JP2005048270A - Method of producing surface hardened component, and surface hardened component - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、浸炭部品、浸炭窒化部品などのように少なくとも炭素が浸入することによって形成される硬化層が、表面に形成されている部品（例えば、歯車、シャフト、軸受など）の製造方法及び該表面硬化部品に関するものである。 The present invention relates to a method for producing a component (for example, a gear, a shaft, a bearing, etc.) having a hardened layer formed by intrusion of at least carbon such as a carburized component, a carbonitrided component, etc. It relates to a surface-hardened part.
自動車、建設（建築）機械、その他産業機械において高強度が要求される部品（例えば、歯車、シャフト、軸受など）には従来から、浸炭、窒化および浸炭窒化などの表面硬化熱処理が適用されている。より具体的には、通常、ＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭなどのＪＩＳで定められた肌焼鋼を使用し、鍛造・切削などの機械加工によって所定の部品形状に加工した後、前記表面硬化熱処理を施し、その後研磨などの工程を経て完成部品が製造される。 Conventionally, surface hardening heat treatment such as carburizing, nitriding and carbonitriding has been applied to parts (for example, gears, shafts, bearings, etc.) that require high strength in automobiles, construction (building) machines, and other industrial machines. . More specifically, the surface hardening heat treatment is usually performed after using a case hardening steel defined by JIS, such as SCr, SCM, SNCM, etc., and machining it into a predetermined part shape by machining such as forging and cutting. Then, a finished part is manufactured through a process such as polishing.
ところで近年、自動車、建設（建築）機械、産業機械などの高応力化が進み、また部品の小型軽量化に対する要求が高まっており、動力伝達用歯車、シャフト、または該シャフトを受ける軸受などの負荷応力はますます増大してきているため、上述したような従来の表面硬化熱処理では、このような厳しい使用環境に適応し難くなってきている。なお通常の浸炭処理では、部品表面の炭素量を０．８％程度に調整する場合が多い。これはマルテンサイト組織の硬さが炭素濃度０．８％程度で最も高くなるという性質を利用しているためであり、さらに硬さを高めるために部品表面の炭素濃度を０．８％よりも多くしても組織中に硬さの低いオーステナイトが残留し、硬さの向上効果が殆ど得られないためである。 By the way, in recent years, high stress has been increasing in automobiles, construction (architectural) machines, industrial machines, etc., and the demand for miniaturization and weight reduction of parts has increased, and loads such as power transmission gears, shafts, and bearings that receive the shafts have increased. Since the stress is increasing more and more, the conventional surface hardening heat treatment as described above is difficult to adapt to such a severe use environment. In normal carburizing treatment, the carbon content on the part surface is often adjusted to about 0.8%. This is due to the fact that the hardness of the martensite structure becomes highest at a carbon concentration of about 0.8%, and in order to further increase the hardness, the carbon concentration on the surface of the component is lower than 0.8%. This is because even if the amount is increased, austenite having a low hardness remains in the structure, and the effect of improving the hardness is hardly obtained.
このような状況に対応して、部品表面の炭素濃度を増大させて表面硬さを向上させる高濃度浸炭法が用いられるようになってきた。高濃度浸炭法では、マルテンサイトを生成させるだけでなく、マルテンサイト組織よりも硬い物質（セメンタイト）を析出させることによって硬さをさらに高めており、セメンタイトの析出を狙って次のような処理が行われている。すなわち浸炭時の炭素ポテンシャルを過共析濃度にし、しかも浸炭温度を該過共析濃度によって定まるＡcm点を超える温度（オーステナイト一相領域）とする。このようにしてセメンタイトをオーステナイトに固溶するようにして浸炭した後、温度をオーステナイト−セメンタイト二相領域まで下げることによってセメンタイトを析出させ、次いで焼入れすることによって焼入れ組織中に硬さの高いセメンタイトを生成させ、通常の浸炭よりも高い表面硬さを得ている。 In response to this situation, a high-concentration carburizing method has been used which increases the carbon concentration on the part surface to improve the surface hardness. The high-concentration carburizing method not only generates martensite but also increases the hardness by precipitating a material (cementite) that is harder than the martensite structure. The following treatment is aimed at precipitation of cementite. Has been done. That is, the carbon potential at the time of carburizing is set to the hypereutectoid concentration, and the carburizing temperature is set to a temperature exceeding the A cm point determined by the hypereutectoid concentration (austenite one-phase region). After carburizing so that cementite is dissolved in austenite in this way, cementite is precipitated by lowering the temperature to the austenite-cementite two-phase region, and then by quenching, cementite having a high hardness is obtained in the quenched structure. The surface hardness is higher than that of normal carburization.
しかし通常浸炭と高濃度浸炭とを比較すると、一長一短があり、一概にどちらが優れているか決めつけることはできない。すなわち高濃度浸炭は、通常浸炭に比べて、転動疲労寿命が高められている点で有利であるが、耐衝撃特性についてはむしろ劣っているのである。 However, comparing normal carburization with high-concentration carburization has its advantages and disadvantages, and it is not possible to determine which is better. That is, high-concentration carburizing is advantageous in that the rolling fatigue life is increased as compared with normal carburizing, but the impact resistance is rather inferior.
ところが高濃度浸炭法に関しては、耐衝撃特性を高める観点からの研究は少なく、多くは転動疲労寿命、耐ピッチング性などの面疲労強度をさらに高める点に着目しており、主として成分面からの改善に終始している（例えば、特許文献１〜４）。
However, with regard to the high-concentration carburizing method, there are few studies from the viewpoint of improving the impact resistance characteristics, and many have focused on further increasing the surface fatigue strength such as rolling fatigue life and pitting resistance, mainly from the component side. It has been constantly improving (for example,
すなわち特許文献１ではＭ3Ｃ型炭化物（セメンタイトなど）は粗大化し易いのに対してＭ7Ｃ3型炭化物は粗大化し難いことに着目し、Ｃｒを２．５％以上として炭化物のうちＭ7Ｃ3型の割合を増やすくして高濃度浸炭し、残るＭ3Ｃ7型炭化物については脱炭を行うことによって微細化し、耐ピッチング性を高めている。 That M 7 C 3 type carbide M 3 C type carbide Patent Document 1 (such as cementite) whereas easily coarsened Noting that hardly coarsened, among carbides of Cr of 2.5% or more M 7 The concentration of C 3 type is increased to carburize at a high concentration, and the remaining M 3 C 7 type carbide is refined by decarburization to improve the pitting resistance.
特許文献２では、１．２〜３．２％程度のＣｒと、０．２５〜２．０％のＭｏとを併用してＭ23Ｃ6型炭化物の安定性を高めた上で、高濃度浸炭し、炭化物析出後にオーステナイト一相領域まで加熱してから焼入れすることによってＭ3Ｃ型炭化物の析出を抑制することによって微細炭化物を析出させ、転動疲労寿命、耐ピッチング性などを改善している。 In Patent Document 2, after increasing the stability of the M 23 C 6 type carbide by using about 1.2 to 3.2% Cr and 0.25 to 2.0% Mo in combination, By carburizing and heating to austenite single-phase region after carbide precipitation and quenching, fine carbide is precipitated by suppressing precipitation of M 3 C type carbide, improving rolling fatigue life, pitting resistance, etc. Yes.
特許文献３〜４では、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂなどによって高濃度浸炭時のオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、炭化物の析出サイトであるオーステナイト結晶粒界を増やしており、その結果、微細な炭化物が多数析出し、耐ピッチング性が高められている。 In Patent Documents 3 to 4, the growth of austenite crystal grains during high-concentration carburization is suppressed by Al, Ti, Nb, etc., and the austenite crystal grain boundaries that are carbide precipitation sites are increased. As a result, fine carbides are formed. A large number of precipitates are formed, and the pitting resistance is improved.
しかしこれら特許文献１〜４では耐衝撃特性に関する検討は行われていない。さらには高強度の浸炭部品では、水素による遅れ破壊を防止することも重要である。遅れ破壊は、浸炭部品の使用環境中（例えば潤滑油中）から水素が鋼材内部に浸入し、結晶粒界に偏析することによって起こると考えられている。
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、転動疲労寿命、耐衝撃特性、及び耐遅れ破壊特性のいずれをも満足することのできる表面硬化部品（浸炭部品、浸炭窒化部品など）を提供することにある。 The present invention has been made paying attention to the circumstances as described above, and the purpose thereof is a surface-hardened component that can satisfy any of rolling fatigue life, impact resistance characteristics, and delayed fracture resistance characteristics ( Carburizing parts, carbonitriding parts, etc.).
