JP2018199838A - Carburized part - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、浸炭処理された部品である、浸炭部品に関する。 The present invention relates to a carburized part, which is a carburized part.
近年のエンジンの高出力化及び部品小型化に伴い、部品の高強度化が求められている。特に、自動車の歯車部品に用いられるトランスファーギヤ部品等は、車の極端な変速、急発進及び急停止時、及び、車が路面の段差に乗り上げた際に衝撃的な負荷を受ける。このため、これらの部品は数十〜数百回という非常に少ない繰り返し回数の衝撃（低サイクル衝撃疲労）で破壊に至る場合がある。したがって、これらの用途に用いられる部品には、低サイクルでの衝撃的な疲労破壊に対する抵抗（以下、低サイクル衝撃疲労特性）が求められる。 With recent increases in engine output and component miniaturization, there is a demand for higher strength components. In particular, transfer gear parts and the like used for automobile gear parts are subjected to an impact load when the vehicle is extremely shifted, suddenly started and stopped, and when the vehicle rides on a road step. For this reason, these parts may be destroyed by impact (low cycle impact fatigue) with a very small number of repetitions of tens to hundreds of times. Therefore, the parts used for these applications are required to have resistance to shock fatigue fracture at low cycles (hereinafter, low cycle impact fatigue characteristics).
トランスファーギヤ部品の多くは、鋼材を所定の形状に機械加工した後、浸炭焼入れ処理を実施して製造される。この場合、使用される鋼材の多くは、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００８）に規定された機械構造用合金鋼鋼材であり、たとえばＳＣｒ４２０やＳＣＭ４２０である。したがって、これらの機械構造用合金鋼鋼材に近い化学組成を有する鋼材を用いて浸炭部品を製造し、低サイクル衝撃疲労特性を高めることが求められている。 Many transfer gear parts are manufactured by machining a steel material into a predetermined shape and then performing a carburizing and quenching process. In this case, most of the steel materials used are alloy steel materials for machine structure defined in JIS G 4053 (2008), for example, SCr420 and SCM420. Therefore, it is required to manufacture a carburized part using a steel material having a chemical composition close to that of the alloy steel material for machine structure to enhance the low cycle impact fatigue characteristics.
ところで、従来の浸炭部品では一般的に、特開平１０‐８１９９号公報（特許文献１）に開示されているとおり、表面のＣ濃度が０．８％程度に設定される。表面のＣ濃度が０．８％未満であれば、浸炭部品表層の硬さが低下し、十分な疲労強度が得られないと考えられているためである。このような疲労強度の評価には、１０7回の高サイクルでの疲労強度試験が利用される。そのため、１０〜１０4回の低サイクル衝撃疲労特性については十分な検証ができていない。 By the way, in general carburized parts, as disclosed in JP-A-10-8199 (Patent Document 1), the C concentration on the surface is generally set to about 0.8%. This is because if the C concentration on the surface is less than 0.8%, the hardness of the carburized component surface layer is lowered, and it is considered that sufficient fatigue strength cannot be obtained. For such evaluation of fatigue strength, a fatigue strength test at 10 7 high cycles is used. Therefore, the low cycle impact fatigue characteristics of 10 to 10 4 times have not been sufficiently verified.
浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性の向上技術が、特開２００７‐３３２４３８号公報（特許文献２）、特開２０１１‐６３８８６号公報（特許文献３）、及び、国際公開第２０１０／１３７６０７号（特許文献４）に提案されている。 Techniques for improving low cycle impact fatigue characteristics of carburized parts are disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2007-332438 (Patent Document 2), Japanese Patent Application Laid-Open No. 2011-63886 (Patent Document 3), and International Publication No. 2010/137607 (Patent Document). It is proposed in the literature 4).
特許文献２に記載された浸炭焼入れ鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０２〜１．３％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、及び、Ｎ：０．００３〜０．０２０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義される投影芯部硬さＨｐ‐ｃｏｒｅがＨＶ３９０以上であることを特徴とする。
Ｈｐ‐ｃｏｒｅ＝Ｈｃｏｒｅ／（１−ｔ／ｒ） ・・・（１）
ただし、Ｈｃｏｒｅ；芯部硬さ、ｔ；有効硬化層深さ、ｒ；破損部位の半径または破損部位の肉厚の半分である。
これにより、浸炭焼入れ鋼材及び浸炭焼入れ部品において低サイクル衝撃疲労特性を安定して良くすることができる、と特許文献２に記載されている。
The carburized and quenched steel materials described in Patent Document 2 are in mass%, C: 0.1 to 0.4%, Si: 0.02 to 1.3%, Mn: 0.3 to 1.8%, Al : 0.001 to 0.05% and N: 0.003 to 0.020%, the balance being iron and inevitable impurities, and the projection core hardness defined by the following formula (1) Hp-core is HV390 or more.
Hp-core = Hcore / (1-t / r) (1)
Where Hcore: core hardness, t: effective hardened layer depth, r: half of the radius of the damaged part or the thickness of the damaged part.
Accordingly, Patent Document 2 describes that low cycle impact fatigue characteristics can be stably improved in carburized and quenched steel materials and carburized and quenched parts.
特許文献３に記載された浸炭焼入れ鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０２〜１．３％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｎ：０．００３〜０．０２０％、及び、Ｃｒ：１．８％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ジョミニ試験における焼入れ端より１３ｍｍの位置での硬さが、６０×Ｃ0.5−５（ＨＲＣ）以上であり、下記（２）式で定義されるＡ及び下記（３）式で定義されるＢが、Ａ−０．０００００２９３×Ｂ≧−１４の関係を有することを特徴とする。
Ａ＝Ｍｏ＋０．２２７Ｎｉ＋１９０Ｂ−０．０８７Ｓｉ−１７．２Ｐ−２．７４Ｖ−７．１８Ｃｓ−０．００９５５Ｈｓ＋０．０３４４Ｎγ ・・・（２）
ただし、Ｃｓ；表層の浸炭濃度（質量％）、Ｈｓ；表面硬さ（ＨＶ）、Ｎγ；浸炭層の
旧オーステナイト結晶粒度。
Ｂ＝ｔ×（Ｈｃｏｒｅ）2 ・・・ （３）
ただし、Ｈｃｏｒｅ；芯部硬さ、ｔ；有効硬化層深さ。
これにより、浸炭焼入れ鋼材及び浸炭焼入れ部品において低サイクル衝撃疲労特性を安定して良くすることができる、と特許文献３に記載されている。
The carburized and quenched steel materials described in Patent Document 3 are in mass%, C: 0.1 to 0.4%, Si: 0.02 to 1.3%, Mn: 0.3 to 1.8%, Al : 0.001 to 0.05%, N: 0.003 to 0.020%, and Cr: 1.8% or less, with the balance being iron and inevitable impurities, from the quenching end in the Jomini test The hardness at a position of 13 mm is 60 × C 0.5 -5 (HRC) or more, and A defined by the following formula (2) and B defined by the following formula (3) are A-0.00000293 It has the relationship of xB> =-14.
A = Mo + 0.227Ni + 190B-0.087Si-17.2P-2.74V-7.18Cs-0.00955Hs + 0.0344Nγ (2)
However, Cs: Carburizing concentration of surface layer (mass%), Hs: Surface hardness (HV), Nγ: Old austenite grain size of carburized layer.
B = t × (Hcore) 2 (3)
Where Hcore: core hardness, t: effective hardened layer depth.
Thus, Patent Document 3 describes that low cycle impact fatigue characteristics can be stably improved in carburized and quenched steel materials and carburized and quenched parts.
特許文献４に記載された鋼製の浸炭部品は、生地の鋼が、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：０．６０％を超えて１．５％以下、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．１０％、Ｎ：０．０３％以下及びＯ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼であり、表面硬化層部が下記（ａ）〜（ｃ）の条件を満たすことを特徴とする。
（ａ）Ｃ（ａｖｅ）：質量％で０．３５〜０．６０％、
（ｂ）表面粗さＲｚ：１５μｍ以下、ならびに、
（ｃ）σｒ（０）：−８００ＭＰａ以下、σｒ（１００）：−８００ＭＰａ以下および残留応力強度指数Ｉｒ：８００００以上。
ただし、
Ｃ（ａｖｅ）：最表面から深さ０．２ｍｍの位置までの平均炭素濃度、
σｒ（０）：部品の最表面における圧縮残留応力、
σｒ（１００）：部品の最表面から１００μｍの位置における圧縮残留応力、
残留応力強度指数Ｉｒ：部品の最表面から１００μｍ深さまでの位置での最表面からの深さをｙμｍ、その部位における残留応力をσｒ（ｙ）として〔Ｉｒ＝∫｜σｒ（ｙ）｜ｄｙ〕で表される値を指す。
これにより、従来の浸炭焼入れ‐焼戻し処理した部品と比べて「低〜中サイクル域」での疲労強度が大幅に向上した浸炭部品が得られる、と特許文献４に記載されている。
The carburized parts made of steel described in Patent Document 4 are as follows: the base steel is in mass%, C: 0.15-0.25%, Si: 0.03-0.50%, Mn: 0.60 %: 1.5% or less, Cr: 0.05 to 2.0%, Al: 0.10%, N: 0.03% or less and O: 0.0020% or less, with the balance being Fe And a steel having a chemical composition comprising impurities, wherein the surface hardened layer portion satisfies the following conditions (a) to (c).
(A) C (ave): 0.35 to 0.60% by mass%
(B) Surface roughness Rz: 15 μm or less, and
(C) σr (0): −800 MPa or less, σr (100): −800 MPa or less, and residual stress strength index Ir: 80000 or more.
However,
C (ave): average carbon concentration from the outermost surface to a depth of 0.2 mm,
σr (0): compressive residual stress at the outermost surface of the part,
σr (100): compressive residual stress at a position of 100 μm from the outermost surface of the part,
Residual stress intensity index Ir: Depth from the outermost surface at a position from the outermost surface of the part to 100 μm depth is y μm, and the residual stress at that part is σr (y) [Ir = ∫ | σr (y) | dy] The value represented by
It is described in Patent Document 4 that a carburized part with significantly improved fatigue strength in the “low to medium cycle range” can be obtained as compared with a conventional carburized and quenched and tempered part.
