JP2015183227A - 真空浸炭用鋼材及びその製造方法 - Google Patents

真空浸炭用鋼材及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2015183227A
JP2015183227A JP2014060210A JP2014060210A JP2015183227A JP 2015183227 A JP2015183227 A JP 2015183227A JP 2014060210 A JP2014060210 A JP 2014060210A JP 2014060210 A JP2014060210 A JP 2014060210A JP 2015183227 A JP2015183227 A JP 2015183227A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
fatigue strength
steel material
steel
hardness
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
JP2014060210A
Other languages
English (en)
Other versions
JP6301694B2 (ja
Inventor
正樹 貝塚
Masaki Kaizuka
正樹 貝塚
新堂　陽介
Yosuke Shinto
陽介 新堂
成朗 岡本
Shigeaki Okamoto
成朗 岡本
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority to JP2014060210A priority Critical patent/JP6301694B2/ja
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Priority to CN201580014824.7A priority patent/CN106103777B/zh
Priority to KR1020167028788A priority patent/KR101860658B1/ko
Priority to PCT/JP2015/057833 priority patent/WO2015146703A1/ja
Priority to MX2016012061A priority patent/MX2016012061A/es
Priority to CN201710880483.2A priority patent/CN107653420A/zh
Priority to TW104109189A priority patent/TWI544088B/zh
Publication of JP2015183227A publication Critical patent/JP2015183227A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP6301694B2 publication Critical patent/JP6301694B2/ja
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/04—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface
    • C21D7/06—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface by shot-peening or the like
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/28—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for plain shafts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/32—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for gear wheels, worm wheels, or the like
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/20—Carburising
    • C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

【課題】十分な面疲労強度を有する浸炭部品、更には面疲労強度と曲げ疲労強度を有する浸炭部品を得るとともに、該浸炭部品を得るための鋼材を得ることを目的とする。【解決手段】本発明は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｐ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｎを含有し、バナジウム炭化物の平均円相当径が２５ｎｍ以下である真空浸炭用鋼材である。また本発明は、該鋼材の製造方法も包含し、具体的には、所定の化学成分組成を有する鋼を１２００℃以上で３０〜３００分保持して分塊圧延し、熱間圧延前の加熱温度を９５０℃以上、加熱保持時間を３０分〜５時間として熱間圧延する真空浸炭用鋼材の製造方法である。【選択図】なし

