JP5786815B2

JP5786815B2 - 浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材

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Publication number: JP5786815B2
Application number: JP2012161086A
Authority: JP
Inventors: 匡人森川; 雅之堀本; 松本　斉; 斉松本; 大村　朋彦; 朋彦大村
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-07-20
Filing date: 2012-07-20
Publication date: 2015-09-30
Anticipated expiration: 2032-07-20
Also published as: JP2014019920A

Description

本発明は、浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材に関する。より詳しくは、高い面疲労強度を有する歯車、プーリー、軸受などの浸炭又は浸炭窒化部品の素材として好適な浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材に関する。

自動車や各種産業機械に用いられる歯車、プーリー、軸受などの部品は、従来、次のようにして製造される。まず、ＪＩＳＧ４０５３（２００８）に規定されている機械構造用合金鋼鋼材を素材として成形し、これに浸炭処理又は浸炭窒化処理を実施する。浸炭処理又は浸炭窒化処理を実施した成形品を焼入れし、次いで、２００℃以下の温度で焼戻しを実施する。更に、必要に応じてショットピーニング処理を実施する。これにより、面疲労強度、曲げ疲労強度及び耐摩耗性など部品の所要の特性を確保する。

特に最近では、自動車の燃費向上やエンジンの高出力化が求められるのに伴い、使用環境が苛酷になっている。そのため、使用中に生じる「転がり接触」、「すべり接触」及び「転がり−すべり接触」により、早期に部品が破損する場合がある。

上記のような部品の早期破損を解決することを目的とした技術が次のとおり提案されている。

特開２００２−３１７２３９号公報（特許文献１）は、転動部表面に高い残留圧縮応力を有し、かつＮｉ皮膜を形成することで水素侵入を抑制し、転動疲労特性を高めた耐高圧部材を提供することを目的とする。具体的には、残留圧縮応力が７００ＭＰａ以上、Ｎｉ皮膜厚さが０．２〜２０μｍとすることで、耐高圧部材の転動疲労特性が高まると特許文献１には記載されている。

特開２００４−１６２１１３号公報（特許文献２）は、白層の発生を抑制することができる軸受用鋼からなる転がり摺動部材を提供することを目的とする。具体的には、マルテンサイトのラス内に平均粒径が１００ｎｍ以下の微細炭化物を析出させる。これによって、転位が移動するのを規制して、白色組織の生成を抑制することで、摺動部材の転動疲労特性が高まると特許文献２には記載されている。

特開２００５−９０６９３号公報（特許文献３）は、トライボケミカル反応により生じる水素に起因する早期はく離を防止し、転がり軸受の転動疲労寿命を延ばすことを目的とする。具体的には、残留オーステナイト量及び残留オーステナイトの分解速度を規制することでトライボケミカル反応により生じる水素量が抑制され、転がり軸受における早期はく離を防止できると特許文献３には記載されている。

特開２００８−２８０５８３号公報（特許文献４）は、水素脆性型の面疲労強度を高めて、肌焼鋼の転動疲労寿命を延ばすことを目的とする。具体的には、肌焼鋼は、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．３〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｖ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｖ＋Ｍｏ：０．４〜３．０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、表層Ｃ濃度が０．６〜１．２％、表層硬さがＨＲＣ５８以上６４未満、表層に析出するＶ系炭化物のうち粒径１００ｎｍ未満の微細なＶ系炭化物の個数割合が８０％以上である。このような構成とすることで、水素脆性型の面疲労強度が高まり、肌焼鋼の転動疲労寿命が延びると特許文献４には記載されている。

特開２００４−２７８７８１号公報（特許文献５）は、転動部表層への水素の侵入及び集合を妨げることで、ころがり軸受の転動疲労寿命を延ばすことを目的とする。具体的には、ころがり軸受の表層に窒素富化層を有して転動疲労現象を遅延させ、更には水素侵入を抑制する。更に、ころがり軸受の球状化炭化物の面積分率を１０％以上として水素の集合を妨げることにより、水素脆性はく離が抑制され、ころがり軸受の転動疲労寿命が高まると特許文献５には記載されている。

特開２００２−３１７２３９号公報特開２００４−１６２１１３号公報特開２００５−９０６９３号公報特開２００８−２８０５８３号公報特開２００４−２７８７８１号公報

特許文献１は、例えば使用中の異物混入や過大な衝撃荷重などによりＮｉ皮膜が破損した場合、水素侵入を抑制する手段がないため、早期はく離が発生する場合がある。

特許文献２〜４は、微細炭化物の析出又は残留オーステナイトの量及び分解速度を調節するための製造工程が緻密であり、同じ特性を持つ素材を安定的に生産するのは困難であり、量産には不向きである。

特許文献５は、球状化炭化物の面積分率の調整により水素の集合を妨げたとしても水素侵入が止まるわけではなく、水素侵入環境下で長時間使用し続けた場合、多量の水素による水素脆化は避けられない。その結果、早期はく離が発生する場合がある。

本発明の目的は、使用中に生じる「転がり接触」、「すべり接触」及び「転がり−すべり接触」により早期に部品が破損する問題を解消する浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材を提供することである。

