JP7180300B2 - Steel parts and manufacturing method thereof - Google Patents
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Description
本発明は、鋼製の部品（鋼部品）及びその製造方法に関する。特に窒化処理後に高周波焼入れを行って製造される鋼部品、及びその製造方法に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to steel parts (steel parts) and methods of manufacturing the same. In particular, the present invention relates to a steel part manufactured by performing induction hardening after nitriding treatment, and a manufacturing method thereof.
自動車や各種産業機械などに使用される鋼部品、例えばトランスミッションの歯車やＣＶＴプーリー、軸受けには、高い面疲労強度や曲げ疲労強度、耐摩耗性等が要求される。そのためこれらの部品は、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０やＳＮＣＭ４２０などの機械構造用合金鋼を素材として、浸炭焼入れ処理により表面に硬化層を付与し、疲労強度の向上が図られてきた。 Steel parts used in automobiles and various industrial machines, such as transmission gears, CVT pulleys, and bearings, are required to have high surface fatigue strength, bending fatigue strength, wear resistance, and the like. Therefore, these parts are made of machine structural alloy steel such as JIS SCr420, SCM420, and SNCM420, and are carburized and quenched to provide a hardened layer on the surface to improve fatigue strength.
しかしながら近年、自動車の燃費向上やエンジンの高出力化への対応のために、部品の軽量・小型化が進み、これに伴って部品にかかる負荷が増加する傾向にある。そのため、更なる面疲労強度、曲げ疲労強度向上の要望が高まっている。 In recent years, however, parts have become lighter and smaller in order to cope with the improvement in fuel consumption of automobiles and the increase in the output of engines. Therefore, there is an increasing demand for further improvements in surface fatigue strength and bending fatigue strength.
浸炭焼入れは、鋼をオーステナイト域まで加熱して、表層を高Ｃ（炭素）濃度にした後急冷することで、硬質なマルテンサイト相を生成させる方法であり、高い面疲労強度、曲げ疲労強度が得られる。一方で、浸炭焼入れは、部品の芯部まで焼入れる熱処理であり、処理後の歪が大きくなりやすいため、後工程での研削コストが嵩む。そのため近年では、浸炭焼入れ処理より熱処理歪が小さい表面硬化熱処理である窒化処理、軟窒化処理及び高周波焼入れ処理が注目されるようになっている。 Carburizing and quenching is a method of heating steel to the austenite region, increasing the surface layer to a high C (carbon) concentration, and then quenching it to generate a hard martensite phase. can get. On the other hand, carburizing and quenching is a heat treatment that hardens the parts to the core, and since the distortion after the treatment tends to increase, the grinding cost in the post-process increases. Therefore, in recent years, attention has been paid to nitriding treatment, nitrocarburizing treatment, and induction hardening treatment, which are surface hardening treatments with smaller heat treatment strain than carburizing and quenching treatments.
窒化処理や軟窒化処理は、鋼をＡ１点以下のフェライト温度域に加熱し、表層を高Ｎ（窒素）濃度にして窒化物を析出せることにより表面の硬度を上昇させる熱処理である。窒化処理や軟窒化処理は相変態を伴わないため、熱処理歪を小さくできる。しかしながら、窒化処理や軟窒化処理は、比較的低温で熱処理するため、硬化層深さが小さく、面疲労強度や曲げ疲労強度が浸炭焼入れと比較して劣ることから、高疲労強度が求められる部品への適用は困難である。さらに、表面に形成される窒化化合物層の存在により、面疲労強度や曲げ疲労強度が低下しやすい。 Nitriding and nitrocarburizing are heat treatments in which steel is heated to a ferrite temperature range of A 1 point or less, and the surface layer is made to have a high N (nitrogen) concentration to precipitate nitrides, thereby increasing the hardness of the surface. Since nitriding treatment and nitrocarburizing treatment do not involve phase transformation, heat treatment strain can be reduced. However, since nitriding and nitrocarburizing are heat-treated at relatively low temperatures, the depth of the hardened layer is small and the surface fatigue strength and bending fatigue strength are inferior to those of carburizing and quenching. is difficult to apply to Furthermore, due to the presence of the nitride compound layer formed on the surface, the surface fatigue strength and bending fatigue strength are likely to decrease.
高周波焼入れ処理は、鋼を短時間でオーステナイト域まで急速加熱して焼入れを施す熱処理であり、浸炭焼入れに比べて焼入れ歪が小さい。しかしながら高周波焼入れは、浸炭焼入れとは異なり、表層のＣ濃度を高める熱処理方法ではないため、高い面疲労強度や曲げ疲労強度が要求される部品には適さない。 Induction quenching is a heat treatment in which steel is rapidly heated to the austenite region in a short time and quenched, and quenching distortion is smaller than that in carburizing and quenching. However, unlike carburizing and quenching, induction hardening is not a heat treatment method for increasing the C concentration in the surface layer, so it is not suitable for parts that require high surface fatigue strength and bending fatigue strength.
以上のことから、単なる窒化、軟窒化、あるいは高周波焼入れを施すだけでは、各種機械部品の軽量、小型化及び高応力負荷に対応できるだけの面疲労強度と曲げ疲労強度を両立させることはできない。 From the above, simply nitriding, nitrocarburizing, or high-frequency quenching cannot achieve both the surface fatigue strength and bending fatigue strength that can cope with the weight reduction and miniaturization of various mechanical parts and high stress loads.
最近では、窒化、軟窒化や高周波焼入れの欠点である疲労強度を高めるための手法として、窒化、軟窒化と高周波焼入れを組み合わせた複合熱処理が試みられている。 Recently, a composite heat treatment combining nitriding, nitrocarburizing, and induction hardening has been attempted as a technique for increasing the fatigue strength, which is a drawback of nitriding, nitrocarburizing, and induction hardening.
特許文献１には、アンモニアガス含有率１００体積％の窒化処理ガス雰囲気中で鋼を高周波誘導加熱により５９２～６５０℃の温度に加熱して、表面に窒素濃度が９ｗｔ％を超える化合物層を形成する工程と、これを真空下で高周波誘導加熱し、表面に６～９ｗｔ％の範囲のε相あるいは、６～９ｗｔ％の範囲のε相及びγ´相からなる化合物層を形成する焼入れ工程を備えた表面硬化熱処理法が提案されている。 In Patent Document 1, steel is heated to a temperature of 592 to 650 ° C. by high-frequency induction heating in a nitriding gas atmosphere with an ammonia gas content of 100% by volume to form a compound layer with a nitrogen concentration exceeding 9 wt% on the surface. and a quenching step in which a compound layer consisting of ε phase in the range of 6 to 9 wt% or ε phase and γ' phase in the range of 6 to 9 wt% is formed on the surface by high frequency induction heating under vacuum. A surface hardening heat treatment method has been proposed.
特許文献２には、窒化処理後の高周波焼入れ処理前に、化合物層上の表層側に厚みとして０．１～５μｍの酸化層を６００℃以下で生成させる処理工程をさらに含むことに加え、硬度５５０ＨＶ以上かつ厚さ１μｍ以上の化合物層を鋼の表層に残存させる条件にて高周波焼入れ処理を実施することを特徴とする表面硬化熱処理方法が提案されている。 Patent Document 2 further includes a treatment step of forming an oxide layer with a thickness of 0.1 to 5 μm on the surface layer side of the compound layer at 600 ° C. or less before induction hardening treatment after nitriding treatment. A surface hardening heat treatment method has been proposed in which induction hardening is performed under conditions in which a compound layer having a voltage of 550 HV or more and a thickness of 1 μm or more remains on the steel surface.
しかしながら、特許文献１の方法では、アンモニアガス含有率１００体積％の雰囲気下で高周波加熱しガス窒化しているため、表面の窒化ポテンシャルが非常に高く、窒化処理後の鋼の表面には、Ｎ原子がＮ２分子となり表面から抜け出すことにより出現する無数の空隙を有する層（以下、ポーラス層と呼称）が形成され、疲労強度の低下が懸念される。
また、特許文献２の方法では、窒化工程、高周波焼入れ工程に加え、酸化層を形成する工程も必要となるため、処理コストの増大が懸念される。
However, in the method of Patent Document 1, gas nitriding is performed by high-frequency heating in an atmosphere containing 100% by volume of ammonia gas, so the nitriding potential of the surface is extremely high. When atoms become N2 molecules and escape from the surface, a layer having countless voids (hereinafter referred to as a porous layer) is formed, and there is concern that the fatigue strength may decrease.
In addition, the method of Patent Document 2 requires a step of forming an oxide layer in addition to the nitriding step and the induction hardening step, so there is concern about an increase in processing cost.
本発明は、上記の実情を鑑み、鋼部品において高い面疲労強度と曲げ疲労強度を両立させることを課題とし、部品の軽量化、小型化、高応力負荷化の要求に応えることができる鋼部品を提供することを目的とする。 In view of the above circumstances, the present invention aims to achieve both high surface fatigue strength and high bending fatigue strength in steel parts, and steel parts that can meet the demands for weight reduction, miniaturization, and high stress load. intended to provide
本発明者らは、前述した課題を解決するために、鋼材成分、窒化条件及び高周波焼入れ条件を明確化すべく、調査、研究を重ねた。その結果、下記（ａ）～（ｆ）の知見を得た。 In order to solve the above-described problems, the present inventors have repeatedly investigated and researched to clarify the steel material composition, nitriding conditions, and induction hardening conditions. As a result, the following findings (a) to (f) were obtained.
（ａ）ガス窒化処理において、窒化ポテンシャル（以下、ＫＮと呼称）を制御することで、表層に生成する化合物層の組成を制御し、化合物を無くすことができる。そこで、窒化処理後の鋼の表層を、ε相主体の化合物層、γ’相主体の化合物層、及び化合物層がないものを準備し、それぞれに高周波焼入れを施し、表層の組織変化を調査した。
その結果、ε相の化合物層の場合は表層に無数の空隙（この空隙は脱窒痕と思われる。）が見られた。この理由は、ε相はＮ（窒素）の固溶量が大きく、容易に粒界からＮ２ガス（窒素ガス）が生じるためと推定される。
化合物層のない鋼では、空隙は見られなかったものの、高周波焼入れ後のＮ濃度が小さく、表層が軟化した。この理由は、高周波焼入れ時にＮの供給源となり得る化合物層が存在しなかったためと推定される。
一方、γ’相を主体とする化合物層では、高周波焼入れ後に空隙が生じず、かつ表層のＮ濃度も確保されていた。この理由は、γ’相はε相に比べＮの固溶量が小さく、Ｎ２ガスが生じにくいためであることに加え、高周波焼入れ時に母相に固溶する際、Ｎの供給源としても機能するためであると推定される（図１）。したがって、窒化処理によってγ’相主体の化合物層を形成させることが好ましいことを見出した。
(a) In the gas nitriding treatment, by controlling the nitriding potential (hereinafter referred to as KN ), the composition of the compound layer formed on the surface layer can be controlled and the compound can be eliminated. Therefore, the surface layer of the steel after nitriding treatment was prepared as an ε-phase-based compound layer, a γ'-phase-based compound layer, and a layer without a compound layer. .