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、所定成分の鋼材を用いた高濃度浸炭法において炭化物析出工程を短時間の高周波加熱・焼入れで行ったところ、高濃度浸炭であるにも拘わらず著しく微細化したセメンタイトがオーステナイト結晶粒内に析出し、しかも該セメンタイトの粒界析出は抑制されるため、転動疲労寿命、耐衝撃特性、及び耐遅れ破壊特性の全てを改善できることを見出し、本発明を完成した。なお前記特許文献１〜４では炭化物サイズを小さくするために本発明とは異なる種々の工夫がなされているが、それでも炭化物サイズは十分には小さくなっておらず、また粒界析出を積極的に利用している点でも本発明と異なる。加えて特許文献２の炭化物はセメンタイトではなく、Ｍ23Ｃ6型である。
As a result of intensive research to solve the above problems, the present inventors conducted a carbide precipitation step in a high-concentration carburizing method using a steel material of a predetermined component by high-frequency heating and quenching in a short time. Despite being carburized, cementite remarkably refined is precipitated in the austenite crystal grains, and grain boundary precipitation of the cementite is suppressed, so all of rolling fatigue life, impact resistance, and delayed fracture resistance The present invention has been completed. In
すなわち、上記目的を達成し得た本発明の表面硬化部品の製造方法とは、Ｃ：０．１０〜０．４％（質量％の意、以下同じ）、Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有する部品形状に加工された鋼材を、特定の表面硬化処理法で処理する点に要旨を有するものであり、該表面硬化処理法は、炭素ポテンシャル０．９〜１．３％の条件下、鋼表面の炭素濃度によって決定されるＡcm点以上の温度で少なくとも炭素を浸入させ、ガス冷却以上の速さで冷却する炭素浸入・拡散工程、この炭素浸入・拡散工程後、鋼表面がオーステナイト−セメンタイト２相領域となる温度まで高周波加熱し、該温度を１〜３０秒間保持した後、直ちに油冷以上の速さで冷却するセメンタイト析出工程、及び焼戻し工程の順に前記鋼材を処理する方法である。このようにして得られる表面硬化部品は、表面に硬化層が形成されており、硬化層の炭素濃度の最大値は０．９〜１．３％であり、硬化層最表面から深さ５０μｍの位置の炭化物は実質的にセメンタイトであり、かつこのセメンタイトのうち最大のものの直径が１．０μｍ以下となっている。なお表面硬化部品の非硬化部分の成分は、前記鋼材成分と同様である。該非硬化部分は、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｂ：０．００５％以下などを含有していてもよく、Ｐｂ：０．１％以下、Ｂｉ：０．１％以下、Ｃａ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０２％以下、及びＴｅ：０．１％以下などを含有していてもよく、残部がＦｅ及び不可避不純物であってもよい。 That is, the manufacturing method of the surface-hardened component of the present invention that has achieved the above-mentioned object is: C: 0.10 to 0.4% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter), Si: 2% or less (0% Mn: 2% or less (not including 0%), P: 0.03% or less (not including 0%), S: 0.1% or less (not including 0%), Al: 0 .1% or less, N: 0.03% or less (not including 0%), O: 0.003% or less (not including 0%) steel material processed into a part shape, specific surface hardening The surface hardening treatment method has a gist in that it is treated by a treatment method, and the surface hardening treatment method is performed at a temperature not lower than the A cm point determined by the carbon concentration of the steel surface under a carbon potential of 0.9 to 1.3%. The carbon intrusion / diffusion process in which at least carbon is infiltrated and cooled at a rate faster than gas cooling, after this carbon intrusion / diffusion process, The steel material is processed in the order of a cementite precipitation step and a tempering step in which high-frequency heating is performed to a temperature at which the austenite-cementite two-phase region is obtained, and the temperature is maintained for 1 to 30 seconds, and then immediately cooled at a rate higher than oil cooling. Is the method. The surface-hardened component thus obtained has a hardened layer formed on the surface, the maximum carbon concentration of the hardened layer is 0.9 to 1.3%, and the depth of 50 μm from the outermost surface of the hardened layer. The carbide at the position is substantially cementite, and the maximum diameter of the cementite is 1.0 μm or less. In addition, the component of the non-hardened part of a surface hardening component is the same as that of the said steel material component. The uncured portion is Cu: 1% or less, Ni: 3% or less, Cr: 2% or less, Mo: 1% or less, Ti: 0.2% or less, Nb: 0.2% or less, B: 0.005 Or less, Pb: 0.1% or less, Bi: 0.1% or less, Ca: 0.02% or less, Mg: 0.02% or less, and Te: 0.1% The following may be contained, and the balance may be Fe and inevitable impurities.
本発明によれば、所定成分の鋼材を用いて高濃度の炭素を浸入させた後、炭化物析出工程（セメンタイト析出工程）を短時間の高周波加熱・焼入れで行っているため、著しく微細化したセメンタイトをオーステナイト結晶粒内に析出させることができ、しかも該セメンタイトの粒界析出は抑制されるため、転動疲労寿命、耐衝撃特性、及び耐遅れ破壊特性の全てを満足することができる。 According to the present invention, after a high concentration of carbon is infiltrated using a steel material having a predetermined component, the carbide precipitation step (cementite precipitation step) is performed by short-time high-frequency heating / quenching, so that extremely fine cementite is produced. Can be precipitated in the austenite crystal grains, and the grain boundary precipitation of the cementite is suppressed, so that all of the rolling fatigue life, impact resistance characteristics, and delayed fracture resistance characteristics can be satisfied.
本発明では、部品形状に加工された特定の成分組成の鋼材を、析出工程を工夫した特定の表面硬化処理法によって処理し、焼き戻すことによって浸炭部品を製造している。表面硬化処理法についてさらに詳細に説明すると、該表面硬化処理は、少なくとも炭素を鋼材中に高濃度で浸入させる炭素浸入・拡散工程と、浸入・拡散した炭素をセメンタイトとして析出させる析出工程とで構成されており、該析出工程を極めて短時間で行っている。高濃度の炭素を浸入・拡散させた後、析出工程を極めて短時間で行うと、炭素の拡散時間が短くなるため、セメンタイトが粗大化したり、粒界に集まるのを抑制できるため、著しく微細なセメンタイトを主として粒内に析出させることができる。そのため高濃度浸炭の利点（転動疲労寿命の向上）を享受しながら、高濃度浸炭の欠点（耐衝撃特性の低下）を克服することができる。また従来の高濃度浸炭によって析出する粗大なセメンタイトでも、水素をトラップして耐遅れ破壊特性を改善するのは可能であるが、セメンタイトを微細化した本発明では、水素をより効率的にトラップすることができ、耐遅れ破壊特性をさらに改善することができる。すなわち本発明によれば、転動疲労寿命、耐衝撃特性、及び耐遅れ破壊特性の全てを良好にできる。以下、各工程に分けてより具体的に説明する。
［炭素浸入・拡散工程］
炭素浸入・拡散工程では、炭素を共析濃度よりも十分に高い濃度で浸入させることが重要である。炭素を高濃度で浸入させると、浸炭部品の表面硬さを増大させることができ、転動疲労寿命を高めることができる。また本発明では後述の炭化物析出工程でセメンタイトを析出させることが重要であるため、炭素浸入・拡散工程は、セメンタイトが析出しない程度の温度範囲で行う必要がある。以上の観点から、炭素浸入・拡散工程では、炭素ポテンシャルを０．９％以上（好ましくは０．９５％以上、さらに好ましくは１．０％以上、特に１．０５％以上）、１．３％以下（好ましくは１．２８％以下、さらに好ましくは１．２５％以下、特に１．２０％以下）とし、炭素を浸入させるときの温度はＡcm点以上（例えば、９００℃以上、好ましくは９２０℃以上、さらに好ましくは９２５℃以上）とする。なお前記Ａcm点は、鋼材表面の炭素濃度によって決定される。
In the present invention, a carburized part is manufactured by treating and tempering a steel material having a specific component composition processed into a part shape by a specific surface hardening method in which the precipitation process is devised. The surface hardening treatment method will be described in more detail. The surface hardening treatment comprises at least a carbon intrusion / diffusion process in which carbon is infiltrated into steel material at a high concentration and a precipitation process in which the infiltrated / diffused carbon is precipitated as cementite. The precipitation process is performed in a very short time. If the precipitation process is performed in a very short time after infiltrating and diffusing high-concentration carbon, the diffusion time of the carbon is shortened, so that cementite can be prevented from coarsening and gathering at grain boundaries, so it is extremely fine. Cementite can be precipitated mainly in the grains. Therefore, it is possible to overcome the disadvantages (decrease in impact resistance) of high-concentration carburizing while enjoying the advantages of high-concentration carburizing (improving rolling fatigue life). Even with coarse cementite precipitated by conventional high-concentration carburization, it is possible to improve the delayed fracture resistance by trapping hydrogen, but in the present invention in which cementite is refined, hydrogen is trapped more efficiently. The delayed fracture resistance can be further improved. That is, according to the present invention, all of rolling fatigue life, impact resistance characteristics, and delayed fracture resistance can be improved. Hereinafter, it will be described in detail by dividing into each process.
[Carbon infiltration / diffusion process]
In the carbon infiltration / diffusion process, it is important to infiltrate carbon at a concentration sufficiently higher than the eutectoid concentration. When carbon is permeated at a high concentration, the surface hardness of the carburized component can be increased, and the rolling fatigue life can be increased. In the present invention, since it is important to precipitate cementite in the carbide precipitation step described later, the carbon infiltration / diffusion step needs to be performed in a temperature range in which cementite does not precipitate. From the above viewpoint, in the carbon infiltration / diffusion process, the carbon potential is 0.9% or more (preferably 0.95% or more, more preferably 1.0% or more, particularly 1.05% or more), 1.3%. Or less (preferably 1.28% or less, more preferably 1.25% or less, particularly 1.20% or less), and the temperature when carbon is intruded is A cm point or higher (for example, 900 ° C. or higher, preferably 920%). ° C or higher, more preferably 925 ° C or higher). The A cm point is determined by the carbon concentration on the steel material surface.
