JP5656908B2 - 窒化鋼部材およびその製造方法 - Google Patents
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Description
Hs値=(−342.1×C+23.5×Mn+125.0×Cr+14.4×Mo+208.3×V+346.4×Al)/100 ・・・ 式1
ただし、式1中のC、Mn、Cr、Mo、V、Alはそれぞれの元素の質量%の値。
Hc値=(156.1×C+54.7×Mn+158.4×Cr+146.5×Mo+33.8×V+418.6×Al)/100 ・・・ 式2
ただし、式2中のC、Mn、Cr、Mo、V、Alはそれぞれの元素の質量%の値。
Hs値=(−342.1×C+23.5×Mn+125.0×Cr+14.4×Mo+208.3×V+346.4×Al)/100 ・・・ 式1
ただし、式1中のC、Mn、Cr、Mo、V、Alはそれぞれの元素の質量%の値。
Hc値=(156.1×C+54.7×Mn+158.4×Cr+146.5×Mo+33.8×V+418.6×Al)/100 ・・・ 式2
ただし、式2中のC、Mn、Cr、Mo、V、Alはそれぞれの元素の質量%の値。
Cは、窒化部品の強度確保のために必須の元素であり、0.05%以上の含有量が必要である。しかしながら、Cの含有量が多くなって0.14%を超えると、窒化前の硬さが高くなって被削性の低下をきたす。このため、Cの含有量を0.05〜0.14%とした。窒化部品の強度をより安定して確保するためには、Cの含有量は0.09%以上とすることが好ましい。また、被削性がより重視されるときには、Cの含有量は0.13%以下とすることが好ましい。
Siは、脱酸作用を有する。この効果を得るには、0.10%以上のSi含有量が必要である。しかしながら、Siの含有量が多くなって0.30%を超えると、窒化前の硬さが高くなって被削性が低下する。したがって、Siの含有量を0.10〜0.30%とした。Siの含有量は0.12%以上とすることが好ましく、また0.25%以下とすることが好ましい。
Mnは、窒化部品の耐ピッチング性および曲げ疲労強度を確保する作用、ならびに脱酸作用を有する。これらの効果を得るには、0.4%以上の含有量が必要である。しかしながら、Mnの含有量が多くなって1.4%を超えると、窒化前の硬さが高くなりすぎて被削性が低下する。このため、Mnの含有量を0.4〜1.4%とした。窒化部品の強度をより安定して確保するためには、Mnの含有量は0.5%以上とすることが好ましい。また、被削性がより重視されるときには、Mnの含有量は1.3%以下とすることが好ましい。
Crは、窒化での表面硬さおよび芯部硬さを高め、部品の耐ピッチング性および曲げ疲労強度を確保する作用を有する。しかしながら、Crの含有量が0.9%未満では前記の効果を得ることができない。一方、Crの含有量が多くなって1.9%を超えると、窒化前の硬さが高くなって被削性が低下する。したがって、Crの含有量を0.9〜1.9%とした。窒化での表面硬さおよび芯部硬さをより安定して高めるためには、Crの含有量は1.1%以上とすることが好ましい。また、被削性がより重視されるときには、Crの含有量は1.4%以下とすることが好ましい。
Moは含有していなくともよい。Moを含有すると、Moが窒化温度で鋼中のCと結合して炭化物を形成するので、窒化後の芯部硬さが向上する。しかしながら、Moの含有量が多くなって0.50%を超えると、原料コストが高くなるだけでなく、窒化前の硬さが高くなって被削性が低下する。そのため、Moの含有量を0.50%以下とした。なお、被削性が重視される場合は、Moの含有量を0.40%以下とすることが好ましい。
Vは含有していなくても良い。Vを含有すると、Moと同じく、窒化温度で鋼中のCと結合して炭化物を形成し、窒化後の芯部硬さを向上させる作用を有する。また、窒化時に表面から侵入・拡散するNやCと結合して窒化物や炭窒化物を形成し、表面硬さを向上させる作用も有する。Vの含有量が多くなって0.40%を超えると、窒化前の硬さが高くなりすぎて被削性が低下するばかりか、熱間鍛造やその後の焼準でマトリックス中にVが固溶しなくなるため、前記の効果が飽和する。そのため、Vの含有量を0〜0.40%とした。Vの含有量は0.15%以上とすることが好ましく、また0.20%以下とすることが好ましい。
Alは、脱酸作用を有する。また、窒化時に表面から侵入・拡散するNと結合してAlNを形成し、表面硬さを向上させる作用を有する。これらの効果を得るには、Alを0.01%以上含有させる必要がある。しかしながら、Alの含有量が多くなって0.14%を超えると、硬質のAl2O3を形成して被削性が低下するばかりか、窒化での硬化層が浅くなって耐ピッチング性や曲げ疲労強度が低下する問題が生じる。そのため、Alの含有量を0.01%以上0.14%以下とした。Al含有量の好ましい下限は0.02%であり、また好ましい上限は0.07%である。