As a result, in the case of the ε-phase compound layer, numerous voids (these voids are believed to be denitrification traces) were found in the surface layer. The reason for this is presumed to be that the ε phase has a large amount of N (nitrogen) in solid solution, and N 2 gas (nitrogen gas) is easily generated from grain boundaries.
In the steel without the compound layer, no voids were observed, but the N concentration after induction hardening was small and the surface layer was softened. The reason for this is presumed to be that there was no compound layer that could serve as a source of N during induction hardening.
On the other hand, in the compound layer mainly composed of the γ' phase, voids did not occur after induction hardening, and the N concentration in the surface layer was ensured. The reason for this is that the γ' phase has a smaller solid solution amount of N than the ε phase, and N 2 gas is less likely to occur. presumed to be functional (Fig. 1). Therefore, the inventors have found that it is preferable to form a compound layer mainly composed of the γ' phase by nitriding treatment.
（ｂ）窒化処理及び高周波焼入れによって部品表層に空隙が多数形成されると、部品の面疲労強度及び曲げ疲労強度が低下しやすい。さらに、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖなどの窒化物生成元素によって、高周波焼入れ後の表層の粒界上に粗大な窒化物や炭窒化物が析出する。このような粗大な析出物が形成すると、粒界近傍では固溶状態のＭｎ、Ｃｒ、Ｖの濃度が低下して、焼入れ時にマルテンサイト組織ではなく硬さの低いパーライト組織を生成し、表層は不完全焼入れ層となる。不完全焼入れ層が存在すると、面疲労強度や曲げ疲労強度が低下しやすくなる。したがって、不完全焼入れ層を抑制するため、表層を適正な硬さ及び（Ｃ＋Ｎ）濃度にするとよいことが分かった。発明者らは、種々試験を重ねた結果、例えば、窒化処理後の化合物層厚さが３～１５μｍ、γ’相の比率が５０％以上、表層の空隙面積比率が１０％未満とし、さらに、高周波加熱温度を１０００～１２００℃、室温から上述した温度へ昇温するのに要する時間を４秒以内、上述した加熱温度の範囲の温度域に保持される時間を０．２～２秒として高周波焼入れを施すことにより、高周波焼入れ後の空隙を抑制し、かつ最適な硬さ及び（Ｃ＋Ｎ）濃度が得られることを見出した。 (b) When a large number of voids are formed in the part surface layer by nitriding and induction hardening, the surface fatigue strength and bending fatigue strength of the part tend to decrease. Furthermore, nitride-forming elements such as Mn, Cr, and V precipitate coarse nitrides and carbonitrides on the grain boundaries of the surface layer after induction hardening. When such coarse precipitates are formed, the concentration of solid solution Mn, Cr, and V decreases in the vicinity of the grain boundary, and a pearlite structure with low hardness is generated instead of a martensite structure during quenching, and the surface layer is It becomes an incompletely hardened layer. If an incompletely hardened layer exists, the surface fatigue strength and bending fatigue strength tend to decrease. Therefore, it was found that the surface layer should have appropriate hardness and (C+N) concentration in order to suppress the incompletely hardened layer. As a result of various tests, the inventors have found, for example, that the thickness of the compound layer after nitriding treatment is 3 to 15 μm, the ratio of γ' phase is 50% or more, and the void area ratio of the surface layer is less than 10%. The high frequency heating temperature is set to 1000 to 1200 ° C., the time required to raise the temperature from room temperature to the above temperature is within 4 seconds, and the time to be held in the above heating temperature range is 0.2 to 2 seconds. It has been found that quenching suppresses voids after induction quenching and obtains optimum hardness and (C+N) concentration.
（ｃ）窒化高周波焼入れ部品の場合、面疲労強度と曲げ疲労強度を両立させるためには、表層の（Ｃ＋Ｎ）濃度の管理だけでは不十分である。歯車などの摺動部品は、摩擦熱により部品表面が３００℃付近まで上昇することから、焼入れままの硬さだけでなく、３００℃における硬さの確保も重要である。同一の（Ｃ＋Ｎ）濃度を有するマルテンサイト組織でも、Ｃ濃度が高くＮ濃度が低い場合には、焼入れままの硬さは高いものの、３００℃での硬さが低くなる。一方で、Ｃ濃度が低くＮ濃度が高い場合には、焼入れままの硬さは低いものの、３００℃で鉄窒化物及び合金窒化物のクラスタが析出することで、硬さが低下しにくい。そのため、Ｎ濃度の比率の高いマルテンサイト組織を得るとよいことが分かった。 (c) In the case of nitrided induction hardened parts, it is not sufficient to control only the (C+N) concentration in the surface layer in order to achieve both surface fatigue strength and bending fatigue strength. Since the surfaces of sliding parts such as gears rise to around 300°C due to frictional heat, it is important to ensure not only hardness as quenched but also hardness at 300°C. Even in a martensitic structure having the same (C+N) concentration, if the C concentration is high and the N concentration is low, the hardness at 300° C. is low although the hardness as quenched is high. On the other hand, when the C concentration is low and the N concentration is high, although the as-quenched hardness is low, clusters of iron nitrides and alloy nitrides are precipitated at 300° C., and the hardness hardly decreases. Therefore, it was found that it is preferable to obtain a martensitic structure with a high N concentration ratio.
（ｄ）面疲労時に生じるせん断応力は、表面から約０．１ｍｍ深さで最大となり、この部分がピッティングに対して最も脆弱となる。したがって、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域におけるＣ濃度及びＮ濃度のある程度確保するとよい。また、上記（ｂ）で述べたように、例えＣ濃度及びＮ濃度が高くても、粗大な窒化物や炭窒化物が存在する組織では、硬さが低く、良好な面疲労強度及び曲げ疲労強度が得られない。そのため、表層の硬さは確保した方がよい。 (d) Shear stress generated during surface fatigue reaches a maximum at a depth of about 0.1 mm from the surface, and this portion is most vulnerable to pitting. Therefore, it is preferable to secure a certain amount of C concentration and N concentration in the region from the surface to a depth of 0.1 mm. Also, as described in (b) above, even if the C concentration and N concentration are high, the structure in which coarse nitrides and carbonitrides are present has low hardness, good surface fatigue strength and bending fatigue. No strength. Therefore, it is better to ensure the hardness of the surface layer.
（ｅ）窒化処理後に高周波焼入れしてマルテンサイト組織とした部品の面疲労強度、曲げ疲労強度を向上させるためには、窒化時に析出する表層粒界の窒化物を低減するとよい。そのためには、高周波加熱により高温短時間で窒化物を固溶させ、焼入れる方法が有効である。 (e) In order to improve the surface fatigue strength and bending fatigue strength of a part that has a martensitic structure by induction hardening after nitriding, it is preferable to reduce nitrides precipitated at surface grain boundaries during nitriding. For this purpose, it is effective to use high-frequency heating to dissolve nitrides in a high-temperature, short-time manner, followed by quenching.
本発明は、これらの知見に基づいて成されたものであり、その要旨は、以下のとおりである。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上１．５０％以下、
Ｍｎ：０．２０％以上２．５０％以下、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．００３％以上０．０５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以上２．５０％以下、
Ｖ：０．０５％以上１．３０％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上０．３００％以下、
Ｎ：０．００３％以上０．０２５％以下を含有し、
式（４）を満たし、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼であって、
鋼の表面から深さ３μｍまでの領域において空隙の面積比率が１５％未満であり、
表面から深さ１００μｍまでの領域において（Ｃ＋Ｎ）濃度が１．８原子組成％以上４．５原子組成％以下であって式（１）を満たし、
表面から深さ１００μｍの位置において硬さが６８０ＨＶ以上であることを特徴とする鋼部品。
０．５０＜Ｎ／（Ｃ＋Ｎ） ・・・式（１）
ただし、式（１）中のＣ、Ｎは当該元素の濃度（原子組成％）を示す。
０．００≦－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ≦０．５０ ・・・式（４）
ただし、式（４）中の元素記号は当該元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０を代入する。
（２）
さらに、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：１．５０％未満を含有する（１）に記載の鋼部品。
（３）
さらに、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１．００％未満、Ｎｉ：１．００％未満のうち１種または２種を含有する（１）または（２）に記載の鋼部品。
（４）
さらに、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．３００％未満を含有する（１）～（３）のいずれか１項に記載の鋼部品。
（５）
さらに、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．３００％未満、Ｂ：０．０１００％未満のうち１種または２種を含有する（１）～（４）のいずれか１項に記載の鋼部品。
（６）
表面から深さ１００μｍまでの範囲において、マルテンサイトを面積比率で７０％以上含有する（１）～（５）のいずれか１項に記載の鋼部品。
（７）
質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上１．５０％以下、
Ｍｎ：０．２０％以上２．５０％以下、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．００３％以上０．０５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以上２．５０％以下、
Ｖ：０．０５％以上１．３０％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上０．３００％以下、
Ｎ：０．００３％以上０．０２５％以下を含有し、
式（４）を満たし、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼材を所定の形状に加工する工程と、
前記加工された鋼材にガス窒化処理を施す工程と、
前記ガス窒化処理を施された鋼材に高周波焼入れ処理を施す工程を備え、
前記ガス窒化処理は、ＮＨ３、Ｈ２及びＮ２を合計で９９体積％以上含むガス雰囲気で、式（２）によって求められる窒化ポテンシャルＫＮが０．１５以上０．４０以下であって、式（３）によって求められる上記窒化ポテンシャルＫＮの平均値ＫＮａｖｅが０．１８以上０．３０未満であって、温度５５０℃以上６３０℃以下で、１時間以上１０時間以下保持して施され、
前記高周波焼入れ処理は、加熱温度を１０００℃以上１２００℃以下、室温から前記加熱温度の範囲に昇温するのに要する時間を４秒以内、前記加熱温度の範囲の温度域で０．２秒以上２秒以下保持して施されることを特徴とする鋼部品の製造方法。
ＫＮ＝（ＮＨ３分圧）／［（Ｈ２分圧）3/2］（ａｔｍ－１／２） ・・・ 式（２）
０．００≦－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ≦０．５０ ・・・式（４）
ただし、式（４）中の元素記号は当該元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０を代入する。
（８）
前記ガス窒化処理のガス雰囲気が、ＮＨ３、Ｈ２及びＮ２を合計で９９．５体積％以上含むことを特徴とする（７）に記載の鋼部品の製造方法。
（９）
前記高周波焼入れ処理を施した後、１６０℃以上１８０℃以下の温度で１時間以上１．５時間以下保持して焼戻し処理を施すことを特徴とする（７）または（８）に記載の鋼部品の製造方法。
（１０）
前記ガス窒化処理後において、鋼の表面に形成された化合物層中のγ’相が面積比率で５０％以上であり、その後前記高周波焼入れ処理を施すことを特徴とする（７）～（９）のいずれか１項に記載の鋼部品の製造方法。
（１１）
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：１．５０％未満を含有する（７）～（１０）のいずれか１項に記載の鋼部品の製造方法。
（１２）
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１．００％未満、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％未満のうち１種または２種を含有する（７）～（１１）のいずれか１項に記載の鋼部品の製造方法。
（１３）
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．３００％未満を含有する（７）～（１２）のいずれか１項に記載の鋼部品の製造方法。
（１４）
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．３００％未満、Ｂ：０．０１００％未満のうち１種または２種を含有する（７）～（１３）のいずれか１項に記載の鋼部品の製造方法。
The present invention was made based on these findings, and the gist thereof is as follows.