本発明による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．１５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｓ：０．００３〜０．０５０％、Ｃｒ：０．７〜１．５％、Ｃｕ：０．３０〜０．８０％、Ｎｉ：０．１５〜１．０％、Ｎ：０．００３〜０．０２０％、及びＡｌ：０．００５〜０．０５０％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ及びＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００２０％以下であり、式（１）及び式（２）を満たす。
２Ｎｉ−Ｃｕ≧０・・・（１）
６Ｃ−７．５Ｓｉ＋１．６Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｃｕ−１．６Ｎｉ≧４．０・・・（２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

本発明による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材は、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．４％以下を含有してもよい。

また、本発明による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材は、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：０．２％以下、及び、Ｎｂ：０．１％以下の１種類以上を含有しても良い。

本発明によれば、使用中に生じる「転がり接触」、「すべり接触」及び「転がり−すべり接触」により早期に部品が破損する問題を解消する浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材が得られる。

図１は、本実施の形態で直径２６ｍｍの丸棒に実施した浸炭焼入れ焼戻し処理のヒートパターンを示す図である。図２は、式（２）の左辺と浸炭後の０．３ｍｍ位置硬さの関係を示す図である。図３は、ローラピッチング試験で使用する小ローラ試験片の正面図である。図４は、本実施の形態で実施する浸炭焼入れ焼戻し処理のヒートパターンを示す図である。図５は、本実施の形態で実施する浸炭窒化焼入れ焼戻し処理のヒートパターンを示す図である。図６は、ローラピッチング試験方法を示す正面図及び側面図である。図７は、ローラピッチング試験で使用する大ローラ試験片の正面図である。図８は、ローラピッチング試験で使用する大ローラ試験片に対して実施した球状化焼なまし処理のヒートパターンを示す図である。図９は、ローラピッチング試験で使用する大ローラ試験片に対して実施した焼入れ焼戻し処理のヒートパターンを示す図である。図１０は、水素分析試験片の作製工程を示す図である。図１１は、実施例中の鋼Ｃのミクロ組織写真画像である。

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。以下、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。

本発明者らは、浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材に求められる特性について検討し、以下の知見を得た。

（ａ）鋼中のＰ及びＣｕは、鍛造性を低下する。したがって、鍛造性を高めるためには、これらの元素の含有量をなるべく低くすればよい。しかしながら、後述するように、Ｃｕは転動疲労特性を高めるので、Ｃｕ含有量を低くするのは好ましくない。

Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量が下記の式（１）を満たせば、Ｃｕを含有しても鍛造性が高まる。式（１）を満たせば、Ｎｉにより、Ｃｕの鋼中への溶解度が向上し、Ｃｕの粒界析出が抑制される。その結果、熱間鍛造時に鋼が割れるのを抑制でき、鍛造性が高まる。
２Ｎｉ−Ｃｕ≧０・・・（１）

（ｂ）浸炭又は浸炭窒化部品の使用中には、潤滑剤及び外部から混入した水分から水素が発生し鋼中へ侵入する。使用中に生じる「転がり接触」、「すべり接触」及び「転がり−すべり接触」により早期に部品が破損する問題を解消するためには、鋼中への水素の侵入を抑え、鋼の転動疲労特性を高めることが好ましい。Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉ、特にＣｕは鋼中への水素の侵入を抑制する。Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉが多く含有されれば、鋼中に侵入する水素量を低く抑えることができ、部品の早期の破壊を抑制することができる。

（ｃ）使用中に生じる「転がり接触」、「すべり接触」及び「転がり−すべり接触」により早期に部品が破損する問題を解消するためには、適正な浸炭が実施されることが好ましい。鋼の化学組成と浸炭性とは、密接な関係を有する。具体的には、浸炭時のオーステナイト中のＣの活量が低い場合は浸炭が促進され、逆に活量が高い場合は浸炭が抑制される。Ｃｕ及びＮｉは、Ｃの活量を増加させ、浸炭を抑制する。言い換えれば、Ｃｕ及びＮｉを多く含有することにより、浸炭深さが低下したり浸炭コストが増加したりする場合がある。これを回避するため、各元素の適正な含有量を検討することが必要である。

そこで、本発明者らは、浸炭が適正に実施されるための化学組成について検討を行った。

表１に示す化学組成の鋼を真空溶解して溶鋼を製造した。溶鋼からインゴットを製造し、インゴットから鋼片を製造した。

表１中の各元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎ、Ａｌ、及びＯ）には、各鋼の化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が記載されている。「その他」欄には各鋼中に含有される選択元素及びその含有量（質量％）が記載されている。「式（２）の左辺」欄には、後述する式（２）の左辺の値が記載されている。また、「０．３ｍｍ位置硬さ」欄には、後述する浸炭材の０．３ｍｍ位置硬さが記載されている。なお、表１における鋼Ｘ１は、ＪＩＳＧ４０５３（２００８）に規定されたＳＣＲ４２０に相当する鋼であり、鋼Ｘ２及びＸ３は、鋼Ｘ１をベースにして、Ｃの含有量を０．２５％と０．３２％とにした。鋼Ｙ１〜Ｙ２１及び鋼Ｚ１〜Ｚ３は、鋼Ｘ１〜Ｘ３をベースにしてそれぞれ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの含有量を変えたものであり、鋼Ｙ１〜Ｙ２１及び鋼Ｚ１〜Ｚ３のＣｕ及びＮｉの含有量は式（１）を満足した。