Description

本発明は、真空浸炭用鋼材に関し、より詳しくは真空浸炭後の面疲労特性及び曲げ疲労特性に優れた浸炭部品を得るための鋼材に関し、更にその製造方法及び該鋼材を用いた浸炭部品、並びに該部品の製造方法に関する。本発明の鋼材は、自動車や建築機械、その他の各種産業機械に使用される歯車やシャフト類等の素材として有用なものであり、以下では自動車用歯車に適用する場合を例に挙げて説明するが、これに限定する趣旨ではない。
自動車、建築機械、その他の各種産業機械を取り巻く環境は、省エネルギー化や一層の性能向上が社会的に要請されており、近年、自動車車体の軽量化やエンジン出力の増大への取り組みが益々進められている。このため、自動車や建築機械等に使用される歯車、特に駆動系伝達部に使用されている歯車の使用環境は一層過酷になっており、優れた疲労強度を備えた歯車が要求されている。
従来の歯車は、これを作製する歯車用鋼として、クロム鋼であるＪＩＳ−ＳＣｒ４２０鋼（ＳＣｒ４２０Ｈ鋼も含む）、あるいはクロムモリブデン鋼であるＪＩＳ−ＳＣＭ４２０鋼（ＳＣＭ４２０Ｈ鋼も含む）等の肌焼鋼が採用されている。これらの肌焼鋼は、歯車形状に成形された後、浸炭、焼入れ焼戻し処理（以下では、浸炭、焼入れ、焼戻しを総括して「浸炭処理」と呼ぶことがある）が施され、いわゆる浸炭歯車として用いられる。
しかしながら、上記した従来の歯車においては、次のような問題点が指摘されている。すなわち、近年、自動車や建設機械等に要求されている自動車車体の軽量化やエンジンの高出力要求が益々強くなっていることから、従来鋼を従来の基準で浸炭処理しただけの浸炭歯車では、面疲労強度及び曲げ疲労強度を満足できない状況になりつつある。
例えば、特許文献１には、所定の化学組成を満足するとともに、浸炭もしくは浸炭窒化後にショットピーニングが施され、所定の表層部の硬さ及び硬化層深さを有する浸炭部品又は浸炭窒化部品が開示されている。しかし、表層部の軟化特性の向上は十分ではなく、表面付近の硬化技術では、昨今要求されている部品の小型化、高応力負荷に十分対応できる面疲労強度及び曲げ疲労強度を得ることができない。
また、特許文献２には、所定の化学組成を満足する高強度歯車用肌焼鋼が開示されている。該肌焼鋼には、ガス浸炭、真空浸炭、浸炭窒化、高濃度浸炭（過共析浸炭）などの表面硬化処理や、ショットピーニングを行ってもよい旨が記載されているが、特許文献２の技術では表層部の軟化特性の向上は十分ではないと考えられる。従って、特許文献２の技術によっても昨今要求されている部品の小型化、高応力負荷に十分対応できる面疲労強度及び曲げ疲労強度を得ることができない。
特開２００８−２６１０３７号公報 特開２００５−１６３１４８号公報
本発明は上記のような課題に鑑みてなされたものであり、その目的は十分な面疲労強度を有する浸炭部品、更には面疲労強度と曲げ疲労強度を有する浸炭部品を得るとともに、該浸炭部品を得るための鋼材を得ることにある。
上記課題を達成した本発明は、
Ｃ ：０．１５〜０．３５％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
Ｓｉ：０．６〜２．０％、
Ｍｎ：０．３〜１．３％、
Ｓ ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ｐ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．７〜１．７％、
Ｍｏ：０．３〜０．８％、
Ｖ ：０．１０〜０．４％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％、
Ｎ ：０．００４〜０．０２５％
を含有し、残部が鉄および不可避不純物であって、
バナジウム炭化物の平均円相当径が２５ｎｍ以下であることを特徴とする真空浸炭用鋼材である。
本発明は、更にＮｂ：０．０６％以下（０％を含まない）及びＴｉ：０．２％以下（０％を含まない）の１種以上や、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有することも好ましい。
本発明は、上記した鋼材の製造方法も包含し、該製造方法とは具体的に、
上記したいずれかに記載の化学成分組成を有する鋼を、
１２００℃以上で３０〜３００分保持して分塊圧延し、
熱間圧延前の加熱温度を９５０℃以上、加熱保持時間を３０分〜５時間として熱間圧延することを特徴とする真空浸炭用鋼材の製造方法である。
本発明は、上記した真空浸炭用鋼材から得られる浸炭部品も包含し、該浸炭部品とは具体的には、
上記したいずれかに記載の化学成分組成を有し、
表面粒界酸化層深さが３μｍ以下であり、
４００℃で焼戻した時の表面硬さがビッカース硬さで６００以上である浸炭部品である。該浸炭部品は面疲労強度に優れている。
更に、前記浸炭部品に更にショットピーニングを施した部品も本発明に包含され、該部品は具体的には、
上記したいずれかに記載の化学成分組成を有し、
表面粒界酸化層深さが３μｍ以下であり、
表面から３０μｍ深さ位置までの残留応力積分値が４０ＭＰａ・ｍｍ以上であり、
４００℃で焼戻した時の表面硬さがビッカース硬さで６００以上である浸炭部品である。該部品は面疲労強度及び曲げ疲労強度に優れている。
本発明は、上記したショットピーニングを施した部品の製造方法も包含し、該製造方法とは具体的に、
上記したいずれかに記載の真空浸炭用鋼材を、真空浸炭、焼入れ焼戻し及びショットピーニングする浸炭部品の製造方法であって、
ショットピーニングの投射材の粒径が０．１０〜０．５ｍｍであり、
前記投射材の硬さがビッカース硬さで８００〜１０００である面疲労強度及び曲げ疲労強度に優れた浸炭部品の製造方法である。
本発明の真空浸炭用鋼材によれば、化学成分組成を適切に調整するとともに、バナジウム炭化物の平均円相当径を所定以下にしているため、真空浸炭処理後の面疲労強度に優れると共に、真空浸炭及びショットピーニング後の曲げ疲労強度に優れた浸炭部品を得ることができる。
図１は、後述する実施例における曲げ疲労試験用の試験片の形状を示す図である。 図２は、後述する実施例における曲げ疲労試験の要領を示した概略図である。 図３は、後述する実施例における曲げ疲労試験における１０万回強度の意味を説明した図である。
本発明者らは、浸炭部品の面疲労強度、更には曲げ疲労強度を確保するため、様々な角度から検討した。その結果、下記の（i）〜（v）のような知見が得られた。
（i）昨今、自動車の低燃費化に伴い、油の低粘度化や部品への高面圧負荷が進む環境の中では、面疲労強度を向上させるためには、部品における接触面の軟化抵抗性を高めることが重要であり、特に４００℃での焼戻し硬さを向上させることが有効であることが分かった。特に部品表面の４００℃での焼戻し硬さをビッカース硬さでＨＶ６００以上とすることで、面疲労強度を大幅に向上できる。
また、本発明の浸炭部品は、真空浸炭することにより得られる点にも特徴を有している。真空浸炭を実施せず、ガス浸炭、ガス浸炭窒化等を実施した場合には、表面に粒界酸化層が生成し、面疲労強度及び後述する曲げ疲労強度が低下する。真空浸炭により得られる本発明の浸炭部品では、表面粒界酸化層深さを３μｍ以下とできる。