ところで、これらの部品の歯面は絶えず摺動している。そのため、これらの部品は、繰り返しの摩擦により部品の表面が一部剥離して、ピッチングと呼ばれる破壊に至る場合がある。したがって、これらの部品には、上述の低サイクル衝撃疲労特性に加え、ピッチングに対する抵抗（以下、耐摩耗性）が求められる。 By the way, the tooth surfaces of these parts are constantly sliding. For this reason, in these parts, the surface of the part may be partially peeled due to repeated friction, leading to destruction called pitting. Accordingly, these parts are required to have resistance to pitching (hereinafter referred to as wear resistance) in addition to the low cycle impact fatigue characteristics described above.
上述のとおり、低サイクル衝撃疲労特性については十分な検証ができていない。さらに、低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性の両方を改善する技術についても十分な検証ができていない。そのため、上述の技術を用いても、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性が十分に得られない場合がある。 As described above, the low cycle impact fatigue characteristics have not been sufficiently verified. In addition, the technology for improving both the low cycle impact fatigue characteristics and the wear resistance has not been sufficiently verified. Therefore, even if the above-described technique is used, the low cycle impact fatigue characteristics and wear resistance of carburized parts may not be sufficiently obtained.
本発明の目的は、低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性に優れた浸炭部品を提供することである。 An object of the present invention is to provide a carburized component having excellent low cycle impact fatigue characteristics and wear resistance.
本実施形態による浸炭部品は、芯部の化学組成が質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜１．４０％、Ｐ：０．０３０％未満、Ｓ：０．０３０％未満、Ｃｒ：０．５０〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００１〜０．０３０％、Ｍｏ：０〜０．８０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、及び、Ｎｂ：０〜０．１０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、表面のＣ濃度が０．５０〜０．７０％であり、表面から限界硬さがビッカース硬さで５５０ＨＶとなる位置までの距離である有効硬化層深さが０．３０〜０．６０ｍｍである。
Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦２６ （１）
ただし、
Ｘ＝−１５．７×Ｓｉ4＋７４．４×Ｓｉ3−１１８．９×Ｓｉ2＋６１．６×Ｓｉ＋５．８ （２）
Ｙ＝−０．３×Ｍｎ3−３×Ｍｎ2＋１４．２×Ｍｎ−３．４ （３）
Ｚ＝−０．２×Ｃｒ4＋４．４×Ｃｒ3−１６．６×Ｃｒ2＋１７×Ｃｒ＋３．１ （４）
ここで、式（２）〜式（４）の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
In the carburized component according to the present embodiment, the chemical composition of the core is mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.50 to 1.50%, Mn: 0.30 to 1.40%. , P: less than 0.030%, S: less than 0.030%, Cr: 0.50 to 2.00%, Al: 0.010 to 0.100%, N: 0.001 to 0.030%, Mo: 0 to 0.80%, Ni: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 0.50%, Ti: 0 to 0.10%, and Nb: 0 to 0.10%, The balance is composed of Fe and impurities, satisfies the formula (1), has a surface C concentration of 0.50 to 0.70%, and is a distance from the surface to a position where the critical hardness is 550 HV in terms of Vickers hardness. The effective hardened layer depth is 0.30 to 0.60 mm.
X + Y + Z ≦ 26 (1)
However,
X = −15.7 × Si 4 + 74.4 × Si 3 −18.9 × Si 2 + 61.6 × Si + 5.8 (2)
Y = −0.3 × Mn 3 −3 × Mn 2 + 14.2 × Mn-3.4 (3)
Z = −0.2 × Cr 4 + 4.4 × Cr 3 −16.6 × Cr 2 + 17 × Cr + 3.1 (4)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbols in the expressions (2) to (4).
本実施形態による浸炭部品は、優れた低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性を有する。 The carburized component according to the present embodiment has excellent low cycle impact fatigue characteristics and wear resistance.
本発明者らは、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性について調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。本明細書において、低サイクル衝撃疲労特性とは、材料の降伏応力を超える衝撃的な負荷を１０〜１０4回与えた場合の疲労強度をいう。 The present inventors investigated and examined the low cycle impact fatigue characteristics and wear resistance of carburized parts. As a result, the present inventors obtained the following knowledge. In the present specification, the low cycle impact fatigue characteristics refer to fatigue strength when an impact load exceeding the yield stress of a material is applied 10 to 10 4 times.
浸炭部品を繰り返し使用すれば、浸炭部品の表面にき裂が生じる（き裂発生工程）。き裂は伸展し、最終的には浸炭部品が破壊する（破断工程）。つまり、低サイクル衝撃疲労特性はき裂発生工程に対する浸炭部品の寿命（き裂発生寿命）と破断工程に対する浸炭部品の寿命（破断寿命）とに分けられる。き裂発生寿命と破断寿命とでは、それぞれの長寿命化に求められる特性が異なる。 If the carburized parts are used repeatedly, cracks occur on the surface of the carburized parts (crack generation process). The crack extends and eventually the carburized part breaks (breaking process). That is, the low cycle impact fatigue characteristics can be divided into the life of the carburized part for the crack generation process (crack generation life) and the life of the carburized part for the fracture process (fracture life). The crack initiation life and the fracture life are different from each other in characteristics required for extending the life.
き裂発生工程において、き裂は浸炭部品の表層で発生する。き裂の発生を抑制するためには、浸炭部品の表面のＣ濃度を低くして、浸炭部品の表層の靱性を高めることが有効である。低サイクル衝撃疲労は塑性変形を伴う疲労である。浸炭部品の表層の靱性が高ければ、き裂発生までに許容できる塑性変形量が大きい。そのため、浸炭部品表層でのき裂発生を抑制できる。具体的には、浸炭部品の表面のＣ濃度が０．５０〜０．７０％であれば、表面のＣ濃度が十分に低いため、き裂発生工程でのき裂の発生を抑制できる。この場合、低サイクル衝撃疲労特性が高まる。 In the crack generation process, cracks occur on the surface layer of carburized parts. In order to suppress the generation of cracks, it is effective to increase the toughness of the surface layer of the carburized part by reducing the C concentration on the surface of the carburized part. Low cycle impact fatigue is fatigue with plastic deformation. If the toughness of the surface layer of the carburized part is high, the amount of plastic deformation that can be tolerated before cracking is large. Therefore, the crack generation in the carburized part surface layer can be suppressed. Specifically, if the C concentration on the surface of the carburized component is 0.50 to 0.70%, the surface C concentration is sufficiently low, so that the generation of cracks in the crack generation step can be suppressed. In this case, the low cycle impact fatigue characteristics are enhanced.
き裂発生工程でのき裂の発生は、浸炭部品の有効硬化層深さ（Ｅｆｆｅｃｔｉｖｅ Ｃａｓｅ Ｄｅｐｔｈ：以下、ＥＣＤ）を深くすることでも抑制できる。 The generation of cracks in the crack generation process can be suppressed by increasing the effective hardened layer depth (ECD) of the carburized component.
き裂発生工程でのき裂の発生は、上述の方法で抑制することができる。しかしながら、低サイクル衝撃疲労特性に対しては、き裂発生工程よりも、破断工程の方が大きく影響する。 The generation of cracks in the crack generation process can be suppressed by the method described above. However, the fracture process has a greater influence on the low cycle impact fatigue characteristics than the crack generation process.
低サイクル衝撃疲労試験において、初期き裂が発生したとき、初期き裂の深さは有効硬化層深さ（ＥＣＤ）とほぼ等しい。ＥＣＤを浅くすれば、初期き裂深さが浅くなる。この場合、き裂の進展速度が抑制される。そのため、破断工程については、ＥＣＤを浅くすることが有効である。ＥＣＤが浅ければ、低サイクル衝撃疲労特性の大部分を占める破断工程が延長され、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。 In the low cycle impact fatigue test, when an initial crack occurs, the depth of the initial crack is approximately equal to the effective hardened layer depth (ECD). If the ECD is made shallower, the initial crack depth becomes shallower. In this case, the crack growth rate is suppressed. Therefore, it is effective to make the ECD shallower in the breaking process. If the ECD is shallow, the breaking process that occupies most of the low cycle impact fatigue characteristics is extended, and the low cycle impact fatigue characteristics of the carburized parts are enhanced.
したがって、低サイクル衝撃疲労特性を高めるためには、最適なＥＣＤの範囲が存在する。具体的には、浸炭部品のＥＣＤを従来よりも浅い０．３０〜０．６０ｍｍとすれば、優れた低サイクル衝撃疲労特性が得られる。 Therefore, there is an optimal ECD range to enhance low cycle impact fatigue properties. Specifically, if the ECD of the carburized part is set to 0.30 to 0.60 mm which is shallower than the conventional one, excellent low cycle impact fatigue characteristics can be obtained.
一方で、浸炭部品の耐摩耗性を高めるには、浸炭部品の表面硬さを高めることが有効である。具体的には、鋼材のＳｉ含有量を０．５０〜１．５０％として、焼戻し軟化抵抗を高める。これにより、使用中の摩擦により発熱がある場合でも、浸炭部品の表面硬さの低下が抑制される。その結果、浸炭部品の耐摩耗性を高めることができる。 On the other hand, to increase the wear resistance of the carburized component, it is effective to increase the surface hardness of the carburized component. Specifically, the temper softening resistance is increased by setting the Si content of the steel material to 0.50 to 1.50%. Thereby, even when there is heat generation due to friction during use, a decrease in the surface hardness of the carburized component is suppressed. As a result, the wear resistance of the carburized parts can be increased.
Ｓｉ含有量が高ければ、浸炭部品の耐摩耗性が高まる。しかしながら、Ｓｉは酸化されて粒界酸化層を形成する。そのため、Ｓｉ含有量が高ければ、粒界酸化層が厚くなる。この場合、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性が低下する。 If the Si content is high, the wear resistance of the carburized parts increases. However, Si is oxidized to form a grain boundary oxide layer. Therefore, if the Si content is high, the grain boundary oxide layer becomes thick. In this case, the low cycle impact fatigue characteristics and wear resistance of the carburized parts are reduced.