炭素を浸入させるときの温度の上限は、常識範囲である限り特に限定されないが、例えば９８０℃以下、好ましくは９６０℃以下、さらに好ましくは９５０℃以下程度である。また炭素を浸入させるときの時間も常識範囲である限り特に限定されないが、例えば、３０分以上（好ましくは１時間以上）、５時間以下（好ましくは３時間以下）程度である。炭素を浸入させる時間が長くなる程、炭素を内部まで浸入（拡散）させることができる。また炭素を浸入させる時間が短いほど、浸炭部品の製造効率を高めることができる。 The upper limit of the temperature when carbon is infiltrated is not particularly limited as long as it is within the common sense range, but is, for example, 980 ° C. or lower, preferably 960 ° C. or lower, more preferably about 950 ° C. or lower. Also, the time when carbon is infiltrated is not particularly limited as long as it is within the common sense range, but is, for example, about 30 minutes or more (preferably 1 hour or more) and 5 hours or less (preferably 3 hours or less). The longer the time for carbon to enter, the more carbon can penetrate (diffuse) into the interior. Moreover, the manufacturing efficiency of carburized parts can be improved, so that the time for carbon to enter is shorter.
なお炭素を浸入・拡散した鋼材は、炭化物析出工程に供する前に、一旦、急冷する必要がある。浸炭温度から急冷することなく直接に炭化物析出温度まで冷却しようとすると、セメンタイトサイズのコントロールが困難となり、またセメンタイトが粗大化するためである。ただし冷却速度は、特に厳密に管理する必要はなく、ガス冷却以上の速さ程度（例えば、ガス冷、油冷、水冷など）であればよい。冷却は、少なくとも後述のセメンタイト析出温度未満にする必要があるが、ガス冷却以上の速さで冷却すれば、ほぼ確実にセメンタイト析出温度未満となり、通常、２００℃以下程度になる。 Note that the steel material into which carbon has entered and diffused needs to be rapidly cooled before being subjected to the carbide precipitation step. This is because it is difficult to control the cementite size and the cementite becomes coarse when attempting to cool to the carbide precipitation temperature directly without quenching from the carburizing temperature. However, the cooling rate does not need to be particularly strictly controlled, and may be about a rate faster than gas cooling (for example, gas cooling, oil cooling, water cooling, etc.). The cooling needs to be at least below the cementite precipitation temperature, which will be described later, but if it is cooled at a rate faster than the gas cooling, it will almost certainly be below the cementite precipitation temperature, usually about 200 ° C. or less.
なお炭素浸入・拡散工程では、高濃度の炭素を浸入・拡散させる限り、他の元素（例えば窒素）も浸入させてもよい。すなわち本発明の方法は、浸炭のみならず、浸炭窒化にも適用できる。
［炭化物析出工程（セメンタイト析出工程）］
炭化物析出工程では、鋼材表面がオーステナイト−セメンタイト２相域領域となる温度（炭化物析出温度）まで可及的速やかに加熱し、短時間でセメンタイトを析出させた後、可及的速やかに冷却する。短時間でセメンタイトを析出させることによって微細なセメンタイトをオーステナイト結晶粒内に析出させることができ、しかも該セメンタイトの粒界析出は抑制することができる。そのため高濃度で炭素を浸入・拡散させているにも拘わらず、耐衝撃特性を著しく改善することができる。さらには粒内の微細なセメンタイトによって水素の拡散を効率よく粒内にトラップすることができ、耐遅れ破壊特性も向上させることができる。
In the carbon intrusion / diffusion process, other elements (for example, nitrogen) may be infiltrated as long as high-concentration carbon enters and diffuses. That is, the method of the present invention can be applied not only to carburizing but also to carbonitriding.
[Carbide precipitation process (cementite precipitation process)]
In the carbide precipitation step, the steel surface is heated as quickly as possible to a temperature at which the steel material becomes an austenite-cementite two-phase region (carbide precipitation temperature), and cementite is precipitated in a short time, and then cooled as quickly as possible. By depositing cementite in a short time, fine cementite can be precipitated in the austenite crystal grains, and grain boundary precipitation of the cementite can be suppressed. Therefore, the impact resistance can be remarkably improved even though carbon is infiltrated and diffused at a high concentration. Furthermore, the diffusion of hydrogen can be efficiently trapped in the grains by the fine cementite in the grains, and the delayed fracture resistance can be improved.
加熱手段は、鋼材を可及的速やかに加熱できる限り特に限定されないが、高周波加熱が現実的である。なお今後、他の手段が現実的手段として実用化されれば、該手段も本発明の範囲に含まれる。 The heating means is not particularly limited as long as the steel material can be heated as quickly as possible, but high-frequency heating is practical. In the future, if other means are put to practical use as practical means, these means are also included in the scope of the present invention.
オーステナイト−セメンタイト２相域温度は、鋼材の種類及び鋼材表面の炭素濃度に応じて異なるが、例えば８３０〜９３０℃程度であることが多い。なお該２相域温度内である限り、炭化物析出温度は特に限定されず、例えば８４０℃以上（好ましくは８５０℃以上）、９１０℃以下（好ましくは９００℃以下）程度であってもよい。炭化物析出温度を高めに設定する程、セメンタイトの析出量を十分に確保するのが容易となる。一方、炭化物析出温度を低めに設定する程、セメンタイトの粗大化を回避するのが容易となる。 The austenite-cementite two-phase region temperature varies depending on the type of steel material and the carbon concentration on the surface of the steel material, but is often about 830 to 930 ° C., for example. The carbide precipitation temperature is not particularly limited as long as it is within the two-phase region temperature, and may be, for example, about 840 ° C. or higher (preferably 850 ° C. or higher) or 910 ° C. or lower (preferably 900 ° C. or lower). As the carbide precipitation temperature is set higher, it becomes easier to secure a sufficient amount of cementite precipitation. On the other hand, as the carbide precipitation temperature is set lower, it becomes easier to avoid coarsening of cementite.
加熱保持時間は、加熱温度に応じて適宜設定されるが、例えば１秒以上（好ましくは２秒以上、さらに好ましくは３秒以上）、３０秒以下（好ましくは２０秒以下、さらに好ましくは１５秒以下）程度である。保持時間が短すぎると、セメンタイトの析出量が不足し、耐衝撃特性及び耐遅れ破壊特性を十分に高めるのが困難となる。一方、保持時間が長すぎると炭化物が粗大化してしまい、やはり耐衝撃特性及び耐遅れ破壊特性を十分に高めるのが困難となる。 The heating and holding time is appropriately set according to the heating temperature. For example, it is 1 second or longer (preferably 2 seconds or longer, more preferably 3 seconds or longer), 30 seconds or shorter (preferably 20 seconds or shorter, more preferably 15 seconds). The following) degree. If the holding time is too short, the amount of cementite deposited will be insufficient, and it will be difficult to sufficiently enhance the impact resistance and delayed fracture resistance. On the other hand, if the holding time is too long, the carbide is coarsened, and it is difficult to sufficiently improve the impact resistance and delayed fracture resistance.
冷却手段は、鋼材を可及的速やかにオーステナイト−セメンタイト２相域温度未満に冷却できる限り特に限定されないが、通常、油冷以上の速さで冷却できる手段（油冷、水冷など）が採用できる。当該手段によって冷却すると、セメンタイトの粗大化を抑制できるだけでなく、鋼材の焼入れをも行うことができる。
［焼戻し工程］
焼戻しは、慣用の条件が採用でき、例えば温度１５０〜２５０℃程度、時間１〜３ｈｒ程度、空冷の条件を採用できる。
The cooling means is not particularly limited as long as the steel material can be cooled to the austenite-cementite two-phase region temperature as quickly as possible, but usually means capable of cooling at a speed higher than oil cooling (oil cooling, water cooling, etc.) can be employed. . When cooled by this means, not only can cementite coarsening be suppressed, but also steel can be quenched.
[Tempering process]
Conventional conditions can be employed for tempering, for example, a temperature of about 150 to 250 ° C., a time of about 1 to 3 hours, and air cooling can be employed.
各工程の条件は上述した範囲から適宜設定できるが、耐衝撃特性及び耐遅れ破壊特性を高めた上で、特に転動疲労寿命を著しく高める場合には、セメンタイトがより多く析出する（ただし粗大化しない）ような条件に設定することが推奨される。例えば炭素浸入・拡散工程の炭素ポテンシャルを１．１５％以上とすること、炭化物析出工程の保持時間を７秒以上にすることなどが推奨される。 The conditions for each process can be set as appropriate from the above-mentioned ranges, but more cementite precipitates (however, when the rolling fatigue life is remarkably increased after improving impact resistance and delayed fracture resistance) It is recommended to set the conditions as follows. For example, it is recommended to set the carbon potential in the carbon infiltration / diffusion process to 1.15% or more, and to maintain the retention time in the carbide precipitation process to 7 seconds or more.
上述のようにして特定の表面硬化処理法を採用すれば、転動疲労寿命、耐衝撃特性、及び耐遅れ破壊特性の全てを改善することが可能となるが、転動疲労寿命、耐衝撃特性、及び耐遅れ破壊特性の全てを高い値にするためには鋼材の選択も重要となる。 If a specific surface hardening method is adopted as described above, it is possible to improve all of rolling fatigue life, impact resistance characteristics, and delayed fracture resistance, but rolling fatigue life, impact resistance characteristics. In order to make all of the delayed fracture resistance high values, it is important to select a steel material.