上記の鋼片を１２００℃で加熱した。加熱後の各鋼片に対して１０００〜１１００℃の温度域で熱間圧延を行って直径３０ｍｍの丸棒とした後に放冷した。その後更に、直径３０ｍｍの丸棒を９２５℃で１時間加熱し、次いで室温まで放冷した。このようにして得られた直径３０ｍｍの丸棒の中心部から、直径２６ｍｍの丸棒を削り出した。この丸棒に、図１に示す条件で浸炭焼入れ焼戻しを実施した。具体的には、カーボンポテンシャルを０．８０％とし、９３０℃で１８０分間浸炭処理した後、油温６０℃の油中に浸漬して焼入れした。焼入れ後、１７０℃で９０分間焼戻し処理を実施した。焼戻し後は大気中で常温になるまで放冷した。

ピッチング、スポーリング、フレーキングなど、転動中の表層破壊を生じさせないためには、適正な浸炭が実施され、表面から０．３ｍｍ位置の硬さがビッカース硬さ（以下、「Ｈｖ硬さ」という。）で６８０以上となることが望ましい。上記ガス浸炭焼入れ焼戻しを実施した直径２６ｍｍの丸棒を横断し、表面からの深さ０．３ｍｍ位置におけるＨｖ硬さ（以下、「０．３ｍｍ位置硬さ」という。）を測定した。測定にはマイクロビッカース硬度計を使用し、試験力を４．９Ｎとして３点測定して平均値を求めた。

表１中の鋼Ｘ１〜Ｘ３の０．３ｍｍ位置硬さを比較すると、母材のＣ含有量が高くなるにつれて、硬くなることが分かる。すなわち、母材のＣ含有量が高くなるほど、鋼中のＣ活量が低下するために表面から侵入するＣ量が増加し、その結果、０．３ｍｍ位置硬さが高くなる。

次に、Ｃ及び合金成分の影響を検討するために、鋼Ｘ１〜Ｘ３、鋼Ｙ１〜Ｙ２１を用いて、重回帰分析を行った。具体的には、Ｃ並びに鋼中のＣの活量を低下させる作用を持つＭｎ及びＣｒと、逆にＣの活量を増加させる作用を持つＳｉ、Ｃｕ及びＮｉについて、互いの影響度を整理した。

その結果、０．３ｍｍ位置硬さは、〔Ｆｎ＝６Ｃ−７．５Ｓｉ＋１．６Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｃｕ−１．６Ｎｉ〕の値で規定できることが分かった。なお、上記ＦｎにおけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉには、それぞれ母材に含まれる各元素の含有量（質量％）が代入される。

次に、鋼Ｘ１〜Ｘ３、鋼Ｙ１〜２１及び鋼Ｚ１〜Ｚ３について、０．３ｍｍ位置硬さを縦軸に、上記の〔Ｆｎ＝６Ｃ−７．５Ｓｉ＋１．６Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｃｕ−１．６Ｎｉ〕の値を横軸にとって図２に整理した。図中の「○」印は０．３ｍｍ位置硬さがＨｖ硬さで６８０以上であったもの、「×」印はＨｖ硬さで６８０未満であったものを示す。

図２を参照して、０．３ｍｍ位置硬さと〔Ｆｎ＝６Ｃ−７．５Ｓｉ＋１．６Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｃｕ−１．６Ｎｉ〕の値とはほぼ比例関係であった。この結果から、０．３ｍｍ位置硬さがＨｖ硬さで６８０以上とするには、〔Ｆｎ＝６Ｃ−７．５Ｓｉ＋１．６Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｃｕ−１．６Ｎｉ〕の値が４．０以上であること、すなわち、下記の式（２）を満たせばよいことがわかった。
６Ｃ−７．５Ｓｉ＋１．６Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｃｕ−１．６Ｎｉ≧４．０・・・（２）

なお、鋼Ｚ１はＭｏ及びＶを含有した例であり、鋼Ｚ２はＶを含有した例であり、鋼Ｚ３はＭｏ及びＮｂを含有した例である。Ｍｏ、Ｖ及びＮｂを含有させたことによる０．３ｍｍ位置硬さの低下は確認されなかった。

以上の知見に基づいて、本発明者らは、本実施形態による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材を完成した。以下、本実施形態を詳述する。

［化学組成］
本実施の形態による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材は、以下の化学組成を有する。

Ｃ：０．１５〜０．４０％
炭素（Ｃ）は、浸炭深さを増大し、浸炭処理又は浸炭窒化処理後に急冷を行った部品の強度を高める。一方、Ｃの含有量が高すぎると、鋼材の芯部の靭性及び切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１５〜０．４０％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．１５％よりも高い。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．４０％未満である。

Ｓｉ：０．１５〜０．４０％
珪素（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。また、Ｓｉは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。一方、Ｓｉの含有量が高すぎると、上記の効果が飽和するだけでなく、鋼材の切削加工性が大きく低下する。更には、Ｓｉの含有量が高すぎると、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れによって表面硬化させる場合に粒界酸化層の著しく増加する。更には、Ｓｉは浸炭時のオーステナイト中のＣの活量を増加させ、浸炭を抑制する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１５〜０．４０％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．１５％よりも高い。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．４０％未満であり、より好ましくは０．３５％以下である。