そこで、浸炭部品の芯部の化学組成を、粒界酸化層が薄くなる化学組成とする。具体的には、浸炭部品の芯部の化学組成が式（１）を満たすようにする。
Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦２６ （１）
ただし、
Ｘ＝−１５．７×Ｓｉ4＋７４．４×Ｓｉ3−１１８．９×Ｓｉ2＋６１．６×Ｓｉ＋５．８ （２）
Ｙ＝−０．３×Ｍｎ3−３×Ｍｎ2＋１４．２×Ｍｎ−３．４ （３）
Ｚ＝−０．２×Ｃｒ4＋４．４×Ｃｒ3−１６．６×Ｃｒ2＋１７×Ｃｒ＋３．１ （４）
ここで、式（２）〜式（４）の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Therefore, the chemical composition of the core of the carburized component is set to a chemical composition that makes the grain boundary oxide layer thinner. Specifically, the chemical composition of the core portion of the carburized component satisfies the formula (1).
X + Y + Z ≦ 26 (1)
However,
X = −15.7 × Si 4 + 74.4 × Si 3 −18.9 × Si 2 + 61.6 × Si + 5.8 (2)
Y = −0.3 × Mn 3 −3 × Mn 2 + 14.2 × Mn-3.4 (3)
Z = −0.2 × Cr 4 + 4.4 × Cr 3 −16.6 × Cr 2 + 17 × Cr + 3.1 (4)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbols in the expressions (2) to (4).
浸炭部品の芯部の化学組成が式（１）を満たせば、Ｓｉを多量に含有するにもかかわらず浸炭部品の粒界酸化層が薄くなる。これにより、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性が高まる。 If the chemical composition of the core of the carburized part satisfies the formula (1), the grain boundary oxide layer of the carburized part becomes thin despite containing a large amount of Si. This increases the low cycle impact fatigue properties and wear resistance of the carburized parts.
以上の知見に基づいて完成した本実施形態の浸炭部品は、芯部の化学組成が質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜１．４０％、Ｐ：０．０３０％未満、Ｓ：０．０３０％未満、Ｃｒ：０．５０〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００１〜０．０３０％、Ｍｏ：０〜０．８０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、及び、Ｎｂ：０〜０．１０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、表面のＣ濃度が０．５０〜０．７０％であり、表面から限界硬さがビッカース硬さで５５０ＨＶとなる位置までの距離である有効硬化層深さが０．３０〜０．６０ｍｍである。
Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦２６ （１）
ただし、
Ｘ＝−１５．７×Ｓｉ4＋７４．４×Ｓｉ3−１１８．９×Ｓｉ2＋６１．６×Ｓｉ＋５．８ （２）
Ｙ＝−０．３×Ｍｎ3−３×Ｍｎ2＋１４．２×Ｍｎ−３．４ （３）
Ｚ＝−０．２×Ｃｒ4＋４．４×Ｃｒ3−１６．６×Ｃｒ2＋１７×Ｃｒ＋３．１ （４）
ここで、式（２）〜式（４）の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
The carburized part of the present embodiment completed based on the above knowledge has a chemical composition of the core part in mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.50 to 1.50%, Mn: 0.30 to 1.40%, P: less than 0.030%, S: less than 0.030%, Cr: 0.50 to 2.00%, Al: 0.010 to 0.100%, N: 0 0.001 to 0.030%, Mo: 0 to 0.80%, Ni: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 0.50%, Ti: 0 to 0.10%, and Nb: 0 to 0. 0.10% is contained, the balance is composed of Fe and impurities, satisfies the formula (1), the surface C concentration is 0.50 to 0.70%, and the limit hardness from the surface is 550 HV in terms of Vickers hardness. The effective hardened layer depth that is the distance to the position becomes 0.30 to 0.60 mm.
X + Y + Z ≦ 26 (1)
However,
X = −15.7 × Si 4 + 74.4 × Si 3 −18.9 × Si 2 + 61.6 × Si + 5.8 (2)
Y = −0.3 × Mn 3 −3 × Mn 2 + 14.2 × Mn-3.4 (3)
Z = −0.2 × Cr 4 + 4.4 × Cr 3 −16.6 × Cr 2 + 17 × Cr + 3.1 (4)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbols in the expressions (2) to (4).
本実施形態の浸炭部品は、低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性に優れる。 The carburized part of this embodiment is excellent in low cycle impact fatigue characteristics and wear resistance.
上記浸炭部品の芯部の化学組成は、Ｍｏ：０．０１〜０．８０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、及び、Ｃｕ：０．１０〜０．５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。上記浸炭部品の芯部の化学組成はまた、Ｔｉ：０．０５〜０．１０％、及び、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％からなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。 The chemical composition of the core part of the carburized part is selected from the group consisting of Mo: 0.01 to 0.80%, Ni: 0.05 to 0.50%, and Cu: 0.10 to 0.50%. You may contain 1 type, or 2 or more types. The chemical composition of the core of the carburized component also contains one or two selected from the group consisting of Ti: 0.05 to 0.10% and Nb: 0.01 to 0.10%. May be.
以下、本実施形態の浸炭部品について詳述する。各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。 Hereinafter, the carburized component of this embodiment will be described in detail. “%” Of the content of each element means “mass%”.
［浸炭部品の芯部及び表層部］
本実施形態による浸炭部品は、芯部と、表層とを含む。芯部は、浸炭部品のうち表層よりも内部の部分を意味する。より具体的には、浸炭部品の表面から２．０ｍｍよりも深い内部部分を芯部と定義する。浸炭部品の表面から２．０ｍｍ以内の部分を表層と定義する。
[Core and surface layer of carburized parts]
The carburized component according to the present embodiment includes a core portion and a surface layer. A core part means the part inside a surface layer among carburized components. More specifically, an inner part deeper than 2.0 mm from the surface of the carburized part is defined as a core part. A portion within 2.0 mm from the surface of the carburized part is defined as a surface layer.
［浸炭部品の芯部の化学組成］
浸炭部品の芯部の化学組成は、次の元素を含有する。
[Chemical composition of the core of carburized parts]
The chemical composition of the core of the carburized part contains the following elements.
Ｃ：０．１０〜０．３０％
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高め、芯部の硬さを高める。これにより、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。Ｃ含有量が０．１０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えれば、鋼の被削性及び冷間鍛造性が低下する可能性がある。したがって、Ｃ含有量は０．１０〜０．３０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２３％である。
C: 0.10 to 0.30%
Carbon (C) increases the hardenability of the steel and increases the hardness of the core. This enhances the low cycle impact fatigue characteristics of the carburized parts. If the C content is less than 0.10%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.30%, the machinability and cold forgeability of steel may be reduced. Therefore, the C content is 0.10 to 0.30%. The minimum with preferable C content is 0.15%, More preferably, it is 0.18%. The upper limit with preferable C content is 0.25%, More preferably, it is 0.23%.
Ｓｉ：０．５０〜１．５０％
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の焼入れ性を高め、さらに、固溶強化により鋼の強度を高める。そのため、芯部の硬さが高まり、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。Ｓｉはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。これにより、浸炭部品の耐摩耗性が高まる。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５０％未満であれば、上記効果は十分に得られず、浸炭部品の耐摩耗性が低下する。一方、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えれば、鋼の浸炭を阻害する。この場合、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０〜１．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．５２％であり、さらに好ましくは０．８０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．３０％であり、さらに好ましくは１．２０％である。
Si: 0.50 to 1.50%
Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further improves the hardenability of the steel, and further increases the strength of the steel by solid solution strengthening. Therefore, the hardness of the core portion is increased and the low cycle impact fatigue characteristics of the carburized component are increased. Si further increases the temper softening resistance of the steel. This increases the wear resistance of the carburized parts. However, if the Si content is less than 0.50%, the above effect cannot be obtained sufficiently, and the wear resistance of the carburized parts is lowered. On the other hand, if the Si content exceeds 1.50%, the carburization of steel is inhibited. In this case, the low cycle impact fatigue characteristics of the carburized parts are degraded. Therefore, the Si content is 0.50 to 1.50%. The minimum with preferable Si content is 0.52%, More preferably, it is 0.80%. The upper limit with preferable Si content is 1.30%, More preferably, it is 1.20%.
Ｍｎ：０．３０〜１．４０％
マンガン（Ｍｎ）は鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼の焼入れ性及び強度を高め、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性を高める。Ｍｎ含有量が０．３０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．４０％を超えれば、残留オーステナイト量が過多となり、表面硬さが低下して、浸炭部品の耐摩耗性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０〜１．４０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．７０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％である。
Mn: 0.30 to 1.40%
Manganese (Mn) deoxidizes steel. Mn further enhances the hardenability and strength of the steel and enhances the low cycle impact fatigue properties of carburized parts. If the Mn content is less than 0.30%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.40%, the amount of retained austenite becomes excessive, the surface hardness decreases, and the wear resistance of the carburized parts decreases. Therefore, the Mn content is 0.30 to 1.40%. The minimum with preferable Mn content is 0.50%, More preferably, it is 0.70%. The upper limit with preferable Mn content is 1.20%, More preferably, it is 1.00%.
Ｐ：０．０３０％未満
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは浸炭時にオーステナイト粒界に偏析して、浸炭層の粒界強度を低下する。浸炭層の粒界強度が低下すれば、低サイクル衝撃疲労特性が低下する。Ｐ含有量が０．０３０％未満であれば、芯部だけでなく表層のＰ含有量も低い。このため、表層の靱性が高まり、粒界き裂の発生が抑制される。その結果、低サイクル衝撃疲労特性が高まる。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％未満である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
P: Less than 0.030% Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the austenite grain boundaries during carburizing and lowers the grain boundary strength of the carburized layer. If the grain boundary strength of the carburized layer is lowered, the low cycle impact fatigue characteristics are lowered. If the P content is less than 0.030%, not only the core but also the P content of the surface layer is low. For this reason, the toughness of the surface layer is increased and the occurrence of grain boundary cracks is suppressed. As a result, the low cycle impact fatigue characteristics are enhanced. Accordingly, the P content is less than 0.030%. The upper limit with preferable P content is 0.015%. The P content is preferably as low as possible.
Ｓ：０．０３０％未満
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは結晶粒界に残存して浸炭層の粒界強度を低下する。Ｓはさらに、粒界に粗大なＭｎＳを形成して低サイクル衝撃疲労特性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０３０％未満である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
S: Less than 0.030% Sulfur (S) is an impurity. S remains at the crystal grain boundary and lowers the grain boundary strength of the carburized layer. Further, S forms coarse MnS at the grain boundary to lower the low cycle impact fatigue characteristics. Therefore, the S content is less than 0.030%. The upper limit with preferable S content is 0.015%. The S content is preferably as low as possible.
