生じると考えた。最表面における歪みの集中を遅延させるためには、表面硬化層の硬さをある基準値以上とすることが必要であり、かつ表面硬化層の靭性を向上させることも重要である。

図１は、炭素量が互いに異なる複数の低温焼戻しマルテンサイト鋼材について、引張り試験により求めた吸収エネルギーと硬さの関係を示すグラフである。硬さがある臨界値を超えると吸収エネルギーが顕著に減少すること、及びこの臨界値はＣ量が多いほど低くなる（すなわち低硬さ側に移動する）ことが分かる。本図から、表面硬化層において硬さと靭性を両立させるためには硬さをＨＶ５５０以上とし、更にＣ量を後述する範囲にする必要があることが分かる。なお、硬さの上限は、例えばＨＶ７８０であるが、これに限定されるものではない。

次に、高周波焼入れ硬化層の靭性は、表面硬さ（ＨＶ）、高周波焼入れ硬化層の旧オーステナイト結晶粒度及び芯部の化学的成分で決まるため、下記式（２）で定義される指標Ａを導入した。指標Ａが大きいほど高周波焼入れ硬化層の脆性破壊は抑制される。
Ａ＝Ｍｏ＋０．２２７Ｎｉ＋１９０Ｂ−７．１８Ｃ−０．０８７Ｓｉ−１７．２Ｐ−２．７４Ｖ−０．００９５５Ｈｓ＋０．０３４４Ｎγ …（２）
ただし、Ｈｓ；表面硬さ（ＨＶ）、Ｎγ；高周波焼入れ硬化層の旧オーステナイト結晶粒度である。

そして、Ａ≧−１１の関係を有する場合に、高周波焼入れ硬化層が脆性破壊することを抑制できる。より高い低サイクル疲労強度レベルを指向する場合は、≧−１０の関係を有するのが望ましい。また特に高い低サイクル疲労強度レベルを指向する場合は、Ａ≧−９．５の関係を有するのが望ましい。

また、表面起点で亀裂が発生する場合においても、亀裂の発生及び進行しやすさには芯部の靭性も影響する。すなわち芯部の靭性が高いほど硬化層が脆性破壊することを抑制できる。芯部の靭性は、芯部のパーライト、フェライト、及びベイナイトの結晶粒径に依存する。芯部の靭性を確保して硬化層が脆性破壊することを抑制するためには、これらの有効結晶粒径を５０μｍ以下にするのが好ましい。本発明では、実施例における発明例の前記有効結晶粒径の最大値が２８μｍであるので、２８μｍ以下とした。

なお、高周波焼入れ前の組織において、鋼中のフェライト分率は、高周波焼入性を確保する観点から、５０％以下であるのが望ましい。更に望ましくは４０％以下であり、更に望ましくは２０％以下であり、更に望ましくは１０％以下である。

次に、本発明鋼の成分を限定した理由について説明する。なお、以下の記載において％とは質量％を示す。

Ｃは鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素である。ただし、０．３５％未満では必要な引張り強度を確保することができず、０．６％を超えると硬くなって高周波焼入れ後の芯部靭性が低下し、また冷間加工性が低下する。このため、Ｃを０．３５〜０．６％の範囲内にする必要がある。

Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼に必要な強度及び焼入性を与え、更に焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素である。ただし、０．０１％未満ではその効果は不十分であり、１．０％を超えると硬さの上昇を招いて冷間鍛造性を低下させる。このため、Ｓｉを０．０１〜１．０％の範囲内にする必要がある。冷間加工を受ける鋼材の好適範囲は０．０２〜０．３％であるが、特に冷間鍛造性を重視する場合は０．０２〜０．１３％の範囲内にするのが好ましい。一方、Ｓｉは粒界強度の増加に有効な元素であり、また軸受部品、転動部品においては転動疲労過程での組織変化及び材質変化の抑制による高寿命化に有効な元素である。そのため、高強度化を指向する場合には、０．２〜１．０％の範囲が好適である。特に転動疲労強度を高いレベルで求める場合には、０．４〜１．０％の範囲にするのが好ましい。本発明では、０．２〜１．０％とする。