Ｍｎ：０．５〜１．５％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の強度や焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。また、Ｍｎは浸炭時のオーステナイト中のＣの活量を低下させ、浸炭を促進する。また、ＭｎはＳと結合してＭｎＳを生成し、切削加工性を向上する。一方、Ｍｎの含有量が高すぎると、上記の効果が飽和するだけでなく、鋼材の切削加工性が大きく低下する。また、Ｍｎの含有量が高すぎると、粒界に偏析して粒界割れが発生する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５〜１．５％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．５％よりも高い。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．５％未満であり、より好ましくは１．０％以下である。

Ｓ：０．００３〜０．０５０％
硫黄（Ｓ）は、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を高める。Ｓの含有量が低すぎると、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が高すぎると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり鋼材の面疲労強度を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．００３〜０．０５０％である。Ｓ含有量の下限は、好ましくは０．００３％よりも高く、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｓ含有量の上限は、好ましくは０．０５０％未満であり、より好ましくは０．０３０％以下である。

Ｃｒ：０．７〜１．５％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の強度や焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。また、Ｃｒは、浸炭時のオーステナイト中のＣの活量を低下する元素でもあるため、浸炭を促進する。更に、Ｃｒは、水素の鋼への侵入を抑制する。一方、Ｃｒの含有量が高すぎると、上記の効果が飽和するだけでなく、鋼材の切削加工性が大きく低下する。また、Ｃｒの含有量が高すぎると、浸炭時に粒界にＣｒ炭化物が生成しやすくなり、鋼材の転動又は曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．７〜１．５％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．７％よりも高い。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは１．５％未満である。

Ｃｕ：０．３０〜０．８０％
銅（Ｃｕ）は水素の鋼への侵入を抑制する。そのため、Ｃｕは鋼の転動疲労特性を高める。一方、Ｃｕが過剰に含有されれば、鋼の靱性が低下するだけでなく、熱間脆性を引き起こす。更には、Ｃｕは浸炭時のオーステナイト中のＣの活量を増加させ、浸炭を抑制する。したがって、Ｃｕ含有量は０．３０〜０．８０％である。Ｃｕ含有量の下限は、好ましくは０．３０％よりも高い。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは０．８０％未満である。

Ｎｉ：０．１５〜１．０％
ニッケル（Ｎｉ）はＣｕ含有量が高い場合であっても、鋼の靭性を高める。また、ＮｉによってＣｕの鋼中への溶解度が向上し、Ｃｕの粒界析出が抑制されるため、熱間鍛造時に鋼が割れるのを抑制でき、鍛造性が高まる。Ｎｉは更に、Ｃｕと同様に、水素の鋼への侵入を抑制する。そのため、Ｎｉは鋼の転動疲労特性を高める。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、上記効果が飽和する。更には、浸炭時のオーステナイト中のＣの活量を増加させ、浸炭を抑制する。したがって、Ｎｉ含有量は０．１５〜１．０％である。Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは０．１５％よりも高い。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは１．０％未満である。

Ｎ：０．００３〜０．０２０％
窒素（Ｎ）は、Ａｌ、Ｎｂ及びＶと結合してＡｌＮ、ＮｂＮ及びＶＮを形成して結晶粒微細化に有効で、浸炭層の靭性を高める。一方、Ｎが過剰に含有されれば、上記の効果が飽和するばかりか、鋼中にブローホールが生成されやすくなり、ブローホールは、加工された鋼材に疵を発生する要因となる。したがって、Ｎの含有量は０．００３〜０．０２０％である。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．００３％よりも高い。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０２０％未満である。

Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌは更に、鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは上述のとおり、結晶粒を微細化する。一方、Ａｌが過剰に含有されれば、硬質な酸化物系介在物が多くなり鋼材の切削加工性が低下する。また、Ａｌが過剰に含有されれば、粗大なＡｌＮが生成されやすくなり、粗大なＡｌＮは、内部起点のスポーリング破壊の原因となる。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０５０％である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００５％よりも高い。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．０５０％未満である。なお、本発明におけるＡｌ含有量は、いわゆる酸可溶Ａｌの含有量（ｓｏｌ．Ａｌ）である。

本実施の形態による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材の残部は鉄（Ｆｅ）及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境などから混入される元素をいう。本発明においては特に、不純物中のＰ及びＯ含有量は下記の通り制限される。

Ｐ：０．０２５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは粒界割れを引き起こしやすく、面疲労強度を低下する。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量は０．０２５％以下である。好ましいＰ含有量は０．０２５％未満であり、より好ましくは０．０１５％以下である。

Ｏ：０．００２０％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。ＯはＡｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成する。この酸化物系介在物は鋼の面疲労強度を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｏ含有量は０．００２０％以下である。好ましいＯ含有量は０．００２０％未満であり、より好ましくは０．００１０％以下である。

本実施の形態による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材の化学組成は更に、次の式（１）及び式（２）を満たす。
２Ｎｉ−Ｃｕ≧０・・・（１）
６Ｃ−７．５Ｓｉ＋１．６Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｃｕ−１．６Ｎｉ≧４．０・・・（２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

［式（１）について］
上述のとおり、Ｃｕは転動疲労特性を高める。しかしながら、Ｃｕが粒界に析出すれば、粒界強度が低下する。そのため、熱間鍛造時に割れが起こりやすくなる。つまり、鍛造性が低下する。式（１）を満たせば、Ｎｉにより、Ｃｕの鋼中への溶解度が向上し、Ｃｕの粒界析出が抑制される。その結果、熱間鍛造時に鋼が割れるのを抑制でき、鍛造性が高まる。