Ｃｒ：０．５０〜２．００％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高めて芯部硬さを高め、低サイクル衝撃疲労特性を高める。Ｃｒ含有量が０．５０％未満であれば、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が２．００％を超えれば、粒界酸化層が厚くなり、低サイクル衝撃疲労特性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０〜２．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．６０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．８５％であり、さらに好ましくは１．７０％である。
Cr: 0.50 to 2.00%
Chromium (Cr) increases the hardenability of the steel, increases the core hardness, and increases the low cycle impact fatigue characteristics. If the Cr content is less than 0.50%, this effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Cr content exceeds 2.00%, the grain boundary oxide layer becomes thick and the low cycle impact fatigue characteristics deteriorate. Therefore, the Cr content is 0.50 to 2.00%. The minimum with preferable Cr content is 0.60%, More preferably, it is 0.80%. The upper limit with preferable Cr content is 1.85%, More preferably, it is 1.70%.
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成し、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。オーステナイト粒の粗大化が抑制されれば、鋼の体積当たりの粒界面積が高いまま維持される。き裂発生工程におけるき裂は粒界を起点として発生する。そのため、鋼の体積当たりの粒界面積が高ければ、低サイクル衝撃疲労試験における負荷が分散される。したがって、き裂発生工程におけるき裂の発生が抑制され、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であればこの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０〜０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６５％である。本実施形態の浸炭部品の芯部の化学組成において、Ａｌ含有量は、鋼材中に含有する全Ａｌ量を意味する。
Al: 0.010 to 0.100%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. Further, Al combines with N in the steel to form AlN and suppresses austenite grain coarsening during carburizing. If coarsening of austenite grains is suppressed, the grain interface area per volume of steel is maintained high. Cracks in the crack generation process start from the grain boundary. Therefore, if the grain interface area per volume of steel is high, the load in the low cycle impact fatigue test is dispersed. Therefore, the generation of cracks in the crack generation process is suppressed, and the low cycle impact fatigue characteristics of the carburized parts are enhanced. If the Al content is less than 0.010%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, the above effect is saturated. Therefore, the Al content is 0.010 to 0.100%. The minimum with preferable Al content is 0.020%, More preferably, it is 0.025%. The upper limit with preferable Al content is 0.080%, More preferably, it is 0.065%. In the chemical composition of the core part of the carburized part of the present embodiment, the Al content means the total amount of Al contained in the steel material.
Ｎ：０．００１〜０．０３０％
窒素（Ｎ）は、鋼中でＴｉ、Ａｌ、Ｖ及びＮｂと結合して窒化物や炭窒化物を形成し、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。これにより、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。Ｎ含有量が０．００１％未満であれば、十分な粗大化抑制効果は得られない。一方、Ｎ含有量が０．０３０％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０３０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
N: 0.001 to 0.030%
Nitrogen (N) combines with Ti, Al, V, and Nb in steel to form nitrides and carbonitrides, and suppresses austenite grain coarsening during carburization. This enhances the low cycle impact fatigue characteristics of the carburized parts. If the N content is less than 0.001%, a sufficient coarsening suppressing effect cannot be obtained. On the other hand, if N content exceeds 0.030%, the said effect will be saturated. Therefore, the N content is 0.001 to 0.030%. The minimum with preferable N content is 0.005%, More preferably, it is 0.008%. The upper limit with preferable N content is 0.025%, More preferably, it is 0.020%.
本実施形態による浸炭部品の芯部の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、浸炭部品を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の浸炭部品に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 The balance of the chemical composition of the core of the carburized component according to the present embodiment is composed of Fe and impurities. Here, the impurities are mixed from ore as a raw material, scrap, or a manufacturing environment when industrially producing the carburized parts, and do not adversely affect the carburized parts of the present embodiment. Means what is allowed.
［任意元素について］
本実施形態の浸炭部品の芯部はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、鋼の焼入れ性を高める。
[Arbitrary elements]
The core part of the carburized component of the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Mo, Ni, and Cu instead of a part of Fe. These elements are arbitrary elements, and all enhance the hardenability of steel.
Ｍｏ：０〜０．８０％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高めて芯部硬さを高め、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性を高める。Ｍｏはさらに、浸炭層の靱性を高める。Ｍｏはさらに、浸炭部品の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、これらの効果が得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．８０％を超えれば、これらの効果は飽和し、原料コストが高くなる。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．８０％である。上記効果を安定して得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．６０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
Mo: 0 to 0.80%
Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. When contained, Mo increases the hardenability of the steel to increase the core hardness, and enhances the low cycle impact fatigue characteristics of the carburized component. Mo further increases the toughness of the carburized layer. Mo further increases the temper softening resistance of the carburized parts. These effects can be obtained if even a small amount of Mo is contained. However, if the Mo content exceeds 0.80%, these effects are saturated and the raw material costs are increased. Therefore, the Mo content is 0 to 0.80%. The minimum with preferable Mo content for acquiring the said effect stably is 0.01%, More preferably, it is 0.10%. The upper limit with preferable Mo content is 0.60%, More preferably, it is 0.40%.
Ｎｉ：０〜０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高めて芯部高さを高め、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性を高める。Ｎｉはさらに、粒界酸化層を浅くする。これにより、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性を高める。Ｎｉはさらに、浸炭層の靱性を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、これらの効果が得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えれば、残留オーステナイト量が増大して加工性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．５０％である。上記効果を安定して得るためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
Ni: 0 to 0.50%
Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. When contained, Ni increases the hardenability of the steel to increase the core height, and enhances the low cycle impact fatigue characteristics of the carburized component. Ni further shallows the grain boundary oxide layer. This enhances the low cycle impact fatigue characteristics of carburized parts. Ni further enhances the toughness of the carburized layer. If Ni is contained even a little, these effects can be obtained. However, if the Ni content exceeds 0.50%, the amount of retained austenite increases and the workability decreases. Therefore, the Ni content is 0 to 0.50%. The minimum with preferable Ni content for acquiring the said effect stably is 0.05%, More preferably, it is 0.10%. The upper limit with preferable Ni content is 0.45%, More preferably, it is 0.40%.
Ｃｕ：０〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高めて芯部硬さを高め、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性を高める。Ｃｕが少しでも含有されればこの効果が得られる。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５０％である。上記効果を安定して得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
Cu: 0 to 0.50%
Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When contained, Cu increases the hardenability of the steel to increase the core hardness, and enhances the low cycle impact fatigue characteristics of the carburized component. This effect can be obtained if even a small amount of Cu is contained. On the other hand, if Cu content exceeds 0.50%, hot workability will fall. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%. The minimum with preferable Cu content for acquiring the said effect stably is 0.10%, More preferably, it is 0.15%. The upper limit with preferable Cu content is 0.35%, More preferably, it is 0.25%.
本実施形態の浸炭部品の芯部はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、結晶粒の粗大化を抑制する。 The core part of the carburized component of the present embodiment may further contain one or two selected from the group consisting of Ti and Nb instead of a part of Fe. These elements are arbitrary elements, and all suppress the coarsening of crystal grains.
Ｔｉ：０〜０．１０％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは鋼中のＣ及びＳと結合して微細なＴｉＣ及びＴｉＳを形成し、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。これにより、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。Ｔｉが少しでも含有されれば、この効果が得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１０％を超えれば、ＴｉＣが粗大化して鋼の靱性が低下する。この場合、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．１０％である。上記効果を安定して得るためのＴｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
Ti: 0 to 0.10%
Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained. When contained, Ti combines with C and S in the steel to form fine TiC and TiS, and suppresses austenite grain coarsening during carburization. This enhances the low cycle impact fatigue characteristics of the carburized parts. This effect can be obtained if Ti is contained even a little. However, if the Ti content exceeds 0.10%, TiC becomes coarse and the toughness of the steel decreases. In this case, the low cycle impact fatigue characteristics of the carburized parts are degraded. Therefore, the Ti content is 0 to 0.10%. The minimum with preferable Ti content for acquiring the said effect stably is 0.05%, More preferably, it is 0.06%. The upper limit with preferable Ti content is 0.08%, More preferably, it is 0.07%.
Ｎｂ：０〜０．１０％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは鋼中のＣ及びＮと結合してＮｂ炭窒化物（Ｎｂ（ＣＮ））を形成し、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。これにより、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、この効果が得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えれば、浸炭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．１０％である。上記効果を安定して得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０７％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
Nb: 0 to 0.10%
Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. When contained, Nb combines with C and N in the steel to form Nb carbonitride (Nb (CN)), and suppresses austenite grain coarsening during carburizing. This enhances the low cycle impact fatigue characteristics of the carburized parts. This effect can be obtained if Nb is contained even a little. However, if the Nb content exceeds 0.10%, the carburizing property is lowered. Therefore, the Nb content is 0 to 0.10%. The minimum with preferable Nb content for acquiring the said effect stably is 0.01%, More preferably, it is 0.02%. The upper limit with preferable Nb content is 0.07%, More preferably, it is 0.05%.
［式について］
本実施形態の浸炭部品の芯部の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦２６ （１）
ただし、
Ｘ＝−１５．７×Ｓｉ4＋７４．４×Ｓｉ3−１１８．９×Ｓｉ2＋６１．６×Ｓｉ＋５．８ （２）
Ｙ＝−０．３×Ｍｎ3−３×Ｍｎ2＋１４．２×Ｍｎ−３．４ （３）
Ｚ＝−０．２×Ｃｒ4＋４．４×Ｃｒ3−１６．６×Ｃｒ2＋１７×Ｃｒ＋３．１ （４）
ここで、式（２）〜式（４）の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
[About expressions]
The chemical composition of the core part of the carburized part of the present embodiment further satisfies the formula (1).
X + Y + Z ≦ 26 (1)
However,
X = −15.7 × Si 4 + 74.4 × Si 3 −18.9 × Si 2 + 61.6 × Si + 5.8 (2)
Y = −0.3 × Mn 3 −3 × Mn 2 + 14.2 × Mn-3.4 (3)
Z = −0.2 × Cr 4 + 4.4 × Cr 3 −16.6 × Cr 2 + 17 × Cr + 3.1 (4)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbols in the expressions (2) to (4).