Ｍｎは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼に必要な強度及び焼入れ性を与えるのに有効な元素である。ただし、０．２％未満ではその効果は不十分であり、１．８％を超えるとその効果は飽和するのみならず、硬さの上昇を招いて冷間鍛造性が低下する。このため、Ｍｎを０．２〜１．８％の範囲内にする必要がある。好適な範囲は０．５〜１．２％である。なお、冷間鍛造性を重視する場合には０．５〜０．７５％の範囲にするのが好ましい。本発明では、実施例における発明鋼の最小Ｍｎ量が０．９７％であるので、０．９７〜１．８％とする。

Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、これにより被削性の向上をもたらす。ただし、０．００１％未満ではその効果は不十分であり、０．１５％を超えるとその効果は飽和する一方で粒界偏析を起こして粒界脆化を招く。このため、Ｓを０．００１〜０．１５％の範囲内にする必要がある。なお、軸受部品及び転動部品においてはＭｎＳが転動疲労寿命を劣化させるため、Ｓを極力低減する必要があり、０．００１〜０．０１％の範囲にするのが望ましい。

Ａｌは脱酸材として添加する。ただし、０．００１％未満ではその効果は不十分であり、０．０５％を超えるとＡｌＮが圧延加熱時に溶体化しないで残存し、ＴｉやＮｂの析出サイトとなり、これらの析出物の微細分散を阻害して高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化を助長する。このため、Ａｌを０．００１〜０．０５％の範囲内にする必要がある。

Ｎは鋼中でＡｌ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ等と結合して窒化物又は炭窒化物を生成し、結晶粒の粗大化を抑制する。ただし、０．００２％未満ではその効果は不十分であり、０．０２０％を超えるとその効果が飽和するとともに冷間加工性が低下する。このため、Ｎを０．００２〜０．０２０％の範囲にする必要がある。

Ｐは冷間鍛造時の変形抵抗を高め、かつ靭性を低下させる元素である。また焼入れ、焼戻し後の結晶粒界を脆化させ、疲労強度を低下させる元素である。このため、Ｐを０．０２５％以下、好ましくは０．０１５％以下にする必要がある。

Ｏは粒界偏析を起こして粒界脆化を起こしやすくするとともに、鋼中で硬い酸化物系介在物を形成して脆性破壊を起こしやすくする元素である。このため、Ｏを０．００２５％以下にする必要がある。

Ｃｒは鋼に強度及び焼入性を与えるとともに高周波焼入れ層の靭性向上に有効な元素であり、かつ軸受部品及び転動部品においては転動疲労過程での組織変化及び材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。ただし、１．８％を超えて添加すると硬さの上昇を招いて冷間鍛造性が低下する。このため、Ｃｒを添加する場合には１．８％以下にする必要がある。本発明では、実施例における発明鋼の最小Ｃｒ量が０．０４％であるので、０．０４〜１．８％とする。

また、本発明鋼ではＭｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、及びＴｉの一種又は２種以上を含有する。

Ｍｏも鋼に強度及び焼入性を与えるとともに高周波焼入れ層の靭性向上に有効な元素である。また、軸受部品及び転動部品においては高周波焼入れ後の残留γを増大させるとともに、転動疲労過程での組織変化及び材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。ただし、１．５％を超えて添加すると硬さの上昇を招いて冷間鍛造性が低下する。このため、Ｍｏを添加する場合には１．５％以下にする必要がある。特に０．０２〜０．５％の範囲が好適である。

Ｎｉも鋼に強度及び焼入性を与えるとともに高周波焼入れ層の靭性向上に有効な元素であるが、３．５％を超えて添加すると硬さの上昇を招いて冷間鍛造性が低下する。このため、Ｎｉを添加する場合には３．５％以下にする必要がある。特に０．１〜３．５％、更には０．４〜２．０％の範囲が好適である。なお、Ｎｉ含有量の下限は、０．１％以上にするのが好ましいが、これに限定されるものではない。

Ｂも鋼に強度及び焼入性を与えるのに有効な元素であり、かつ高周波焼入れ鋼材の粒界強度を向上させることにより高周波焼入れ部品としての疲労強度及び衝撃強度を向上させる効果も有している。ただし、０．００６％を超えるとその効果は飽和し、かつ衝撃強度劣化等の悪影響も生じうる。このため、Ｂを添加する場合には０．００６％以下にする必要がある。特に０．０００５〜０．００３％の範囲が好適である。