［式（２）について］
上述のとおり、Ｍｎ及びＣｒは、浸炭時のオーステナイト中のＣの活量を低下させ、浸炭を促進する。一方、Ｓｉ、Ｃｕ及びＮｉは、浸炭時のオーステナイト中のＣの活量を増加させ、浸炭を抑制する。式（２）を満たせば、鋼の浸炭性が高まり、転動中の表層破壊を防止することができる。

本実施の形態による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材は、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏを含有してもよい。

Ｍｏ：０．４％以下
モリブデン（Ｍｏ）は選択元素である。Ｍｏは、鋼の強度、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上述の効果が得られる。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、鋼材の切削加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．４％以下である。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは０．４％未満であり、より好ましくは０．３％以下である。Ｍｏを含有させて鋼の強度、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める場合、Ｍｏ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。

本実施の形態による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材は、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ及びＮｂの１種以上を含有してもよい。Ｖ及びＮｂはいずれも、ＡｌＮによる結晶粒微細化を補い、鋼の面疲労強度を高める元素である。

Ｖ：０．２％以下
バナジウム（Ｖ）は選択元素である。Ｖは、Ｃ及びＮと結合してＶＣ及びＶＮを形成しやすい元素である。上記のうち、ＶＮは、結晶粒を微細化し、面疲労強度を高める。また、浸炭窒化時にＶＮが析出すると、前記の効果がより高まる。しかし、Ｖの含有量が高すぎると、鋼材の切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｖ含有量は０．２％以下である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．２％未満である。Ｖを含有させて鋼の面疲労強度を高める場合、Ｖ含有量は０．０２％以上とするのが好ましい。

Ｎｂ：０．１％以下
ニオブ（Ｎｂ）は選択元素である。Ｎｂは、Ｃ又は／及びＮと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ及びＮｂ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすい元素である。そして、ＮｂＣ、ＮｂＮ及びＮｂ（Ｃ、Ｎ）は、結晶粒を微細化し、面疲労強度を高める。しかし、Ｎｂの含有量が高すぎると、粗大な析出物を生成して、異常粒成長が生じやすくなる。したがって、Ｎｂ含有量は０．１％以下である。Ｎｂ含有量の上限は、好ましくは０．１％未満である。Ｎｂを含有させて鋼の面疲労強度を高める場合、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とするのが好ましい。

［製造方法］
本実施の形態による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材、及び浸炭又は浸炭窒化部品の製造方法について一例を説明する。

上述の化学組成を満たし、かつ、式（１）及び式（２）を満たす溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。溶鋼を造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレット（鋼片）を製造する。ビレットを熱間加工して、棒鋼又は線材を製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。

製造された棒鋼又は線材を焼ならし処理した後に機械加工して所定の形状の機械加工品を製造する。機械加工は例えば、切削や穿孔である。

上記機械加工品に対して、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れを実施し、その後、２００℃以下で焼戻しを実施する。また必要に応じて、仕上げ加工を実施する。仕上げ加工は、例えば研削や研磨である。以上の工程により浸炭又は浸炭窒化部品が製造される。

種々の化学組成を有する複数の鋼材を製造した。製造された鋼材に対して転動疲労特性を評価した。

表２に示す化学組成を有する鋼Ａ１〜Ａ１２、鋼Ｂ１〜Ｂ８及び鋼Ｃの溶鋼を製造した。溶鋼から鋳片（ブルーム）を製造し、鋳片から鋼片（ビレット）を製造した。

表２中の各元素記号欄（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎ、Ａｌ、及びＯ）には、各鋼中の対応する元素の含有量（質量％）が記載されている。「その他」欄には各鋼中に含有される選択元素及びその含有量（質量％）が記載されている。「式（１）の左辺」欄及び「式（２）の左辺」欄には、対応する式の値が記載されている。「式（１）の成否」欄及び「式（２）の成否」欄には、対応する式を満たす場合は「○」が、対応する式を満たさない場合は「×」が記載されている。「０．３ｍｍ位置深さ」欄には、後述するローラピッチング試験で用いる小ローラ試験片における、試験部１（図３）での０．３ｍｍ位置硬さを示す。

鋼Ａ１〜Ａ１２、鋼Ｂ１〜Ｂ８及び鋼Ｃの鋼片を１２００℃で加熱した。加熱後の各鋼片に対して１０００℃〜１１００℃の温度域で熱間鍛造を実施して、直径３０ｍｍの丸棒とした後に放冷した。その後更に、直径３０ｍｍの丸棒を９２５℃で１時間加熱し、次いで室温まで放冷した。鋼Ｂ１及びＢ２の鋼塊では、熱間鍛造時に割れが発生した。鋼Ｂ１及びＢ２は、本発明のＮｉ含有量を満足していたものの、式（１）を満たさなかったためである。したがって、鋼Ｂ１及びＢ２においては、以降の製造工程及び試験を実施しなかった。

各丸棒の中心部から、図３に示す小ローラ試験片１０を採取した。小ローラ試験片１０の長手方向は、丸棒の長手方向に一致した。図３に示すとおり、小ローラ試験片１０は、円柱状の試験部１と、試験部１と同軸に配置される円柱状の一対のつかみ部２とを備えた。試験部１の直径は２６ｍｍであり、長さは２８ｍｍであった。小ローラ試験片１０の全長は１３０ｍｍであった。