（ii）部品表面の４００℃での焼戻し硬さをＨＶ６００以上とするためには、浸炭前の鋼材において、Ｓｉ、Ｍｏ及びＶを所定範囲に調整するとともに、バナジウム炭化物の大きさを調整する必要がある。Ｓｉは焼戻し時の、ε炭化物、χ炭化物、η炭化物などの炭化物生成を抑制し、Ｍｏ及びＶは焼戻し時にＭｏ2ＣやＶＣを析出させて二次硬化に寄与する。浸炭前の鋼材におけるＳｉ、Ｍｏ及びＶの量は夫々、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜１．３％、Ｖ：０．１０〜０．４％である。
更に、浸炭前の鋼材において、バナジウム炭化物の平均円相当径を２５ｎｍ以下にする必要がある。バナジウム炭化物の平均円相当径を２５ｎｍ以下にすることによって、真空浸炭処理中にバナジウム炭化物を十分に固溶させることができ、焼戻し時や部品使用時にバナジウム炭化物を析出させて部品を二次硬化させ、その結果面疲労強度を高めることができる。
（iii）浸炭前の鋼材においてバナジウム炭化物の平均円相当径を２５ｎｍ以下とするためには、圧延前の加熱条件を適切に調整する必要がある。すなわち、圧延前の加熱温度及び保持時間を所定以上とすることによって、圧延前に析出していたバナジウム炭化物を十分に固溶させることができ、圧延後の冷却で微細なバナジウム炭化物を確保（すなわち、バナジウム炭化物の平均円相当径が２５ｎｍ以下である）することができる。
（iv）浸炭部品の面疲労強度に加えて、更に曲げ疲労強度を向上させるためには、鋼材を真空浸炭して得られた部品に、ショットピーニングを施し、所定の残留応力を付与することが有効である。具体的には、浸炭部品の表面から３０μｍ深さ位置までの残留応力積分値を４０ＭＰａ・ｍｍ以上とすることによって、初期亀裂の発生及び亀裂伝播を抑制し、曲げ疲労強度を大幅に向上できる。
（v）浸炭部品の表面から３０μｍ深さ位置までの残留応力積分値を４０ＭＰａ・ｍｍ以上とするためには、真空浸炭の後に行うショットピーニングで、投射材のサイズ及び硬さを適切に調整する必要がある。投射材の粒径は０．１０〜０．５ｍｍであり、硬さはビッカース硬さでＨＶ８００〜１０００である。
本発明の鋼材（熱間圧延後であって真空浸炭前の鋼材）は、上述した通り、鋼中のバナジウム炭化物の大きさを規定した点に特徴を有するが、浸炭部品としての基本的な特性を発揮させるためには、鋼材の化学成分組成についても適切に調整する必要がある。以下に、本発明の鋼材の化学成分組成について説明する。
Ｃ：０．１５〜０．３５％
Ｃは、鋼材に強度を付与できる元素である。必要な強度を得るため、Ｃ量を０．１５％以上と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．１７％以上であり、より好ましくは０．１９％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると被削性及び靭性が低下する。従ってＣ量を０．３５％以下と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．３３％以下であり、より好ましくは０．３１％以下である。
Ｓｉ：０．６〜２．０％
Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗向上元素として作用し、歯車などにおいて駆動中に接触部位の温度が上昇した際に、軟化抑制によって硬さを維持し、ピッチング強度などの疲労強度向上、耐摩耗性向上に寄与する。こうした効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ量を０．６％以上と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは０．８％以上であり、より好ましくは１．０％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると強度上昇が著しくなって、冷間加工性及び被削性が低下する。そこで、Ｓｉ量を２．０％以下と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．６％以下である。
Ｍｎ：０．３〜１．３％
Ｍｎは、脱酸剤や脱硫剤、および焼入れ性向上元素として添加される。そのような効果を有効に発揮させるため、Ｍｎ量を０．３％以上と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは０．４％以上であり、より好ましくは０．５％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が過剰になると、冷間鍛造性や靭性の低下を招くと共に、被削性も劣化する。そこで、Ｍｎ量は１．３％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．２％以下であり、より好ましくは１．１％以下である。
Ｓ：０．０２０％以下（０％を含まない）
Ｓは、不可避不純物として鋼中に含まれる元素であり、ＭｎＳとして析出し、疲労特性や衝撃特性を低下させるため極力低減することが望ましい。しかしながら、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうした観点から、Ｓ量を０．０２０％以下と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。上述の通り、Ｓは不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上困難であり、Ｓ量の下限は０．０００５％程度である。
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）
Ｐは、不可避不純物として鋼中に含まれる元素であり、粒界に偏析し、加工性や疲労特性を低下させるため極力低減することが望ましい。しかしながら、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうした観点から、Ｐ量を０．０１５％以下と定めた。Ｐ量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。上述の通り、Ｐは不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上困難であり、Ｐ量の下限は０．０００５％程度である。
Ｃｒ：０．７〜１．７％
Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性向上元素として添加され、また焼戻し軟化抵抗元素として作用する。こうした効果を有効に発揮させるため、Ｃｒ量を０．７％以上と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．８％以上であり、より好ましくは０．９％以上である。しかしながら、Ｃｒ量が過剰になると、冷間鍛造性や靭性の低下を招くと共に、被削性も劣化させる。こうした観点から、Ｃｒ量を１．７％以下と定めた。Ｃｒ量は、好ましくは１．６％以下であり、より好ましくは１．５％以下である。