鋼材としては、Ｃ：０．１０〜０．４％（質量％の意、以下同じ）、Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有するものが好適に使用できる。以下、成分の限定理由について詳細に説明する。
Ｃ：０．１０〜０．４％（質量％の意、以下同じ）
Ｃは表面硬化部品の芯部硬さを高め、部品の静的強度を確保する上で重要な元素である。従ってＣは０．１０％以上、好ましくは０．１３％以上、さらに好ましくは０．１５％以上（特に０．１７％以上）とする。一方、Ｃが過剰となると表面硬化部品の耐衝撃特性が低下する。また鋼材の加工性（被削性、鍛造性）も低下する。従ってＣは０．４％以下、好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．２５％以下（特に０．２３％以下）とする。
Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）
Ｓｉは焼戻し処理時の硬さ低下を抑制し、部品の表面硬化層（浸炭層、浸炭窒化層など）の硬さを確保するのに有効な元素である。従ってＳｉは０％超、好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０５％以上とする。一方、Ｓｉが過剰となると、鋼材が硬くなり過ぎて加工性（被削性、鍛造性）が低下する。従ってＳｉは２％以下、好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．６％以下、特に０．３％以下とする。なお通常は製鋼時の脱酸剤としてＳｉが利用されており、鋼材中にＳｉは０．０５〜０．３％程度残存していることが多い。
Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）
Ｍｎは脱酸剤として作用して酸化物系介在物量を低減し鋼材の内部品質を高める点で有用であり、しかも炭素を浸入させた後に焼入れする時の焼入性を著しく向上させる効果を有する。従ってＭｎは０％超、好ましくは０．２％以上、さらに好ましくは０．３％以上とする。一方、Ｍｎが過剰となると中心偏析が顕著となり逆に内部品質が劣化するとともに縞状組織も顕著となるため、材質のバラツキが大きくなる結果、耐衝撃特性が劣化する。従ってＭｎは２％以下、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．０％以下とする。
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、結晶粒界に析出して部品の耐衝撃特性を低下させる元素であるため、なるべく低減する方が好ましい。またＰは耐遅れ破壊特性をも低下させることがある。従ってＰは、０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下、特に０．０１０％以下とする。
Ｓ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｓも鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物を生成し、部品の耐衝撃特性を低下させるため、なるべく低減する方が好ましい。またＳは転動疲労寿命、耐遅れ破壊特性なども低下させることがある。従ってＳは、０．１％以下、好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０２％以下、特に０．０１％以下とする。
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは実質的に無添加であってもよいが、脱酸剤として有効なだけでなく、鋼中のＮと結合してＡｌＮを生成し、このＡｌＮが熱処理時の結晶粒成長を抑制するため、転動疲労寿命をさらに高めるのにも有効である。かかる役割をＡｌに期待する場合、Ａｌは０％超、好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ａｌが過剰となると、粗大で硬い非金属介在物（Ａｌ2Ｏ3）が生成し、耐衝撃特性、転動疲労寿命などを低下させる。従ってＡｌは０．１％以下、好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下とする。
Ｎ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｎは鋼材に不可避的に含まれる元素である。また、前記Ａｌや後述するＴｉ、Ｎｂなどと結びついて窒化物または炭窒化物を形成し、浸炭の加熱時にオーステナイト粒成長を抑制する。好ましいＮ量は、０．００３％以上、特に０．００５％以上である。一方、Ｎが過剰になると、部品の耐衝撃特性を低下させる。また転動疲労寿命、耐遅れ破壊特性なども低下させる場合があり、さらには鋼材の熱間加工特性が低下することもある。従ってＮは、０．０３％以下、好ましくは０．０２５％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下、特に０．０１％以下とする。
Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）
Ｏは酸化物系介在物を形成し、耐衝撃特性、転動疲労寿命などを低下させる。また耐遅れ破壊特性を低下させる場合もある。従ってＯは少ないほど望ましく、０．００３％以下、好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下とする。通常、ＯはＳｉ、Ａｌなどの脱酸元素で低減され、また脱ガス装置によっても低減されるが、０％とすることは困難であり、例えば０．０００１％以上（特に０．０００５％以上）残存する。
As steel materials, C: 0.10 to 0.4% (meaning mass%, hereinafter the same), Si: 2% or less (not including 0%), Mn: 2% or less (not including 0%), P: 0.03% or less (not including 0%), S: 0.1% or less (not including 0%), Al: 0.1% or less, N: 0.03% or less (including 0%) No) and O: 0.003% or less (not including 0%) can be preferably used. Hereinafter, the reasons for limiting the components will be described in detail.
C: 0.10 to 0.4% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter)
C is an important element for increasing the core hardness of the surface-hardened component and ensuring the static strength of the component. Accordingly, C is 0.10% or more, preferably 0.13% or more, more preferably 0.15% or more (particularly 0.17% or more). On the other hand, when C is excessive, the impact resistance of the surface-hardened component is deteriorated. Moreover, the workability (machinability and forgeability) of the steel material is also reduced. Therefore, C is 0.4% or less, preferably 0.3% or less, more preferably 0.25% or less (particularly 0.23% or less).
Si: 2% or less (excluding 0%)
Si is an element effective in suppressing the hardness reduction during the tempering treatment and ensuring the hardness of the surface hardened layer (carburized layer, carbonitrided layer, etc.) of the component. Therefore, Si is more than 0%, preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more. On the other hand, if Si is excessive, the steel material becomes too hard and the workability (machinability and forgeability) decreases. Therefore, Si is 2% or less, preferably 0.8% or less, more preferably 0.6% or less, and particularly 0.3% or less. In general, Si is used as a deoxidizer during steelmaking, and Si is often left in the steel material by about 0.05 to 0.3%.
Mn: 2% or less (excluding 0%)
Mn is useful in that it acts as a deoxidizer to reduce the amount of oxide inclusions and increase the internal quality of the steel, and has the effect of significantly improving the hardenability when quenching after carbon is infiltrated. . Therefore, Mn exceeds 0%, preferably 0.2% or more, more preferably 0.3% or more. On the other hand, when Mn is excessive, the center segregation becomes remarkable and the internal quality deteriorates, and the stripe structure becomes remarkable. As a result, the material variation increases, resulting in deterioration of impact resistance. Therefore, Mn is 2% or less, preferably 1.5% or less, more preferably 1.0% or less.
P: 0.03% or less (excluding 0%)
P is an element that is inevitably contained in the steel material, and is an element that precipitates at the grain boundary and lowers the impact resistance characteristics of the component. Therefore, it is preferably reduced as much as possible. P may also reduce the delayed fracture resistance. Therefore, P is 0.03% or less, preferably 0.02% or less, more preferably 0.015% or less, and particularly 0.010% or less.
S: 0.1% or less (excluding 0%)
S is also an element inevitably contained in the steel material, and is combined with Mn to generate MnS inclusions, which lower the impact resistance characteristics of the part. S may also reduce rolling fatigue life, delayed fracture resistance, and the like. Therefore, S is 0.1% or less, preferably 0.03% or less, more preferably 0.02% or less, and particularly 0.01% or less.
Al: 0.1% or less Al may be substantially non-added, but it is not only effective as a deoxidizing agent, but also combines with N in steel to produce AlN, and this AlN is used during heat treatment. In order to suppress crystal grain growth, it is effective for further increasing the rolling fatigue life. When Al is expected to have such a role, Al is more than 0%, preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more. On the other hand, when Al is excessive, coarse and hard non-metallic inclusions (Al 2 O 3 ) are generated, and impact resistance characteristics, rolling fatigue life, and the like are reduced. Therefore, Al is 0.1% or less, preferably 0.05% or less, more preferably 0.03% or less.
N: 0.03% or less (excluding 0%)
N is an element inevitably contained in the steel material. In addition, nitride or carbonitride is formed in combination with Al, Ti, Nb, and the like described later, and austenite grain growth is suppressed during carburizing heating. A preferable N amount is 0.003% or more, particularly 0.005% or more. On the other hand, if N is excessive, the impact resistance characteristics of the parts are lowered. Moreover, rolling fatigue life, delayed fracture resistance, and the like may be reduced, and further, hot working characteristics of the steel may be reduced. Therefore, N is 0.03% or less, preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less, and particularly 0.01% or less.
O: 0.003% or less (excluding 0%)
O forms oxide inclusions and reduces impact resistance, rolling fatigue life, and the like. In addition, delayed fracture resistance may be reduced. Accordingly, the smaller the amount of O, the better. The content is 0.003% or less, preferably 0.0025% or less, and more preferably 0.0020% or less. Usually, O is reduced by deoxidizing elements such as Si and Al, and is also reduced by a degassing apparatus. However, it is difficult to achieve 0%, for example, 0.0001% or more (particularly 0.0005% or more). ) Remain.