Sは、Mnと結合してMnSを形成し、被削性を向上させる作用がある。しかしながら、Sの含有量が0.005%未満では、前記の効果が得がたい。一方、Sの含有量が0.030%を超えると、粗大なMnSを形成して、熱間鍛造性および曲げ疲労強度が低下する。そのため、Sの含有量を0.005〜0.030%とした。より安定して被削性を確保するためには、Sの含有量は0.010%以上とすることが好ましい。また、熱間鍛造性および曲げ疲労強度がより重視される場合には、Sの含有量は0.025%以下とすることが好ましい。
Hs値は、窒化処理後の鉄窒化化合物層直下の母材硬さを表す指標である。Nによる固溶強化および合金窒化物による析出強化で、窒化鋼部材に必要な表面硬さを得るには、下記式1で表されるHs値を1.19以上にする必要がある。
Hs値=(−342.1×C+23.5×Mn+125.0×Cr+14.4×Mo+208.3×V+346.4×Al)/100 ・・・ 式1
式1中のC、Mn、Cr、Mo、V、Alはそれぞれの元素の質量%の値。
Hc値は、鉄窒化化合物層の硬さを表す指標である。
Hc値=(156.1×C+54.7×Mn+158.4×Cr+146.5×Mo+33.8×V+418.6×Al)/100 ・・・ 式2
式2中のC、Mn、Cr、Mo、V、Alはそれぞれの元素の質量%の値。
本発明は、上記元素の他、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有するものである。なお、残部としての「Feおよび不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石から不可避的に混入する例えばCu、NiおよびTi、または製造環境から不可避的に混入する例えば、O(酸素)などを指す。
ただし、本発明においては、不純物中のP、NおよびOは、特に厳しく制限する必要があり、それぞれ、P:0.030%以下、N:0.008%以下、O:0.0030%以下にする必要がある。
以下、不純物中のP、N、Oについて説明する。
P:0.030%以下
Pは、鋼に含有される不純物であり、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させ、特に、その含有量が0.030%を超えると、脆化の程度が著しくなる場合がある。したがって、本発明においては、不純物中のPの含有量を0.030%以下とした。なお、不純物中のPの含有量は0.020%以下とすることが好ましい。
N:0.008%以下
鋼中のNは、CおよびVなどの元素と結合して炭窒化物を形成しやすく、窒化前にVCNなどの炭窒化物を形成すると硬さが高くなって、被削性が低下するため、本発明においてはNは好ましくない元素である。また、この炭窒化物は固溶温度が高いため、熱間鍛造やその後の焼準での加熱でVがマトリックスに固溶しにくくなり、鋼中のN含有量が高いと窒化による前記Vの効果が十分に得られない。そのため、本発明においては、不純物中のNの含有量を0.008%以下とした。なお、不純物中のNの好ましい含有量は0.006%以下である。
O:0.0030%以下
Oは、介在物起点の疲労破壊の原因となる酸化物系の介在物を形成して、耐ピッチング性や曲げ疲労強度を低下させてしまう。特に、Oの含有量が0.0030%を超えると、上記疲労強度の低下が著しくなる。そのため、本発明においては、不純物中のOの含有量を0.0030%以下とした。なお、不純物中のOの好ましい含有量は0.0020%以下である。
そして、このように前処理された鋼部材を収納したケース20が加熱室11内に搬入された後、加熱室11内に処理ガスが導入される。さらに、加熱室11内に導入された処理ガスがヒータ25で所定の高温度にされて、ファン26で処理ガスを攪拌しながら加熱室11内に搬入された鋼部材の窒化処理が行われる。
ここで、加熱室11内には、例えば図2に示すように、先ず、20分間、N2ガス0.04m3/minとNH3ガス0.01m3/minが導入され、ヒータ25で加熱されて、600℃の窒化処理温度まで昇温する工程が行われる。昇温工程は加熱中に鋼部材の極端な酸化を防止できれば精密な雰囲気の制御の必要はなく、例えば不活性ガスであるN2やAr雰囲気中で加熱を行っても良い。また上記のようにNH3ガス等を適量混合して還元性の雰囲気としても良い。
その後、NH3ガスとH2ガスが流量を制御されて所定の窒化処理ガス組成になるように加熱室11内に導入され、ヒータ25で加熱されて、例えば120分間、600℃に均熱され、鋼部材を窒化処理する工程が行われる。鋼部材を窒化処理する工程では、加熱室11内のNH3ガスの分圧、H2ガスの分圧及びN2ガスの分圧が所定の範囲に制御される。これらのガス分圧は加熱室11に供給するNH3ガスの流量とH2ガスの流量により調整することができる。なお、N2ガスは窒化処理温度においてNH3ガスが分解することで得られる。さらにN2ガスを添加してもよく、その流量を調整して前記ガス分圧に制御しても良い。