Ｖも鋼に強度、焼入性、及び焼戻し軟化抵抗を与えるのに有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると硬さの上昇を招いて冷間鍛造性が低下する。このため、Ｖを添加する場合には０．５％以下にする必要がある。特に０．０３〜０．５％、更には０．０７〜０．２％の範囲が好適である。

Ｎｂは高周波加熱の際に鋼中のＣ、Ｎと結合してＮｂ（ＣＮ）を形成し、結晶粒の粗大化を抑制するのに有効な元素であるが、０．０４％を超えて添加すると硬さの上昇を招いて冷間鍛造性が低下する。このため、Ｎｂを添加する場合には０．０４％以下にする必要がある。特に０．０３％以下が好適である。なお、Ｎｂの含有量は０．００１％以上であるのが好ましいが、特にこれに限定されるものではない。

Ｔｉは鋼中で微細なＴｉＣ、ＴｉＣＳを生成させ、これにより高周波焼入れ時のγ粒の微細化を図ることができる。また、Ｂ添加鋼においては、Ｔiは、鋼中でＮと結合してＴｉＮを生成することによるＢＮ析出防止、つまり固溶Ｂの確保を目的として添加する。ただし、０．２％を超えると、ＴｉＣの析出による鋼の硬化が顕著になって冷間加工性が顕著に低下し、かつＴｉＮ主体の析出物が多くなって転動疲労特性が低下する。このため、Ｔｉの添加量を０．２％以下にする必要がある。好適範囲は０．１％以下である。

またＴｉの添加量はＮｂの添加量に応じて調節するのが好ましい。例えばＴｉ＋Ｎｂの好適範囲は０．０２％以上０．１７％未満である。

次に、本発明鋼の製造方法について説明する。製鋼工程において溶鋼の成分調整を行った後、溶鋼を鋳造する（例えば連続鋳造）ことにより鋳片を製造する。次いで、この鋳片を圧延し、更には必要に応じて熱処理、鍛造、及び機械加工を行うことにより、所定の高周波焼入れ部品の形状に加工する。圧延条件、鍛造条件、及びその後の冷却条件を調整することにより、鋼中のフェライト分率を上記した範囲内にする。その後、高周波焼入れを行い、有効硬化層深さを３ｍｍ超にする。更に必要に応じて焼戻しを行う。

なお、必要に応じて高周波焼入れ後又は焼戻し後にピーニング処理を行い、靭性を改善してもよい。この場合、表面の残有応力が−５００ＭＰａ以下となるようにピーニング処理を行うのが好ましい。また、高周波焼入れ硬化層の旧オーステナイト結晶粒度Ｎγが８〜１５番であるのが好ましい。

本発明に規定する各条件を満たすように複数種類の高周波焼き入れ鋼材を形成し、その低サイクル疲労強度を測定した。併せて、比較例として、本発明に規定する範囲から逸出する高周波焼き入れ鋼材についても併せて評価した。

本発明の実施例の試験片は、平行部の直径が１２ｍｍの円柱形であり、中央部に半円弧の切り欠きを有している。切り欠き半径Ｒ＝１であり、切り欠き底直径は１０ｍｍである。試験方法は荷重制御４点曲げ疲労試験であり、最大負荷応力と最小負荷応力の応力比は０．１、周波数は５Ｈzである。

結果を図２に示す。図２は、指標Ａと低サイクル疲労強度の関係を示すグラフである。本グラフにおける低サイクル疲労強度は、負荷の回数が５０００回で破断する場合の曲げ応力（ＭＰａ；実験結果から算出）を示している。

従来用いられている代表的な浸炭歯車であるＳＣＭ４２０浸炭材（Ｃｐ＝０．９％、表面硬さＨＶ８００）の５０００回の低サイクル疲労強度は約９１０〜９７０ＭＰａである。これに対して、Ａ＜−１１である比較例の低サイクル疲労強度は、概ね１０００ＭＰａ未満であり、従来の浸炭材と同等レベルである。一方、Ａ≧−１１である発明例の低サイクル疲労強度は、安定して１０００ＭＰａ以上になることが示された。また、Ａ≧−１０を満たす場合に高周波焼き入れ鋼材の低サイクル疲労強度は、１２００ＭＰａ以上（ほとんどの場合は１３００ＭＰａ以上）になること、及びＡ≧−９．５を満たす場合に高周波焼き入れ鋼材の低サイクル疲労強度は、１４００ＭＰａ以上になることも示された。