小ローラ試験片１０に対して、浸炭焼入れ焼戻し又は浸炭窒化焼入れ焼戻しを実施した。

鋼Ａ１〜Ａ３、鋼Ａ７〜Ａ１２、鋼Ｂ３〜Ｂ８、及び鋼Ｃから採取した小ローラ試験片１０に対しては、図４に示す条件で浸炭焼入れ焼戻しを実施した。具体的には、まず、カーボンポテンシャル１．００％の雰囲気中で、９３０℃で３０分間浸炭処理した。次いで、カーボンポテンシャル０．８０％の雰囲気中で、９３０℃で３０分間浸炭処理した。次いで、カーボンポテンシャル０．８０％の雰囲気中で、８５０℃で３０分間浸炭処理した。その後、油温８０℃の油中に浸漬して焼入れした。焼入れ後、１７０℃で９０分間焼戻し処理を実施した。焼戻し後は大気中で常温になるまで放冷した。

一方、鋼Ａ４〜Ａ６から採取した小ローラ試験片１０に対しては、図５に示す条件で浸炭窒化焼入れ焼戻しを実施した。具体的には、まず、カーボンポテンシャル０．９０％の雰囲気中で、９３０℃で６０分間浸炭処理した。その後、２００℃までガス冷却した。次いで、カーボンポテンシャル０．８０％の雰囲気中で、８５０℃で３０分間浸炭処理した。次いで、カーボンポテンシャル０．８０％、窒素ポテンシャル０．１０％の雰囲気中で、８４０℃で６０分間浸炭窒化処理した。その後、油温８０℃の油中に浸漬して焼入れした。焼入れ後、１７０℃で９０分間焼戻し処理を実施した。焼戻し後は大気中で常温になるまで放冷した。

浸炭焼入れ焼戻し又は浸炭窒化焼入れ焼戻しを実施した小ローラ試験片１０における、試験部１での０．３ｍｍ位置硬さを測定した。測定にはマイクロビッカース硬度計を使用し、試験力を４．９Ｎとして３点測定して平均値を求めた。

表２を参照して、鋼Ａ１〜Ａ１２の化学組成はいずれも本発明の範囲内であり、かつ、式（２）を満たした。そのため、鋼Ａ１〜Ａ１２から採取した小ローラ試験片１０の０．３ｍｍ位置硬さは６８０以上であった。また、鋼Ｂ５〜Ｂ８も、式（２）を満たした。そのため、鋼Ｂ５〜Ｂ８から採取した小ローラ試験片１０の０．３ｍｍ位置硬さは６８０以上であった。一方、鋼Ｂ３及びＢ４は、式（２）を満たさなかった。そのため、鋼Ｂ３及びＢ４から採取した小ローラ試験片１０の０．３ｍｍ位置硬さは６８０未満であった。

［ローラピッチング試験］
浸炭焼入れ焼戻し又は浸炭窒化焼入れ焼戻しを実施した小ローラ試験片１０を用いて、図６に示すローラピッチング試験を実施した。図６（ａ）は、ローラピッチング試験方法を示す正面図であり、図６（ｂ）はその側面図である。図６に示すとおり、ローラピッチング試験において、小ローラ試験片１０と大ローラ試験片２０とを準備した。大ローラ試験片２０は、図６及び図７に示すとおり円板状であり、直径が１３０ｍｍ、円周面の幅が１８ｍｍ、円周面のクラウニング曲率半径が１５０ｍｍであった。

大ローラ試験片２０は、次の工程で製造された。ＪＩＳＧ４８０５（２００８）で規定された高炭素クロム軸受鋼材ＳＵＪ２の素材を、直径１５０ｍｍを有する円板に熱間鍛造した。ミクロ偏析を抑制するために、熱間鍛造された円板の鋼材を１２５０℃で６０分間保持し、その後、室温（２５℃）まで大気中で放冷した。放冷された鋼材に対して、図８に示す処理条件で球状化焼なまし、及び図９に示す処理条件で焼入れ焼戻しを実施した。具体的には、７９０℃で３００分間保持した後、６７０℃まで徐冷し、その後、大気中で放冷した。次いで、８３０℃で６０分間保持した後、油に浸漬した。次いで、１７０℃で９０分間保持した後、大気中で放冷した。焼戻し後の鋼材を機械加工して、図７に示す形状の大ローラ試験片２０を製造した。

大ローラ試験片２０の円周面を小ローラ試験片１０の試験部１の表面に接触させ、ローラピッチング試験を実施した。試験条件を表３に示す。

表３に示すとおり、小ローラ試験片１０の回転数を１５００ｒｐｍとし、すべり率を−４０％、試験中の大ローラ試験片２０と小ローラ試験片１０との接触面圧を２５００ＭＰａ、繰り返し数を２．０×１０^７ｃｙｃｌｅとした。大ローラ試験片２０の回転速度をＶ１（ｍ／ｓｅｃ）、小ローラ試験片１０の回転速度をＶ２（ｍ／ｓｅｃ）としたとき（図６（ｂ）参照）、すべり率（％）は、以下の式により求めた。
すべり率＝（Ｖ２−Ｖ１）／Ｖ２×１００

試験中、潤滑剤（市販のオートマチックトランスミッション油）を油温９０℃、塗布量１．０リットル／ｍｉｎの条件で、大ローラ試験片２０と小ローラ試験片１０との接触部分に回転方向と反対の方向から吹き付けた。以上の条件でローラピッチング試験を実施し、転動疲労特性（転動疲労寿命）を評価した。