前記鋼材は、必要に応じて、さらに他の元素を含有していてもよく、例えば、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｂ：０．００５％以下などの第１の追加成分を含有していてもよい。以下、これら第１の追加成分についてさらに詳細に説明する。
Ｃｕ：１％以下
Ｃｕは必須元素ではない（従って０％のこともある）が、Ｆｅより酸化されにくい元素であり、鋼材乃至部品の耐食性を向上させるのに有効であるため、添加してもよい。Ｃｕを添加する場合、Ｃｕは、例えば０．０１％以上、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上とすることが推奨される。一方Ｃｕが過剰となると鋼材の熱間圧延性が低下して割れが発生し易くなる。従ってＣｕは、１％以下、好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．６％以下とすることが推奨される。
Ｎｉ：３％以下
Ｎｉは必須元素ではない（従って０％のこともある）が、前記Ｃｕと同様、鋼材の耐食性を向上させるのに有効であるため、添加してもよい。またＮｉは表面硬化部品の耐衝撃特性をさらに向上させるのにも有効である。Ｎｉを添加する場合、Ｎｉは、例えば０．０１％以上、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．３％以上とすることが推奨される。一方Ｎｉが過剰となると、鋼材及び表面硬化部品の製造コストを上昇させるだけである。従ってＮｉは３．０％以下、好ましくは２．０％以下、さらに好ましくは１．５％以下とする。
Ｃｒ：２％以下
Ｃｒは必須元素ではなく、０％のこともある。しかし通常はＣｒ無添加としても不純物として０％超〜０．１０％未満程度含有していることが多く、またＣｒは、セメンタイトに固溶してセメンタイト硬さを向上させるため、耐摩耗性の向上に有効であって、特に歯車や軸受などの摺動部品にはよく用いられる元素であり、適量を積極的に添加するのが好ましい。Ｃｒを添加する場合、Ｃｒは、例えば０．１０％以上、好ましくは０．４％以上、さらに好ましくは０．９％以上とすることが推奨される。一方Ｃｒが過剰となると、鋼材硬さが硬くなり過ぎて被削性、鍛造性などが低下する。従ってＣｒは、２％以下、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．２％以下とする。
Ｍｏ：１％以下
Ｍｏは必須元素ではない（従って０％のこともある）が、焼戻し処理時の硬さ低下を抑制するため、部品の表層硬さをさらに高めるために有効である。また炭素を浸入させた後の焼入れ時の焼入性を著しく向上させる効果を持つのに加え、耐水素脆性の向上にも有効である。さらには耐衝撃特性、転動疲労寿命をさらに向上させるのにも有効なようである。Ｍｏを添加する場合、Ｍｏは、例えば０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１５％以上とすることが推奨される。一方Ｍｏが過剰となるとコスト高になるだけでなく、鋼材硬さが硬くなり過ぎて被削性が低下する。従ってＭｏは、１％以下、好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．５％以下とする。また０．２８％以下程度であってもよい。
Ｔｉ：０．２％以下
Ｔｉは必須元素ではない（従って０％のこともある）が、鋼中のＮ及びＣと結びついて窒化物、炭化物、炭窒化物などを生成し、炭素を浸入させるために加熱する時に結晶粒成長を抑制し、転動疲労寿命を高めるのに有効である。また耐衝撃特性を高めるのにも有効なようである。さらに後述するＢと併用した場合には、ＢＮの生成を抑制し、Ｂの効果をさらに高めるのにも有効である。Ｔｉを添加する場合、Ｔｉは、例えば０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上とすることが推奨される。一方Ｔｉが過剰になると、粗大な非金属介在物が生成し、耐衝撃特性や転動疲労寿命を低下させる虞がある。従ってＴｉは、０．２％以下、好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とする。
Ｎｂ：０．２％以下
Ｎｂも必須元素ではない（従って０％のこともある）が、前記Ｔｉと同様、鋼中のＮ及びＣと結びついて窒化物、炭化物、炭窒化物などを生成し、炭素を浸入させるために加熱する時に結晶粒成長を抑制し、転動疲労寿命を高めるのに有効である。例えばＮｂを添加した場合、セメンタイトの最大直径を０．７μｍ以下（特に０．６μｍ以下）にまで低減することが可能である。また耐衝撃特性を高めるのにも有効なようである。Ｎｂを添加する場合、Ｎｂは、例えば０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上とすることが推奨される。一方Ｎｂが過剰になると、前記Ｔｉと同様、粗大な非金属介在物が生成し、耐衝撃特性や転動疲労寿命を低下させる虞がある。従ってＮｂは、０．２％以下、好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０７％以下とする。
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは必須元素ではない（従って０％のこともある）が、微量で鋼材の焼入性を大幅に向上させる効果があることに加え、結晶粒界を強化して耐衝撃特性を高める作用がある。Ｂを添加する場合、Ｂは、例えば０．０００５％以上、好ましくは０．０００８％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上とすることが推奨される。一方Ｂを過剰に添加してもその効果が飽和する。またＢ窒化物が生成し易くなり、冷間及び熱間加工性を劣化させる虞がある。従ってＢは、０．００５％以下、好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは０．００２５％以下、特に０．００２０％以下とする。
The steel material may further contain other elements as required. For example, Cu: 1% or less, Ni: 3% or less, Cr: 2% or less, Mo: 1% or less, Ti: 0 It may contain a first additional component such as .2% or less, Nb: 0.2% or less, B: 0.005% or less. Hereinafter, these first additional components will be described in more detail.
Cu: 1% or less Cu is not an essential element (thus it may be 0%), but is an element that is harder to oxidize than Fe, and is effective in improving the corrosion resistance of steel or parts. Good. When adding Cu, it is recommended that Cu be, for example, 0.01% or more, preferably 0.1% or more, and more preferably 0.2% or more. On the other hand, when Cu is excessive, the hot rolling property of the steel material is lowered and cracking is likely to occur. Therefore, Cu is recommended to be 1% or less, preferably 0.8% or less, and more preferably 0.6% or less.
Ni: 3% or less Ni is not an essential element (thus, it may be 0%). However, like Cu, it is effective in improving the corrosion resistance of the steel material, so it may be added. Ni is also effective in further improving the impact resistance of the surface-hardened component. When adding Ni, it is recommended that Ni be 0.01% or more, preferably 0.1% or more, and more preferably 0.3% or more. On the other hand, when Ni becomes excessive, it only increases the manufacturing cost of steel materials and surface-hardened parts. Therefore, Ni is 3.0% or less, preferably 2.0% or less, more preferably 1.5% or less.
Cr: 2% or less Cr is not an essential element and may be 0%. However, usually, even if Cr is not added, it is often contained as more than 0% to less than 0.10% as an impurity, and Cr is dissolved in cementite to improve cementite hardness. It is effective for improvement and is an element often used for sliding parts such as gears and bearings, and it is preferable to add an appropriate amount positively. When adding Cr, it is recommended that Cr be, for example, 0.10% or more, preferably 0.4% or more, and more preferably 0.9% or more. On the other hand, when Cr becomes excessive, the steel material hardness becomes too hard, and machinability, forgeability and the like deteriorate. Therefore, Cr is 2% or less, preferably 1.5% or less, more preferably 1.2% or less.
Mo: 1% or less Although Mo is not an essential element (thus, it may be 0%), it is effective for further increasing the surface hardness of the component in order to suppress a decrease in hardness during tempering. In addition to having the effect of significantly improving the hardenability during quenching after carbon is infiltrated, it is also effective in improving hydrogen embrittlement resistance. Furthermore, it seems to be effective for further improving the impact resistance and rolling fatigue life. When Mo is added, it is recommended that Mo be 0.05% or more, preferably 0.10% or more, and more preferably 0.15% or more. On the other hand, when Mo is excessive, not only is the cost high, but the hardness of the steel material becomes too hard and machinability is reduced. Therefore, Mo is 1% or less, preferably 0.8% or less, more preferably 0.5% or less. Moreover, it may be about 0.28% or less.
Ti: 0.2% or less Ti is not an essential element (thus it may be 0%), but it combines with N and C in steel to form nitrides, carbides, carbonitrides, etc., and infiltrates carbon. Therefore, it is effective in suppressing the grain growth and increasing the rolling fatigue life when heated. It also seems to be effective in improving impact resistance. Further, when used in combination with B, which will be described later, it is effective to suppress the generation of BN and further enhance the effect of B. When adding Ti, it is recommended that Ti be, for example, 0.01% or more, preferably 0.02% or more. On the other hand, when Ti is excessive, coarse non-metallic inclusions are generated, and there is a risk that impact resistance and rolling fatigue life may be reduced. Therefore, Ti is 0.2% or less, preferably 0.1% or less, more preferably 0.05% or less.
Nb: 0.2% or less Nb is not an essential element (thus, it may be 0%). However, like Ti, it combines with N and C in steel to form nitrides, carbides, carbonitrides, etc. It is effective in suppressing the growth of crystal grains and increasing the rolling fatigue life when heated to infiltrate carbon. For example, when Nb is added, the maximum diameter of cementite can be reduced to 0.7 μm or less (particularly 0.6 μm or less). It also seems to be effective in improving impact resistance. When Nb is added, Nb is recommended to be, for example, 0.01% or more, preferably 0.02% or more, and more preferably 0.03% or more. On the other hand, when Nb is excessive, coarse non-metallic inclusions are formed as in the case of Ti, and there is a risk that impact resistance and rolling fatigue life may be reduced. Therefore, Nb is 0.2% or less, preferably 0.1% or less, more preferably 0.07% or less.
B: 0.005% or less B is not an essential element (thus it may be 0%), but in addition to the effect of significantly improving the hardenability of the steel material in a small amount, it strengthens the grain boundaries. It has the effect of improving impact resistance. When B is added, it is recommended that B is, for example, 0.0005% or more, preferably 0.0008% or more, and more preferably 0.0010% or more. On the other hand, the effect is saturated even if B is added excessively. In addition, B nitride is likely to be generated, and there is a risk that cold workability and hot workability may be deteriorated. Therefore, B is 0.005% or less, preferably 0.003% or less, more preferably 0.0025% or less, and particularly 0.0020% or less.