Ｍｏ：０．３〜０．８％
Ｍｏは、焼戻し時にＭｏ2Ｃを析出することで、軟化抵抗を向上させる効果を有し、歯車などにおいて駆動中に接触部位の温度が上昇した際に、軟化抑制によって硬さを維持し、ピッチング強度などの疲労強度向上に寄与する。また、Ｍｏは靭性を向上させる効果も有している。こうした効果を有効に発揮させるため、Ｍｏ量を０．３％以上と定めた。Ｍｏ量は、好ましくは０．３５％以上であり、より好ましくは０．４％以上である。一方、Ｍｏ量が過剰になると、強度上昇が著しくなって、冷間加工性及び被削性が低下する。そこで、Ｍｏ量を０．８％以下と定めた。Ｍｏ量は、好ましくは０．７５％以下であり、より好ましくは０．７％以下である。
Ｖ：０．１０〜０．４％
Ｖは、焼戻し時にバナジウム炭化物を析出することで、軟化抵抗を向上させる効果を有し、歯車などにおいて駆動中に接触部位の温度が上昇した際に、軟化抑制によって硬さを維持し、ピッチング強度などの疲労強度向上に寄与する。こうした効果を有効に発揮させるため、Ｖ量を０．１０％以上と定めた。Ｖ量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２％以上である。しかしながら、Ｖ量が過剰になると強度上昇が著しくなって、冷間加工性及び被削性が低下し、さらに圧延後に粗大なバナジウム炭化物が析出し、真空浸炭処理後の軟化抵抗性向上に寄与しない。そこで、Ｖ量を０．４％以下と定めた。Ｖ量は、好ましくは０．３５％以下であり、より好ましくは０．３％以下である。
Ａｌ：０．００５〜０．０５％
Ａｌは、脱酸剤であると同時に、微細なＡｌ系窒化物を形成することにより、結晶粒を微細化し、靭性を向上させる効果も有している。こうした効果を有効に発揮させるため、Ａｌ量を０．００５％以上と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０１２％以上である。しかしながら、Ａｌ量が過剰になると被削性に悪影響を及ぼし、加工性を低下させる他、粗大な窒化物が生成するため、ピンニング粒子として寄与せず、結晶粒粗大化を引き起こすこととなる。こうした観点から、Ａｌ量を０．０５％以下と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０４５％以下であり、より好ましくは０．０４３％以下である。
Ｎ：０．００４〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ等と窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、靭性を向上させる効果を発揮する。こうした効果を有効に発揮させるため、Ｎ量を０．００４％以上と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．００６０％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしながら、Ｎ量が過剰になると、粗大な窒化物（特にＡｌ系窒化物）が生成してピンニング粒子として寄与せず、結晶粒粗大化を引き起こすこととなる。こうした観点から、Ｎ量を０．０２５％以下と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１７％以下である。
本発明の真空浸炭用鋼材の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原材料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる、Ｐ、Ｓ以外の不可避不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。さらに本発明では、本発明の作用を阻害しない範囲で必要に応じて以下の任意元素を含有していても良い。以下の元素の種類に応じて鋼材の特性が更に改善される。
Ｎｂ：０．０６％以下（０％を含まない）及びＴｉ：０．２％以下（０％を含まない）の１種以上
ＮｂおよびＴｉは、浸炭後の結晶粒を微細化し、鋼材の靭性を向上させると共に、曲げ疲労強度を向上させるのに有用である。これらの元素は、必要に応じていずれか１種または２種を含有することによって上記の効果が発揮される。こうした効果を有効に発揮させるため、Ｎｂ量は０．０１％以上が好ましく、Ｔｉ量は０．００５％以上が好ましい。好ましいＮｂ量及びＴｉ量は、いずれも０．０１５％以上である。しかしながら、これらの元素が過剰になると、その効果が飽和するだけでなく、粗大な析出物を形成し、強度を低下させる。そこで、Ｎｂ量は０．０６％以下が好ましく、Ｔｉ量は０．２％以下が好ましい。Ｎｂ量は０．０５％以下がより好ましく、Ｔｉ量は０．１％以下がより好ましく、０．０８％以下が更に好ましい。
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ｂは、浸炭処理における焼入れ性を高める作用を有し、また粒界を強化して曲げ疲労強度を向上させる元素である。Ｂは微量添加により焼入れ性の向上が可能であるため、加工性等への影響が低い。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｂ量は０．０００５％以上が好ましく、より好ましくは０．０００８％以上である。しかしながら、Ｂ量が過剰になるとＮとの結合によりＢＮを生成して、浸炭部品の強度が低下する。従って、Ｂ量は０．００５％以下が好ましく、より好ましくは０．００４５％以下であり、更に好ましくは０．００４０％以下である。
本発明の真空浸炭用鋼材では、バナジウム炭化物の平均円相当径が２５ｎｍ以下である。バナジウム炭化物は焼戻し時の加熱によって、また部品使用時に生じる摺動発熱によって析出し軟化抵抗を向上させる効果を有する。つまり、歯車などにおいて駆動中に接触部位の温度が上昇した際に、バナジウム炭化物による軟化抑制によって硬さを維持し、ピッチング強度などの疲労強度の向上に寄与する。このような効果を発揮させるためには、熱間圧延後であって真空浸炭前の鋼材にバナジウム炭化物を微細に分散させ、真空浸炭時に固溶させる必要がある。真空浸炭用鋼材のバナジウム炭化物が粗大であると、真空浸炭処理後の軟化抵抗性向上に寄与しないため、バナジウム炭化物の平均円相当径は２５ｎｍ以下とする。バナジウム炭化物の平均円相当径は、好ましくは２０ｎｍ以下であり、より好ましくは１５ｎｍ以下である。バナジウム炭化物の平均円相当径の下限は特に限定されないが、通常１ｎｍ程度である。なお、本発明におけるバナジウム炭化物とは、Ｖ（バナジウム）とＣ（炭素）とが検出される析出物を意味し、Ｖ及びＣ以外の元素が含まれる場合も含む意味である。
上記したバナジウム炭化物を調整するためには、通常の溶製法に従って鋼を溶製し、分塊圧延した後に、熱間圧延をするという一連の製造工程において、熱間圧延前の加熱条件を調整することが重要である。熱間圧延前の加熱温度は９５０℃以上が好ましい。熱間圧延前の加熱温度が９５０℃未満になると、圧延前に存在するバナジウム炭化物を十分に固溶させることができず、未固溶のバナジウム炭化物が粗大化することとなり、圧延後のバナジウム炭化物の平均円相当径を２５ｎｍ以下にできない。加熱温度は、より好ましくは１０００℃以上、さらに好ましくは１０５０℃以上である。加熱温度の上限は、脱炭の観点から、１２５０℃以下が好ましく、より好ましくは１２００℃以下である。