［昇温離脱式水素分析試験］
ローラピッチング試験中、大ローラ試験片２０と小ローラ試験片１０との接触により潤滑剤が分解されて水素が発生する。そして、発生した水素が小ローラ試験片１０の試験部１の表層から内部に侵入する。そこで、ローラピッチング試験後の小ローラ試験片１０の試験部１の吸蔵水素量を分析して、鋼の水素侵入抑制効果を評価した。

図１０は、水素分析試験片の作製方法を説明するための模式図である。まず、ローラピッチング試験後の小ローラ試験片１０の試験部１の中央部１１を切り出した。中央部１１は円板であり、幅は７ｍｍであった。更に、中央部１１に対してくり貫き加工を実施し、１ｍｍの肉厚を有する円環部材１２を製造した。円環部材１２を製造したのは、次の理由による。中央部１１は、ローラピッチング試験において試験部１が大ローラ試験片２０と接触する範囲に相当し、応力が負荷される範囲に相当する。上述のとおり、潤滑剤が分解されて発生する水素は、ローラピッチング試験中に試験部１の中央部１１の表面内に侵入する。水素は表面から侵入するため、表層１ｍｍの厚さ部分の水素濃度は、試験部１中心部の水素濃度よりも高い。したがって、円環部材１２内の水素濃度を測定すれば、各鋼における水素吸蔵量を比較しやすい。

更に、円環部材１２を周方向で４分割し、そのうちの１つ（１／４周部材）を水素分析試験片１３とした。水素分析試験片１３の質量はいずれも１ｇであった。

次に、水素分析装置を準備した。水素分析装置は、石英チャンバと、赤外線加熱炉と、四重極質量分析計とを備えた。水素分析試験片１３を石英チャンバに収納した。その後、石英チャンバ内を１０^−３Ｐａまで減圧した。赤外線加熱炉を用いて、減圧された石英チャンバを、昇温速度が一定になるように加熱した。加熱により、石英チャンバ内の水素分析試験片１３からガスが放出された。放出されたガスは四重極質量分析計に送られた。

四重極質量分析計は、イオン源部と、四重極部と、イオン検出部とを備えた。四重極質量分析計に送られたガスは、イオン源部でイオン化される。イオン化されたガスは四重極部を通過してイオン検出部に送られる。イオン検出部はイオン化されたガスをイオン化電流として検出し、ガスの定量分析を行う。四重極部では、印加により水素ガスイオンのみが通過できるように制御される。したがって、イオン化電流は水素分析試験片１３から放出された水素の放出速度と相関を持つ。検出されたイオン化電流を、予め水素放出速度が検出された標準リークにより得られたイオン化電流と比較することにより、水素分析試験片１３の水素放出速度が検量される。そして、縦軸を水素放出速度とし、横軸を温度とする水素放出曲線が得られる。

各温度における水素放出速度（ｐｐｍ／ｓｅｃ）は式（Ｉ）で示され、水素分析試験片１３中の水素濃度（ｐｐｍ）は式（ＩＩ）で示される。

水素放出速度＝Ｃ×Ｉ／Ｗ・・・（Ｉ）
水素濃度＝Ｔ×Σ（Ｃ×Ｉ／Ｗ）・・・（ＩＩ）
ここで、Ｃは換算係数である。Ｉはイオン化電流である。Ｗは水素分析試験片の質量である。Ｔはイオン化電流の測定間隔（ｓｅｃ）である。

本実施例では、赤外線加熱炉による昇温速度を１０℃／ｍｉｎとして、石英チャンバ内の水素分析試験片１３を室温から６００℃まで加熱した。そして、上記式（Ｉ）及び式（ＩＩ）に基づいて、水素濃度を検量した。

石英チャンバ内に残留した水素を試験前に除去するため、各鋼の試験前には、水素分析試験片１３をセットせずに上記昇温速度で石英チャンバを室温から６００℃まで加熱した。更に、分析ノイズを減らすため、石英チャンバに水素分析試験片１３をセットせずにイオン化電流ＩＢを検量した。そして、その後水素分析試験片１３を石英チャンバに収納して、上記条件によりイオン化電流ＩＡを検量した。そして、式（Ｉ）及び（ＩＩ）におけるイオン化電流Ｉを式（ＩＩＩ）に示すとおり定義して、水素濃度を求めた。

イオン化電流Ｉ＝ＩＡ−ＩＢ・・・（ＩＩＩ）
なお、ローラピッチング試験を実施する前の水素濃度は、いずれの試験番号においても０．１５ｐｐｍ以下であった。

［試験結果］
表４に試験結果を示す。

表４中の「処理」欄には、図４に示す浸炭焼入れ焼戻しを実施した鋼には「浸炭」が、図５に示す浸炭窒化焼入れ焼戻しを実施した鋼には「浸炭窒化」が記載されている。表４中の「転動疲労寿命［回］」欄には、ローラピッチング試験において小ローラ試験片１０が破損したサイクル数が記載されている。同欄に記載された「−」は、その鋼がローラピッチング試験に耐久したことを示す。「ローラピッチング試験後の小ローラの水素濃度［ｐｐｍ］」欄には、上述の昇温離脱式水素分析試験によって得られた水素濃度が記載されている。