前記第１の追加成分（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ）はそれぞれ単独で添加してもよく、それぞれを適宜組み合わせて添加してもよい。例えば耐衝撃特性を著しく高める場合には、ＣｕとＮｉの併用、Ｍｏの使用、ＴｉとＢの併用（さらにＮｂも併用してもよい）、Ｎｂの使用など（特にＣｕとＮｉの併用、Ｍｏの使用）などが特に有効である。また転動疲労寿命を著しく高める場合には、Ｍｏ、Ｎｂの使用（特にＭｏの使用）が特に有効である。 The first additional components (Cu, Ni, Cr, Mo, Ti, Nb, B) may be added alone or in appropriate combinations. For example, when the impact resistance is remarkably enhanced, Cu and Ni are used together, Mo is used, Ti and B are used together (Nb may also be used), Nb is used (especially Cu and Ni are used together, Mo Use) is particularly effective. In addition, the use of Mo and Nb (especially the use of Mo) is particularly effective for significantly increasing the rolling fatigue life.
また前記鋼材は、必要に応じて、Ｐｂ：０．１％以下、Ｂｉ：０．１％以下、Ｃａ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０２％以下、及びＴｅ：０．１％以下などの第２の追加成分を含有していてもよい。なお第２の追加成分は、第１の追加成分の添加の有無に拘わらず、添加できる。以下、これら第２の追加成分についてさらに詳細に説明する。
Ｐｂ：０．１％以下
Ｐｂは必須元素ではない（従って０％のこともある）が、鋼材の被削性を向上するのに有効である。従ってＰｂを添加する場合、Ｐｂは、例えば０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上とする。一方Ｐｂが過剰になると材料強度が低下する。従ってＰｂは、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下とする。
Ｂｉ：０．１％以下
Ｂｉも必須元素ではない（従って０％のこともある）が、前記Ｐｂと同様、鋼材の被削性を向上するのに有効である。従ってＢｉを添加する場合、Ｂｉは、例えば０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上とする。一方Ｂｉが過剰になると、前記Ｐｂと同様、材料強度が低下する。従ってＢｉは、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下とする。
Ｃａ：０．０２％以下
Ｃａは必須元素ではない（従って０％のこともある）が、鋼材中の硫化物の展伸を抑制し、耐衝撃特性を向上させるのに有効である。Ｃａを添加する場合、Ｃａは、例えば０．０００５％以上、好ましくは０．００１０％以上、さらに好ましくは０．００２％以上とするのが推奨される。一方Ｃａが過剰になると粗大な酸化物が生成し、材料強度を低下させる虞がある。従ってＣａは０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００５％以下とする。
Ｍｇ：０．０２％以下
Ｍｇも必須元素ではない（従って０％のこともある）が、前記Ｃａと同様、鋼材中の硫化物の展伸を抑制し、耐衝撃特性を向上させるのに有効である。Ｍｇを添加する場合、Ｍｇは、例えば０．０００５％以上、好ましくは０．００１０％以上、さらに好ましくは０．００２％以上とするのが推奨される。一方Ｍｇが過剰になると、前記Ｃａと同様、粗大な酸化物が生成し、材料強度を低下させる虞がある。従ってＭｇは０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００５％以下とする。
Ｔｅ：０．１％以下
Ｔｅも必須元素ではない（従って０％のこともある）が、前記Ｃａ・Ｍｇと同様、鋼材中の硫化物の展伸を抑制し、耐衝撃特性を向上させるのに有効である。Ｔｅを添加する場合、Ｔｅは、例えば０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０２％以上とするのが推奨される。一方Ｔｅが過剰になると、前記Ｃａ・Ｍｇと同様、粗大な酸化物が生成し、材料強度を低下させる虞がある。従ってＴｅは０．１％以下、好ましくは０．０７％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とする。
In addition, the steel material is Pb: 0.1% or less, Bi: 0.1% or less, Ca: 0.02% or less, Mg: 0.02% or less, and Te: 0.1% or less, as necessary. A second additional component such as may be contained. The second additional component can be added regardless of whether or not the first additional component is added. Hereinafter, these second additional components will be described in more detail.
Pb: 0.1% or less Pb is not an essential element (thus, it may be 0%), but is effective in improving the machinability of the steel material. Therefore, when Pb is added, Pb is, for example, 0.01% or more, preferably 0.02% or more, and more preferably 0.03% or more. On the other hand, when Pb becomes excessive, the material strength decreases. Therefore, Pb is 0.1% or less, preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
Bi: 0.1% or less Bi is not an essential element (thus, it may be 0%), but it is effective for improving the machinability of steel as in the case of Pb. Therefore, when Bi is added, Bi is, for example, 0.01% or more, preferably 0.02% or more. On the other hand, when Bi becomes excessive, the material strength decreases as in the case of Pb. Therefore, Bi is 0.1% or less, preferably 0.08% or less, and more preferably 0.06% or less.
Ca: 0.02% or less Ca is not an essential element (thus, it may be 0%), but is effective in suppressing the extension of sulfides in the steel material and improving the impact resistance. When Ca is added, it is recommended that Ca be, for example, 0.0005% or more, preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.002% or more. On the other hand, when Ca is excessive, coarse oxides are formed, which may reduce the material strength. Therefore, Ca is 0.02% or less, preferably 0.01% or less, and more preferably 0.005% or less.
Mg: 0.02% or less Mg is not an essential element (thus it may be 0%), but like Ca, it is effective in suppressing the extension of sulfides in steel and improving impact resistance. It is. When adding Mg, it is recommended that Mg is, for example, 0.0005% or more, preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.002% or more. On the other hand, if Mg is excessive, a coarse oxide is generated as in the case of Ca, which may reduce the material strength. Therefore, Mg is 0.02% or less, preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less.
Te: 0.1% or less Te is not an essential element (thus, it may be 0%), but like Ca / Mg, it suppresses the extension of sulfides in steel and improves impact resistance. It is effective for. When Te is added, Te is recommended to be, for example, 0.005% or more, preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more. On the other hand, if Te is excessive, a coarse oxide is generated as in the case of Ca · Mg, which may reduce the material strength. Therefore, Te is 0.1% or less, preferably 0.07% or less, more preferably 0.05% or less.
前記第２の追加成分（Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅ）はそれぞれ単独で添加してもよく、それぞれを適宜組み合わせて添加してもよい。例えばＰｂとＢｉはいずれも被削性を改善するのに有効な元素であり、片方だけを添加してもよく、ＰｂとＢｉの両方を添加してもよい。なおＰｂとＢｉを併用する場合、それらの合計量（Ｐｂ＋Ｂｉ）が、０．０１％以上（好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上）、０．１％以下（好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下）とすることが推奨される。またＣａ、Ｍｇ、及びＴｅはいずれも耐衝撃特性を高めるのに有効な元素であり、１種だけ添加してもよく、２種又は３種を組み合わせて添加してもよい。なおＭｇは少ない量で耐衝撃特性を著しく改善できる点で最も効果があるようである。 The second additional components (Pb, Bi, Ca, Mg, Te) may be added singly or in combination as appropriate. For example, both Pb and Bi are effective elements for improving machinability, and only one of them may be added, or both Pb and Bi may be added. When Pb and Bi are used in combination, the total amount (Pb + Bi) is 0.01% or more (preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more), 0.1% or less (preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less) is recommended. Ca, Mg, and Te are all effective elements for improving impact resistance, and may be added alone or in combination of two or three. Mg seems to be most effective in that the impact resistance can be remarkably improved with a small amount.
前記鋼材は、本発明の効果を阻害しない範囲で他の追加成分を含有していてもよいが、他の追加成分を含まなくてもよく、残部はＦｅ及び不可避的不純物であってもよい。 Although the said steel materials may contain the other additional component in the range which does not inhibit the effect of this invention, it does not need to contain another additional component and the remainder may be Fe and an unavoidable impurity.
上述した鋼材を部品形状に加工し、上述した表面硬化処理法によって処理することによって本発明の表面硬化部品を得ることができる。この浸炭部品は、表面に硬化層（浸炭層、浸炭窒化層などの炭素富裕層）が形成されおり、この硬化層の炭素濃度は表面付近で最も高く、該最大値は上記カーボンポテンシャルと同様であって高濃度となっており、炭化物として実質的にセメンタイトが析出している。そのため転動疲労寿命が高められている。さらには該セメンタイトは著しく微細化されており、また粒界析出が抑制されている。そのため耐衝撃特性及び耐遅れ破壊特性も高められている。なおセメンタイトの大きさは、硬化層最表面から深さ５０μｍの位置で測定するのが適切であり、本発明の表面硬化部品では、該位置のセメンタイトが最大のものでも直径が１．０μｍ以下、好ましくは０．８μｍ以下、さらに好ましくは０．６μｍ以下、特に０．５μｍ以下となる程度まで微細化されている。なお前記表面硬化部品では、非硬化部（非浸炭部、非浸炭窒化部などの非炭素富裕部。例えば芯部など）の組成は上述した鋼材と同様となっている。 The surface-hardened component of the present invention can be obtained by processing the above-described steel material into a component shape and processing it by the surface-hardening treatment method described above. This carburized component has a hardened layer (carbon rich layer such as carburized layer, carbonitrided layer, etc.) formed on the surface, and the carbon concentration of this hardened layer is the highest near the surface, and the maximum value is the same as the above carbon potential. Thus, the concentration is high, and cementite is substantially precipitated as carbides. Therefore, the rolling fatigue life is increased. Furthermore, the cementite is remarkably refined and grain boundary precipitation is suppressed. Therefore, impact resistance and delayed fracture resistance are also improved. The size of cementite is suitably measured at a position 50 μm deep from the outermost surface of the hardened layer, and the surface-hardened component of the present invention has a diameter of 1.0 μm or less, even if the cementite at the position is maximum. The size is preferably reduced to 0.8 μm or less, more preferably 0.6 μm or less, particularly 0.5 μm or less. In the surface-hardened component, the composition of non-hardened parts (non-carbon rich parts such as non-carburized parts and non-carburized and nitrided parts. For example, core parts) is the same as that of the steel material described above.