また、熱間圧延前の加熱保持時間は３０分〜５時間が好ましい。加熱保持時間が３０分未満では、圧延前に存在するバナジウム炭化物を十分に固溶させることができず、未固溶のバナジウム炭化物が粗大化することとなり、圧延後のバナジウム炭化物の平均円相当径を２５ｎｍ以下にできない。加熱保持時間は、より好ましくは１時間以上であり、さらに好ましくは１．５時間以上である。一方、加熱保持時間が５時間を超えると、バナジウム炭化物がオストワルド成長により粗大化し、圧延後のバナジウム炭化物の平均円相当径を２５ｎｍ以下にできない。加熱保持時間は、より好ましくは４．５時間以下であり、更に好ましくは４時間以下である。
なお、上記した分塊圧延の条件は特に限定されず、例えば１２００℃以上（好ましくは１２５０℃以上）で３０〜３００分保持して分塊圧延を行えば良い。分塊圧延の加熱温度の上限は特に限定されないが、例えば１３００℃以下である。
上述した化学成分組成及びバナジウム炭化物の大きさを調整した本発明の鋼材を、真空浸炭することによって面疲労強度に優れた部品を得ることができ、更に真空浸炭の後に所定の条件を備えたショットピーニングをすることによって曲げ疲労強度に優れた浸炭部品を得ることができる。
本発明では、浸炭処理として真空浸炭を採用する。本発明の浸炭用鋼材では、上述の通り、Ｓｉ量を０．６％以上に高めている。このような鋼材を、真空浸炭以外のガス浸炭、ガス浸炭窒化などによって浸炭処理すると、表面に粒界酸化層が生成し、部品の面疲労強度が低下し、更には部品の曲げ疲労強度も低下する。真空浸炭して得られた本発明の部品は、表面粒界酸化層深さが３μｍ以下である。表面粒界酸化層深さは、好ましくは２μｍ以下、より好ましくは１μｍ以下であり、最も好ましくは０μｍである。真空浸炭処理の条件は特に限定されず、例えば浸炭温度を９００〜１０００℃（好ましくは９３０〜９８０℃）とすれば良い。浸炭後は、（ａ）直接焼入れしても良いし、（ｂ）浸炭放冷後、再加熱焼入れしても良い。更に前記（ａ）、（ｂ）いずれの場合も、５０〜１５０℃（好ましくは６０〜１３０℃）程度の油浴などに投入して焼入れを行った後に、例えば１５０〜２００℃（好ましくは１６０〜１８０℃）程度で焼戻しを行えば良い。また前記（ａ）の場合は、真空浸炭後、７５０〜９００℃（好ましくは７８０〜８８０℃）まで炉冷した後、焼入れ焼戻しを行えば良い。
浸炭部品の、ピッチング強度などの疲労強度を高めるためには、硬さを高めることが有効である。しかし、歯車などにおいて駆動中に接触部位の温度が上昇すると硬さが低下するため、初期硬さではなく、発熱温度付近（４００℃）での硬さを高めることが、疲労強度の向上に有効である。本発明の真空浸炭用鋼材を真空浸炭して得られる本発明の部品は、４００℃で焼戻した時の表面硬さをビッカース硬さでＨＶ６００以上にできる。前記表面硬さは好ましくはＨＶ６２０以上であり、より好ましくはＨＶ６５０以上である。前記表面硬さの上限は特に限定されないが、通常ＨＶ９００程度である。
真空浸炭により得られた部品は、更にショットピーニングを施すことによって圧縮残留応力を付与できる。圧縮残留応力は、繰返し応力が加わった際の初期亀裂の発生及び亀裂伝播を抑制し、曲げ疲労強度を大幅に向上できる。このような効果を発揮させるためには、表面から３０μｍ深さ位置までの残留応力積分値を４０ＭＰａ・ｍｍ以上とする必要がある。残留応力積分値は、好ましくは４２ＭＰａ・ｍｍ以上であり、より好ましくは４５ＭＰａ・ｍｍ以上である。残留応力積分値の上限は特に限定されないが、通常１００ＭＰａ・ｍｍ程度である。
浸炭部品に、上記のような圧縮残留応力を付与するためには、ショットピーニングで用いる投射材の粒径と硬さを適切に制御する必要がある。投射材の粒径は０．１０〜０．５ｍｍとする。粒径が０．１０ｍｍ未満では、表層のみに圧縮残留応力が付与されるため、表面から３０μｍ深さ位置までの圧縮残留応力を高めることができない。また、粒径が０．５ｍｍを超えると内部側に圧縮残留応力が付与され、表面から３０μｍ深さ位置までの圧縮残留応力を上記の範囲にすることができない。
投射材の硬さは、ビッカース硬さでＨＶ８００〜１０００とする。硬さがＨＶ８００未満では、圧縮残留応力が十分に付与されず、表面から３０μｍ深さ位置までの圧縮残留応力を上記の範囲にすることができない。投射材の硬さは、好ましくはＨＶ８２０以上であり、より好ましくはＨＶ８５０以上である。また硬さがＨＶ１０００超となると、鋼材の削食量が増加するため、所定の部品形状が得られない。投射材の硬さは、好ましくはＨＶ９８０以下であり、より好ましくはＨＶ９５０以下である。
本発明の真空浸炭用鋼材は、真空浸炭することによって面疲労強度に優れた部品を得ることができ、更に真空浸炭の後にショットピーニングをすることによって、曲げ疲労強度に優れた部品を得ることができる。面疲労強度は例えば、ローラーピッチング試験における１００万回強度（１００万回試験した際に破損しない最大の応力）で３．３ＧＰａ以上
（好ましくは３．４ＧＰａ以上）とでき、曲げ疲労強度は、４点曲げ疲労試験における１０万回強度（１０万回試験した際に破損しない最大の応力）で１２６０ＭＰａ以上（好ましくは１３００ＭＰａ以上）とできる。従って、このような部品は、自動車や建築機械、その他の各種産業機械にしようされる歯車やシャフト類に好適であり、産業上有用である。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、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。
下記表１に示す化学成分組成（残部は鉄及び不可避不純物）の鋼を溶製し、１２５０℃で３０分〜３００分保持した後に分塊圧延した。その後、表２、３に示す通り、圧延前加熱温度を９２０℃〜１１００℃、加熱保持時間を０．３〜６時間として熱間圧延を行い、φ３２ｍｍの熱間圧延材（棒鋼）を得た。なお、表１に示した鋼Ｎｏ．１は、従来鋼のＳＣｒ４２０Ｈ相当鋼である。
得られた各熱間圧延材について、バナジウム炭化物の大きさを下記（１）の方法で測定した。また、上記の熱間圧延材を、表２、３で示した浸炭条件（真空浸炭又はガス浸炭）で浸炭した後、試験Ｎｏ．２６〜３４については更に表３に示した粒径及び硬さの投射材を用いてショットピーニングを行い、試験片を作製した。真空浸炭処理は、表２、３に記載の９３０〜９８０℃の温度範囲で真空浸炭処理を行い、その後、７８０〜８８０℃まで炉冷した後、６０〜１３０℃の油に投入して焼入れし、１７０℃に再加熱して焼戻しを実施した。ショットピーニングは、投射圧：０．４ＭＰａ、カバレージ：４００％以上で、表３に記載の投射材を用いて行った。前記投射材は篩いによって分級された、０.０５〜０.０６ｍｍ、０.１１〜０.１３ｍｍ、０.１８〜０.２１ｍｍ、０.３６〜０.４３ｍｍおよび０.６０〜０.７１ｍｍの粒度のものを用いた。