そして、鋼部材を窒化処理する工程が終了すると、次に、鋼部材が収納されたケース20が冷却室12に搬送される。そして、冷却室12では、エレベータ30によって、鋼部材が収納されたケース20が油槽32に沈められて、鋼部材の冷却が例えば15分間行われる。そして、冷却が終了すると、鋼部材が収納されたケース20が搬出コンベア13に搬出される。こうして、窒化処理が終了する。なお、冷却工程における冷却は、上記油冷である必要はなく、空冷、ガス冷、水冷などの方法で行ってもよい。
なお、鉄窒化化合物の厚さは、本発明の窒化処理ガス雰囲気中において、時間と温度で制御することができる。すなわち時間を長くすると鉄窒化化合物は厚くなり、温度を高くすると鉄窒化化合物の生成スピードが大きくなる。なお、窒化処理の時間は、0.5時間を超え、10時間未満の範囲とすることが望ましい。
質量%で、C:0.07%、Si:0.19%、Mn:1.28%、P:0.015%、S:0.025%、Cr:1.32%、Mo:0.34%、V:0.23%、Al:0.030%、N:0.0050%、O:0.0015%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が2.34、Hc値が3.60である、鋼部材のサンプルを準備した。また、サンプルの形状は、剥離強度用、窒化品質確認用(円板状)、ローラーピッチング試験用、小野式回転曲げ疲労試験用、ギヤ歪量測定用に合わせて準備した。
質量%で、C:0.07%、Si:0.16%、Mn:1.27%、P:0.025%、S:0.014%、Cr:0.90%、Mo:0.20%、Al:0.027%、N:0.0080%、O:0.0009%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が1.31、Hc値が2.64である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理を実施例1と同様の条件で実施し、鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
質量%で、C:0.09%、Si:0.18%、Mn:0.70%、P:0.009%、S:0.014%、Cr:1.20%、V:0.13%、Al:0.030%、N:0.0045%、O:0.0016%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が1.73、Hc値が2.59である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理を実施例1と同様の条件で実施し、鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
質量%で、C:0.10%、Si:0.15%、Mn:1.10%、P:0.007%、S:0.015%、Cr:1.20%、V:0.15%、Al:0.030%、N:0.0048%、O:0.0010、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が1.83、Hc値が2.83である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理を実施例1と同様の条件で実施し、鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
質量%で、C:0.09%、Si:0.14%、Mn:1.26%、P:0.009%、S:0.015%、Cr:1.27%、Al:0.115%、N:0.0044%、O:0.0010%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が1.97、Hc値が3.32である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理を実施例1と同様の条件で実施し、鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
質量%で、C:0.07%、Si:0.19%、Mn:1.28%、P:0.015%、S:0.025%、Cr:1.32%、Mo:0.34%、V:0.23%、Al:0.030%、N:0.0050%、O:0.0015%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が2.34、Hc値が3.60である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、窒化処理時間を2.5hとした以外は、実施例1と同様の前処理および窒化処理条件で窒化処理を実施し、鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