表４を参照して、鋼Ａ１〜Ａ１２から採取した小ローラ試験片１０はいずれも、ローラピッチング試験に耐久し、２．０×１０^７ｃｙｃｌｅ後も破損しなかった。つまり、鋼Ａ１〜Ａ１２の丸棒は優れた転動疲労特性を有した。そして、ローラピッチング試験後の鋼Ａ１〜Ａ１２の水素濃度は、鋼Ｃ（Ｃｕ及びＮｉのほとんど含有せず、他の化学組成は本発明の範囲内）の水素濃度よりも低い値を呈した。したがって、鋼Ａ１〜Ａ１２では、水素の侵入が抑制された。

鋼Ｂ３、Ｂ４、及びＢ６〜Ｂ８から採取した小ローラ試験片１０は、ローラピッチング試験中（２．０×１０^７ｃｙｃｌｅ以前）に破損したため、水素濃度を測定しなかった。鋼Ｂ３及びＢ４はＣｕ及びＮｉを本発明の範囲で含有しているものの、式（２）を満足しなかった。そのため、鋼Ｂ３及びＢ４はＣ活量が増加し、浸炭が抑制された結果０．３ｍｍ位置硬さが低くなり、転動疲労特性が鋼Ｃよりも劣った。鋼Ｂ６はＳｉ含有量が高すぎ、浸炭時に粒界酸化層が増加し、転動疲労特性が鋼Ｃよりも劣った。鋼Ｂ７はＭｎ含有量が高すぎ、粒界偏析による粒界割れが生じ、転動疲労特性が鋼Ｃよりも劣った。鋼Ｂ８はＣｒ含有量が高すぎ、粒界にＣｒ炭化物が多量に析出し、転動疲労特性が鋼Ｃよりも劣った。

鋼Ｂ５は式（１）及び（２）のいずれも満足しており、２．０×１０^７ｃｙｃｌｅのローラピッチング試験に耐久した。しかし、鋼Ｂ５の水素濃度は鋼Ｃと同程度であった。Ｃｕ含有量が本発明の範囲より低いことにより、Ｃｕの水素侵入抑制効果が発揮されなかったと考えられる。

実施例１でローラピッチング試験に耐久した鋼Ａ１〜Ａ１２、Ｂ５及びＣの各丸棒の中心部から、実施例１と同様に、図３に示す小ローラ試験片１０を新たに採取した。採取した小ローラ試験片１０に、実施例１と同様に、浸炭焼入れ焼戻し又は浸炭窒化焼入れ焼戻しを実施した。この小ローラ試験片１０を用いて、ローラピッチング試験を実施した。このとき、繰り返し数を実施例１でのローラピッチング試験よりも多い、６．０×１０^７ｃｙｃｌｅとした。その他の試験条件は実施例１におけるローラピッチング試験と同じとした。

いずれの鋼も、ローラピッチング試験に耐久した。耐久した鋼Ａ１〜Ａ１２、Ｂ５及びＣの小ローラ試験片１０のミクロ組織を観察した。小ローラ試験片１０の試験部１のうち、大ローラ試験片２０と接触した面直下の組織を観察できるように、試験部１から、観察面が試験部１横断面となるようにサンプルを切り出した。そして、切り出されたサンプルを樹脂に埋め込み、鏡面研磨した。その後、ナイタル腐食して試験部１の表面近傍のミクロ組織観察試験を実施した。ミクロ組織観察では、白色組織及び内部き裂の有無を調査した。調査結果を表５に示す。

表５を参照して、鋼Ａ１〜Ａ１２では、白色組織及び内部き裂は観察されなかった。一方、鋼Ｂ５及びＣでは、白色組織及び内部き裂が観察された。図１１は鋼Ｃのミクロ組織写真画像である。図１１に示すとおり、鋼Ｃのミクロ組織には、白色組織及び内部き裂が観察された。

以上の試験結果から、鋼Ａ１〜Ａ１２では、２．０×１０^７ｃｙｃｌｅでのローラピッチング試験後における水素濃度が鋼Ｃよりも低位であった。更に、６．０×１０^７ｃｙｃｌｅでのローラピッチング試験後においても、白色組織及び内部き裂の発生が抑制された。したがって、鋼Ａ１〜Ａ１２は、優れた転動疲労特性を有した。

本発明による鋼材は、使用中に「転がり接触」、「すべり接触」及び「転がり−すべり接触」が生じる浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材として、早期に部品が破損する問題を解消するのに好適である。

１試験部
２つかみ部
１０小ローラ試験片
１１中央部
１２円環部材
１３水素分析試験片
２０大ローラ試験片

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．４０％、
Ｓｉ：０．１５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．５〜１．５％、
Ｓ：０．００３〜０．０５０％
Ｃｒ：０．７〜１．５％、
Ｃｕ：０．３０〜０．８０％、
Ｎｉ：０．１５〜１．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０２０％、及び
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
不純物中のＰ及びＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｏ：０．００２０％以下であり、
式（１）及び式（２）を満たす、浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材。
２Ｎｉ−Ｃｕ≧０・・・（１）
６Ｃ−７．５Ｓｉ＋１．６Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｃｕ−１．６Ｎｉ≧４．０・・・（２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｆｅの一部に代えて、
Ｖ：０．２％以下、及び、
Ｎｂ：０．１％以下
の１種類以上を含有する、請求項１に記載の浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材。
Ｆｅの一部に代えて、
Ｍｏ：０．４％以下、
を含有する、請求項２に記載の浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材。