本発明の浸炭部品は、耐衝撃特性、転動疲労寿命、耐遅れ破壊特性などに優れているため、例えば歯車、シャフト、軸受などとして使用するのに極めて有利である。 Since the carburized parts of the present invention are excellent in impact resistance, rolling fatigue life, delayed fracture resistance, etc., they are extremely advantageous for use as gears, shafts, bearings, and the like.
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。 EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.
実験例１
Ｃ：０．１９％、Ｓｉ：０．２１％、Ｍｎ：０．７０％、Ｐ：０．０１４％、Ｓ：０．０１８％、Ｃｕ：０．００％、Ｎｉ：０．００％、Ｃｒ：１．０４％、Ｍｏ：０．００％、Ａｌ：０．０２５％、Ｎ：０．００９０％、Ｏ：０．００１８％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物である鋼を溶製し、直径６５ｍｍの棒状に熱間鍛造した後、溶体化処理（温度１２５０℃、加熱時間０．５ｈｒ、冷却：空冷）及び焼ならし処理（温度９００℃、加熱時間２ｈｒ、冷却：空冷）をした。次いで切削加工することによって、図１に示すシャルピー衝撃試験片、図２に示す転動疲労試験片、及び図３に示す遅れ破壊試験片を作製した。
Experimental example 1
C: 0.19%, Si: 0.21%, Mn: 0.70%, P: 0.014%, S: 0.018%, Cu: 0.00%, Ni: 0.00%, Cr : 1.04%, Mo: 0.00%, Al: 0.025%, N: 0.0090%, O: 0.0018%, the remainder is Fe and steel unavoidable impurities After hot forging into a rod with a diameter of 65 mm, solution treatment (temperature 1250 ° C., heating time 0.5 hr, cooling: air cooling) and normalizing treatment (temperature 900 ° C., heating time 2 hr, cooling: air cooling) were performed. . Next, the Charpy impact test piece shown in FIG. 1, the rolling fatigue test piece shown in FIG. 2, and the delayed fracture test piece shown in FIG. 3 were prepared by cutting.
それぞれの試験片を、図４（ａ）に示すパターンａ、図４（ｂ）に示すパターンｂ、又は図４（ｃ）に示すパターンｃで浸炭焼入れ・焼戻しした。より詳細には、パターンａは、温度９３０℃、カーボンポテンシャル（Ｃｐ）約０．６〜１．１％の条件で２時間浸炭処理した後ガス冷却する炭素浸入・拡散工程と；大気雰囲気中で高周波加熱によって温度Ｔ℃に急速加熱し、ｔ秒間保持した後水冷するセメンタイト析出工程と；温度１７０℃で２時間加熱した後で空冷する焼戻し工程からなる。パターンｂは、温度９３０℃、Ｃｐ約１．１％の条件で２時間浸炭処理した後ガス冷却する浸炭浸入・拡散工程と、浸炭炉において温度８６０℃、Ｃｐ約０．８％の条件で１時間加熱した後、温度８０℃の油で冷却するセメンタイト析出工程；温度１７０℃で２時間加熱した後で空冷する焼戻し工程からなるものであり、従来の高濃度浸炭法に相当する。パターンｃは、温度９３０℃、Ｃｐ０．８％の条件で２時間浸炭した後、温度８５０℃、Ｃｐ０．８％の条件で２０分間加熱して炭素を鋼中に拡散させ、温度８０℃の油で冷却する炭素浸入・拡散工程と；温度１７０℃で２時間加熱した後で空冷する焼戻し工程からなるものであり、通常の浸炭法に相当する。 Each test piece was carburized and tempered with the pattern a shown in FIG. 4A, the pattern b shown in FIG. 4B, or the pattern c shown in FIG. 4C. More specifically, the pattern a includes a carbon infiltration / diffusion process in which gas is cooled after carburizing for 2 hours at a temperature of 930 ° C. and a carbon potential (Cp) of about 0.6 to 1.1%; It consists of a cementite precipitation step of rapid heating to a temperature T ° C. by high frequency heating, holding for t seconds and then water cooling; and a tempering step of air cooling after heating at a temperature of 170 ° C. for 2 hours. Pattern b is a carburizing infiltration / diffusion process in which gas cooling is performed after carburizing for 2 hours at a temperature of 930 ° C. and Cp of about 1.1%, and 1 at a temperature of 860 ° C. and Cp of about 0.8% in a carburizing furnace. It consists of a cementite precipitation step of heating with oil at a temperature of 80 ° C. after heating for a period of time; a tempering step of air cooling after heating at a temperature of 170 ° C. for 2 hours, and corresponds to a conventional high-concentration carburizing method. Pattern c was carburized for 2 hours under conditions of a temperature of 930 ° C. and Cp of 0.8%, and then heated for 20 minutes under conditions of a temperature of 850 ° C. and Cp of 0.8% to diffuse carbon into the steel. A carbon intrusion / diffusion process that is cooled at a temperature; and a tempering process that is heated at 170 ° C. for 2 hours and then air-cooled, and corresponds to a normal carburizing method.
浸炭焼入れ・焼戻しした試験片を用いて下記の評価試験を行った。 The following evaluation tests were performed using the carburized and tempered test pieces.
［耐衝撃特性］
シャルピー衝撃試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して室温での吸収エネルギーを求めた。
[Shock resistance]
Using Charpy impact test pieces, the absorbed energy at room temperature was determined in accordance with JIS Z 2242.
［転動疲労特性］
転動疲労寿命試験片の表面をラッピング加工して表面粗さＲａを０．０４μｍ以下にした後、下記の条件で試験片上に鋼球を転がす転動疲労試験を行い、破損確率が１０％となる寿命（Ｌ10寿命）を求めた。
面圧：５１６８Ｎ／ｍｍ2（５２７ｋｇｆ／ｍｍ2）
回転数：１０００ｒｐｍ
鋼球数：６個
潤滑油：タービン♯６８［商品名；コスモ石油（株）社製］
試験数：１０
［耐遅れ破壊特性］
遅れ破壊試験片を塩酸水溶液（塩酸１５体積％）に３０分間浸漬した後、水洗し、乾燥した。大気中で９００Ｎ／ｍｍ2又は１２００Ｎ／ｍｍ2の応力を負荷し、１００時間後の破断の有無を調べ、下記基準で評価した。
○：９００Ｎ／ｍｍ2及び１２００Ｎ／ｍｍ2のいずれの場合にも破断なし
△：１２００Ｎ／ｍｍ2のときは破断するが９００Ｎ／ｍｍ2のときは破断しない
×：９００Ｎ／ｍｍ2及び１２００Ｎ／ｍｍ2のいずれの場合にも破断する
［最大セメンタイト径］
未試験のシャルピー衝撃試験片を用い、表面から深さ５０μｍの位置の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真を３視野分測定した（倍率：８０００倍）。得られた写真に対して画像処理を行って炭化物（セメンタイト）とそうでない部分とに分類し、セメンタイトの個数と個々の面積を測定した。セメンタイト径は、測定したセメンタイトと等しい面積の円の直径として求めた。
[Rolling fatigue characteristics]
After wrapping the surface of the rolling fatigue life test piece to reduce the surface roughness Ra to 0.04 μm or less, a rolling fatigue test is performed by rolling a steel ball on the test piece under the following conditions, and the failure probability is 10%. made to determine the service life (L 10 life).
Surface pressure: 5168 N / mm 2 (527 kgf / mm 2 )
Rotation speed: 1000rpm
Number of steel balls: 6 Lubricating oil: Turbine # 68 [Product name: Cosmo Oil Co., Ltd.]
Number of tests: 10
[Delayed fracture resistance]
The delayed fracture test piece was immersed in an aqueous hydrochloric acid solution (
○: 900N / mm 2 and 1200 N / mm 2 without even fracture cases △: When the 1200 N / mm 2 breaking but × not broken when the 900N / mm 2: 900N / mm 2 and 1200 N / mm even broken if either of 2 maximum cementite size]
Using an untested Charpy impact test piece, a scanning electron microscope (SEM) photograph at a position 50 μm deep from the surface was measured for three visual fields (magnification: 8000 times). The obtained photographs were subjected to image processing to classify them into carbides (cementite) and other parts, and the number of cementite and individual areas were measured. The cementite diameter was determined as the diameter of a circle having the same area as the measured cementite.
結果を表１に示す。 The results are shown in Table 1.
表１から明らかなように、通常の浸炭法（Ｎｏ．１０）では炭素濃度が低いため、耐衝撃特性に優れている代わりに転動疲労寿命が低くなっている。またセメンタイトが析出していないために遅れ破壊特性が不十分である。従来の高濃度浸炭法（Ｎｏ．９）では炭素濃度が高いため、転動疲労寿命に優れている代わりに耐衝撃特性が不十分となっている。またセメンタイトが粗大化しているため耐遅れ破壊特性が不十分である。 As is clear from Table 1, the normal carburizing method (No. 10) has a low carbon concentration, so that the rolling fatigue life is low instead of excellent impact resistance. Further, since no cementite is precipitated, the delayed fracture characteristics are insufficient. In the conventional high-concentration carburizing method (No. 9), since the carbon concentration is high, the impact resistance characteristics are insufficient instead of being excellent in rolling fatigue life. Moreover, since cementite is coarsened, the delayed fracture resistance is insufficient.