ここで、ｆｎ＝Ｘ＋Ｙ＋Ｚと定義する。ｆｎが大きい程、浸炭部品の粒界酸化層が厚くなる。ｆｎが２６より大きい場合、粒界酸化層が厚くなり過ぎて、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性が低下する。したがって、ｆｎ≦２６である。本実施形態の浸炭部品の芯部の化学組成は、式（１）を満たす。そのため、Ｓｉを多量に含有するにもかかわらず、浸炭部品の粒界酸化層が薄くなる。これにより、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。ｆｎの好ましい上限は２１であり、より好ましい上限は１９である。 Here, it is defined as fn = X + Y + Z. The larger the fn, the thicker the grain boundary oxide layer of the carburized part. When fn is larger than 26, the grain boundary oxide layer becomes too thick, and the low cycle impact fatigue characteristics and wear resistance of the carburized parts are deteriorated. Therefore, fn ≦ 26. The chemical composition of the core part of the carburized component of the present embodiment satisfies the formula (1). Therefore, the grain boundary oxide layer of the carburized part becomes thin despite containing a large amount of Si. This enhances the low cycle impact fatigue characteristics of the carburized parts. The preferable upper limit of fn is 21, and the more preferable upper limit is 19.
［浸炭部品表面のＣ濃度］
浸炭部品表面のＣ濃度：０．５０〜０．７０％
浸炭部品表面のＣ濃度（以下、表面Ｃ濃度）は、質量％で０．５０〜０．７０％である。表面Ｃ濃度が０．７０％を超えれば、浸炭層の靱性が低くなるため、低サイクル衝撃疲労試験におけるき裂発生寿命が低下する。一方、表面Ｃ濃度が０．５０％未満であれば、浸炭部品の表面硬さが低すぎ、耐塑性変形能が低下する。この場合、低サイクル衝撃疲労試験における負荷一回当たりの浸炭部品の変形量が大きくなる。そのため、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が低下する。浸炭部品の表面硬さが低ければさらに、耐摩耗性が低下する。そのため、表面Ｃ濃度は０．５０〜０．７０％である。表面Ｃ濃度の好ましい下限は０．５４％であり、さらに好ましくは０．５６％である。表面Ｃ濃度の好ましい上限は０．６６％であり、さらに好ましくは０．６４％である。
[C concentration on the surface of carburized parts]
C concentration on the surface of carburized parts: 0.50 to 0.70%
The C concentration on the surface of the carburized component (hereinafter, “surface C concentration”) is 0.50 to 0.70% by mass%. If the surface C concentration exceeds 0.70%, the toughness of the carburized layer is lowered, so that the crack generation life in the low cycle impact fatigue test is reduced. On the other hand, if the surface C concentration is less than 0.50%, the surface hardness of the carburized component is too low and the plastic deformation resistance is lowered. In this case, the amount of deformation of the carburized part per load in the low cycle impact fatigue test increases. Therefore, the low cycle impact fatigue characteristics of carburized parts are reduced. If the surface hardness of the carburized part is low, the wear resistance further decreases. Therefore, the surface C concentration is 0.50 to 0.70%. A preferable lower limit of the surface C concentration is 0.54%, and more preferably 0.56%. The upper limit with preferable surface C density | concentration is 0.66%, More preferably, it is 0.64%.
浸炭部品表面のＣ濃度は次の方法で測定される。浸炭部品の表面のうち、任意の５箇所の測定位置を選定する。選定された測定位置のＣ濃度（質量％）を、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）により分析する。ＥＰＭＡにより得られた５箇所のＣ濃度の平均を、浸炭部品表面のＣ濃度（質量％）と定義する。 The C concentration on the surface of the carburized part is measured by the following method. Select any five measurement positions on the surface of the carburized parts. The C concentration (mass%) at the selected measurement position is analyzed by EPMA (electron beam microanalyzer). The average of the five C concentrations obtained by EPMA is defined as the C concentration (mass%) of the carburized component surface.
［有効硬化層深さ］
有効硬化層深さ：０．３０〜０．６０ｍｍ
低サイクル衝撃疲労試験において、初期き裂が発生したとき、初期き裂の深さは有効硬化層深さ（ＥＣＤ）とほぼ等しい。ここで、本明細書でいう有効硬化層深さ（ＥＣＤ）とは、ＪＩＳ Ｇ ０５７７（２００６）で定義された有効硬化層深さであって、焼入れまま、又は、２００℃を超えない温度で焼戻しした硬化層の表面から限界硬さが５５０ＨＶとなる位置までの距離（深さ）を意味する。
[Effective hardened layer depth]
Effective hardened layer depth: 0.30-0.60 mm
In the low cycle impact fatigue test, when an initial crack occurs, the depth of the initial crack is approximately equal to the effective hardened layer depth (ECD). Here, the effective hardened layer depth (ECD) in this specification is the effective hardened layer depth defined by JIS G 0577 (2006), and is as-quenched or at a temperature not exceeding 200 ° C. It means the distance (depth) from the surface of the tempered cured layer to the position where the limit hardness is 550 HV.
ＥＣＤを浅くすれば、初期き裂深さが浅くなる。この場合、き裂の進展速度が抑制され、低サイクル衝撃疲労特性の大部分を占める破断工程が延長される。その結果、破断寿命が向上し、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。ＥＣＤが０．６０ｍｍを超えれば、上記効果が得られない。一方、ＥＣＤが０．３０ｍｍ未満であれば、浸炭部品の耐塑性変形抵抗能が低下する。したがって、ＥＣＤは０．３０〜０．６０ｍｍである。ＥＣＤの好ましい下限は０．３１ｍｍであり、さらに好ましくは０．３３ｍｍであり、さらに好ましくは０．３５ｍｍであり、さらに好ましくは０．３９ｍｍである。ＥＣＤの好ましい上限は０．５７ｍｍであり、さらに好ましくは０．５５ｍｍであり、さらに好ましくは０．５０ｍｍである。 If the ECD is made shallower, the initial crack depth becomes shallower. In this case, the crack growth rate is suppressed, and the fracture process occupying most of the low cycle impact fatigue characteristics is extended. As a result, the fracture life is improved and the low cycle impact fatigue properties of the carburized parts are enhanced. If the ECD exceeds 0.60 mm, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the ECD is less than 0.30 mm, the plastic deformation resistance ability of the carburized component decreases. Therefore, ECD is 0.30 to 0.60 mm. The preferable lower limit of ECD is 0.31 mm, more preferably 0.33 mm, still more preferably 0.35 mm, and further preferably 0.39 mm. The upper limit with preferable ECD is 0.57 mm, More preferably, it is 0.55 mm, More preferably, it is 0.50 mm.
ＥＣＤは浸炭処理時間に依存する。浸炭処理時間が長ければ、ＥＣＤが深くなる。浸炭処理時間が長ければさらに、粒界酸化層が深く形成される。 ECD depends on the carburizing time. The longer the carburizing time, the deeper the ECD. If the carburizing time is long, a grain boundary oxide layer is formed deeper.
ＥＣＤは次の方法で測定できる。１０個の浸炭部品を用意し、１個の浸炭部品に対して２箇所から観察面を含むサンプルを採取する。観察面は、浸炭部品の表面と垂直な断面であって浸炭部品の表面近傍部分を含む。サンプルの観察面を表面研磨した後、表面から深さ方向に０．１ｍｍピッチで、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。試験力は０．９８Ｎとする。得られた各位置での硬さを連続的に結んで、硬化層を含む表層付近の硬さプロファイルを作成する。作成された硬さプロファイルに基づいて、浸炭部品の表面から、限界硬さが５５０ＨＶとなる位置までの距離を求める。各測定で得られた結果の平均を、ＥＣＤと定義する。 ECD can be measured by the following method. Ten carburized parts are prepared, and samples including observation surfaces are collected from two locations for one carburized part. The observation surface is a cross section perpendicular to the surface of the carburized component and includes a portion near the surface of the carburized component. After the surface to be observed of the sample is polished, a Vickers hardness test in accordance with JIS Z 2244 (2009) is performed at a pitch of 0.1 mm from the surface in the depth direction. The test force is 0.98N. The hardness at each position obtained is continuously tied to create a hardness profile near the surface layer including the hardened layer. Based on the created hardness profile, the distance from the surface of the carburized part to the position where the limit hardness is 550 HV is obtained. The average of the results obtained with each measurement is defined as ECD.
［粒界酸化層の厚さ］
上述の式を満たす化学組成、表面Ｃ濃度及びＥＣＤを有する浸炭部品では、粒界酸化層の厚さが１５μｍ以下になる。粒界酸化層の厚さが１５μｍ以下であるため、き裂の発生が抑制される。その結果、低サイクル衝撃疲労特性が高まる。
[Thickness of grain boundary oxide layer]
In a carburized part having a chemical composition, a surface C concentration, and an ECD that satisfy the above formula, the thickness of the grain boundary oxide layer is 15 μm or less. Since the thickness of the grain boundary oxide layer is 15 μm or less, the generation of cracks is suppressed. As a result, the low cycle impact fatigue characteristics are enhanced.
粒界酸化層の厚さは、次の方法で測定できる。浸炭部品の表面と垂直な断面であって、浸炭部品の表面近傍部分を含む観察面を有するサンプルを採取する。サンプルの観察面を研磨した後、１０００倍の光学顕微鏡でサンプル（浸炭部品）の表面近傍の写真画像を作製する。写真画像を用いて、粒界酸化層深さ（μｍ）を求める。具体的には、写真画像において、母材と粒界酸化層とではコントラストが異なる。したがって、粒界酸化層は容易に特定できる。画像処理により、写真画像の１０箇所での粒界酸化層深さを求め、その平均を粒界酸化層深さ（μｍ）と定義する。 The thickness of the grain boundary oxide layer can be measured by the following method. A sample having a cross section perpendicular to the surface of the carburized component and having an observation surface including a portion near the surface of the carburized component is collected. After the observation surface of the sample is polished, a photographic image in the vicinity of the surface of the sample (carburized part) is produced with a 1000 × optical microscope. The grain boundary oxide layer depth (μm) is determined using a photographic image. Specifically, in the photographic image, the contrast is different between the base material and the grain boundary oxide layer. Therefore, the grain boundary oxide layer can be easily specified. By image processing, the grain boundary oxide layer depth at 10 locations of the photographic image is obtained, and the average is defined as the grain boundary oxide layer depth (μm).
［製造工程］
本実施形態による浸炭部品の製造方法の一例を説明する。
[Manufacturing process]
An example of a method for manufacturing a carburized component according to the present embodiment will be described.
上述の化学組成を満たす鋼材を製造する。たとえば、上記化学組成の溶鋼を製造し、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ又はブルーム）を製造する。溶鋼を用いて造塊法によりインゴット（鋼塊）を製造してもよい。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレット（鋼片）を製造する。ビレットを熱間加工して、棒鋼又は線材を製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。製造された棒鋼又は線材を冷間鍛造又は機械加工して、所定の形状の中間品を製造する。機械加工はたとえば、切削や穿孔である。中間品の形状は、周知の方法により形成される。 A steel material satisfying the above-described chemical composition is manufactured. For example, molten steel having the above chemical composition is manufactured, and a slab (slab or bloom) is manufactured by continuous casting using the molten steel. You may manufacture an ingot (steel ingot) by the ingot-making method using molten steel. A billet (steel piece) is manufactured by hot working a slab or an ingot. The billet is hot worked to produce a steel bar or wire. The hot working may be hot rolling or hot forging. The manufactured steel bar or wire is cold forged or machined to produce an intermediate product of a predetermined shape. Machining is, for example, cutting or drilling. The shape of the intermediate product is formed by a known method.
製造された中間品に対して、浸炭焼入れ処理を実施する。さらに、浸炭焼入れ処理後、中間品に対して焼戻しを実施して、浸炭部品を製造する。焼入れ後の中間品に対してさらに機械加工（切削加工等）を実施して、浸炭部品を製造してもよい。 Carburizing and quenching is performed on the manufactured intermediate product. Further, after the carburizing and quenching treatment, the intermediate product is tempered to manufacture carburized parts. Carburized parts may be manufactured by further machining (cutting or the like) on the intermediate product after quenching.
浸炭焼入れ処理及び焼戻し処理を実施することにより、浸炭部品表面のＣ濃度を０．５０〜０．７０％に調整でき、ＥＣＤを０．３０〜０．６０ｍｍに調整できる。浸炭焼入れ処理の条件の一例は次のとおりである。 By performing the carburizing and quenching treatment and the tempering treatment, the C concentration on the surface of the carburized component can be adjusted to 0.50 to 0.70%, and the ECD can be adjusted to 0.30 to 0.60 mm. An example of the conditions for carburizing and quenching is as follows.
［浸炭焼入れ処理］
本実施形態の浸炭部品で実施される浸炭処理は、ガス浸炭処理でもよいし、真空浸炭処理でもよい。浸炭処理の諸条件を適宜調整することにより、浸炭部品表面のＣ濃度を０．５０〜０．７０％に調整できる。以下、一例として、ガス浸炭処理を説明する。
[Carburizing and quenching]
The carburizing process performed on the carburized component of the present embodiment may be a gas carburizing process or a vacuum carburizing process. By appropriately adjusting various conditions for the carburizing treatment, the C concentration on the surface of the carburized component can be adjusted to 0.50 to 0.70%. Hereinafter, the gas carburizing process will be described as an example.
図１は、ガス浸炭焼入れ処理のヒートパターン例を示す図である。図１の縦軸は処理温度（℃）であり、横軸は時間である。図１を参照して、ガス浸炭処理は、加熱工程Ｓ０と、浸炭工程Ｓ１と、拡散工程Ｓ２と、均熱工程Ｓ３とを含む。 FIG. 1 is a diagram showing an example of a heat pattern of gas carburizing and quenching processing. The vertical axis in FIG. 1 is the processing temperature (° C.), and the horizontal axis is time. Referring to FIG. 1, the gas carburizing process includes a heating step S0, a carburizing step S1, a diffusion step S2, and a soaking step S3.
加熱工程Ｓ０では、炉内に装入された中間品を浸炭温度まで加熱する。浸炭工程Ｓ１では、所定のカーボンポテンシャルＣｐ１の雰囲気中において、浸炭温度Ｔｃで中間品を所定時間ｔ１保持して、浸炭処理を実施する。拡散工程Ｓ２では、浸炭工程でのカーボンポテンシャルＣｐ１よりも低く、かつ、浸炭部品表面のＣ濃度以上のカーボンポテンシャルＣｐ２の雰囲気中において、浸炭温度Ｔｃで所定時間ｔ２保持する。均熱工程Ｓ３は、中間品全体を所定の焼入れ温度に均熱化することを目的とした工程である。均熱工程Ｓ３では、浸炭温度Ｔｃよりも低い温度Ｔｓで所定時間ｔ３均熱する。ただし、均熱工程Ｓ３は省略してもよい。 In the heating step S0, the intermediate product charged in the furnace is heated to the carburizing temperature. In the carburizing step S1, a carburizing process is performed by holding the intermediate product at a carburizing temperature Tc for a predetermined time t1 in an atmosphere of a predetermined carbon potential Cp1. In the diffusion step S2, the carburizing temperature Tc is maintained for a predetermined time t2 in an atmosphere having a carbon potential Cp2 lower than the carbon potential Cp1 in the carburizing step and equal to or higher than the C concentration on the surface of the carburized component. The soaking step S3 is a step aimed at soaking the entire intermediate product to a predetermined quenching temperature. In the soaking step S3, soaking is performed for a predetermined time t3 at a temperature Ts lower than the carburizing temperature Tc. However, the soaking step S3 may be omitted.
拡散工程Ｓ２又は均熱工程Ｓ３後、中間品を急冷して焼入れを実施し、浸炭部品を製造する。焼入れは水焼入れでもよいし、油焼入れでもよい。 After the diffusion step S2 or the soaking step S3, the intermediate product is quenched and quenched to produce a carburized part. Quenching may be water quenching or oil quenching.
各工程の好ましい条件は次のとおりである。
浸炭温度Ｔｃ：Ａｃ3点〜１１００℃
浸炭工程Ｓ１での保持時間ｔ１：１．０〜３．５時間
拡散工程Ｓ２での保持時間ｔ２：０．５〜２．４時間
浸炭工程Ｓ１でのカーボンポテンシャルＣｐ１：０．８０〜１．００
拡散工程Ｓ２でのカーボンポテンシャルＣｐ２：０．６０〜０．８５
Preferred conditions for each step are as follows.
Carburizing temperature Tc: Ac 3 points to 1100 ° C
Holding time t1 in carburizing step S1: 1.0 to 3.5 hours Holding time t2 in diffusion step S2: 0.5 to 2.4 hours Carbon potential Cp in carburizing step S1: 0.80 to 1.00
Carbon potential Cp2 in the diffusion step S2: 0.60 to 0.85
ただし、上記条件のいずれかが上記範囲から外れていても、その他の条件を調整することにより、浸炭部品表面のＣ濃度を０．５０〜０．７０％として、ＥＣＤを０．３０〜０．６０ｍｍとすることができる場合がある。 However, even if any of the above conditions is out of the above range, by adjusting the other conditions, the C concentration on the surface of the carburized component is set to 0.50 to 0.70%, and the ECD is set to 0.30 to 0.00. In some cases, it may be 60 mm.
上述のとおり、図１のヒートパターンにおいて、均熱工程Ｓ３が省略されてもよい。さらに、図２に示す真空浸炭焼入れ処理を実施してもよい。図２では、加熱工程Ｓ０後であって、浸炭工程Ｓ１前に、均熱工程Ｓ４を実施する。この場合、均熱工程Ｓ４では、浸炭温度Ｔｃで所定時間ｔ４均熱する。さらに、図２の真空浸炭焼入れ処理では、炉内圧力を０．１ｋＰａ以下にする。 As described above, the soaking step S3 may be omitted in the heat pattern of FIG. Furthermore, you may implement the vacuum carburizing hardening process shown in FIG. In FIG. 2, the soaking step S4 is performed after the heating step S0 and before the carburizing step S1. In this case, in the soaking step S4, soaking is performed for a predetermined time t4 at the carburizing temperature Tc. Furthermore, in the vacuum carburizing and quenching process of FIG. 2, the furnace pressure is set to 0.1 kPa or less.
浸炭焼入れ処理された中間品に対して、周知の焼戻し処理を実施する。焼戻し温度はたとえば２００℃未満である。 A well-known tempering process is implemented with respect to the intermediate product which has been carburized and quenched. The tempering temperature is, for example, less than 200 ° C.
以上の工程により、本実施形態の浸炭部品を製造できる。 The carburized part of this embodiment can be manufactured by the above process.
種々の化学組成、製造条件で複数の浸炭部品を製造して、低サイクル衝撃疲労特性、粒界酸化層の厚さ、及び、耐摩耗性について調査した。 A plurality of carburized parts were produced with various chemical compositions and production conditions, and the low cycle impact fatigue characteristics, the thickness of the grain boundary oxide layer, and the wear resistance were investigated.
［浸炭部品用鋼材の製造］
表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。表１中、「ｆｎ」とは、Ｘ、Ｙ及びＺの合計値である（ｆｎ＝Ｘ＋Ｙ＋Ｚ）。ただし、Ｘ＝−１５．７×Ｓｉ4＋７４．４×Ｓｉ3−１１８．９×Ｓｉ2＋６１．６×Ｓｉ＋５．８ （２）、Ｙ＝−０．３×Ｍｎ3−３×Ｍｎ2＋１４．２×Ｍｎ−３．４ （３）、Ｚ＝−０．２×Ｃｒ4＋４．４×Ｃｒ3−１６．６×Ｃｒ2＋１７×Ｃｒ＋３．１ （４）であり、式（２）〜式（４）の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
[Manufacture of steel for carburized parts]
Molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was produced. In Table 1, “fn” is the total value of X, Y and Z (fn = X + Y + Z). However, X = −15.7 × Si 4 + 74.4 × Si 3 −18.9 × Si 2 + 61.6 × Si + 5.8 (2), Y = −0.3 × Mn 3 −3 × Mn 2 +14 .2 × Mn-3.4 (3), Z = −0.2 × Cr 4 + 4.4 × Cr 3 −16.6 × Cr 2 + 17 × Cr + 3.1 (4), The element content (mass%) of the corresponding element is substituted into the element symbol of the formula (4).
各鋼番号の鋼を１８０ｋｇ真空溶解炉によって溶製後、造塊してインゴットを製造した。 Each steel number steel was melted by a 180 kg vacuum melting furnace and then ingot was manufactured to produce an ingot.
インゴットを１２５０℃で８時間均熱した。その後、インゴットを熱間鍛造して、直径５０ｍｍの棒鋼を製造した。 The ingot was soaked at 1250 ° C. for 8 hours. Thereafter, the ingot was hot forged to produce a steel bar having a diameter of 50 mm.
各棒鋼に対して次の工程を実施して浸炭部品を製造した。 Carburized parts were manufactured by performing the following steps on each steel bar.
［試験片の作製］
初めに、各棒鋼に対して、焼準処理を実施した。焼準処理での処理温度は９２５℃であり、保持時間は１時間であった。保持時間経過後の棒鋼を大気中で放冷した。焼準処理後の棒鋼から、２種類の試験片を作製した。
[Preparation of test piece]
First, a normalizing process was performed on each steel bar. The treatment temperature in the normalization treatment was 925 ° C., and the holding time was 1 hour. The steel bar after the holding time had elapsed was allowed to cool in the atmosphere. Two types of test pieces were prepared from the steel bars after the normalizing treatment.
［落錘試験片］
焼準処理後の直径５０ｍｍの棒鋼に対して機械加工を実施して、図３に示す形状を有する落錘試験片を作製した。図３は、落錘試験片を水平方向から見た側面図である。図３の落錘試験片の形状は、実歯車の歯元Ｒ部を模擬した。図３中の数値は寸法を示し、単位はｍｍである。「Ｒ＝２」は、Ｒ部の曲率半径が２ｍｍであることを示す。落錘試験片の幅は２０ｍｍであった。
[Falling weight test piece]
Machining was performed on the steel bar having a diameter of 50 mm after the normalizing treatment, and a falling weight test piece having the shape shown in FIG. 3 was produced. FIG. 3 is a side view of the falling weight test piece viewed from the horizontal direction. The shape of the falling weight test piece in FIG. 3 simulates the tooth root R portion of the actual gear. The numerical value in FIG. 3 shows a dimension and a unit is mm. “R = 2” indicates that the radius of curvature of the R portion is 2 mm. The width of the falling weight test piece was 20 mm.
［ローラーピッチング試験片］
焼準処理後の直径５０ｍｍの棒鋼に対して機械加工を実施して、図４に示す形状を有するローラーピッチング試験片を作製した。図４中の数値は寸法を示し、単位はｍｍである。ローラーピッチング試験片は円柱状であり、中央に直径２６ｍｍの平行部を有していた。ローラーピッチング試験片の平行部以外の直径は２２ｍｍであった。ローラーピッチング試験片は、後述するローラーピッチング試験における小ローラーであった。
[Roller pitching specimen]
Machine processing was performed on the steel bar having a diameter of 50 mm after the normalizing treatment, and a roller pitching test piece having the shape shown in FIG. 4 was produced. The numerical value in FIG. 4 shows a dimension and a unit is mm. The roller pitching specimen was cylindrical and had a parallel part with a diameter of 26 mm in the center. The diameter of the roller pitching test piece other than the parallel portion was 22 mm. The roller pitching test piece was a small roller in a roller pitching test described later.
［浸炭焼入れ処理］
表２に示す試験番号の落錘試験片及びローラーピッチング試験片に対して、図１及び図２に示すヒートパターン、及び、表３に示す条件で浸炭処理を実施した。均熱工程Ｓ３でのカーボンポテンシャルは、カーボンポテンシャルＣｐ２と同じであった。さらに、真空浸炭であるパターン１１における炉内圧力は０．０５ｋＰａであった。
[Carburizing and quenching]
The falling weight test piece and the roller pitching test piece having the test numbers shown in Table 2 were subjected to carburizing treatment under the heat pattern shown in FIGS. 1 and 2 and the conditions shown in Table 3. The carbon potential in the soaking step S3 was the same as the carbon potential Cp2. Furthermore, the pressure in the furnace in the pattern 11 which is vacuum carburization was 0.05 kPa.
［焼戻し処理］
浸炭焼入れ後の落錘試験片及びローラーピッチング試験片に対して、焼戻しを実施した。焼戻し温度は１８０℃であり、保持時間は１２０分であった。
[Tempering treatment]
Tempering was performed on the falling weight test piece and the roller pitching test piece after carburizing and quenching. The tempering temperature was 180 ° C. and the holding time was 120 minutes.
以上の製造工程により、試験番号１〜４６の浸炭部品（落錘試験片及びローラーピッチング試験片）を作製した。 The carburized parts (falling weight test piece and roller pitching test piece) of test numbers 1 to 46 were produced by the above manufacturing process.
［評価試験］
［低サイクル衝撃疲労試験］
各試験番号の落錘試験片に対して、落錘型衝撃疲労試験機を用いて低サイクル衝撃疲労試験を行った。具体的には、所定の範囲の高さ（２０〜８０ｍｍ）から６１ｋｇの重錘を自由落下させて落錘試験片の厚さ１０ｍｍ側の端部より１０ｍｍ位置に衝突させ、衝撃的な応力負荷を与えた。図３中、矢印は重錘の衝突方向を示す。この衝突を繰り返し、１００回目の応力負荷で落錘試験片が破断に至る応力（１００回破断強度という）を求めた。１００回破断強度が３０００ＭＰａ以上であった試験片を評価Ａとし、２８００ＭＰａ〜３０００ＭＰａ未満であった試験片を評価Ｂ、２６００〜２８００ＭＰａ未満であった試験片を評価Ｃ、２４００〜２６００ＭＰａ未満であった試験片を評価Ｄ、２４００ＭＰａ未満であった試験片を評価×とした。評価Ａ〜Ｄの場合、低サイクル衝撃疲労特性に優れると判断した。評価×の場合、低サイクル衝撃疲労特性が低いと判断した。結果を表２に示す。
[Evaluation test]
[Low cycle impact fatigue test]
A low-cycle impact fatigue test was performed on the falling weight test piece of each test number using a falling weight type impact fatigue testing machine. Specifically, a 61 kg weight is dropped freely from a predetermined range of height (20 to 80 mm) and made to collide with the 10 mm position from the end on the 10 mm thickness side of the falling weight test piece, and shock stress load Gave. In FIG. 3, the arrow indicates the collision direction of the weight. This collision was repeated, and the stress at which the falling weight test piece broke with the 100th stress load (referred to as 100-time breaking strength) was obtained. The test piece whose 100-times breaking strength was 3000 MPa or more was evaluated as A, the test piece that was less than 2800 MPa to less than 3000 MPa was evaluated as B, the test piece that was less than 2600-2800 MPa was evaluated as C, and less than 2400-2600 MPa. The test piece was evaluated D, and the test piece which was less than 2400 MPa was evaluated as x. In the case of evaluations A to D, it was judged that the low cycle impact fatigue characteristics were excellent. In the case of evaluation x, it was judged that the low cycle impact fatigue characteristics were low. The results are shown in Table 2.
［ローラーピッチング試験］
図５は、ローラーピッチング試験の模式図である。各試験番号のローラーピッチング試験片に対して、ローラーピッチング試験を実施した。具体的には、コマツエンジニアリング社製ローラーピッチング疲労強度試験機を用いて、以下の条件で試験を実施した。すべり率：−４０％、潤滑剤：オートマチック用オイル、潤滑剤温度：９０℃、潤滑剤の流量：２Ｌ／分、回転数：１５００ｒｐｍ及び面圧：２０００ＭＰａ。図５に示すとおり、小ローラー２に大ローラー１を上記面圧で押し当てながら小ローラー２を回転させた。小ローラー２は上記試験片の作製で作製したローラーピッチング試験片であった。大ローラー１はＪＩＳ Ｇ ４０５３（２０１６）のＳＣＭ４２０の規格を満たす鋼を用いて、共析浸炭後に低温焼戻しして表面研磨したものを使用した。大ローラー１の半径は１３０ｍｍであった。回転数１×１０6回における各試験片の摩耗深さＤｗを測定した。摩耗深さＤｗの測定には、触針式の表面粗さ計を用いた。測定長さは２４ｍｍとして、各試験片の軸方向に触針を走査して断面曲線を得た。各試験片において、円周方向に１８０°毎に２箇所測定を実施し、断面曲線を得た。得られた断面曲線から、各試験片において、大ローラー１が接触していない部分における断面曲線要素の平均高さ、及び、大ローラー１が接触して摩耗した部分における断面曲線要素の平均高さをそれぞれ算出した。そして、大ローラー１が接触していない部分と大ローラー１が接触していた部分との高さの差を算出した。得られた高さの差の上記測定箇所における平均値を、各試験番号の摩耗深さＤｗ（μｍ）とした。摩耗深さＤｗが２０μｍ未満であった試験片を評価Ａとし、２０〜４０μｍ未満であった試験片を評価Ｂ、４０〜６０μｍ未満であった試験片を評価Ｃ、６０〜８０μｍ未満であった試験片を評価Ｄ、８０μｍ以上であった試験片を評価×とした。評価Ａ〜Ｄの場合、耐摩耗性に優れると判断した。評価×の場合、耐摩耗性が低いと判断した。結果を表２に示す。
[Roller pitching test]
FIG. 5 is a schematic diagram of a roller pitching test. A roller pitching test was performed on the roller pitching test pieces of each test number. Specifically, the test was carried out under the following conditions using a roller pitching fatigue strength tester manufactured by Komatsu Engineering. Sliding rate: -40%, lubricant: oil for automatic, lubricant temperature: 90 ° C, flow rate of lubricant: 2 L / min, rotation speed: 1500 rpm, and surface pressure: 2000 MPa. As shown in FIG. 5, the small roller 2 was rotated while pressing the large roller 1 against the small roller 2 with the above surface pressure. The small roller 2 was a roller pitching test piece produced in the production of the above test piece. The large roller 1 was made of steel satisfying the SCM420 standard of JIS G 4053 (2016), and subjected to surface polishing by low-temperature tempering after eutectoid carburizing. The radius of the large roller 1 was 130 mm. The wear depth Dw of each test piece was measured at 1 × 10 6 rotations. A stylus type surface roughness meter was used to measure the wear depth Dw. The measurement length was 24 mm, and the cross section curve was obtained by scanning the stylus in the axial direction of each test piece. In each test piece, measurement was performed at two locations every 180 ° in the circumferential direction to obtain a cross-sectional curve. From the obtained cross-sectional curve, in each test piece, the average height of the cross-sectional curve element in the portion where the large roller 1 is not in contact, and the average height of the cross-sectional curve element in the portion where the large roller 1 is in contact and worn out Was calculated respectively. And the difference of the height of the part which the large roller 1 was not contacting, and the part which the large roller 1 was contacting was computed. The average value of the obtained height differences at the measurement points was defined as the wear depth Dw (μm) of each test number. The test piece whose wear depth Dw was less than 20 μm was evaluated as A, the test piece that was less than 20 to 40 μm was evaluated as B, the test piece that was less than 40 to 60 μm was evaluated as C, and the test piece was less than 60 to 80 μm. The test piece was evaluated as D, and the test piece of 80 μm or more was evaluated as x. In the case of evaluations A to D, it was judged that the abrasion resistance was excellent. In the case of evaluation x, it was judged that the wear resistance was low. The results are shown in Table 2.
［表面Ｃ濃度測定］
試験前の落錘試験片に対して、上述の方法により表面Ｃ濃度を測定した。結果を表２に示す。
[Surface C concentration measurement]
The surface C density | concentration was measured with the above-mentioned method with respect to the falling weight test piece before a test. The results are shown in Table 2.
［有効硬化層深さ（ＥＣＤ）測定］
試験前の落錘試験片のＲ部の任意の２箇所において、上述の方法によりビッカース硬さ試験を実施して有効硬化層深さＥＣＤ（ｍｍ）を求めた。結果を表２に示す。
[Effective hardened layer depth (ECD) measurement]
The Vickers hardness test was carried out by the above-described method at any two locations in the R part of the falling weight test piece before the test to determine the effective hardened layer depth ECD (mm). The results are shown in Table 2.
［粒界酸化層の厚さ測定］
試験前の落錘試験片のＲ部表面を含み、Ｒ部表面と垂直な断面（以下、観察面という）を有するサンプルを採取した。得られたサンプルに対して、上述の方法で粒界酸化層の厚さを測定した。結果を表２に示す。
[Measurement of thickness of grain boundary oxide layer]
A sample including a surface of the R part of the falling weight test piece before the test and having a cross section perpendicular to the surface of the R part (hereinafter referred to as an observation surface) was collected. With respect to the obtained sample, the thickness of the grain boundary oxide layer was measured by the method described above. The results are shown in Table 2.
［試験結果］
試験結果を表２に示す。表２を参照して、試験番号１〜３１の浸炭部品は、化学組成が適切であり、かつ、表面Ｃ濃度及びＥＣＤが適切であった。そのため、これらの試験番号の浸炭部品は低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性に優れていた。
[Test results]
The test results are shown in Table 2. Referring to Table 2, the carburized parts of test numbers 1 to 31 had an appropriate chemical composition and an appropriate surface C concentration and ECD. Therefore, the carburized parts of these test numbers were excellent in low cycle impact fatigue characteristics and wear resistance.
一方、試験番号３２の浸炭部品はＣ含有量が低すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。 On the other hand, the C content of the carburized part of test number 32 was too low. Therefore, the low cycle impact fatigue characteristics were low.
試験番号３３の浸炭部品はＳｉ含有量が高すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。 The carburized part of test number 33 had an excessively high Si content. Therefore, the low cycle impact fatigue characteristics were low.
試験番号３４の浸炭部品はＳｉ含有量が低すぎた。そのため、耐摩耗性が低かった。 The carburized part of test number 34 had an excessively low Si content. Therefore, the wear resistance was low.
試験番号３５の浸炭部品はＭｎ含有量が高すぎた。そのため、耐摩耗性が低かった。 The carburized part with test number 35 had an excessively high Mn content. Therefore, the wear resistance was low.
試験番号３６の浸炭部品はＭｎ含有量が低すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。 The carburized part of test number 36 had a too low Mn content. Therefore, the low cycle impact fatigue characteristics were low.
試験番号３７の浸炭部品はＰ含有量が高すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。 The carburized part of test number 37 had too high P content. Therefore, the low cycle impact fatigue characteristics were low.
試験番号３８の浸炭部品はＳ含有量が高すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。 The carburized part of test number 38 had an excessively high S content. Therefore, the low cycle impact fatigue characteristics were low.
試験番号３９の浸炭部品はＡｌ含有量が低すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。 The carburized part of test number 39 had an Al content that was too low. Therefore, the low cycle impact fatigue characteristics were low.
試験番号４０の浸炭部品はＣｒ含有量が高すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。 The carburized part of test number 40 had too high Cr content. Therefore, the low cycle impact fatigue characteristics were low.
試験番号４１の浸炭部品はＣｒ含有量が低すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。 The carburized part of test number 41 had too low Cr content. Therefore, the low cycle impact fatigue characteristics were low.
試験番号４２の浸炭部品は、拡散工程Ｓ２におけるカーボンポテンシャルＣｐ２が高すぎたため表面Ｃ濃度が高すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。 Since the carbon potential Cp2 in the diffusion step S2 was too high, the carburized part of test number 42 had a surface C concentration that was too high. Therefore, the low cycle impact fatigue characteristics were low.
試験番号４３の浸炭部品は、拡散工程Ｓ２におけるカーボンポテンシャルＣｐ２が低すぎたため表面Ｃ濃度が低すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性が低かった。 Since the carbon potential Cp2 in the diffusion step S2 was too low, the carburized part having the test number 43 had a surface C concentration that was too low. Therefore, the low cycle impact fatigue characteristics and wear resistance were low.
試験番号４４の浸炭部品は、拡散工程Ｓ２における保持時間ｔ２が長すぎたためＥＣＤが深すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。 The carburized part of test number 44 had an ECD that was too deep because the holding time t2 in the diffusion step S2 was too long. Therefore, the low cycle impact fatigue characteristics were low.
試験番号４５の浸炭部品は、浸炭工程Ｓ１における保持時間ｔ１が短すぎたためＥＣＤが浅すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。 The carburized part of test number 45 had an ECD that was too shallow because the holding time t1 in the carburizing step S1 was too short. Therefore, the low cycle impact fatigue characteristics were low.
試験番号４６の浸炭部品の芯部の化学組成は、ｆｎ＝２８であり、式（１）〜式（４）を満たさなかった。そのため、低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性が低かった。 The chemical composition of the core part of the carburized part of test number 46 was fn = 28, and did not satisfy the expressions (1) to (4). Therefore, the low cycle impact fatigue characteristics and wear resistance were low.
以上、本発明の実施形態を説明した。しかしながら、上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施形態を適宜変更して実施することができる。 The embodiments of the present invention have been described above. However, the above-described embodiment is merely an example for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be carried out by appropriately changing the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.
本実施形態の浸炭部品は、広く部品用途に使用可能であり、特に、自動車、建設機械、産業機械等の動力伝達部品又はシャフト部品等の用途に適する。 The carburized parts of the present embodiment can be widely used for parts applications, and are particularly suitable for applications such as power transmission parts or shaft parts for automobiles, construction machines, industrial machines and the like.
１ 大ローラー
２ 小ローラー
1 Large roller 2 Small roller
Claims (3)
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、
Ｍｎ：０．３０〜１．４０％、
Ｐ：０．０３０％未満、
Ｓ：０．０３０％未満、
Ｃｒ：０．５０〜２．００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ：０．００１〜０．０３０％、
Ｍｏ：０〜０．８０％、
Ｎｉ：０〜０．５０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｔｉ：０〜０．１０％、及び、
Ｎｂ：０〜０．１０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
表面のＣ濃度が０．５０〜０．７０％であり、
表面から限界硬さがビッカース硬さで５５０ＨＶとなる位置までの距離である有効硬化層深さが０．３０〜０．６０ｍｍである、浸炭部品。
Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦２６ （１）
ただし、
Ｘ＝−１５．７×Ｓｉ4＋７４．４×Ｓｉ3−１１８．９×Ｓｉ2＋６１．６×Ｓｉ＋５．８ （２）
Ｙ＝−０．３×Ｍｎ3−３×Ｍｎ2＋１４．２×Ｍｎ−３．４ （３）
Ｚ＝−０．２×Ｃｒ4＋４．４×Ｃｒ3−１６．６×Ｃｒ2＋１７×Ｃｒ＋３．１ （４）
ここで、式（２）〜式（４）の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 The chemical composition of the core is mass%,
C: 0.10 to 0.30%,
Si: 0.50 to 1.50%,
Mn: 0.30 to 1.40%,
P: less than 0.030%,
S: less than 0.030%,
Cr: 0.50 to 2.00%
Al: 0.010 to 0.100%,
N: 0.001 to 0.030%,
Mo: 0 to 0.80%,
Ni: 0 to 0.50%,
Cu: 0 to 0.50%,
Ti: 0 to 0.10%, and
Nb: 0 to 0.10% is contained, the balance consists of Fe and impurities, satisfies the formula (1),
The surface C concentration is 0.50 to 0.70%,
A carburized part having an effective hardened layer depth of 0.30 to 0.60 mm, which is a distance from the surface to a position where the limit hardness is 550 HV in terms of Vickers hardness.
X + Y + Z ≦ 26 (1)
However,
X = −15.7 × Si 4 + 74.4 × Si 3 −18.9 × Si 2 + 61.6 × Si + 5.8 (2)
Y = −0.3 × Mn 3 −3 × Mn 2 + 14.2 × Mn-3.4 (3)
Z = −0.2 × Cr 4 + 4.4 × Cr 3 −16.6 × Cr 2 + 17 × Cr + 3.1 (4)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbols in the expressions (2) to (4).
前記芯部の化学組成は、
Ｍｏ：０．０１〜０．８０％、及び、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、及び、
Ｃｕ：０．１０〜０．５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする、浸炭部品。 The carburized part according to claim 1,
The chemical composition of the core is
Mo: 0.01 to 0.80%, and
Ni: 0.05 to 0.50%, and
Cu: Carburized parts characterized by containing one or more selected from the group consisting of 0.10 to 0.50%.
Ｔｉ：０．０５〜０．１０％、及び、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％からなる群から選択される１種又は２種を含有することを特徴とする、浸炭部品。
The carburized component according to claim 1 or claim 2,
Ti: 0.05-0.10%, and
Nb: Carburized parts containing 1 type or 2 types selected from the group which consists of 0.01 to 0.10%.
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