以上から、Ａ−０．０００００２９３×Ｂ≧−１１を満たすことにより、高周波焼入れ鋼材の低サイクル疲労強度が安定して十分に高くなることが示された。

次に、表１の組成を有する鋼材を溶製し、熱間鍛造で４０ｍｍφの棒鋼に鍛造した後、焼準処理を行った。上記棒鋼より、平行部の直径が１２ｍｍで、中央部に切り欠き半径Ｒ＝１の半円弧の切り欠き（切り欠き底直径は１０ｍｍ）を有する試験片を作製し、種々の条件で浸炭焼入れ焼戻し処理を行った後に低サイクル疲労特性を評価した。試験方法は荷重制御４点曲げ 疲労試験であり、最大負荷応力と最小負荷応力の応力比は０．１、周波数は５Ｈzである。
結果を表２に示す。

本発明例では負荷の回数が５０００回の低サイクル疲労強度が１４００ＭＰａ以上と極めて良好な特性を示すことが明らかである。

一方、比較例２１は、Ｃ含有量が本願規定の範囲を下回っており、５０００回の低サイクル疲労強度が１０００ＭＰａ未満である。比較例２２、２３は、Ｃ含有量が本願規定の範囲を上回っており、５０００回の低サイクル疲労強度が１０００ＭＰａ未満である。比較例２４は、Ｐ含有量が本願規定の範囲を上回っており、５０００回の低サイクル疲労強度が１０００ＭＰａ未満である。比較例２５、２６は指標Ａが本願発明の範囲を下回っており、５０００回の低サイクル疲労強度が１０００ＭＰａ未満である。なお、比較例２５は高周波焼入れ硬化層の旧オーステナイト結晶粒度Ｎγが８〜１５番の範囲を下回っている。

次に、一部の試験片については、アークハイト０．５ｍｍＡの条件でジョットピーニング処理を行った。結果を表３に示す。ショットピーニング付与により、表面の残留応力を−５００ＭＰａ以下にすることにより、さらに優れた低サイクル疲労強度が得られることが明らかである。

引張り試験により求めた吸収エネルギーと硬さの関係を示すグラフ。 指標Ａと低サイクル疲労強度の関係を示すグラフ。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．３５〜０．６％、
   Ｓｉ：０．２〜１．０％、
   Ｍｎ：０．９７〜１．８％、
   Ｓ：０．００１〜０．１５％、
   Ａｌ：０．００１〜０．０５％、
   Ｎ：０．００２〜０．０２０％、
   Ｐ：０．０２５％以下、
   Ｏ：０．００２５％以下、
   Ｃｒ：０．０４〜１．８％を含有し、
   さらに、
   Ｍｏ：１．５％以下、
   Ｎｉ：３．５％以下、
   Ｂ：０．００６％以下、
   Ｖ：０．５％以下、
   Ｎｂ：０．０４％以下、
   Ｔｉ：０．２％以下、
   の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
   高周波焼入れ処理後において硬化層硬さがＨＶ５５０以上であり、
   高周波焼入れ後の芯部組織が、パーライト、フェライト、及びベイナイトからなり、これらの有効結晶粒径が２８μｍ以下であり、芯部のフェライト分率が５０％以下であり、
   下記（１）式で定義される指標Ａが−１１以上であることを特徴とする低サイクル疲労特性に優れた高周波焼入れ鋼材。
   Ａ＝Ｍｏ＋０．２２７Ｎｉ＋１９０Ｂ−７．１８Ｃ−０．０８７Ｓｉ−１７．２Ｐ−２．７４Ｖ−０．００９５５Ｈｓ＋０．０３４４Ｎγ …（１）
   ただし、Ｈｓ；表面硬さ（ＨＶ）、Ｎγ；高周波焼入れ硬化層の旧オーステナイト結晶粒度。
2. 高周波焼入れ硬化層の旧オーステナイト結晶粒度Ｎγが８〜１５番であることを特徴とする請求項１に記載の低サイクル疲労特性に優れた高周波焼入れ鋼材。
3. 表面の残留応力が−５００ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の低サイクル疲労特性に優れた高周波焼入れ鋼材。
4. 請求項１〜３のいずれか一項に記載の高周波焼入れ鋼材を用いた高周波焼入れ部品。
5. 前記高周波焼入れ部品は歯車であることを特徴とする請求項４に記載の高周波焼入れ部品。

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