(1)
in % by mass,
C: 0.05% or more and 0.35% or less,
Si: 0.10% or more and 1.50% or less,
Mn: 0.20% or more and 2.50% or less,
P: 0.025% or less,
S: 0.003% or more and 0.050% or less,
Cr: 0.50% or more and 2.50% or less,
V: 0.05% or more and 1.30% or less,
Al: 0.010% or more and 0.300% or less,
N: 0.003% or more and 0.025% or less,
A steel that satisfies the formula (4) and the balance is Fe and impurities,
The area ratio of voids is less than 15% in a region from the surface of the steel to a depth of 3 μm,
In a region from the surface to a depth of 100 μm, the (C + N) concentration is 1.8 atomic composition % or more and 4.5 atomic composition % or less and satisfies the formula (1),
A steel part having a hardness of 680 HV or more at a depth of 100 μm from the surface.
0.50<N/(C+N) Expression (1)
However, C and N in Formula (1) indicate the concentration (atomic composition %) of the element concerned.
0.00≦−2.1×C+0.04×Mn+0.5×Cr+1.8×V−1.5×Mo≦0.50 Formula (4)
However, the element symbol in the formula (4) indicates the content (% by mass) of the element, and 0 is substituted when the element is not contained.
(2)
The steel part according to (1), further containing less than 1.50% by mass of Mo in place of part of Fe.
(3)
Further, the steel according to (1) or (2) containing one or two of Cu: less than 1.00% and Ni: less than 1.00% in mass% instead of part of Fe parts.
(4)
The steel part according to any one of (1) to (3), further containing less than 0.300% by mass of Nb instead of part of Fe.
(5)
Furthermore, any one of (1) to (4) containing one or two of Ti: less than 0.300% and B: less than 0.0100% in mass% instead of part of Fe steel parts as described in paragraph 1.
(6)
The steel part according to any one of (1) to (5), containing martensite at an area ratio of 70% or more in a range from the surface to a depth of 100 μm.
(7)
in % by mass,
C: 0.05% or more and 0.35% or less,
Si: 0.10% or more and 1.50% or less,
Mn: 0.20% or more and 2.50% or less,
P: 0.025% or less,
S: 0.003% or more and 0.050% or less,
Cr: 0.50% or more and 2.50% or less,
V: 0.05% or more and 1.30% or less,
Al: 0.010% or more and 0.300% or less,
N: 0.003% or more and 0.025% or less,
A step of processing a steel material that satisfies the formula (4) and the balance is Fe and impurities into a predetermined shape;
a step of gas nitriding the processed steel material;
A step of subjecting the gas-nitrided steel material to induction hardening,
The gas nitriding treatment is performed in a gas atmosphere containing 99% by volume or more of NH 3 , H 2 and N 2 in total, and the nitriding potential KN obtained by the formula (2) is 0.15 or more and 0.40 or less, The average value K N ave of the nitriding potential K N obtained by the formula (3) is 0.18 or more and less than 0.30, and the temperature is 550° C. or more and 630° C. or less, and the temperature is maintained for 1 hour or more and 10 hours or less. is,
In the induction hardening treatment, the heating temperature is 1000° C. or higher and 1200° C. or lower, the time required to raise the temperature from room temperature to the heating temperature range is 4 seconds or less, and the temperature range is 0.2 seconds or more. A method for manufacturing a steel part, characterized in that the steel part is applied while being held for 2 seconds or less.
K N = (NH 3 partial pressure)/[(H 2 partial pressure) 3/2 ] (atm −1/2 ) Equation (2)
0.00≦−2.1×C+0.04×Mn+0.5×Cr+1.8×V−1.5×Mo≦0.50 Formula (4)
However, the element symbol in the formula (4) indicates the content (% by mass) of the element, and 0 is substituted when the element is not contained.
(8)
The method for manufacturing a steel part according to (7), wherein the gas atmosphere of the gas nitriding treatment contains 99.5% by volume or more of NH 3 , H 2 and N 2 in total.
(9)
The steel part according to (7) or (8), wherein after the induction hardening treatment, the steel part is tempered by holding at a temperature of 160° C. or more and 180° C. or less for 1 hour or more and 1.5 hours or less. manufacturing method.
(10)
(7) to (9) characterized in that after the gas nitriding treatment, the γ' phase in the compound layer formed on the surface of the steel has an area ratio of 50% or more, and then the induction hardening treatment is performed. A method for manufacturing a steel component according to any one of Claims 1 to 3.
(11)
The method for manufacturing a steel part according to any one of (7) to (10), wherein less than 1.50% by mass of Mo is contained instead of part of Fe.
(12)
(7) to (11) containing one or two of Cu: less than 1.00% and Ni: 0.01% or more and less than 1.00% in mass% instead of part of Fe A method for manufacturing a steel component according to any one of claims 1 to 3.
(13)
The method for manufacturing a steel part according to any one of (7) to (12), wherein less than 0.300% by mass of Nb is contained instead of part of Fe.
(14)
Any one of (7) to (13) containing one or two of Ti: less than 0.300% and B: less than 0.0100% in mass% instead of part of Fe A method for manufacturing the steel component described.
本発明に係る鋼部品は、面疲労強度及び曲げ疲労強度ともに優れている。例えば、自動車や産業機械の歯車などの摺動部品に利用することができる。 The steel parts according to the present invention are excellent in both surface fatigue strength and bending fatigue strength. For example, it can be used for sliding parts such as gears of automobiles and industrial machinery.
［鋼の成分］
鋼における各成分元素の含有量及び部品表面における元素の濃度の「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味する。
[Steel composition]
"%" of the content of each component element in steel and the concentration of the element on the part surface means "% by mass" unless otherwise specified.
［Ｃ：０．０５％以上０．３５％以下］
Ｃは、化合物層中のε相を安定化させる他、高周波焼入れにおける表層の硬化能、及び芯部強度を確保する効果のある元素である。Ｃの含有量が０．０５％未満では、前記の効果が不十分である。また、Ｃの含有量が０．３５％を超えると、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、加工性が大きく低下する。なお、効果を確実に得るために、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、好ましい上限は０．３０％である。
[C: 0.05% or more and 0.35% or less]
C is an element that stabilizes the ε phase in the compound layer and also has the effect of ensuring the hardenability of the surface layer and the strength of the core during induction hardening. If the C content is less than 0.05%, the above effects are insufficient. On the other hand, when the C content exceeds 0.35%, the strength of steel bars and wire rods used as raw materials and after hot forging becomes too high, resulting in a large decrease in workability. In order to reliably obtain the effect, the preferable lower limit of the C content is 0.08%, and the preferable upper limit thereof is 0.30%.
［Ｓｉ：０．１０以上１．５０％以下］
Ｓｉは、窒化処理によって、化合物層や拡散層中に微細な窒化物（Ｓｉ３Ｎ４）を形成する他、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める効果があり、面疲労強度や曲げ疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．１％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｓｉの含有量が１．５０％を超えると、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が大きく低下する。なお、効果を確実に得るために、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限は１．３％である。
[Si: 0.10 to 1.50%]
Si forms fine nitrides (Si 3 N 4 ) in the compound layer and diffusion layer by nitriding treatment, and has the effect of increasing hardenability and temper softening resistance, and increases surface fatigue strength and bending fatigue strength. is an effective element for However, if the Si content is less than 0.1%, the above effects are insufficient. On the other hand, if the Si content exceeds 1.50%, the strength of the raw steel bar, wire rod, or after hot forging becomes too high, resulting in a large decrease in machinability. In order to reliably obtain the effect, the preferred lower limit of the Si content is 0.15%, and the preferred upper limit is 1.3%.
［Ｍｎ：０．２０以上２．５０％以下］
Ｍｎは、窒化処理によって、化合物層や拡散層中に微細な窒化物（Ｍｎ３Ｎ２）を形成する他、焼入れ性を高める効果があるため、面疲労強度及び曲げ疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．２０％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が２．５０％を超えると、面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が大きく低下する。したがって、鋼のＭｎ含有量を０．２０％以上２．５％以下とする。なお、Ｍｎの含有量が０．４０％以上になると、面疲労強度及び耐摩耗性の向上が顕著になるので、効果を確実に得るために、Ｍｎ含有量の好ましい下限範囲は０．４０％であり、好ましい上限は２．３０％である。
[Mn: 0.20 to 2.50%]
Mn forms fine nitrides (Mn 3 N 2 ) in the compound layer and diffusion layer by nitriding treatment, and also has the effect of increasing hardenability, so it is effective in increasing surface fatigue strength and bending fatigue strength. element. However, if the content is less than 0.20%, the above effects are insufficient. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.50%, not only does the effect of increasing the surface fatigue strength saturate, but also the strength after hot forging of steel bars, wire rods, and hot forging becomes too high, resulting in a large decrease in machinability. do. Therefore, the Mn content of steel is set to 0.20% or more and 2.5% or less. When the Mn content is 0.40% or more, the surface fatigue strength and wear resistance are significantly improved. and the preferred upper limit is 2.30%.
［Ｓ：０．００３％以上０．０５０％以下］
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を向上させる。しかしながら、その含有量が０．００３％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり、面疲労強度を低下させる傾向があり、特に、その含有量が０．０５０％を超えると、面疲労強度の低下が顕著になる。したがって、鋼におけるＳの含有量を０．００３％以上０．０５０％以下とした。なお、効果を確実に得るために、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、好ましい上限は０．０３０％である。
[S: 0.003% or more and 0.050% or less]
S combines with Mn to form MnS and improves machinability. However, if the content is less than 0.003%, it is difficult to obtain the above effect. On the other hand, when the content of S increases, coarse MnS tends to be formed, which tends to reduce the surface fatigue strength. In particular, when the content exceeds 0.050%, the reduction in surface fatigue strength is remarkable become. Therefore, the content of S in steel is set to 0.003% or more and 0.050% or less. In order to reliably obtain the effect, the preferred lower limit of the S content is 0.005%, and the preferred upper limit is 0.030%.
［Ｃｒ：０．５０％以上２．５０％以下］
Ｃｒは、窒化処理によって、化合物層や拡散層中に微細な窒化物（ＣｒＮ）を形成する他、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める効果があり、面疲労強度及び曲げ疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．５０％未満では前記の効果が不十分である。Ｃｒの含有量が０．７０％以上になると、面疲労強度及び曲げ広強度の向上が顕著になる。一方、Ｃｒの含有量が２．５０％を超えると、面疲労強度及び曲げ疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が著しく低下する。したがって、鋼におけるＣｒの含有量を０．５０％以上２．５０％以下とした。なお、効果を確実に得るためにＣｒ含有量の好ましい下限は０．７０％であり、好ましい上限は１．８０％である。
[Cr: 0.50% or more and 2.50% or less]
Cr forms fine nitrides (CrN) in the compound layer and diffusion layer by nitriding treatment, and has the effect of increasing hardenability and temper softening resistance, and is effective in increasing surface fatigue strength and bending fatigue strength. element. However, if the content is less than 0.50%, the above effects are insufficient. When the Cr content is 0.70% or more, the surface fatigue strength and wide bending strength are significantly improved. On the other hand, if the Cr content exceeds 2.50%, not only the effect of increasing the surface fatigue strength and bending fatigue strength is saturated, but also the steel bars, wire rods, and strength after hot forging that are the raw materials become too high. , the machinability is remarkably lowered. Therefore, the Cr content in steel is set to 0.50% or more and 2.50% or less. In order to reliably obtain the effect, the preferred lower limit of the Cr content is 0.70%, and the preferred upper limit is 1.80%.