質量%で、C:0.07%、Si:0.19%、Mn:1.28%、P:0.015%、S:0.025%、Cr:1.32%、Mo:0.34%、V:0.23%、Al:0.030%、N:0.0050%、O:0.0015%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が2.34、Hc値が3.60である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、窒化処理時間を8hとした以外は、実施例1と同様の前処理および窒化処理条件で窒化処理を実施し、鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
質量%で、C:0.34%、Si:0.16%、Mn:0.85%、P:0.020%、S:0.014%、Cr:0.90%、Mo:0.20%、Al:0.030%、N:0.0110%、O:0.0015%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が0.29、Hc値が2.84である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理を実施例1と同様の条件で実施し、鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
質量%で、C:0.19%、Si:0.15%、Mn:0.84%、P:0.019%、S:0.014%、Cr:1.68%、Mo:0.36%、V:0.19%、Al:0.031%、N:0.0095%、O:0.0015%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が2.20、Hc値が4.14である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理を実施例1と同様の条件で実施し、鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
質量%で、C:0.20%、Si:0.25%、Mn:0.72%、P:0.018%、S:0.017%、Cr:1.05%、Al:0.030%、N:0.0120%、O:0.0012%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が0.90、Hc値が2.49である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理を実施例1と同様の条件で実施し、鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
質量%で、C:0.20%、Si:0.25%、Mn:0.72%、P:0.017%、S:0.016%、Cr:1.05%、Mo:0.20%、Al:0.030%、N:0.0110%、O:0.0011%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が0.93、Hc値が2.79である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理を実施例1と同様の条件で実施し、鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
質量%で、C:0.07%、Si:0.19%、Mn:1.28%、P:0.015%、S:0.025%、Cr:1.32%、Mo:0.34%、V:0.23%、Al:0.030%、N:0.0050%、O:0.0015%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が2.34、Hc値が3.60である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理の昇温工程を実施例1と同様の条件で実施し、窒化処理の条件としては、温度570℃、窒化時間は2.5h(時間)とし、NH3ガスとH2ガス及びN2ガスの炉内へのそれぞれの供給ガス流量を調整し、炉内の全圧を1としたときに、NH3ガスの分圧の比を0.4(NH3ガスの分圧を0.041MPa)、H2ガスの分圧の比を0.28(H2ガスの分圧を0.028MPa)、N2ガスの分圧の比を0.32(N2ガスの分圧を0.032MPa)とした以外は実施例1と同様の方法で窒化処理を行い鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