なお、比較となるガス浸炭は、Ｃｐ（カーボンポテンシャル：０．８％の浸炭ガス雰囲気中、９３０℃で浸炭処理した後、油冷し、更に１７０℃で２時間の焼戻し処理を行った。
これら試験片について下記の方法で、（２）４００℃焼戻し硬さ、（３）表面から３０μｍ深さ位置の残留応力積分値及び（４）表面粒界酸化層の深さを測定するとともに、（５）ローラーピッチング疲労特性及び（６）曲げ疲労特性を評価した。
（１）熱間圧延材におけるバナジウム炭化物の大きさの測定
熱間圧延材の、Ｄ／４位置（Ｄは圧延材の直径）を横断面に切出し、研磨した後、カーボン蒸着を行い、ＦＥ−ＴＥＭ（Ｆｉｅｌｄ−Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）によるレプリカ観察を実施した。この際、ＴＥＭのＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ａｎａｌｙｓｉｓ）によりＶ及びＣの検出される析出物を特定し、１０万倍の倍率にて１．０μｍ×１．２μｍの視野の観察を行った。観察は任意の３視野について行い、観察されたバナジウム炭化物の円相当径の算術平均値を、バナジウム炭化物の平均円相当径とした。なお、ＦＥ−ＴＥＭの測定限界から、測定対象としたバナジウム炭化物の大きさの下限は円相当径でおよそ１ｎｍ程度である。
（２）４００℃焼戻し硬さの測定
上記した熱間圧延材の表面を研磨してφ２６.０２ｍｍとしてから浸炭し、再度研磨してφ２６ｍｍとした。試験Ｎｏ．２６〜３４についてはさらにショットピーニングし、４００℃焼戻し硬さの測定用の試験片とした。試験Ｎｏ．１〜２５については浸炭後の試験片、Ｎｏ．２６〜３４については浸炭及びショットピーニング後の試験片について、４００℃で３時間焼戻しを行い、横断面において表面から５０μｍ位置について、ビッカース硬さ計で硬さを測定した。ビッカース硬さ計の試験荷重は３００ｇｆとし、５箇所測定してその算術平均値を求め、これを各試験片の４００℃焼戻し硬さとした。
（３）表面から３０μｍ深さ位置の残留応力積分値の測定
後述する図１の４点曲げ試験片を浸炭し、試験Ｎｏ．２６〜３４についてはさらにショットピーニングし、残留応力測定用の試験片とした。試験Ｎｏ．１〜２５については浸炭後の試験片、Ｎｏ．２６〜３４については浸炭及びショットピーニング後の試験片について、ＰＳＰＣ（Ｐｏｓｉｔｉｏｎ−Ｓｅｎｓｉｔｉｖｅ Ｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｌ Ｃｏｕｎｔｅｒ）微小部Ｘ線応力測定装置を用いて、試験片のノッチ底表面からそれぞれ１０μｍ、２０μｍ、３０μｍの位置の残留応力を測定し、下記の計算式によって表面から３０μｍ深さ位置までの残留応力積分値を算出した。ＰＳＰＣ微小部Ｘ線応力測定装置の測定条件は、コリメーター径：φ１ｍｍ、測定部位：軸方向中央位置、測定方向：円周方向である。
表面から３０μｍ深さ位置までの残留応力積分値σ
＝｛σ（０ｍｍ）＋σ（０．０１ｍｍ）｝／２×０．０１ｍｍ
＋｛σ（０．０１ｍｍ）＋σ（０．０２ｍｍ）｝／２×０．０１ｍｍ
＋｛σ（０．０２ｍｍ）＋σ（０．０３ｍｍ）｝／２×０．０１ｍｍ
但し、σ（Ｘｍｍ）は、表面からＸｍｍの位置での残留応力の値を意味する。
（４）表面粒界酸化層の深さの測定
上記した熱間圧延材の表面を研磨してφ２６.０２ｍｍとしてから浸炭し、再度研磨してφ２６ｍｍとした。試験Ｎｏ．２６〜３４についてはさらにショットピーニングし、試験片とした。試験Ｎｏ．１〜２５については浸炭後の試験片、Ｎｏ．２６〜３４については浸炭及びショットピーニング後の試験片について、圧延方向に垂直に切出し、樹脂に埋め込んで研磨した後、試験片の最表面を光学顕微鏡（倍率：１０００倍）で観察し、粒界酸化層の最も深い位置の深さを測定した。
（５）ローラーピッチング疲労特性の評価
上記（４）と同様の試験片を準備し、得られた試験片を、面圧：２．７、３．０、３．３ＧＰａ、回転数：１５００ｒｐｍ、すべり率：−４０％、オートマチックオイル（油温：８０℃）使用の条件でローラーピッチング試験を行って、応力Ｓ−繰返し数Ｎ線図（以下、Ｓ−Ｎ線図）を作成し、１００万回強度（１００万回試験した際に破損しない最大の応力を意味する）によりピッチング強度を評価した。このとき用いた相手ローラは、ＳＵＪ２からなる調質品（表面硬さ：ＨＶ７００、クラウニングＲ：１５０ｍｍ）を用いた。
（６）曲げ疲労特性の評価
上記した熱間圧延材から図１に示す形状の試験片を切出してから浸炭し、試験Ｎｏ．２６〜３４についてはさらにショットピーニングし、曲げ疲労試験用の試験片とした。この試験片を用い、図２に示す通り、４点支持となる治具によって、周波数２０Ｈｚ、最大応力（繰返し負荷応力）：１３７１、１５２３、１６７５、１８２８ＭＰａの条件で、Ｓ−Ｎ線図を作成し、このＳ−Ｎ線図に基づいて図３に示す通り１０万回強度を求め、その値を曲げ疲労強度とした。
上記（１）〜（６）の結果を表２、３に示す。
試験Ｎｏ．３、５、１４〜１８、２２〜２９、３１〜３４は、本発明で規定の化学成分組成を満足し、適切な熱間圧延条件で得られた鋼材である。従って、これらはＶＣの平均円相当径が２５ｎｍ以下であり、真空浸炭して得られた鋼又は真空浸炭及びショットピーニングして得られた鋼は４００℃で焼戻した時の表面硬さがビッカース硬さで６００以上であり、面疲労強度（１００万回強度）が３．３ＧＰａ以上であり、試験Ｎｏ．１と比べて１．２０倍以上の面疲労強度を達成できた。この中で、特に試験Ｎｏ．２６、３１〜３４は、真空浸炭の後に、適切な条件でショットピーニングを行った例であり、圧縮残留応力を十分に付与することができたため、曲げ疲労強度（１０万回強度）が１２６０ＭＰａ以上であり、試験Ｎｏ．１と比べて１．２０倍以上の曲げ疲労強度を達成できた。なお、ショットピーニングを行わなかった３、５、１４〜１８、２２〜２５、及びショットピーニングの投射材の特性が適切に調整されなかったＮｏ．２７〜２９は、上述の通り面疲労強度は良好であったものの、曲げ疲労強度はＮｏ．２６、３１〜３４に比べると劣る結果となった。
試験Ｎｏ．１、２は、Ｓｉ、Ｖ及びＭｏが少なかった例であり、バナジウム炭化物が形成されず、浸炭後の４００℃焼戻し硬さが低かったため、面疲労強度（１００万回強度）が劣る結果となった。またＮｏ．１では浸炭処理としてガス浸炭を採用したため、粒界酸化層が形成しており、Ｎｏ．２よりも更に面疲労強度が劣っていた。Ｎｏ．４はガス浸炭を採用したため、粒界酸化層が形成し、面疲労強度が劣っていた。
Ｎｏ．６はＳｉ量が少なかった例、Ｎｏ．７はＣｒ量が少なかった例、Ｎｏ．８はＭｎ量が少なかった例、Ｎｏ．９はＰ量が多かった例、Ｎｏ．１０はＳ量が多かった例、Ｎｏ．１１はＶ量が少なかった例、Ｎｏ．１２はＶ量が多かった例、Ｎｏ．１３はＭｏ量が少なかった例であり、いずれも面疲労強度が劣る結果となった。
Ｎｏ．１９は、熱間圧延前の加熱温度が低かった例、Ｎｏ．２０は熱間圧延前の加熱保持時間が短かった例、Ｎｏ．２１は熱間圧延前の加熱保持時間が長かった例であり、いずれもバナジウム炭化物の平均円相当径が大きくなって、面疲労強度が劣る結果となった。Ｎｏ．３０は、ガス浸炭を行った例であり、粒界酸化層が形成されて面疲労強度が劣る結果となった。