［Ｖ：０．０５％以上１．３０％以下］
Ｖは、窒化処理によって、化合物層や拡散層中に微細な窒化物（ＶＮ）を形成する他、焼入れ性を高める効果があるため、面疲労強度や曲げ疲労強度の向上に有効な元素である。また、窒化時に時効硬化作用を発揮して芯部硬さを向上させる。しかしながら、その含有量が０．０５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｖの含有量が１．３０％以上では、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎるため、切削加工性が著しく低下する他、合金コストが増大する。効果を確実に得るためにＶ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、好ましい上限は１．１０％である。
[V: 0.05% or more and 1.30% or less]
V forms fine nitrides (VN) in the compound layer and the diffusion layer by nitriding treatment, and also has the effect of improving hardenability, so it is an element effective in improving surface fatigue strength and bending fatigue strength. . In addition, it exerts an age-hardening action during nitriding to improve the hardness of the core. However, if the content is less than 0.05%, the above effects are insufficient. On the other hand, if the V content is 1.30% or more, the hardness of the raw material steel bar, wire rod, or after hot forging becomes too high, resulting in a marked decrease in machinability and an increase in alloy cost. A preferable lower limit of the V content is 0.10% and a preferable upper limit thereof is 1.10% in order to reliably obtain the effect.
［Ａｌ：０．０１０％以上０．３００％以下］
Ａｌは、脱酸作用を有すると同時に、窒化物（ＡｌＮ）を形成して、焼入れ部の結晶粒を微細化し、面疲労強度を高める効果がある。また、窒化処理によって、化合物層や拡散層中に微細なＡｌＮを形成することから、面疲労強度及び曲げ疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１０％未満ではこの効果は得難い。一方で、Ａｌは硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、Ａｌの含有量が０．３００％を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望の曲げ疲労強度が得られなくなる。効果を確実に得るためＡｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、好ましい上限は０．２００％である。
[Al: 0.010% or more and 0.300% or less]
Al has a deoxidizing effect, and at the same time, forms nitrides (AlN), refines the crystal grains of the hardened part, and has the effect of increasing the surface fatigue strength. In addition, Ni forms fine AlN in the compound layer and the diffusion layer by nitriding treatment, so it is an effective element for increasing the surface fatigue strength and bending fatigue strength. However, if the Al content is less than 0.010%, it is difficult to obtain this effect. On the other hand, Al tends to form hard oxide-based inclusions. Fatigue strength cannot be obtained. A preferable lower limit of the Al content is 0.020%, and a preferable upper limit thereof is 0.200%, in order to reliably obtain the effect.
［Ｎ：０．００３％以上０．０２５％以下］
Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと結合してＡｌＮ、ＴｉＮ、ＮｂＮ、ＶＮを形成しやすく、このうちＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮは結晶粒微細化に有効で、面疲労強度を高める効果がある。しかしながら、Ｎの含有量が０．００３％未満ではこの効果は得難い。一方で、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、粗大なＴｉＮが形成されやすくなるため、面疲労強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望の面疲労強度が得られなくなる。したがって、鋼におけるＮの含有量を０．００３％以上０．０２５％以下とした。効果を確実に得るためにＮ含有量の好ましい範囲は０．００５％であり、好ましい上限は０．０２０％である。
[N: 0.003% or more and 0.025% or less]
N easily combines with Al, Ti, Nb, and V to form AlN, TiN, NbN, and VN. . However, if the N content is less than 0.003%, it is difficult to obtain this effect. On the other hand, if the N content exceeds 0.025%, coarse TiN is likely to be formed, resulting in a significant decrease in surface fatigue strength, and the desired surface fatigue strength can be obtained even if other requirements are satisfied. will not be Therefore, the content of N in steel is set to 0.003% or more and 0.025% or less. A preferable range of the N content is 0.005% and a preferable upper limit is 0.020% in order to obtain the effect reliably.
上記元素の他、残部がＦｅと不純物からなる化学組成を有するものである。なお、不純物としてのＰの含有量は下記のとおりに制限することが好ましい。 In addition to the above elements, the balance has a chemical composition of Fe and impurities. In addition, it is preferable to limit the content of P as an impurity as follows.
［Ｐ：０．０２５％以下］
Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素のため、その含有量が０．０２５％を超えると、他の要件を満たしていても、少ない頻度ではあるが、面疲労強度が低下する場合がある。したがって、鋼におけるＰの含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。Ｐ含有量のより好ましい上限は０．０１８％である。
[P: 0.025% or less]
P is an element that tends to segregate at grain boundaries and embrittle the grain boundaries. may decrease. Therefore, the P content in steel is preferably 0.025% or less. A more preferable upper limit of the P content is 0.018%.
なお、不純物とは、原材料に含まれる、あるいは製造の過程で混入する成分であり、意図的に鋼に含有させたものではない成分のことをいう。不純物とは、例えば、０．０５％以下のＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｓｎ、０．０１％以下のＷ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｉｎ、ＲＥＭである。Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｓｎは被削性を向上させる目的で、０．３０％以下を添加しても大きな影響はない。
また、Ｆｅの一部に代えて、以下の元素を含有してもよい。
The term "impurity" means a component contained in the raw material or mixed in during the manufacturing process, and is not intentionally included in the steel. Impurities are, for example, 0.05% or less of Pb, Bi, Te, and Sn, and 0.01% or less of W, Co, As, Mg, Zr, In, and REM. Pb, Bi, Te, and Sn have no significant effect even if they are added in an amount of 0.30% or less for the purpose of improving machinability.
Further, the following elements may be contained instead of part of Fe.
［Ｍｏ：１．５０％未満］
Ｍｏは、化合物層中のε相を安定化させる他、化合物層や拡散層中に微細な窒化物（Ｍｏ２Ｎ）を形成する他、焼入れ性を高める効果があるため、面疲労強度や曲げ疲労強度の向上に有効な元素である。また、窒化時に時効硬化作用を発揮して芯部硬さを向上させる。これらの効果を確実に得るため、Ｍｏは０．０１％以上の含有が好ましい。一方、Ｍｏの含有量が１．５０％以上であると、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎるため、切削加工性が著しく低下する他、合金コストが増大する。Ｍｏ含有する場合のさらに好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は１．２０％未満である。
[Mo: less than 1.50%]
Mo stabilizes the ε phase in the compound layer, forms fine nitrides (Mo 2 N) in the compound layer and the diffusion layer, and has the effect of improving hardenability. It is an effective element for improving fatigue strength. In addition, it exerts an age-hardening action during nitriding to improve the hardness of the core. In order to reliably obtain these effects, the content of Mo is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the Mo content is 1.50% or more, the hardness of the raw material steel bar, wire rod, and hot forging becomes too high, resulting in a marked decrease in machinability and an increase in alloy cost. . A more preferable lower limit when Mo is contained is 0.05%, and a preferable upper limit is less than 1.20%.
［Ｃｕ：１．００％未満］
Ｃｕは、固溶強化元素として部品の芯部硬さならびに窒素拡散層の硬さを向上させる。Ｃｕの固溶強化の作用を確実に発揮させるためには０．０１％以上の含有が好ましい。一方、Ｃｕの含有量が１．００％以上であると、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎるため、切削加工性が著しく低下する他、熱間延性が低下するため、熱間圧延時、熱間鍛造時に表面傷発生の原因となる。熱間延性維持のためのＣｕ含有量のさらに好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．９０％未満である。
[Cu: less than 1.00%]
Cu, as a solid-solution strengthening element, improves the hardness of the core part of the part and the hardness of the nitrogen diffusion layer. The content of 0.01% or more is preferable in order to ensure that the solid-solution strengthening action of Cu is exhibited. On the other hand, if the Cu content is 1.00% or more, the hardness of the raw material steel bar, wire rod, and hot forging will be too high, resulting in a significant decrease in machinability and hot ductility. Therefore, it causes surface flaws during hot rolling and hot forging. A more preferable lower limit of the Cu content for maintaining hot ductility is 0.05%, and a preferable upper limit is less than 0.90%.
［Ｎｉ：１．００％未満］
Ｎｉは、固溶強化により芯部硬さ及び表層硬さを向上させる。Ｎｉの固溶強化の作用を確実に発揮させるためには０．０１％以上の含有が好ましい。一方、Ｎｉの含有量が１．００％以上であると、棒鋼、線材や熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎるため、切削加工性が著しく低下する他、合金コストが増大する。十分な切削加工性を得るためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．９０％未満である。
[Ni: less than 1.00%]
Ni improves core hardness and surface layer hardness through solid-solution strengthening. The Ni content is preferably 0.01% or more in order to ensure that the solid-solution strengthening action of Ni is exhibited. On the other hand, when the Ni content is 1.00% or more, the hardness of steel bars, wire rods, and hot forged steels becomes too high, resulting in a significant decrease in machinability and an increase in alloy cost. A preferred lower limit of the Ni content for obtaining sufficient machinability is 0.05%, and a preferred upper limit is less than 0.90%.
［Ｎｂ：０．３００％未満］
Ｎｂは、窒化時に鋼の表層に侵入したＮや、母相のＣと結合し、微細な窒化物や炭窒化物を形成することで表層や芯部硬さを向上させる。この効果を確実に発揮させるためには０．０１０％以上の含有が好ましい。一方、Ｎｂの含有量が０．３００％以上では、粗大な窒化物、炭窒化物が生成し、鋼中の固溶Ｃ、Ｎ量が増加しないため、効果が飽和する。Ｎｂ含有量のさらに好ましい下限は０．０１５％であり、好ましい上限は０．２５０％未満である。
[Nb: less than 0.300%]
Nb combines with N that has entered the surface layer of the steel during nitriding and with C in the matrix to form fine nitrides and carbonitrides, thereby improving the hardness of the surface layer and the core. In order to ensure this effect, the content is preferably 0.010% or more. On the other hand, when the Nb content is 0.300% or more, coarse nitrides and carbonitrides are formed, and the amount of solute C and N in the steel does not increase, so the effect is saturated. A more preferred lower limit for the Nb content is 0.015%, and a preferred upper limit is less than 0.250%.
［Ｔｉ：０．３００％未満］
Ｔｉは、窒化時に鋼の表層に侵入したＮや、母相のＣと結合し、微細な窒化物や炭窒化物を形成することで表層や芯部硬さを向上させる。この効果を確実に発揮させるためには０．００５％の含有が好ましい。一方、Ｔｉの含有量が０．３００％以上では、粗大な窒化物、炭窒化物が生成し、鋼中の固溶Ｃ、Ｎ量が増加しないため、効果が飽和する。Ｔｉ含有量のさらに好ましい下限は０．００７％であり、好ましい上限は０．２００％未満である。
[Ti: less than 0.300%]
Ti combines with N that has penetrated into the surface layer of the steel during nitriding and with C in the matrix to form fine nitrides and carbonitrides, thereby improving the hardness of the surface layer and the core. The content of 0.005% is preferable in order to ensure this effect. On the other hand, when the Ti content is 0.300% or more, coarse nitrides and carbonitrides are formed, and the amounts of solid solution C and N in the steel do not increase, so the effect is saturated. A more preferred lower limit to the Ti content is 0.007%, and a preferred upper limit is less than 0.200%.