質量%で、C:0.09%、Si:0.14%、Mn:1.26%、P:0.009%、S:0.015%,Cr:1.27%、Al:0.115%、N:0.0044%、O:0.0010%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が1.97、Hc値が3.32である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理の昇温工程を実施例1と同様の条件で実施し、窒化処理の条件としては、温度570℃、窒化時間は2.5h(時間)とし、NH3ガスとH2ガス及びN2ガスの炉内へのそれぞれの供給ガス流量を調整し、炉内の全圧を1としたときに、NH3ガスの分圧の比を0.4(NH3ガスの分圧を0.041MPa)、H2ガスの分圧の比を0.28(H2ガスの分圧を0.028MPa)、N2ガスの分圧の比を0.32(N2ガスの分圧を0.032MPa)とした以外は実施例1と同様の方法で窒化処理を行い鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
質量%で、C:0.20%、Si:0.25%、Mn:0.72%、P:0.017%、S:0.016%、Cr:1.05%、Mo:0.20%、Al:0.030%、N:0.0110%、O:0.0011%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が0.93、Hc値が2.79である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理の昇温工程を実施例1と同様の条件で実施し、窒化処理の条件としては、温度570℃、窒化時間は2.5h(時間)とし、NH3ガスとH2ガス及びN2ガスの炉内へのそれぞれの供給ガス流量を調整し、炉内の全圧を1としたときに、NH3ガスの分圧の比を0.4(NH3ガスの分圧を0.041MPa)、H2ガスの分圧の比を0.28(H2ガスの分圧を0.028MPa)、N2ガスの分圧の比を0.32(N2ガスの分圧を0.032MPa)とした以外は実施例1と同様の方法で窒化処理を行い鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
質量%で、C:0.46%、Si:0.26%、Mn:0.29%、P:0.022%、S:0.014%、Cr:1.50%、Mo:0.23%、Al:0.950%、N:0.0045%、O:0.0007%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が3.69、Hc値が7.57である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理の昇温工程を実施例1と同様の条件で実施し、窒化処理の条件としては、温度570℃、窒化時間は2.5h(時間)とし、NH3ガスとH2ガス及びN2ガスの炉内へのそれぞれの供給ガス流量を調整し、炉内の全圧を1としたときに、NH3ガスの分圧の比を0.4(NH3ガスの分圧を0.041MPa)、H2ガスの分圧の比を0.28(H2ガスの分圧を0.028MPa)、N2ガスの分圧の比を0.32(N2ガスの分圧を0.032MPa)とした以外は実施例1と同様の方法で窒化処理を行い鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
質量%で、C:0.37%、Si:0.93%、Mn:0.46%、P:0.022%、S:0.017%、Cr:5.00%、Mo:1.25%、V:1.00%、Al:0.030%、N:0.0085%、O:0.0039%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が7.46、Hc値が11.04である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理の昇温工程を実施例1と同様の条件で実施し、窒化処理の条件としては、温度570℃、窒化時間は2.5h(時間)とし、NH3ガスとH2ガス及びN2ガスの炉内へのそれぞれの供給ガス流量を調整し、炉内の全圧を1としたときに、NH3ガスの分圧の比を0.4(NH3ガスの分圧を0.041MPa)、H2ガスの分圧の比を0.28(H2ガスの分圧を0.028MPa)、N2ガスの分圧の比を0.32(N2ガスの分圧を0.032MPa)とした以外は実施例1と同様の方法で窒化処理を行い鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
質量%で、C:0.10%、Si:0.15%、Mn:1.10%、P:0.007%、S:0.015%、Cr:1.20%、V:0.15%、Al:0.030%、N:0.0048%、O:0.0010%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が1.83、Hc値が2.83である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理の昇温工程を実施例1と同様の条件で実施し、窒化処理の条件としては、窒化時間を0.5h(時間)とした以外は実施例1と同様の方法で窒化処理を行い鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成した後、各評価を行った。