浸炭と高周波加熱とを組み合わせた場合でも、浸炭濃度が通常レベルであると（Ｎｏ．７〜８）、通常浸炭（Ｎｏ．１０）の場合と同様に、転動疲労寿命が低くなっており、またセメンタイトが析出しないために遅れ破壊特性が不十分となっている。 Even when carburizing and high-frequency heating are combined, when the carburizing concentration is a normal level (No. 7 to 8), the rolling fatigue life is low as in the case of normal carburizing (No. 10). Further, since cementite does not precipitate, delayed fracture characteristics are insufficient.
また高濃度浸炭と高周波加熱とを組み合わせた場合でも、高周波加熱温度が高すぎたり（Ｎｏ．５）低すぎたりすると（Ｎｏ．６）、セメンタイトが析出しないため、従来の高濃度浸炭（Ｎｏ．９）と比べても耐遅れ破壊特性が却って低下する。また、衝撃特性も不十分となっている。 Even when high-concentration carburizing and high-frequency heating are combined, if high-frequency heating temperature is too high (No. 5) or too low (No. 6), cementite does not precipitate, so conventional high-concentration carburizing (No. 5). Compared to 9), the delayed fracture resistance is also reduced. Moreover, the impact characteristics are also insufficient.
さらに高濃度浸炭と高周波加熱によるセメンタイト析出処理とを組み合わせ、高周波加熱温度を適切に設定しても保持時間が６０秒と僅かに長いと（Ｎｏ．４）、通常の高濃度浸炭（Ｎｏ．９）の場合と同様、耐衝撃特性は不十分となり、遅れ破壊特性も変わらない。また温度８８０℃で６０秒も処理すると粗大炭化物の析出量が多くなって浸炭層の固溶炭素濃度が低下するためか、通常の高濃度浸炭（Ｎｏ．９）の場合に比べても転動寿命が低下している。 Further, when the high-concentration carburization and cementite precipitation treatment by high-frequency heating are combined and the holding time is slightly long as 60 seconds even if the high-frequency heating temperature is set appropriately (No. 4), normal high-concentration carburization (No. 9 As in the case of), the impact resistance is insufficient, and the delayed fracture characteristics are not changed. Also, if the treatment is performed at 880 ° C. for 60 seconds, the precipitation amount of coarse carbides increases and the solute carbon concentration in the carburized layer decreases, so that rolling occurs even compared to the case of normal high-concentration carburization (No. 9). Lifespan is decreasing.
ところが高濃度浸炭と高周波加熱によるセメンタイト析出処理とを組み合わせ、高周波加熱温度及び保持時間を適切に設定してセメンタイトを微細化すると（Ｎｏ．１〜３）、耐遅れ破壊特性が優れたものとなる。また炭素濃度が高いにも拘わらず、耐衝撃特性も著しく改善される。特に浸炭の炭素濃度を若干高めたＮｏ．２やセメンタイトの析出時間を若干長くしたＮｏ．３は、転動疲労寿命が著しく優れている。 However, combining high-concentration carburization and cementite precipitation treatment by high-frequency heating, and appropriately setting the high-frequency heating temperature and holding time to refine cementite (No. 1-3), the delayed fracture resistance is excellent. . In addition, despite the high carbon concentration, the impact resistance is significantly improved. In particular, no. No. 2 and cementite precipitation time slightly increased. 3 is remarkably excellent in rolling fatigue life.
実験例２
下記表２に示す種々の成分組成の鋼を用いる以外は、実験例１のＮｏ．２と同様にした。なおカーボンポテンシャルは、約１．０〜１．１％とした。
Experimental example 2
No. of Experimental Example 1 except that steels having various component compositions shown in Table 2 below are used. Same as 2. The carbon potential was about 1.0 to 1.1%.
結果を表３に示す。 The results are shown in Table 3.
表２及び表３から明らかなように、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅなどを添加しても、処理パターンａのようにして高濃度浸炭と高周波加熱によるセメンタイト析出処理とを組み合わせた場合には、耐衝撃特性、転動疲労寿命、及び耐遅れ破壊特性の全てを良好にできる（試験Ｎｏ．１１〜２１）。特にＣｕ、Ｎｉ、Ｍｇなどを添加した例（試験Ｎｏ．１１、１９）では耐衝撃特性が著しく優れており、Ｍｏを添加した例（試験Ｎｏ．１２）では耐衝撃特性と転動疲労寿命が著しく優れている。 As is clear from Tables 2 and 3, even if Cu, Ni, Mo, Ti, B, Nb, Pb, Bi, Ca, Mg, Te or the like is added, high-concentration carburization is performed as in the processing pattern a. When combined with the cementite precipitation treatment by high frequency heating, all of the impact resistance, rolling fatigue life, and delayed fracture resistance can be improved (Test Nos. 11 to 21). In particular, in the case where Cu, Ni, Mg, etc. are added (Test Nos. 11 and 19), the impact resistance is remarkably excellent, and in the case where Mo is added (Test No. 12), the impact resistance and rolling fatigue life are high. Remarkably better.
なおＣが不足した場合（試験Ｎｏ．２２）、及びＳｉが過剰となった場合（試験Ｎｏ．２４）でも、耐衝撃特性、転動疲労寿命、及び耐遅れ破壊特性の全てを良好にできるが、Ｃが不足した場合には鋼強度が低下し、Ｓｉが過剰となった場合には加工性が低下する。 Even when C is insufficient (Test No. 22) and Si is excessive (Test No. 24), all of impact resistance, rolling fatigue life, and delayed fracture resistance can be improved. When C is insufficient, the steel strength is reduced, and when Si is excessive, workability is reduced.
一方、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎ、Ｏなどが過剰となった場合（試験Ｎｏ．２３、２５〜３０）には、耐衝撃特性が不十分となる。特にＰが過剰となった例（試験Ｎｏ．２６）では耐遅れ破壊特性も不十分となり、Ａｌが過剰となった例（Ｎｏ．２８）では転動疲労寿命も不十分となる。またＰ、Ｓｉ、Ｎ、Ｏなどが過剰となった例（Ｎｏ．２６，２７、２９、３０）では、耐衝撃特性、耐遅れ破壊特性、転動疲労寿命の全てが不十分となる。 On the other hand, when C, Mn, P, Si, Al, N, O, or the like becomes excessive (test Nos. 23, 25 to 30), the impact resistance characteristics are insufficient. In particular, in the case where P is excessive (Test No. 26), the delayed fracture resistance is insufficient, and in the case where Al is excessive (No. 28), the rolling fatigue life is also insufficient. In the case where P, Si, N, O, etc. are excessive (No. 26, 27, 29, 30), all of the impact resistance, delayed fracture resistance, and rolling fatigue life are insufficient.
Claims (5)
Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、
Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｏ ：０．００３％以下（０％を含まない）
を含有する部品形状に加工された鋼材を、
炭素ポテンシャル０．９〜１．３％の条件下、鋼表面の炭素濃度によって決定されるＡcm点以上の温度で少なくとも炭素を浸入させ、ガス冷却以上の速さで冷却する炭素浸入・拡散工程、
炭素浸入・拡散工程後、鋼表面がオーステナイト−セメンタイト２相領域となる温度まで高周波加熱し、該温度を１〜３０秒間保持した後、直ちに油冷以上の速さで冷却するセメンタイト析出工程、
及び焼戻し工程の順に処理する表面硬化部品の製造方法。 C: 0.10 to 0.4% (meaning mass%, hereinafter the same),
Si: 2% or less (excluding 0%),
Mn: 2% or less (excluding 0%),
P: 0.03% or less (excluding 0%),
S: 0.1% or less (excluding 0%),
Al: 0.1% or less,
N: 0.03% or less (excluding 0%),
O: 0.003% or less (excluding 0%)
Steel processed into part shape containing
Carbon intrusion / diffusion process in which at least carbon is infiltrated at a temperature not lower than the A cm point determined by the carbon concentration on the steel surface under conditions of carbon potential of 0.9 to 1.3%, and cooling at a rate faster than gas cooling. ,
A cementite precipitation step in which, after the carbon intrusion / diffusion step, the steel surface is heated at a high frequency to a temperature at which the steel surface becomes an austenite-cementite two-phase region, maintained at that temperature for 1 to 30 seconds, and then immediately cooled at a rate higher than oil cooling
And the manufacturing method of the surface hardening component processed in order of a tempering process.
非硬化部分はＣ：０．１０〜０．４％（質量％の意、以下同じ）、Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有しており、
硬化層の炭素濃度の最大値は０．９〜１．３％であり、
硬化層最表面から深さ５０μｍの位置の炭化物は実質的にセメンタイトであり、かつこのセメンタイトのうち最大のものの直径が１．０μｍ以下であることを特徴とする表面硬化部品。 A steel part having a hardened layer formed on its surface,
Non-cured portion is C: 0.10 to 0.4% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter), Si: 2% or less (not including 0%), Mn: 2% or less (not including 0%), P: 0.03% or less (not including 0%), S: 0.1% or less (not including 0%), Al: 0.1% or less, N: 0.03% or less (including 0%) O), O: 0.003% or less (not including 0%),
The maximum value of the carbon concentration of the hardened layer is 0.9 to 1.3%,
A surface-hardened component, characterized in that the carbide at a depth of 50 μm from the outermost surface of the hardened layer is substantially cementite, and the maximum diameter of the cementite is 1.0 μm or less.
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