［Ｂ：０．０１００％未満］
固溶Ｂは、Ｐの粒界偏析を抑制し、靭性を向上させる効果を持つ。また、Ｎと結合して析出するＢＮは、切削性を向上させる。これらの作用を確実に得るため、Ｂは０．０００５％（５ｐｐｍ）以上とすることが好ましい。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、多量なＢＮが偏析することで鋼材に割れが生じることがある。Ｂ含有量のさらに好ましい下限は０．０００８％であり、好ましい上限は０．００８０％である。
[B: less than 0.0100%]
Solute B has the effect of suppressing grain boundary segregation of P and improving toughness. In addition, BN, which binds to N and precipitates, improves the machinability. In order to reliably obtain these effects, B is preferably 0.0005% (5 ppm) or more. On the other hand, when the content of B exceeds 0.0100%, not only the above effect is saturated, but also a large amount of BN segregates, which may cause cracks in the steel material. A more preferred lower limit to the B content is 0.0008%, and a preferred upper limit is 0.0080%.
［０．００≦－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ≦０．５０］
本発明の窒化処理部品の成分は、さらに、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏの含有量（質量％）が以下の式（４）を満たすとよい。
０．００≦－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ≦０．５０ ・・・式（４）
ただし、式（４）中の元素記号は当該元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０を代入する。
[0.00≦−2.1×C+0.04×Mn+0.5×Cr+1.8×V−1.5×Mo≦0.50]
As for the components of the nitrided part of the present invention, the content (% by mass) of C, Mn, Cr, V, and Mo preferably satisfies the following formula (4).
0.00≦−2.1×C+0.04×Mn+0.5×Cr+1.8×V−1.5×Mo≦0.50 Formula (4)
However, the element symbol in the formula (4) indicates the content (% by mass) of the element, and 0 is substituted when the element is not contained.
Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＭｏは、化合物層の相構造及び厚さに影響を及ぼす元素である。Ｃ及びＭｏにはε相を安定化させ、化合物層の厚さを高める効果がある。一方Ｍｎ、Ｃｒ及びＶには、化合物層を薄くする効果がある。そのため、これらの元素の含有量を一定の範囲に制御することで、化合物層中のγ’相の比率、及び化合物層厚さを安定して制御でき、面疲労強度及び曲げ疲労強度を向上させることができる。 C, Mn, Cr, V and Mo are elements that affect the phase structure and thickness of the compound layer. C and Mo have the effect of stabilizing the ε phase and increasing the thickness of the compound layer. On the other hand, Mn, Cr and V have the effect of thinning the compound layer. Therefore, by controlling the content of these elements within a certain range, the ratio of the γ' phase in the compound layer and the thickness of the compound layer can be stably controlled, and the surface fatigue strength and bending fatigue strength are improved. be able to.
これらの効果を得るため、式（４）中の｛－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ｝の値は０．００以上であるとよい。一方、｛－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ｝の値が０．５０を超えると、化合物層が薄くなり、所望の面疲労強度及び曲げ疲労強度が得られないことがある。｛－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ｝の値の好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．４５％である。
式（４）を満足することにより、化合物層厚さは３μｍ以上１５μｍ以下の厚さに制御することができる。表層部の性状を確保するため、化合物層厚さは好ましくは５μｍ以上あるとよい。一方、化合物層厚さが厚いと表層のピッティングが生じやすくなり、面疲労強度が低下するため、その上限は好ましくは１２μｍであるとよい。
また、同様に式（４）を満足することにより、鋼の表面に形成された化合物層中のγ’相が面積比率で５０％（面積％）以上確保することができることを確認した。表層の空隙面積比率を抑制する観点からγ’相の面積比率は高い方がよく、好ましくは７０％以上あるとよく、さらに好ましくは７５％以上あるとよい。
In order to obtain these effects, the value of {-2.1 × C + 0.04 × Mn + 0.5 × Cr + 1.8 × V-1.5 × Mo} in formula (4) is preferably 0.00 or more. . On the other hand, when the value of {−2.1×C+0.04×Mn+0.5×Cr+1.8×V−1.5×Mo} exceeds 0.50, the compound layer becomes thin, and the desired surface fatigue strength and Bending fatigue strength may not be obtained. The preferred lower limit of the value {-2.1*C+0.04*Mn+0.5*Cr+1.8*V-1.5*Mo} is 0.03% and the preferred upper limit is 0.45%.
By satisfying the formula (4), the compound layer thickness can be controlled to a thickness of 3 μm or more and 15 μm or less. In order to ensure the properties of the surface layer, the thickness of the compound layer is preferably 5 μm or more. On the other hand, when the thickness of the compound layer is large, pitting of the surface layer is likely to occur, and the surface fatigue strength is lowered, so the upper limit is preferably 12 μm.
It was also confirmed that by satisfying the formula (4) in the same way, the γ' phase in the compound layer formed on the surface of the steel can be secured at an area ratio of 50% (area %) or more. From the viewpoint of suppressing the void area ratio of the surface layer, the area ratio of the γ' phase is preferably high, preferably 70% or more, and more preferably 75% or more.
［表層部の空隙比率＜１５％］
表面から深さ３μｍまでの領域（化合物層に相当）に空隙が存在すると応力集中が生じ、ピッティングや曲げ疲労破壊の起点となる。そのため、空隙はできるだけない方が好ましいので、空隙の面積比率は１５％未満とするとよい。
空隙面積比率は、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｎｉｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）によって測定することができる。部品の板厚方向の断面において、表面から３μｍ深さまでの領域のうち、任意に選択した面積９０μｍ２の視野中に占める空隙の総面積の比（単位は％）を、画像処理アプリケーションにより２値化して求める。そして、測定された１０視野の平均値を、空隙面積比率（％）とする。化合物層が表面から深さ３μｍ未満の場合であっても、同様に表面から３μｍ深さまでの領域を測定対象とする。測定する空隙の大きさは、面積換算による円相当径で０．３μｍ以上のものを対象とするとよい。
空隙面積比率は好ましくは１２％未満、より好ましくは８％未満であり、さらに好ましくは５％未満であるとよく、０％であることが最も好ましい。
[Void ratio of surface layer <15%]
If voids exist in a region from the surface to a depth of 3 μm (corresponding to the compound layer), stress concentration occurs, which becomes the starting point of pitting and bending fatigue fracture. Therefore, since it is preferable to have as few voids as possible, the area ratio of voids should be less than 15%.
The void area ratio can be measured by a scanning electron microscope (SEM). In the cross-section of the part in the plate thickness direction, the ratio (unit: %) of the total area of voids in the arbitrarily selected area of 90 μm 2 in the area from the surface to the depth of 3 μm is binary using an image processing application. and ask for it. Then, the average value of the measured 10 fields of view is defined as the void area ratio (%). Even if the compound layer has a depth of less than 3 μm from the surface, the area from the surface to a depth of 3 μm is similarly measured. The size of voids to be measured should be those of 0.3 μm or more in equivalent circle diameter in terms of area.
The void area ratio is preferably less than 12%, more preferably less than 8%, even more preferably less than 5%, and most preferably 0%.
［表層部の（Ｃ＋Ｎ）濃度］
鋼部品の表面から深さ１００μｍまでの領域において、炭素と窒素の合計（Ｃ＋Ｎ）の平均濃度（（Ｃ＋Ｎ）濃度という。）が１．８原子組成％以上４．５原子組成％以下であるとよい。なお、ＣとＮでの原子量の影響を除くため、（Ｃ＋Ｎ）濃度は原子組成％表記とした。（Ｃ＋Ｎ）濃度は、表面から１００μｍ深さまでの領域の切削切粉を採取して化学分析を行い、Ｃ及びＮの平均濃度を測定することにより得られる。
（Ｃ＋Ｎ）濃度が１．８原子組成％未満では、マルテンサイト相の硬さが不十分であり、良好な面疲労強度や曲げ疲労強度が得られない。一方で、（Ｃ＋Ｎ）濃度が４．５原子組成％を超えると、残留オーステナイト相の比率が高くなり、表層部の硬さが不十分となり、良好な面疲労強度や曲げ疲労強度が得られない。効果を確実に得るために、（Ｃ＋Ｎ）濃度の好ましい下限は２．０原子組成％であり、上限は４．２原子組成％である。
[(C + N) concentration of surface layer]
In a region from the surface of the steel part to a depth of 100 μm, the average concentration of the total (C + N) of carbon and nitrogen (referred to as (C + N) concentration) is 1.8 atomic composition % or more and 4.5 atomic composition % or less good. Note that (C+N) concentrations are expressed in terms of atomic composition % in order to eliminate the effects of atomic weights in C and N. The (C+N) concentration is obtained by collecting cutting chips from a region from the surface to a depth of 100 μm, chemically analyzing them, and measuring the average concentration of C and N.
If the (C+N) concentration is less than 1.8 atomic composition %, the hardness of the martensite phase is insufficient, and good surface fatigue strength and bending fatigue strength cannot be obtained. On the other hand, when the (C + N) concentration exceeds 4.5 atomic composition %, the ratio of the retained austenite phase increases, the hardness of the surface layer becomes insufficient, and good surface fatigue strength and bending fatigue strength cannot be obtained. . In order to reliably obtain the effect, the preferred lower limit of the (C+N) concentration is 2.0 atomic composition % and the upper limit is 4.2 atomic composition %.
［Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）］
表面から深さ１００μｍまでの領域において、高周波焼入れによりＮ濃度の比率の高いマルテンサイト組織を得るため、（Ｃ＋Ｎ）に対するＮの存在比率｛Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）｝が０．５０超であるとよい。
０．５０＜Ｎ／（Ｃ＋Ｎ） ・・・式（１）
ただし、式（１）中のＣ、Ｎは当該元素の濃度（原子組成％）を示す。
（Ｃ＋Ｎ）濃度が１．８～４．５原子組成％であっても、式（１）が０．５０以下では、３００℃での硬さが低くなるため、良好な面疲労強度が得られない。上記Ｎの存在比率（Ｎ／（Ｃ＋Ｎ））の下限（式（１）の左辺）は０．６０超であるとさらに好ましい。
[N/(C+N)]
In order to obtain a martensitic structure with a high N concentration ratio by induction hardening in a region from the surface to a depth of 100 μm, the existence ratio of N to (C + N) {N/(C + N)} is preferably more than 0.50. .
0.50<N/(C+N) Expression (1)
However, C and N in Formula (1) indicate the concentration (atomic composition %) of the element concerned.
Even if the (C + N) concentration is 1.8 to 4.5 atomic composition %, if the formula (1) is 0.50 or less, the hardness at 300 ° C. is low, so good surface fatigue strength can be obtained. do not have. More preferably, the lower limit (left side of formula (1)) of the abundance ratio of N (N/(C+N)) is greater than 0.60.