Claims (7)

  1. Ｃ ：０．１５〜０．３５％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
    Ｓｉ：０．６〜２．０％、
    Ｍｎ：０．３〜１．３％、
    Ｓ ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
    Ｐ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
    Ｃｒ：０．７〜１．７％、
    Ｍｏ：０．３〜０．８％、
    Ｖ ：０．１０〜０．４％、
    Ａｌ：０．００５〜０．０５％、
    Ｎ ：０．００４〜０．０２５％
    を含有し、残部が鉄および不可避不純物であって、
    バナジウム炭化物の平均円相当径が２５ｎｍ以下であることを特徴とする真空浸炭用鋼材。
  2. 更に、
    Ｎｂ：０．０６％以下（０％を含まない）及びＴｉ：０．２％以下（０％を含まない）の１種以上を含有する請求項１に記載の真空浸炭用鋼材。
  3. 更に、
    Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１又は２に記載の真空浸炭用鋼材。
  4. 請求項１〜３のいずれかに記載の化学成分組成を有する鋼を、
    １２００℃以上で３０〜３００分保持して分塊圧延し、
    熱間圧延前の加熱温度を９５０℃以上、加熱保持時間を３０分〜５時間として熱間圧延することを特徴とする真空浸炭用鋼材の製造方法。
  5. 請求項１〜３のいずれかに記載の化学成分組成を有し、
    表面粒界酸化層深さが３μｍ以下であり、
    ４００℃で焼戻した時の表面硬さがビッカース硬さで６００以上であることを特徴とする面疲労強度に優れた浸炭部品。
  6. 請求項１〜３のいずれかに記載の化学成分組成を有し、
    表面粒界酸化層深さが３μｍ以下であり、
    表面から３０μｍ深さ位置までの残留応力積分値が４０ＭＰａ・ｍｍ以上であり、
    ４００℃で焼戻した時の表面硬さがビッカース硬さで６００以上であることを特徴とする面疲労強度及び曲げ疲労強度に優れた浸炭部品。
  7. 請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材を、真空浸炭、焼入れ焼戻し及びショットピーニングする浸炭部品の製造方法であって、
    ショットピーニングの投射材の粒径が０．１０〜０．５ｍｍであり、
    前記投射材の硬さがビッカース硬さで８００〜１０００であることを特徴とする面疲労強度及び曲げ疲労強度に優れた浸炭部品の製造方法。
JP2014060210A 2014-03-24 2014-03-24 真空浸炭用鋼材及びその製造方法 Expired - Fee Related JP6301694B2 (ja)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014060210A JP6301694B2 (ja) 2014-03-24 2014-03-24 真空浸炭用鋼材及びその製造方法
KR1020167028788A KR101860658B1 (ko) 2014-03-24 2015-03-17 진공 침탄용 강재 및 그의 제조 방법
PCT/JP2015/057833 WO2015146703A1 (ja) 2014-03-24 2015-03-17 真空浸炭用鋼材及びその製造方法
MX2016012061A MX2016012061A (es) 2014-03-24 2015-03-17 Material de acero para carburacion al vacio y metodo para producir el mismo.
CN201580014824.7A CN106103777B (zh) 2014-03-24 2015-03-17 真空渗碳用钢材及其制造方法
CN201710880483.2A CN107653420A (zh) 2014-03-24 2015-03-17 真空渗碳用钢材及其制造方法
TW104109189A TWI544088B (zh) 2014-03-24 2015-03-23 Vacuum carburizing steel and its manufacturing method