質量%で、C:0.10%、Si:0.15%、Mn:1.10%、P:0.007%、S:0.015%、Cr:1.20%、V:0.15%、Al:0.030%、N:0.0048%、O:0.0010%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が1.83、Hc値が2.83である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理の昇温工程を実施例1と同様の条件で実施し、窒化処理の条件としては、窒化時間を10h(時間)とした以外は実施例1と同様の方法で窒化処理を行い鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成した後、各評価を行った。
質量%で、C:0.20%、Si:0.25%、Mn:0.72%、P:0.017%、S:0.016%、Cr:1.05%、Mo:0.20%、Al:0.030%、N:0.0110、O:0.0011%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が0.93、Hc値が2.79である以外は実施例1と同様にサンプルを準備した。次に、前処理を実施例1と同様の条件で実施した後、浸炭処理を実施したサンプルを作成し、各評価を行った。
質量%で、C:0.07%、Si:0.19%、Mn:1.28%、P:0.015%、S:0.025%、Cr:1.32%、Mo:0.34%、V:0.23%、Al:0.030%、N:0.0050%、O:0.0015%、残部がFeおよび不純物の組成を有し、Hs値が2.34、Hc値が3.60である、鋼部材のサンプルを準備した。次に、前処理および窒化処理の昇温工程を実施例1と同様の条件で実施し、窒化処理の条件としては、温度600℃、窒化時間は2h(時間)とし、NH3ガスとH2ガス及びN2ガスの炉内へのそれぞれの供給ガス流量を調整し、炉内の全圧を1としたときに、NH3ガスの分圧の比を0.16(NH3ガスの分圧を0.016MPa)、H2ガスの分圧の比を0.72(H2ガスの分圧を0.073MPa)、N2ガスの分圧の比を0.12(N2ガスの分圧を0.012MPa)とし、ガス流速(風速)を0〜0.5m/s(秒)とした、以外は実施例1と同様の方法で窒化処理を行い鉄窒化化合物をサンプルの表面に形成したのち、各評価を行った。
1.鉄窒化化合物層の厚さ測定
円板状の試験片を切断機で切断し、エメリー紙で断面を研磨し、バフで研磨面を鏡面仕上げした。3%硝酸アルコールで腐食した後、金属(光学)顕微鏡を用いて倍率400倍で前記断面を観察し、鉄窒化化合物層の厚さ測定した。鉄窒化化合物層は白層とも称され、母材との組織が異なるとともに白く見えるので視覚的に判別できる。
X線管球はCuを使用し、電圧:40kV、電流:20mA、走査角度2θ:20〜80°、スキャンステップ1°/minで円板状の試験片の表面のX線回折を行った。
剥離強度はスクラッチ試験機を用い、先端曲率100μmの円錐形ダイヤモンド圧子にて、荷重60N、往復回数5回、無潤滑状態にて往復摺動させ、剥離あるいは破壊の状態を観察した。図3に示すように、剥離試験のサンプルはローラーピッチング試験の小ローラーを用いており、Φ26mm試験部を軸方向に摺動させ、試験を行った。
軸方向の摺動とは、図3中の矢印に示すように、軸の頂部を摺動させて試験した。剥離強度は、ギヤ歯面の耐剥離性に寄与し耐ピッチング性に影響する。ギヤ歯面が剥離することにより、母材の露出に伴う強度低下、およびギヤ歯面の凹凸による振動・ノイズ悪化が発生する。
RP201型疲労強度試験機を用い、すべり率:−40%、潤滑油:ATF(オートマチックトランスミッション用潤滑油)、潤滑油温度:90℃、潤滑油の量:0.002m3/min、大ローラークラウニング:R700の条件で試験した。図4に示すように、小ローラー100に大ローラー101を加重Pで押し当てながら、小ローラー100を回転させた。小ローラー回転数:1560rpm、面圧:1800MPaの条件、また、大・小のローラーピッチング試験片は同一材料で同一の窒化処理を行った。
小野式回転曲げ疲労試験機にて、下記の試験条件で評価した。図5に示すように、曲げモーメントMを加えた状態で試験片102を回転させることにより、上側で圧縮応力、下側で引っ張り応力を試験片102に繰り返し加えて疲労試験を行った。試験条件は次の通り。
温度:室温
雰囲気:大気中
回転数:3500rpm
評価のために、機械加工により、外形φ120mm、歯先内径φ106.5mm、ギヤ幅30mm、モジュール1.3、歯数78、ねじれ角/圧力角20度の内歯歯車を製作し、前記窒化処理、もしくは浸炭処理を施し、歯形の変化を測定し、評価した。評価としての歯形の、歯すじ傾きを用いた。歯すじの傾きは、1個のギヤにおいて90度ごとに4歯測定し、且つ、10個のギヤを同様に測定し最大幅を歯すじの傾きばらつきとした。
(1)鉄窒化化合物層
円板状の試験片を加工面(表面)に垂直に切断し、切断面を研磨仕上げして被検面とする。切断又は研磨の際に、被検面の硬さに影響を及ぼさないよう、また端部が欠けたり、丸くならないよう充分に注意した。
測定は、JIS Z 2244(2003)記載の「ビッカース硬さ試験・試験方法」を基本として行う。試験装置はミツトヨ製の微小硬さ試験機を用い、試験力は98.07mN(1g)とし、化合物層厚さに対し中央に圧痕を付与する。圧痕はSEMにて観察し、圧痕付近の割れがないことを確認するとともに、大きさを測定し、ビッカース硬度に換算する。また、測定は5箇所行い平均値を用いる。なお、化合物層厚さの薄い実施例6においては、(化合物層厚さが薄いため、)試験荷重を4.903mNにて圧痕を作成しSEM観察・測定を行った。本発明では5μm以下の化合物層厚さのときに、試験荷重を4.903mNとしてビッカース硬さを測定する。測定に用いたSEMの一例を図6に示す。
前記鉄窒化化合物層のビッカース硬さと同様に、試験片を加工面(表面)に垂直に切断し、切断面を研磨仕上げして被検面とする。切断又は研磨の際に、被検面の硬さに影響を及ぼさないよう、また端部が欠けたり、丸くならないよう充分に注意した。
測定は、JIS Z 2244(2003)記載の「ビッカース硬さ試験・試験方法」を基本として行う。試験力は1.96Nとし、化合物層と母材の境界を0とし、母材内部方向25μmの深さにて測定する。また、測定は5箇所行い、平均値を用いる。
1.鉄窒化化合物層の厚さ測定
窒化品質確認用(円板状)のサンプルを切断し、断面を顕微鏡で観察して鉄窒化化合物層の厚さを測定した。
実施例における鉄窒化化合物層の厚さは、実施例1〜5は10〜12μm、実施例6は3μm、実施例7は16μmであった。
また、比較例における鉄窒化物層の厚さは、比較例1〜9は9〜13μm、比較例10は1μm、比較例11は20μmであった。比較例13は0〜0.5μmであった。
図7に示すように、鉄窒化化合物層の厚さを測定したサンプルについて、断面のビッカース硬さを測定した。
ビッカース硬さHVは実施例1が、鉄窒化化合物層直下の母材が812、鉄窒化化合物層が871、硬度差が59であった。同様に鉄窒化化合物層直下の母材、鉄窒化化合物層、硬度差の順にビッカース硬さを記すと、実施例2が740、776、36、実施例3が715、790、75、実施例4が785、828、43、実施例5が749、841、92、実施例6は803、878、75、実施例7が798、880、82であった。同様に比較例1のビッカース硬さは690、765、75であり、比較例2は780、917、137、比較例3は648、759、111、比較例4は669、766、97、比較例5は748、930、182、比較例6は761、965、204、比較例7は731、911、180、比較例8は855、1102、247、比較例9は890、1095、205、比較例11は778、951、173であった。なお、比較例10は、鉄窒化化合物層直下の母材のビッカース硬さが781であり、鉄窒化化合物層は、層厚さが1μmと薄いため測定が不可であった。また、比較例12は、浸炭処理品であり、表層母材のビッカース硬さは745であった。比較例13は、鉄窒化化合物層直下の母材のビッカース硬さが813であり、鉄窒化化合物層は、層厚さが0〜0.5μmと薄いため測定できなかった。
実施例におけるX線回折の強度比は、実施例1〜実施例7は0.98以上であった。よって、実施例1〜7は、いずれも強度比は0.5以上であり、鉄窒化化合物層はγ’相が主成分であると判定された。
ローラーピッチング試験の結果、実施例1〜実施例7および比較例1、12においては、面圧1800MPaにおいて1.0×107サイクル試験後においてもサンプル表面の鉄窒化化合物層の剥離は認められず、本発明で目標とする疲労強度条件をクリアした。
なお、比較例13は評価しなかったが、鉄窒化化合物がεリッチ相であり厚さも薄いため、特性としては鉄窒化化合物層の薄い比較例10と同等またはそれ以下と考えられる。
回転曲げ疲労試験の結果、実施例1では1.0×107サイクルにおける強度が520MPaであった。同様に実施例3では440MPa、実施例4では470MPaであった。比較例7では320MPaであり、比較例12では430MPaであった。本発明による窒化処理が高い曲げ疲労強度を有することが明らかである。
なお、比較例13は評価しなかったが、鉄窒化化合物がεリッチ相であり厚さも薄いため、特性としては鉄窒化化合物層の薄い比較例10と同等またはそれ以下と考えられる。
歪量の評価用ギヤ試験片において、歯すじ修正量は4μm(実施例1)、8μm(実施例2)、5μm(実施例3)、8μm(比較例5)、6μm(比較例6)、7μm(比較例7)、38μm(比較例12)であった。
剥離強度は、ギヤ歯面の耐剥離性に寄与し耐ピッチング性に影響する。剥離強度が小さいと、ギヤ歯面が剥離することにより、母材の露出に伴う強度低下、およびギヤ歯面の凹凸による振動・ノイズ悪化につながる。
以上のように、本発明の窒化鋼部材は、鉄窒化化合物層のビッカース硬さが900以下であり、鉄窒化化合物層直下の母材のビッカース硬さが700以上であるが、窒化鋼部材の芯部硬さが低いと、負荷が加わった際に内部で塑性変形が生じ、内部で発生した亀裂により歯面損傷が発生し、耐ピッチング性が低下してしまう。窒化鋼部材で内部の塑性変形を抑制するには、ビッカース硬さで150以上の芯部硬さであることが好ましい。そのため、本発明の窒化鋼部材の芯部硬さはビッカース硬さで150以上が好ましい。芯部硬さの好ましい下限はビッカース硬さで170である。各実施例および各比較例の芯部硬さを表4に示す。なお、芯部硬さの上限は特に規定する必要はないが、本発明の上限はビッカース硬さで350程度である。
10 搬入部
11 加熱室
12 冷却室
13 搬出コンベア
20 ケース
21 扉
22 入り口フード
26 ファン
30 エレベータ
31 油
32 油槽
35 扉
36 出口フード
100 小ローラー
101 大ローラー
102 試験片
Claims (4)
- 質量%で、C:0.05〜0.14%、Si:0.10〜0.30%、Mn:0.4〜1.4%、Cr:0.9〜1.9%、Mo:0〜0.50%、V:0〜0.40%、Al:0.01〜0.14%、S:0.005〜0.030%であり、
下記式1で表されるHs値が1.19以上であり、
下記式2で表されるHc値が3.76以下であり、
残部がFeおよび不純物からなり、不純物中のP、NおよびOがそれぞれP:0.030%以下、N:0.008%以下およびO:0.0030%以下である鋼部材の表面に、ガス雰囲気中での窒化処理によって鉄窒化化合物層が形成された窒化鋼部材であって、
X線回折により該窒化鋼部材の表面について測定したFe4Nの(111)結晶面のX線回折ピーク強度IFe4N(111)と、Fe3Nの(111)結晶面のX線回折ピーク強度IFe3N(111)において、IFe4N(111)/{IFe4N(111)+IFe3N(111)}で表される強度比が0.5以上であり、
前記鉄窒化化合物層の厚さ中央のビッカース硬さが900以下、前記鉄窒化化合物層直下の母材の母材内部方向25μmの深さにて測定されるビッカース硬さが700以上、且つ前記鉄窒化化合物層のビッカース硬さと前記母材のビッカース硬さの差が150以下であり、
前記鉄窒化化合物層の厚さが2〜17μmであることを特徴とする、窒化鋼部材。
Hs値=(−342.1×C+23.5×Mn+125.0×Cr+14.4×Mo+208.3×V+346.4×Al)/100 ・・・ 式1
ただし、式1中のC、Mn、Cr、Mo、V、Alはそれぞれの元素の質量%の値。
Hc値=(156.1×C+54.7×Mn+158.4×Cr+146.5×Mo+33.8×V+418.6×Al)/100 ・・・ 式2
ただし、式2中のC、Mn、Cr、Mo、V、Alはそれぞれの元素の質量%の値。 - 変速機に用いられる歯車であることを特徴とする、請求項1に記載の窒化鋼部材。
- 質量%で、C:0.05〜0.14%、Si:0.10〜0.30%、Mn:0.4〜1.4%、Cr:0.9〜1.9%、Mo:0〜0.50%、V:0〜0.40%、Al:0.01〜0.14%、S:0.005〜0.030%であり、
下記式1で表されるHs値が1.19以上であり、
下記式2で表されるHc値が3.76以下であり、
残部がFeおよび不純物からなり、不純物中のP、NおよびOがそれぞれP:0.030%以下、N:0.008%以下およびO:0.0030%以下である鋼部材に対し、全圧を1としたとき、NH3ガスの分圧の比を0.08〜0.34、H2ガスの分圧の比を0.54〜0.82、N2ガスの分圧の比を0.09〜0.18とする窒化処理ガス雰囲気中で、鋼部材の表面における前記窒化処理ガスの流速を1m/s以上とし、500〜620℃の温度で窒化処理することにより、前記鋼部材の表面に厚さが2〜17μmの鉄窒化化合物層を窒化処理によって形成することを特徴とする、窒化鋼部材の製造方法。
Hs値=(−342.1×C+23.5×Mn+125.0×Cr+14.4×Mo+208.3×V+346.4×Al)/100 ・・・ 式1
ただし、式1中のC、Mn、Cr、Mo、V、Alはそれぞれの元素の質量%の値。
Hc値=(156.1×C+54.7×Mn+158.4×Cr+146.5×Mo+33.8×V+418.6×Al)/100 ・・・ 式2
ただし、式2中のC、Mn、Cr、Mo、V、Alはそれぞれの元素の質量%の値。 - 前記窒化処理の時間を0.5時間を超え、10時間未満の範囲とすることを特徴とする、請求項3に記載の窒化綱部材の製造方法。
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