［表層部の硬さ］
表面から深さ１００μｍ位置における硬さが６８０ＨＶ以上であるとよい。６８０ＨＶ未満であると、良好な面疲労強度及び曲げ疲労強度が得られない。表面から深さ１００μｍ位置における硬さの好ましい範囲は、７００ＨＶ以上であるとよい。
[Hardness of surface layer]
The hardness at a depth of 100 μm from the surface is preferably 680 HV or more. If it is less than 680HV, good surface fatigue strength and bending fatigue strength cannot be obtained. A preferable range of hardness at a depth of 100 μm from the surface is 700 HV or more.
［製造方法］
次に、本発明に係る鋼部品の製造方法の一例について説明する。
本発明に係る鋼部品は、前記の成分を有する鋼材を熱間鍛造などの加工によって所定の形状とし、必要に応じて切削加工や研削加工を施した後（説明の便宜上、この状態のものを以下「鋼材」と呼ぶ。）で、ガス窒化処理及び高周波焼入れ処理を施して製造することができる。
[Production method]
Next, an example of the method for manufacturing steel parts according to the present invention will be described.
The steel parts according to the present invention are made by forming a steel material having the above-described components into a predetermined shape by processing such as hot forging, and after performing cutting or grinding as necessary (for convenience of explanation, those in this state are referred to as hereinafter referred to as "steel material"), and can be manufactured by performing gas nitriding treatment and induction hardening treatment.
［ガス窒化処理］
ガス窒化処理は、ＮＨ３、Ｈ２及びＮ２を合計で９９体積％以上含むガス雰囲気中で窒化ポテンシャルを制御した条件で施される。
なお、ガス窒化処理の雰囲気は、ＮＨ３、Ｈ２及びＮ２の他、残部はＣＯ２、ＣＯ、ＣＨ４、Ｈ２Ｏの少なくとも１種であって、不可避的にＯ２などの不純物を含んでもよい。好ましい雰囲気は、ＮＨ３、Ｈ２及びＮ２を合計で９９．５体積％以上であるとよい。
[Gas nitriding treatment]
The gas nitriding treatment is performed in a gas atmosphere containing 99% by volume or more of NH 3 , H 2 and N 2 in total under conditions in which the nitriding potential is controlled.
The gas nitriding atmosphere contains at least one of CO 2 , CO, CH 4 and H 2 O in addition to NH 3 , H 2 and N 2 , and inevitably contains impurities such as O 2 . may contain. A preferable atmosphere is a total of 99.5% by volume or more of NH 3 , H 2 and N 2 .
［ガス窒化処理の処理温度］
ガス窒化処理の温度は、主に窒素の拡散速度と相関があり、表面硬さ及び硬化層深さに影響を及ぼす。窒化処理温度が低すぎれば、窒素の拡散速度が小さく、表面硬さが低くなり、硬化層深さが浅くなる。一方、窒化処理温度がＡＣ１点を超えれば、フェライト相（α相）よりも窒素の拡散速度が小さいオーステナイト相（γ相）が鋼中に生成され、表面硬さが低くなり、硬化層深さが浅くなる。したがって、本実施形態では、窒化処理温度はフェライト温度域周囲の５５０℃以上６３０℃以下にするとよい。この場合、表面硬さが低くなるのを抑制でき、かつ、硬化層深さが浅くなるのを抑制できる。
[Processing temperature of gas nitriding]
The temperature of the gas nitriding treatment is mainly correlated with the diffusion rate of nitrogen, and affects the surface hardness and hardened layer depth. If the nitriding temperature is too low, the diffusion rate of nitrogen will be low, the surface hardness will be low, and the depth of the hardened layer will be shallow. On the other hand, if the nitriding temperature exceeds the AC1 point, the austenite phase (γ phase), which has a lower nitrogen diffusion rate than the ferrite phase (α phase), is generated in the steel, the surface hardness decreases, and the hardened layer depth becomes shallow. Therefore, in the present embodiment, the nitriding temperature should be 550° C. or more and 630° C. or less around the ferrite temperature range. In this case, it is possible to prevent the surface hardness from becoming low and to prevent the hardened layer from becoming shallow.
［ガス窒化処理全体の処理時間（保持時間）］
窒化処理全体の時間、つまり、窒化処理の開始から終了までの時間（保持時間）は、化合物層の形成及び分解と窒素の拡散浸透と相関があり、表面硬さ及び硬化層深さに影響を及ぼす。処理時間が短すぎると表面硬さが低くなり、硬化層深さが浅くなる。一方、処理時間が長すぎれば、化合物層表面の空隙面積比率が増加し、面疲労強度や回転曲げ疲労強度が低下する。処理時間が長すぎればさらに、製造コストが高くなる。したがって、ガス窒化処理の処理時間（保持時間）は１時間以上１０時間以下であるとよい。保持時間の下限は、好ましくは１．５時間、さらに好ましくは２．０時間にするとよい。
[Processing time (holding time) for the entire gas nitriding process]
The entire nitriding time, that is, the time from the start to the end of the nitriding process (holding time), has a correlation with the formation and decomposition of the compound layer and the diffusion and penetration of nitrogen, and has an effect on the surface hardness and the depth of the hardened layer. influence. If the treatment time is too short, the surface hardness will be low and the depth of the hardened layer will be shallow. On the other hand, if the treatment time is too long, the void area ratio on the surface of the compound layer increases, and the surface fatigue strength and rotating bending fatigue strength decrease. Too long a processing time further increases manufacturing costs. Therefore, the processing time (holding time) of the gas nitriding treatment is preferably 1 hour or more and 10 hours or less. The lower limit of the retention time is preferably 1.5 hours, more preferably 2.0 hours.
［ガス窒化処理の窒化ポテンシャル］
ガス窒化処理における窒化ポテンシャルＫＮを制御することにより、化合物層中のγ’相の面積比率を５０％以上とすることに加え、表面から３μｍの深さまでの領域における空隙面積比率を１０％未満とすることができる。
ガス窒化処理の窒化ポテンシャルＫＮは下記式（２）で定義される。
ＫＮ＝（ＮＨ３分圧）／［（Ｈ２分圧）3/2］（ａｔｍ－１／２） ・・・ 式（２）
また、窒化ポテンシャルＫＮの平均値ＫＮａｖｅは下記式（３）で定義される。
By controlling the nitriding potential KN in the gas nitriding treatment, in addition to making the area ratio of the γ' phase in the compound layer 50% or more, the void area ratio in the region from the surface to a depth of 3 μm is less than 10%. can be
The nitriding potential KN of the gas nitriding treatment is defined by the following formula (2).
K N = (NH 3 partial pressure)/[(H 2 partial pressure) 3/2 ] (atm −1/2 ) Equation (2)
Also, the average value K N ave of the nitriding potential K N is defined by the following equation (3).
ガス窒化処理の雰囲気のＮＨ３及びＨ２の分圧は、ガスの流量を調整することにより制御することができる。
本発明者らの検討の結果、ガス窒化処理の窒化ポテンシャルは、化合物層の厚さ、相構造、空隙面積比率に影響し、最適な窒化ポテンシャルＫＮは０．１５以上０．４０以下であって、さらに窒化ポテンシャルＫＮの平均値ＫＮａｖｅが０．１８以上０．３０未満であればよいことを見出した。
The partial pressures of NH3 and H2 in the gas nitriding atmosphere can be controlled by adjusting the gas flow rates.
As a result of studies by the present inventors, the nitriding potential of gas nitriding affects the thickness of the compound layer, the phase structure, and the void area ratio, and the optimum nitriding potential KN is 0.15 or more and 0.40 or less. Furthermore, it was found that the average value K N ave of the nitriding potential K N should be 0.18 or more and less than 0.30.
このように、ガス窒化処理条件を複雑にすることなく、安定的に化合物層中のγ’相面積比率を５０％以上に高めることができ、かつ、表面から３μｍの深さまでの領域における空隙面積比率を１０％未満となる化合物層を形成することができる。 In this way, the γ' phase area ratio in the compound layer can be stably increased to 50% or more without complicating the gas nitriding treatment conditions, and the void area in the region from the surface to the depth of 3 μm A compound layer with a ratio of less than 10% can be formed.
［高周波焼入れ処理］
ガス窒化処理後、鋼材に高周波焼入れを施す。鋼材の表面から１００μｍ以上の深さに高周波焼入れを施すことが好ましい。高周波焼入れ処理の加熱温度は１０００℃以上１２００℃以下にし、室温から加熱温度に昇温するのに要する時間を４秒以内とするとよい。１０００℃以上１２００℃以下の温度域に鋼材が保持される時間は０．２秒以上２秒以下とするとよい。高周波加熱終了後、直ちに急冷して焼入れする。これにより、鋼材（鋼部品）の表層（表面から深さ１００μｍの領域）において、マルテンサイトを７０％以上含む組織にすることができる。表層部のＮ濃度比率が高くなっているため（０．５０＜Ｎ／（Ｃ＋Ｎ））、Ｎ濃度の比率の高いマルテンサイト組織が得られる。このため、焼入れままの硬さは低いものの、３００℃で鉄窒化物及び合金窒化物のクラスタが析出し、硬さが低下しにくい。歯車などの部品として、実際に稼働中になる３００℃程度の高温においても、優れた面疲労強度と曲げ疲労強度を両立させることができる。
[Induction hardening treatment]
After the gas nitriding treatment, the steel material is subjected to induction hardening. Induction hardening is preferably applied to a depth of 100 μm or more from the surface of the steel material. The heating temperature of the induction hardening treatment should be 1000° C. or higher and 1200° C. or lower, and the time required to raise the temperature from room temperature to the heating temperature should be 4 seconds or less. The time for which the steel material is held in the temperature range of 1000° C. or higher and 1200° C. or lower is preferably 0.2 seconds or longer and 2 seconds or shorter. Immediately after completion of high-frequency heating, it is rapidly cooled and quenched. As a result, a structure containing 70% or more of martensite can be obtained in the surface layer of the steel material (steel part) (region of 100 μm in depth from the surface). Since the N concentration ratio in the surface layer portion is high (0.50<N/(C+N)), a martensite structure with a high N concentration ratio can be obtained. For this reason, although the hardness as quenched is low, clusters of iron nitrides and alloy nitrides are precipitated at 300° C., and the hardness hardly decreases. As parts such as gears, it is possible to achieve both excellent surface fatigue strength and bending fatigue strength even at a high temperature of about 300° C., which is actually used during operation.
高周波加熱を行う際の周波数は、小物部品であれば３００ｋＨｚ以上５００ｋＨｚ以下、大物部品であれば４ｋＨｚ以上６ｋＨｚ以下とすることが好ましい。
高周波焼入れを施した後、焼戻し処理を施すのが好ましい。高周波焼入れ後の焼戻しは、例えば、温度１６０℃以上１８０℃以下で、時間を１時間以上１．５時間以下とするのが好ましい。
The frequency for high-frequency heating is preferably 300 kHz or more and 500 kHz or less for small parts, and 4 kHz or more and 6 kHz or less for large parts.
It is preferable to perform tempering treatment after performing induction hardening. Tempering after induction hardening is preferably carried out, for example, at a temperature of 160° C. or higher and 180° C. or lower for a time of 1 hour or longer and 1.5 hours or shorter.
表１に示す化学成分を有する鋼ａ～ｚを、それぞれ５０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、鋳造してインゴットとした。 Steels a to z having chemical compositions shown in Table 1 were each melted in a 50 kg vacuum melting furnace and then cast into ingots.
このインゴットを熱間鍛造して直径３５ｍｍの丸棒とした。続いて、各丸棒を焼鈍した後切削加工を施し、表層のＣ、Ｎ濃度及び表面硬さを評価するための丸棒試験片を作製した。丸棒試験片は、直径２６ｍｍ、長さ１００ｍｍとした。また、図２に示す面疲労強度を評価するためのローラーピッティング試験用の小ローラー、図３に示す大ローラーを作製した。さらに、図４に示す耐曲げ疲労強度を評価するための円柱試験片を作製した。 This ingot was hot forged into a round bar with a diameter of 35 mm. Subsequently, each round bar was annealed and then cut to prepare a round bar test piece for evaluating the C and N concentrations and surface hardness of the surface layer. The round bar test piece had a diameter of 26 mm and a length of 100 mm. Also, a small roller for a roller pitting test for evaluating surface fatigue strength shown in FIG. 2 and a large roller shown in FIG. 3 were produced. Furthermore, a cylindrical test piece for evaluating bending fatigue strength shown in FIG. 4 was produced.
採取された試験片に対して、次の条件でガス窒化処理を実施した。試験片をガス窒化炉に装入し、炉内にＮＨ３、Ｈ２、Ｎ２の各ガスを導入して、表２に示す条件で窒化処理を実施した。ただし、試験番号３０は、雰囲気中にＣＯ２ガスを体積率で３％添加したガス軟窒化処理とした。ガス窒化処理後の試験片に対して、８０℃の油を用いて油冷を実施した。 The sampled test pieces were subjected to gas nitriding treatment under the following conditions. The test piece was put into a gas nitriding furnace, and each gas of NH 3 , H 2 and N 2 was introduced into the furnace, and nitriding treatment was performed under the conditions shown in Table 2. However, test number 30 was a gas nitrocarburizing treatment in which 3% by volume of CO 2 gas was added to the atmosphere. After the gas nitriding treatment, the test piece was cooled with oil at 80°C.
雰囲気中のＨ２分圧は、ガス窒化炉体に直接装着した熱伝導式Ｈ２センサを用いて測定した。標準ガスと測定ガスとの熱伝導度の違いをガス濃度に換算して測定した。Ｈ２分圧は、ガス窒化処理の間、継続して測定した。 The H2 partial pressure in the atmosphere was measured using a thermal conductivity H2 sensor mounted directly on the gas nitriding furnace body. The difference in thermal conductivity between the standard gas and the measurement gas was converted to gas concentration and measured. The H2 partial pressure was continuously measured during the gas nitriding process.
また、ＮＨ３分圧は、炉外に取り付けた赤外線吸収式ＮＨ３分析計を用いて測定した。ＮＨ３分圧は、ガス窒化処理の間継続して測定した。なお、ＣＯ２ガス混合の雰囲気下である試験番号３０については、赤外線吸収式ＮＨ３分析計内に（ＮＨ４）２ＣＯ３が析出し、装置が故障する恐れがあったため、ガラス管式ＮＨ３分析計を用いて、１０毎にＮＨ３分圧を測定した。 Also, the NH 3 partial pressure was measured using an infrared absorption NH 3 analyzer installed outside the furnace. The NH3 partial pressure was continuously measured during the gas nitriding process. Regarding test number 30, which was in the atmosphere of a CO gas mixture, (NH 4 ) 2 CO 3 precipitated in the infrared absorption type NH 3 analyzer, and there was a risk of the device malfunctioning. NH 3 partial pressure was measured every 10 using a 3 analyzer.
装置内で演算された窒化ポテンシャルＫＮが目標値に収束するように、ＮＨ３流量及びＮ２流量を調整した。１０分毎に窒化ポテンシャルＫＮを記録し、下限値、上限値及び平均値を導出した。 The NH3 flow rate and the N2 flow rate were adjusted so that the nitriding potential KN calculated in the apparatus converged to the target value. The nitriding potential KN was recorded every 10 minutes, and the lower limit, upper limit and average value were derived.
［窒化処理後の化合物層厚さ及び空隙面積比率の測定］
ガス窒化処理後の小ローラーの、長手方向に垂直な方向の断面を鏡面研磨し、エッチングした。走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｎｉｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）を用いてエッチングされた断面を観察し、化合物層厚さの測定及び表層部の空隙の有無の確認を行った。エッチングは、３％ナイタール溶液で２０～３０秒間行った。
[Measurement of Compound Layer Thickness and Void Area Ratio after Nitriding]
After the gas nitriding treatment, the cross section of the small roller perpendicular to the longitudinal direction was mirror-polished and etched. The etched cross section was observed using a scanning electron microscope (SEM) to measure the thickness of the compound layer and to confirm the presence or absence of voids in the surface layer. Etching was performed with a 3% nital solution for 20-30 seconds.
化合物層は、表層に存在する白い未腐食の層として確認可能である。４０００倍で撮影した組織写真１０視野（視野面積：６．６×１０２μｍ２）から化合物層を観察し、それぞれ１０μｍ毎に３点の化合物層の厚さを測定した。そして、測定された３０点の平均値を、化合物厚さ（μｍ）と定義した。 The compound layer can be confirmed as a white uncorroded layer present on the surface layer. The compound layer was observed from 10 visual fields (visual field area: 6.6×10 2 μm 2 ) in tissue photographs taken at a magnification of 4000, and the thickness of the compound layer was measured at three points every 10 μm. Then, the average value of 30 measured points was defined as the compound thickness (μm).
同様に、最表面から３μｍ深さまでの領域中の面積９０μｍ２中に占める空隙の総面積の比（空隙面積比率、単位は％）を、画像処理アプリケーションにより２値化して求めた。そして、測定された１０視野の平均値を、空隙面積比率（％）と定義した。化合物層が３μｍ未満の場合においても、同様に表面から３μｍ深さまでの領域を測定対象とした。 Similarly, the ratio of the total area of voids in an area of 90 μm 2 in the region from the outermost surface to a depth of 3 μm (void area ratio, unit: %) was determined by binarization using an image processing application. Then, the average value of the measured 10 fields of view was defined as the void area ratio (%). Even when the compound layer was less than 3 μm, the area from the surface to the depth of 3 μm was similarly measured.
［γ’相の面積比率の測定］
γ’相の面積比率は、組織写真を画像処理することにより求めた。具体的には、後方散乱電子回折法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＥＢＳＤ）により、４０００倍で取得した表層の断面視野を解析し、相マップを作図した。この相マップ１０枚に対して、化合物層中のγ’相、ε相を判別し、化合物層中に占めるγ’相の面積比率を、画像処理により２値化して求めた。そして、測定された１０視野でのγ’相の面積比率の平均値をγ’相の面積比率（％）と定義した。
[Measurement of area ratio of γ' phase]
The area ratio of the γ' phase was obtained by image processing the structure photograph. Specifically, a cross-sectional view of the surface layer obtained at a magnification of 4000 was analyzed by Electron Backscatter Diffraction (EBSD), and a phase map was drawn. The γ' phase and the ε phase in the compound layer were discriminated from the 10 phase maps, and the area ratio of the γ' phase in the compound layer was obtained by binarization by image processing. Then, the average value of the area ratio of the γ' phase in the 10 fields of view measured was defined as the area ratio (%) of the γ' phase.
［高周波焼入れ］
上記の試験片を、表２に示す条件で高周波焼入れし、次いで１７０℃で１．５時間の焼戻しを行った。
[Induction hardening]
The above test pieces were subjected to induction hardening under the conditions shown in Table 2 and then to tempering at 170° C. for 1.5 hours.
［Ｃ濃度、Ｎ濃度の測定］
上記処理を行った丸棒試験片の表面から深さ１００μｍまでの領域である表層部から、旋盤による旋削により５０μｍピッチで切粉の採取を行い、化学分析によってＣ及びＮの含有量を測定し、表面～５０μｍ位置の切粉、及び５０～１００μｍ位置の切粉からそれぞれ平均のＣ濃度、平均のＮ濃度、平均の（Ｃ＋Ｎ）濃度を算出した。
[Measurement of C concentration and N concentration]
Chips were collected at a pitch of 50 μm by turning with a lathe from the surface layer, which is a region from the surface of the round bar test piece subjected to the above treatment, to a depth of 100 μm, and the C and N contents were measured by chemical analysis. , the average C concentration, the average N concentration, and the average (C+N) concentration were calculated from the chips from the surface to 50 μm, and the chips from 50 to 100 μm.
［高周波焼入れ後の空隙面積比率の測定］
同処理を行った丸棒試験片を用いて、最表面から３μｍ深さの領域中の面積９０μｍ２中に占める空隙の総面積の面積比（空隙面積比率、単位は％）を、画像処理アプリケーションにより２値化して求めた。そして、測定された１０視野の平均値を、空隙面積比率（％）と定義した。化合物層が３μｍ未満の場合においても、同様に表面から３μｍ深さまでの領域を測定対象とした。
[Measurement of void area ratio after induction hardening]
Using a round bar test piece subjected to the same treatment, the area ratio of the total area of voids in an area of 90 μm 2 in the region at a depth of 3 μm from the outermost surface (void area ratio, unit is %) was measured by an image processing application. It was obtained by binarizing by Then, the average value of the measured 10 fields of view was defined as the void area ratio (%). Even when the compound layer was less than 3 μm, the area from the surface to the depth of 3 μm was similarly measured.
［表面から深さ１００μｍ位置での硬さの測定］
表面から深さ１００μｍ位置での硬さは、マイクロビッカース硬さ試験によって測定することができる。鋼部品を切断等により厚さ方向の断面を出し、その断面を研磨して、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠し、試験力１．９６Ｎで、鋼の表面から１００μｍ深さ位置におけるビッカース硬さ（ＨＶ）を１０点測定し、その平均値を表面から深さ１００μｍ位置における硬さとした。
[Measurement of hardness at a depth of 100 μm from the surface]
The hardness at a depth of 100 μm from the surface can be measured by a micro Vickers hardness test. A cross section in the thickness direction is obtained by cutting the steel part, etc., and the cross section is polished, and the Vickers hardness (HV) at a depth of 100 μm from the surface of the steel with a test force of 1.96 N in accordance with JIS Z 2244. was measured at 10 points, and the average value was taken as the hardness at a depth of 100 μm from the surface.
［面疲労強度評価試験］
面疲労強度は、ローラーピッティング試験機（小松設備社製；ＲＰ１０２）により、次の方法で評価した。ローラーピッティング用小ローラーを、熱処理歪を除く目的で掴み部の仕上げ加工を行った後、それぞれローラーピッティング試験片に供した。仕上げ加工後の形状を図２に示す。ローラーピッティング試験は、上記のローラーピッティング試験用小ローラーと図３に示す形状のローラーピッティング試験用大ローラーの組み合わせで、表３に示す条件で行った。なお、図２、図３における寸法の単位は「ｍｍ」である。
[Surface fatigue strength evaluation test]
The surface fatigue strength was evaluated by the following method using a roller pitting tester (RP102 manufactured by Komatsu Equipment Co., Ltd.). The small rollers for roller pitting were subjected to finish processing of the grip portion for the purpose of removing heat treatment distortion, and then subjected to roller pitting test specimens. The shape after finishing is shown in FIG. The roller pitting test was performed under the conditions shown in Table 3 using a combination of the small roller for roller pitting test and the large roller for roller pitting test having the shape shown in FIG. The unit of dimension in FIGS. 2 and 3 is "mm".
上記ローラーピッティング試験用大ローラーは、ＪＩＳのＳＣＭ４２０の規格を満たす鋼を用いて、一般的な製造工程、つまり、「焼きならし→試験片加工→ガス浸炭炉による共析浸炭→低温焼戻し→研磨」の工程によって作製したものである。表面から０．０５ｍｍの位置、つまり、深さ０．０５ｍｍの位置におけるビッカース硬さＨｖは７４０～７６０で、また、ビッカース硬さＨｖが５５０以上の深さは、０．８～１．０ｍｍの範囲にあった。 The large roller for the roller pitting test uses steel that meets the JIS SCM420 standard, and uses a general manufacturing process, that is, "normalizing → test piece processing → eutectoid carburizing in a gas carburizing furnace → low temperature tempering → It is produced by the process of "polishing". The Vickers hardness Hv at a position 0.05 mm from the surface, that is, at a depth of 0.05 mm is 740 to 760, and the depth at which the Vickers hardness Hv is 550 or more is 0.8 to 1.0 mm. was in range.
試験打ち切り回数は、一般的な鋼の疲労限を示す２×１０７回とし、小ローラー試験片においてピッティングが発生せずに２×１０７回に達した最大面圧を小ローラー試験片の疲労限とした。 The number of times the test was stopped was 2×10 7 times, which indicates the fatigue limit of general steel, and the maximum surface pressure reached 2×10 7 times without pitting occurring in the small roller test piece. Fatigue limit.
ピッティング発生の検出は、試験機に備え付けられた振動計によって行い、振動発生後に、小ローラー試験片と大ローラー試験片の両方の回転を停止させ、ピッティング発生と回転数を確認した。
疲労限における最大面圧（面疲労強度）が２７００ＭＰａ以上であることを目標とした。
The occurrence of pitting was detected by a vibrometer attached to the tester. After the occurrence of vibration, rotation of both the small roller test piece and the large roller test piece was stopped to confirm the occurrence of pitting and the number of revolutions.
The maximum surface pressure (surface fatigue strength) at the fatigue limit was targeted to be 2700 MPa or more.
［回転曲げ疲労強度評価試験］
ガス窒化処理に供した円柱試験片に対し、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。回転数は３０００ｒｐｍ、試験打ち切り回数は、一般的な鋼の疲労限を示す１×１０７回とし、回転曲げ疲労試験片において、破断が生じずに１×１０７回に達した最大応力を回転曲げ疲労試験片の疲労限とした。
疲労限における最大応力（回転曲げ疲労強度）が６５０ＭＰａ以上であることを目標にした。
[Rotating bending fatigue strength evaluation test]
Ono type rotary bending fatigue test was performed on the cylindrical test piece subjected to gas nitriding treatment. The number of revolutions was 3000 rpm, the number of times to stop the test was 1 × 10 7 times, which indicates the fatigue limit of general steel, and the maximum stress that reached 1 × 10 7 times without fracture occurred in the rotating bending fatigue test piece was rotated. This was taken as the fatigue limit of the bending fatigue test piece.
The maximum stress (rotating bending fatigue strength) at the fatigue limit was set as a target of 650 MPa or more.
［試験結果］
結果を表４（表４－１、表４－２を合わせて表４と呼ぶ。）に示す。試験番号１～２５は、鋼の表面から深さ３μｍの領域において、空隙の面積比率が１５％未満であり、表面から深さ１００μｍまでの領域において、平均の（Ｃ＋Ｎ）濃度が１．８～４．５原子組成％、式（１）が０．５超であり、表面から深さ１００μｍ位置において硬さが６８０ＨＶ以上であった。その結果、面疲労強度が２７００ＭＰａ以上、回転曲げ疲労強度が６５０ＭＰａ以上と良好な結果が得られた。
[Test results]
The results are shown in Table 4 (Tables 4-1 and 4-2 are collectively referred to as Table 4). In test numbers 1 to 25, the area ratio of voids is less than 15% in a region of 3 μm deep from the surface of the steel, and the average (C + N) concentration is 1.8 to 1.8 in the region from the surface to a depth of 100 μm. It had an atomic composition of 4.5%, a formula (1) of more than 0.5, and a hardness of 680 HV or more at a depth of 100 µm from the surface. As a result, the surface fatigue strength was 2700 MPa or more, and the rotating bending fatigue strength was 650 MPa or more, which were good results.
試験番号２６～４１は、空隙面積比率、平均の（Ｃ＋Ｎ）、式（１）、表面から１００μｍ深さ位置の硬さのうちいずれか、もしくは複数の特性が、目標値に届かなかった。その結果、面疲労強度もしくは回転曲げ疲労強度も目標を満たさなかった。 Test Nos. 26 to 41 did not reach the target values for any one or more of the void area ratio, average (C+N), formula (1), and hardness at a depth of 100 μm from the surface. As a result, neither plane fatigue strength nor rotating bending fatigue strength met the target.
以上、本発明の実施の形態の一例を説明した。しかしながら、上述した実施の形態の一例は本発明を実施するための例示にすぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることはない。 An example of the embodiment of the present invention has been described above. However, the example of embodiment mentioned above is only an illustration for implementing this invention. Accordingly, the present invention is not limited to the embodiments described above.
本発明は、広く鋼製の部品（鋼部品）に利用することができる。特に歯車などの高い面疲労強度や曲げ疲労強度及び耐摩耗性等が要求される鋼部品に利用することができる。 INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention can be widely used for steel parts (steel parts). In particular, it can be used for steel parts that require high surface fatigue strength, bending fatigue strength, wear resistance, etc., such as gears.
Claims (14)
Ｃ：０．０５％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上１．５０％以下、
Ｍｎ：０．２０％以上２．５０％以下、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．００３％以上０．０５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以上２．５０％以下、
Ｖ：０．０５％以上１．３０％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上０．３００％以下、
Ｎ：０．００３％以上０．０２５％以下を含有し、
式（４）を満たし、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼であって、
鋼の表面から深さ３μｍまでの領域において空隙の面積比率が１５％未満であり、
表面から深さ１００μｍまでの領域において（Ｃ＋Ｎ）濃度が１．８原子組成％以上４．５原子組成％以下であって式（１）を満たし、
表面から深さ１００μｍ位置の硬さが６８０ＨＶ以上であることを特徴とする鋼部品。
０．５０＜Ｎ／（Ｃ＋Ｎ） ・・・式（１）
ただし、式（１）中のＣ、Ｎは当該元素の濃度（原子組成％）を示す。
０．００≦－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ≦０．５０ ・・・式（４）
ただし、式（４）中の元素記号は当該元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０を代入する。 in % by mass,
C: 0.05% or more and 0.35% or less,
Si: 0.10% or more and 1.50% or less,
Mn: 0.20% or more and 2.50% or less,
P: 0.025% or less,
S: 0.003% or more and 0.050% or less,
Cr: 0.50% or more and 2.50% or less,
V: 0.05% or more and 1.30% or less,
Al: 0.010% or more and 0.300% or less,
N: 0.003% or more and 0.025% or less,
A steel that satisfies the formula (4) and the balance is Fe and impurities,
The area ratio of voids is less than 15% in a region from the surface of the steel to a depth of 3 μm,
In a region from the surface to a depth of 100 μm, the (C + N) concentration is 1.8 atomic composition % or more and 4.5 atomic composition % or less and satisfies the formula (1),
A steel part having a hardness of 680 HV or more at a depth of 100 μm from the surface.
0.50<N/(C+N) Expression (1)
However, C and N in Formula (1) indicate the concentration (atomic composition %) of the element concerned.
0.00≦−2.1×C+0.04×Mn+0.5×Cr+1.8×V−1.5×Mo≦0.50 Formula (4)
However, the element symbol in the formula (4) indicates the content (% by mass) of the element, and 0 is substituted when the element is not contained.
質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上１．５０％以下、
Ｍｎ：０．２０％以上２．５０％以下、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．００３％以上０．０５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以上２．５０％以下、
Ｖ：０．０５％以上１．３０％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上０．３００％以下、
Ｎ：０．００３％以上０．０２５％以下を含有し、
式（４）を満たし、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼材を所定の形状に加工する工程と、
前記加工された鋼材にガス窒化処理を施す工程と、
前記ガス窒化処理を施された鋼材に高周波焼入れ処理を施す工程を備え、
前記ガス窒化処理は、ＮＨ３、Ｈ２及びＮ２を合計で９９体積％以上含むガス雰囲気で、式（２）によって求められる窒化ポテンシャルＫＮが０．１５以上０．４０以下であって、式（３）によって求められる上記窒化ポテンシャルＫＮの平均値ＫＮａｖｅが０．１８以上０．３０未満であって、温度５５０℃以上６３０℃以下で、１時間以上１０時間以下保持して施され、
前記高周波焼入れ処理は、加熱温度を１０００℃以上１２００℃以下、室温から前記加熱温度の範囲に昇温するのに要する時間を４秒以内、前記加熱温度の範囲の温度域に０．２秒以上２秒以下保持して施されることを特徴とする鋼部品の製造方法。
ＫＮ＝（ＮＨ３分圧）／［（Ｈ２分圧）3/2］（ａｔｍ－１／２） ・・・ 式（２）
０．００≦－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ≦０．５０ ・・・式（４）
ただし、式（４）中の元素記号は当該元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０を代入する。 A method for manufacturing a steel component according to claim 1,
in % by mass,
C: 0.05% or more and 0.35% or less,
Si: 0.10% or more and 1.50% or less,
Mn: 0.20% or more and 2.50% or less,
P: 0.025% or less,
S: 0.003% or more and 0.050% or less,
Cr: 0.50% or more and 2.50% or less,
V: 0.05% or more and 1.30% or less,
Al: 0.010% or more and 0.300% or less,
N: 0.003% or more and 0.025% or less,
A step of processing a steel material that satisfies the formula (4) and the balance is Fe and impurities into a predetermined shape;
a step of gas nitriding the processed steel material;
A step of subjecting the gas-nitrided steel material to induction hardening,
The gas nitriding treatment is performed in a gas atmosphere containing 99% by volume or more of NH 3 , H 2 and N 2 in total, and the nitriding potential KN obtained by the formula (2) is 0.15 or more and 0.40 or less, The average value K N ave of the nitriding potential K N obtained by the formula (3) is 0.18 or more and less than 0.30, and the temperature is 550° C. or more and 630° C. or less, and the temperature is maintained for 1 hour or more and 10 hours or less. is,
In the induction hardening treatment, the heating temperature is 1000° C. or higher and 1200° C. or lower, the time required to raise the temperature from room temperature to the heating temperature range is 4 seconds or less, and the temperature range is 0.2 seconds or more. A method for manufacturing a steel part, characterized in that the steel part is applied while being held for 2 seconds or less.
K N = (NH 3 partial pressure)/[(H 2 partial pressure) 3/2 ] (atm −1/2 ) Equation (2)
0.00≦−2.1×C+0.04×Mn+0.5×Cr+1.8×V−1.5×Mo≦0.50 Formula (4)
However, the element symbol in the formula (4) indicates the content (% by mass) of the element, and 0 is substituted when the element is not contained.
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