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014060210A JP6301694B2 (ja) 2014-03-24 2014-03-24 真空浸炭用鋼材及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2015183227A true JP2015183227A (ja) 2015-10-22
JP6301694B2 JP6301694B2 (ja) 2018-03-28

Family

ID=54195226

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2014060210A Expired - Fee Related JP6301694B2 (ja) 2014-03-24 2014-03-24 真空浸炭用鋼材及びその製造方法

Country Status (6)

Country Link
JP (1) JP6301694B2 (ja)
KR (1) KR101860658B1 (ja)
CN (2) CN106103777B (ja)
MX (1) MX2016012061A (ja)
TW (1) TWI544088B (ja)
WO (1) WO2015146703A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018199843A (ja) * 2017-05-25 2018-12-20 株式会社不二製作所 鉄鋼成品の表面処理方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017179394A (ja) * 2016-03-28 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 肌焼鋼
MX2021011756A (es) * 2019-03-29 2021-10-19 Nippon Steel Corp Parte carburada y metodo para fabricar la misma.

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04201128A (ja) * 1990-11-30 1992-07-22 Daido Steel Co Ltd 高面圧部品の製造方法
JP2003193137A (ja) * 2001-12-25 2003-07-09 Nippon Steel Corp 浸炭焼入部材及びその製造方法
JP2006183095A (ja) * 2004-12-27 2006-07-13 Nippon Steel Corp 歯面疲労強度に優れた歯車の製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005163148A (ja) 2003-12-04 2005-06-23 Sanyo Special Steel Co Ltd 高強度歯車用肌焼鋼
DE102005061946B4 (de) * 2004-12-27 2013-03-21 Nippon Steel Corp. Einsatzgehärteter Stahl mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit, diesen verwendendes Zahnrad, und Verfahren zur Herstellung desselben
JP4853366B2 (ja) 2007-04-13 2012-01-11 住友金属工業株式会社 ショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品
CN101827673B (zh) * 2007-08-17 2013-07-17 Gkn烧结金属有限公司 可变表面渗碳深度的粉末金属齿轮及其方法
CN102471842A (zh) * 2010-03-10 2012-05-23 新日本制铁株式会社 低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件
CN103119188B (zh) * 2011-02-10 2015-04-08 新日铁住金株式会社 渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法
JP5620336B2 (ja) * 2011-05-26 2014-11-05 新日鐵住金株式会社 高疲労強度、高靭性機械構造用鋼部品およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04201128A (ja) * 1990-11-30 1992-07-22 Daido Steel Co Ltd 高面圧部品の製造方法
JP2003193137A (ja) * 2001-12-25 2003-07-09 Nippon Steel Corp 浸炭焼入部材及びその製造方法
JP2006183095A (ja) * 2004-12-27 2006-07-13 Nippon Steel Corp 歯面疲労強度に優れた歯車の製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018199843A (ja) * 2017-05-25 2018-12-20 株式会社不二製作所 鉄鋼成品の表面処理方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN106103777A (zh) 2016-11-09
JP6301694B2 (ja) 2018-03-28
CN107653420A (zh) 2018-02-02
TWI544088B (zh) 2016-08-01
MX2016012061A (es) 2017-01-19
KR101860658B1 (ko) 2018-05-23
KR20160133549A (ko) 2016-11-22
TW201540849A (zh) 2015-11-01
WO2015146703A1 (ja) 2015-10-01
CN106103777B (zh) 2018-07-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5862802B2 (ja) 浸炭用鋼
JP4688727B2 (ja) 浸炭部品およびその製造方法
JP4923776B2 (ja) 転がり、摺動部品およびその製造方法
JP6241136B2 (ja) 肌焼鋼鋼材
JP2013112827A (ja) 耐ピッチング性に優れた歯車およびその製造方法
JP5886119B2 (ja) 肌焼鋼鋼材
JP5258458B2 (ja) 耐高面圧性に優れた歯車
JP6055397B2 (ja) 耐摩耗性に優れた軸受部品、およびその製造方法
JP6301694B2 (ja) 真空浸炭用鋼材及びその製造方法
JP4970811B2 (ja) 高面圧用部品とその製造方法
JP6225613B2 (ja) 肌焼鋼鋼材
JP2018053337A (ja) 耐摩耗性および疲労特性に優れた浸炭部品およびその製造方法
JP2016188421A (ja) 浸炭部品
JP7436779B2 (ja) 浸炭歯車用鋼、浸炭歯車及び浸炭歯車の製造方法
JP6265048B2 (ja) 肌焼鋼
WO2016158375A1 (ja) 浸炭窒化用鋼材および浸炭窒化部品
JP6109730B2 (ja) 浸炭後の曲げ疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法並びに浸炭部品
JP2011208262A (ja) 高疲労強度肌焼鋼の製造方法
JP6172378B2 (ja) 肌焼鋼鋼線
WO2017122612A1 (ja) 浸炭窒化用鋼材および浸炭窒化部品
JP7368697B2 (ja) 浸炭歯車用鋼、浸炭歯車及び浸炭歯車の製造方法
JP6043078B2 (ja) 耐焼付き性に優れた電気自動車モータ用歯車
JP7156021B2 (ja) 浸炭鋼部品用鋼材
JP6881497B2 (ja) 部品およびその製造方法
JP6881496B2 (ja) 部品およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20160901

RD03 Notification of appointment of power of attorney

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423

Effective date: 20170210

RD04 Notification of resignation of power of attorney

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424

Effective date: 20170321

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20170905

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20170914

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20180227

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20180301

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 6301694

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees