JP4164995B2

JP4164995B2 - Surface modification method and surface modification material for alloy steel for machine structure

Info

Publication number: JP4164995B2
Application number: JP2000223865A
Authority: JP
Inventors: 勝幸松井; 柱安藤
Original assignee: Isuzu Motors Ltd
Current assignee: Isuzu Motors Ltd
Priority date: 2000-07-19
Filing date: 2000-07-19
Publication date: 2008-10-15
Anticipated expiration: 2020-07-19
Also published as: JP2002030344A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、機械構造用合金鋼の表面改質方法及び表面改質材に係り、特に、歯車の歯面改質方法及び歯面改質材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
物流の高効率化、環境保全、及び資源保護の観点から、自動車用エンジンの高出力化や自動車の軽量化が図られている。このため、自動車用の歯車においては、より一層の疲労強度の向上が求められている。
【０００３】
自動車用歯車の疲労強度を向上させるべく、歯車の表面（歯面）に様々な表面改質処理が施されている。この表面改質処理としては、従来、浸炭焼入れ・焼戻し処理や、浸炭焼入れ・焼戻し処理とショットピーニング処理の複合処理が多く用いられている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらの処理を施してなる歯車の、応力比（Ｒ）が正（例えば、０．１）の荷重条件の時の疲労限は、せいぜい１０００ＭＰａ程度であり、疲労強度の更なる向上が望まれている。
【０００５】
以上の事情を考慮して創案された本発明の目的は、応力比が正の荷重条件の時の疲労強度に優れた機械構造用合金鋼の表面改質方法及び表面改質材を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成すべく本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質方法は、機械構造用合金鋼の表面に真空浸炭処理を施した後、その真空浸炭処理後の表面に、超急速・短時間の加熱急冷処理を施し、その表面に、１段目のショット粒径よりも２段目のショット粒径が小さく、そのショット粒径が８０μｍ以下のダブルショットピーニング処理を施し、表面の残留オーステナイトをラス状マルテンサイト化して、機械構造用合金鋼の表面直下に、高い圧縮残留応力を導入すると共に、表面粗さを低下させるものである。
【０００７】
以上の方法によれば、真空浸炭処理後に、超急速・短時間の加熱急冷処理を施して残留オーステナイトが多くなった機械構造用合金鋼の表面にダブルショットピーニング処理を行って残留オーステナイトをラス状マルテンサイト化することで、機械構造用合金鋼の表面近傍の硬さが硬くなり、表面における表面異常組織の生成を防止でき、組織中の残留オーステナイト量を低減させ、かつ、表面に高い圧縮残留応力を導入することができる。また、２段目のショット粒径を８０μｍ以下とすることで、機械構造用合金鋼の表面粗さを低下させることができる。
【０００９】
また、上記ダブルショットピーニング処理として、ショット粒径が４００〜８００μｍの１段目のショットピーニング処理を施した後、ショット粒径が８０μｍ以下の２段目のショットピーニング処理を施すことが好ましい。
【００１０】
また、上記加熱急冷処理として、輪郭高周波焼入れ処理を施すことが好ましい。
【００１１】
一方、本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質材は、機械構造用合金鋼の表面に真空浸炭処理を施し、その真空浸炭処理後の表面に、超急速・短時間の加熱急冷処理を施し、その加熱急冷処理後の表面に、１段目のショット粒径よりも２段目のショット粒径が小さく、そのショット粒径が８０μｍ以下のダブルショットピーニング処理を施し、表面の残留オーステナイトをラス状マルテンサイト化して、機械構造用合金鋼の表面直下に、高い圧縮残留応力を導入すると共に、表面粗さを低下させてなるものである。
【００１３】
以上の構成によれば、表面近傍の硬さが硬く、表面に異常組織が殆どなく、組織中の残留オーステナイト量が低く、かつ、表面に導入された圧縮残留応力が高い機械構造用合金鋼の表面改質材を得ることができる。
【００１４】
また、上記機械構造用合金鋼の化学成分が、
Ｃ：０．１５〜０．２５ｗｔ％、
Ｍｎ：０．４０〜１．００ｗｔ％、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０ｗｔ％、
Ｃｒ：０．０５〜１．３５ｗｔ％、
Ｎｉ：０．０５〜２．００ｗｔ％、
Ｓｉ：０．０３〜０．３５ｗｔ％、
Ｐ：０．０３０ｗｔ％以下、
Ｓ：０．０３０ｗｔ％以下、
残部がＦｅ及び不可避不純物であることが好ましい。
【００１５】
また、表面炭素濃度が０．７〜０．９ｗｔ％であることが好ましい。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の好適一実施の形態を説明する。
【００１７】
本発明者らが鋭意研究した結果、応力比（Ｒ）が正の荷重条件の時には、以下に示すことが、疲労強度向上にとって重要であるということを見出だした。
【００１８】
(1) 表面近傍の硬さ（ＨＶ）を可能な限り向上させる。
【００１９】
(2) (1) と共に、表面直下に大きな圧縮残留応力を導入する。
【００２０】
(3) き裂進展の第Ｉ段階（Stage Ｉ）におけるき裂伝播距離を短くし、降伏応力を大きくするために、可能な限り結晶粒径を小さくする。
【００２１】
以上、（１）〜（３）に基づいて、Ｒ≧０の荷重条件の時、浸炭焼入処理を施した機械構造用合金鋼の疲労強度を向上させる方法を詳細に検討すると、以下の５つの項目、すなわち、
（Ａ）粒界酸化層等の表面異常組織生成の低減・防止、
（Ｂ）結晶粒の微細化、
（Ｃ）残留オーステナイト（γ_Ｒ）量の低減、
（Ｄ）表面直下の高硬さ化、
（Ｅ）表面直下に大きな圧縮残留応力（好ましくは降伏応力に等しい圧縮残留応力）を導入、
が重要な因子となる。
【００２２】
尚、ここで用いる機械構造用合金鋼の定義は、合金鋼素材及びそれを用いた部材である。
【００２３】
先ず、（Ａ）を達成するためには、浸炭炉内の雰囲気の低酸素分圧化が必要である。そのための浸炭処理法として、真空浸炭（Vacuum Carburizing（以下、ＶＣと示す））を用いる。
【００２４】
次に、（Ｂ）を達成するためには、焼入れ時に、オーステナイト化温度への急速加熱や、急熱・急冷の繰返しが重要となる。それらを実現可能な焼入れ方法として、超急速・短時間の加熱急冷処理である輪郭高周波焼入れ（Contour Induction Hardening （以下、ＣＩＨと示す））法が有用である。ここで、ＶＣ処理を施した機械構造用合金鋼に、ＣＩＨ処理を施すことにより、硬さの向上と結晶粒の微細化を同時に達成することが可能となる。また、ＣＩＨ処理により、機械構造用合金鋼の熱処理ひずみを低減させたり、表面直下に大きな圧縮残留応力を導入することができる。
【００２５】
次に、（Ｃ）〜（Ｅ）を同時に達成する手段として、ショットピーニング法が挙げられる。特に、ダブルショットピーニング（Double Shot Peening（以下、ＤＳＰと示す））とし、かつ、２段目のピーニングに用いるショット粒径を１段目のピーニングに用いるショット粒径よりも小さい８０μｍ以下とすることで、機械構造用合金鋼の疲労強度の向上の上で重要な、表面直下の残留応力分布や表面粗さを大幅に改善することができる。
【００２６】
以上を踏まえ、本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質方法は、先ず、機械構造用合金鋼（例えば、自動車用歯車）の表面に、表面炭素濃度狙い値が０．７〜０．９ｗｔ％のＶＣ処理を施す。
【００２７】
次に、ＶＣ処理後の機械構造用合金鋼の表面に、ショット粒径が４００〜８００μｍの１段目のショットピーニング処理およびショット粒径が８０μｍ以下の２段目のショットピーニング処理を順次施すことで、表面改質処理がなされた機械構造用合金鋼（機械構造用合金鋼の表面改質材）が得られる。
【００２８】
ここで、機械構造用合金鋼としては、応力比が正の荷重条件の時に高い疲労強度が要求される合金鋼であればよく、特に限定するものではないが、好ましくは自動車用歯車鋼、一般的な肌焼鋼などが挙げられる。この自動車用歯車鋼としては、例えば、化学成分が、
Ｃ：０．１５〜０．２５ｗｔ％、好ましくは０．１８〜０．２２ｗｔ％、より好ましくは０．２０前後、
Ｍｎ：０．４０〜１．００ｗｔ％、好ましくは０．８０〜０．９０ｗｔ％、より好ましくは０．８５前後、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０ｗｔ％、好ましくは０．３０〜０．５０ｗｔ％、より好ましくは０．４０前後、
Ｃｒ：０．０５〜１．３５ｗｔ％、好ましくは０．０８〜０．１２ｗｔ％、より好ましくは０．１０前後、
Ｎｉ：０．０５〜２．００ｗｔ％、好ましくは０．０８〜０．１２ｗｔ％、より好ましくは０．１０前後、
Ｓｉ：０．０３〜０．３５ｗｔ％、好ましくは０．０５〜０．０７ｗｔ％、
Ｐ：０．０３０ｗｔ％以下、
Ｓ：０．０３０ｗｔ％以下、
残部がＦｅ及び不可避不純物であるものが挙げられる。
【００２９】
また、ＶＣ処理の処理条件は、機械構造用合金鋼の表面改質材で許容される表面異常組織の量（又は表面異常組織層の深さ）に応じて適宜選択されるものであり、特に限定するものではない。
【００３０】
さらに、ＤＳＰ処理の処理条件は、機械構造用合金鋼の表面改質材に要求される残留オーステナイト量、表面直下の硬さ、及び表面直下に導入される圧縮残留応力の大きさに応じて適宜選択されるものであり、特に限定するものではない。ここで、２段目のショットピーニング処理のショット粒径を８０μｍ以下に限定したのは、ショット粒径が８０μｍを超えると、最大圧縮残留応力の得られる表面からの深さは深くなるものの、表面粗さの改善（表面粗さをより小さくする）効果が望めなく（又は殆ど望めなく）なるためである。
【００３１】
本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質方法及び表面改質材によれば、機械構造用合金鋼の表面にＶＣ処理を施すことで、疲労強度上有害な粒界酸化などの表面異常組織が生成しない（又は殆ど生成しない）。
【００３２】
また、ＶＣ処理後にＤＳＰ処理を施すことで、ピーニング効果により、(a) 機械構造用合金鋼の表面改質材の、表面から深さ１００μｍ程度までの領域の残留オーステナイト量が著しく減少し、(b) 機械構造用合金鋼の表面改質材の、表面部の最高硬さが１０００ＨＶ以上の超高硬さとなり、(c) 機械構造用合金鋼の表面改質材の、表面直下に導入される最大圧縮残留応力が１８００ＭＰａ以上と極めて高くなると共に、最大の圧縮残留応力値が表面に位置するようになる。ここで、(a) は、ピーニング時に加工誘起マルテンサイト変態が起こり、残留オーステナイトがマルテンサイト化したためであり、(c) は、通常のダブルショットピーニングの効果と(a) の効果との重畳効果によるものである。
【００３３】
さらに、前述の(a) 〜(c) の効果により、本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質材は、応力比が正（例えば、Ｒ＝０．１）の荷重条件の時、疲労限が１８００ＭＰａ以上となる。この値は、機械構造用合金鋼にＶＣ処理のみを施した従来の表面改質材と比較すると、２倍以上の値である。この時、疲労限まで到達した（例えば、破断までのサイクル数が１０⁷回の）機械構造用合金鋼の表面改質材の残留応力を計測すると、表面の最大圧縮残留応力は若干低下するものの、それでも１５００ＭＰａ以上の極めて高い圧縮残留応力が存在しており、また、内部の圧縮残留応力分布は疲労試験の前後で殆ど変化していない。すなわち、本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質材は、優れた疲労強度を有している。
【００３４】
次に、他の実施の形態の機械構造用合金鋼の表面改質方法及び表面改質材について説明する。
【００３５】
本実施の形態に係る機械構造用合金鋼の表面改質方法は、先ず、機械構造用合金鋼（例えば、自動車用歯車）の表面に、表面炭素濃度狙い値が０．７〜０．９ｗｔ％のＶＣ処理を施す。
【００３６】
次に、ＶＣ処理後の機械構造用合金鋼の表面に、超急速・短時間のＣＩＨ処理（加熱急冷処理）を施す。
【００３７】
その後、ＣＩＨ処理後の機械構造用合金鋼の表面に、ショット粒径が４００〜８００μｍの１段目のショットピーニング処理およびショット粒径が８０μｍ以下の２段目のショットピーニング処理を順次施すことで、表面改質処理がなされた機械構造用合金鋼（機械構造用合金鋼の表面改質材）が得られる。
【００３８】
ここで、ＣＩＨ処理の処理条件は、機械構造用合金鋼の表面改質材に要求される硬さ及び結晶粒度に応じて適宜選択されるものであり、特に限定するものではない。
【００３９】
本実施の形態に係る機械構造用合金鋼の表面改質方法及び表面改質材においても、本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質方法及び表面改質材と同様の作用効果を奏することは言うまでもない。
【００４０】
また、本実施の形態によれば、ＶＣ処理とＤＳＰ処理との間の工程で、ＣＩＨ処理を施すことで、二次焼入効果によって、結晶粒径がより微細になるという新たな効果を発揮する。これによって、機械構造用合金鋼の表面改質材の疲労限が更に高くなる（例えば、本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質材と比較して１０数％以上も高くなる）。
【００４１】
【実施例】
機械構造用合金鋼として、ＮｉおよびＭｏの含有量を高くして浸炭層を強靭化し、また、ＳｉおよびＣｒの含有量を低くして表面異常層の低減を狙った高強度歯車用鋼（大同特殊鋼（株）製（以下、ＤＳＧ１鋼と示す））を用いた。ここで、このＤＳＧ１鋼の化学成分組成は、Ｃが０．１９ｗｔ％、Ｍｎが０．８４ｗｔ％、Ｍｏが０．４ｗｔ％、Ｃｒが０．１０７ｗｔ％、Ｎｉが０．０９ｗｔ％、Ｓｉが０．０６ｗｔ％、Ｐが０．０１０ｗｔ％、およびＳが０．０１９ｗｔ％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である。
【００４２】
ＤＳＧ１鋼からなるφ８０ｍｍの棒鋼に、熱間鍛造加工を施してφ１３０ｍｍに形成した後、焼鈍処理を施し、ビッカース硬さが約２００ＨＶの棒鋼を作製した。この棒鋼に切削加工を施し、モジュールが３、歯数が３６、右捩れ角度が１７°、圧力角が１４°３０′、およびオーバーバール径が１２３．５８４ｍｍの歯車を４つ作製した。各歯車に異なる表面改質処理を施し、それぞれ供試歯車１〜４とした。
【００４３】
ここで、供試歯車１はＶＣ（真空浸炭）処理のみを施したもの、供試歯車２はＶＣ処理後にＤＳＰ（ダブルショットピーニング）処理を施したもの、供試歯車３はＶＣ処理後にＣＩＨ（輪郭高周波焼入れ）処理を施したもの、供試歯車４はＶＣ処理後にＣＩＨ処理を施し、その後、ＤＳＰ処理を施したものである。
【００４４】
ＶＣ処理の加熱は誘導加熱により行うと共に、浸炭ガスとしてはプロパンガスを用い、炉内圧力は６．６７×１０^-2ｋＰａ、表面炭素濃度狙い値は０．８ｗｔ％とした。また、浸炭処理条件は、図１に示すように、先ず、１２２３Ｋで２８８０秒（４８分）の浸炭処理を行った後、１１７３Ｋで６０秒の１次浸炭処理を施し、窒素ガスによる冷却を行う。続いて、４３３Ｋで７２００秒（２時間）の２次浸炭処理を施し、自然冷却を行った。
【００４５】
ＣＩＨ処理は、図２に示すように、先ず、周波数が３ｋＨｚの高周波を用い、１．５秒で９２５Ｋまで超急速・短時間の加熱を行った後、０．９秒放置し、その後、周波数が１５０ｋＨｚの高周波を用い、０．２秒で１１３７Ｋまで超急速・短時間の加熱を行い、スプレー焼入（spray hardening ）を行う。続いて、周波数が３ｋＨｚの高周波を用い、０．５秒で４８３Ｋまで超急速・短時間の加熱を行った後、２．０秒放置し、その後、水冷を行う。
【００４６】
ＤＳＰ処理における１段目のショットピーニングの条件は、空気圧が４９０ｋＰａ、ノズル径が１０ｍｍ、ショット粒径が０．６ｍｍ、ショット硬度が約７００ＨＶ、アークハイトが０．３５ｍｍＣである。また、２段目のショットピーニングの条件は、空気圧が３９２ｋＰａ、ノズル径が４ｍｍ、ショット粒径が０．０８ｍｍ、ショット硬度が約７００ＨＶ、アークハイトが０．２６ｍｍＮである。
【００４７】
（試験１）
各供試歯車１〜４の歯底Ｒ部をウィンドウ法でマスキングした後、所定の深さまで電解研磨し、残留オーステナイト（γ_R）量および残留応力（σ_r）の測定を行った。γ_R量は、マルテンサイトとγ_Rのそれぞれの回折プロファイル面積比から求めた。
【００４８】
ここで、残留オーステナイト（γ_R）量および残留応力（σ_r）の測定装置としては、微小部Ｘ線測定装置を用いた。また、γ_R量およびσ_rの測定部位は、曲げ疲労強度において特に重要な歯底フィレットＲ部の歯形方向とした。さらに、γ_R量およびσ_rの測定には、Ｘ線としてＣｒ−Ｋ_α 線を用い、入射Ｘ線のビーム径は０．３ｍｍとした。
【００４９】
（試験２）
各供試歯車１〜４について、疲労試験を行った。疲労試験方法としては、加圧用シャフト側の歯と固定用シャフト側の歯との間に荷重を負荷する２歯同時疲労試験を採用した。２歯同時疲労試験は、疲労限まで到達する試験体数が２個であることから、信頼性が高い疲労試験方法である。予め、負荷歯の歯底Ｒ部の鈍角側端部に貼付けた歪みゲージ（ゲージ長は０．２ｍｍ）出力と荷重との関係を求めておき、この関係から歯元応力を評価した。負荷条件は、応力比（Ｒ；σ_min／σ_max）を０．１と一定、周波数を１０Ｈｚ、応力波形を正弦波とした。尚、歯車の疲労限は、破断までのサイクル数を１０⁷回とした時の繰返し応力とした。
【００５０】
先ず、表面改質部の特性について評価を行う。
【００５１】
(1) 表面粗さ
供試歯車１の表面粗さ（Ｒ_max）は６．０μｍであった。供試歯車２のＲ_maxは５．６μｍであり、供試歯車１より若干小さな値であった。供試歯車３のＲ_maxは７．０μｍであった。供試歯車４のＲ_maxは４．６μｍであり、供試歯車３より小さな値であった。以上の結果から、供試歯車１，３にＤＳＰ処理を施してなる供試歯車２，４では、Ｒ_maxが改善されることがわかった。
【００５２】
(2) 炭素濃度分布
各供試歯車１〜４を構成するＤＳＧ１鋼と炭素濃度が略等しい機械構造用合金鋼材（ＳＣＭ４２０Ｈ（ＪＩＳ規格））からなる棒鋼（φ２５ｍｍ、長さ１００ｍｍ）に機械加工を施し、炭素濃度分布測定用の試験片を作製した。また、炭素濃度測定方法には、ＪＩＳ規格に準拠した赤外線吸収法を用いた。表面から深さ５０μｍの位置の炭素濃度は、０．７７ｗｔ％であり、略目的の炭素濃度となっていた。また、炭素濃度の計算結果と実測値とは略一致していた。
【００５３】
(3) 焼入硬化層
供試歯車４の表面改質処理後の断面模式図を図３に示す。
【００５４】
図３に示すように、供試歯車４（図３中の３１）の硬化層は、歯先部３４から歯底部３５に亘って略均一に浸炭されたＶＣ層３２と、二次焼入で生成したＣＩＨ層３３で構成されている。ここで、ＣＩＨ層３３の層厚は、歯底部３５と比較して歯先部３４の方が厚くなっている。
【００５５】
(4) 組織
供試歯車１，３，４の歯底Ｒ部の組織観察図を図４に示す。ここで、図４（ａ）〜（ｃ）は、それぞれ供試歯車１，３，４の観察図である。
【００５６】
供試歯車１の組織は、図４（ａ）に示すように、針状マルテンサイト＋γ_Rであった。また、ＶＣ処理を施していることから、表面異常組織は観察されなかった。供試歯車３の組織は、図４（ｂ）に示すように、極めて微細なラス状マルテンサイト＋γ_Rであった。また、表面直下は、γ_R量が多いため、白っぽくなっていた。さらに、ＶＣ処理およびＣＩＨ処理の複合処理を施していることから、供試歯車１と同様に、表面異常組織は観察されなかった。供試歯車４の組織は、図４（ｃ）に示すように、極めて微細なラス状マルテンサイト＋γ_Rであった。表面直下には、供試歯車３のようにγ_Rは観察されず、また、塑性流動した痕跡が僅かに観察された。
【００５７】
(5) 結晶粒度
供試歯車１，３，４の歯底Ｒ部の旧オーステナイト結晶粒度の観察図を図５に示す。ここで、図５（ａ）は供試歯車１の２００倍の観察図を、図５（ｂ），
（ｃ）は供試歯車３，４の６００倍の観察図を示している。尚、オーステナイト結晶粒度番号（Ｎ）は、ＪＩＳ規格に準拠して求めた。
【００５８】
図５（ａ）〜（ｃ）に示す供試歯車１，３，４のＮは、それぞれNo.8.6、No.13.4 、No.13.5 であり、供試歯車３，４の結晶粒度が特に微細であった。
【００５９】
ここで、各供試歯車１，３，４の結晶粒径を球と仮定し、Ｎから平均結晶粒径（ｄ_γ ）を求めた。その結果、供試歯車１のｄ_γ は２０．３μｍ、供試歯車３のｄ_γ は３．８μｍ、供試歯車４のｄ_γ は３．７μｍであった。これから、供試歯車３，４のｄ_γ は極めて微細であることがわかる。このように、ｄ_γ が微細になるのは、超急速・短時間の加熱急冷処理であるＣＩＨ処理の二次焼入効果によるものである。
【００６０】
(6) 残留オーステナイト（γ_R）量分布
各供試歯車１〜４の表面からの深さ（μｍ）とγ_R量（ｖｏｌ％）との関係を図６に示す。ここで、白菱印が供試歯車１を、黒四角印が供試歯車２を、白三角印が供試歯車３を、黒丸印が供試歯車４を示している。
【００６１】
供試歯車１の表面のγ_R量は１１．５ｖｏｌ％であった。また、γ_R量の最大値は、深さ１００μｍの位置であり、その値は２６．８ｖｏｌ％であった。
【００６２】
供試歯車２の表面のγ_R量は１．８ｖｏｌ％と非常に少なかった。また、γ_R量の最大値は、深さ１６５μｍの位置であるが、供試歯車１と比較して著しく少なく、その値は１６．５ｖｏｌ％であった。
【００６３】
供試歯車３の表面のγ_R量は２４．５ｖｏｌ％と極めて多く、供試歯車２の最大値よりも大きかった。また、γ_R量の最大値は、深さ１５μｍの位置であり、その値は３１．３ｖｏｌ％であった。さらに、γ_R量は、深さ２１０μｍの位置でも２１．２ｖｏｌ％と高い値であった。これらの値は、ＶＣ処理のみを施した供試歯車１と比較しても非常に大きな値である。このように、ＶＣ処理後、ＣＩＨ処理を施した供試歯車３のγ_R量が多いのは、炭素量が多く、かつ、図２に示した焼入れ加熱温度がやや高かったことに起因していると考えられる。
【００６４】
供試歯車４の表面のγ_R量は３．６ｖｏｌ％と非常に少なかった。また、γ_R量の最大値は、深さ１００μｍの位置であり、その値は２３．８ｖｏｌ％であった。このように、ＶＣ処理およびＣＩＨ処理後、ＤＳＰ処理を施した供試歯車４のγ_R量は、供試歯車３のγ_R量と比較して非常に少なくなっていた。
【００６５】
γ_Rは疲労強度の上で有害であることから、歯車の疲労限を向上させるには、表面近傍のγ_R量を少なくすることが重要である。以上の結果から明らかなように、ＤＳＰ処理を施した供試歯車２，４は、ＤＳＰ未処理の供試歯車１，３と比較して、表面近傍のγ_R量が著しく少なかった。これは、ＤＳＰ処理によって、加工誘起マルテンサイト変態が起こり、γ_Rがマルテンサイト化したためである。このことから、ＤＳＰ処理を施すことで、疲労強度の上で有害なγ_Rの相当量をマルテンサイト化することが可能であることがわかる。
【００６６】
(7) 硬さ分布
各供試歯車１〜４の表面および表面近傍における硬さ分布を調べた。硬さの評価は、微小硬さ試験機を用いて行った。試験荷重は、ＪＩＳに準拠して２．９４２Ｎとした。ただし、表面から１０μｍの位置の硬さは、２．９４２Ｎの荷重では測定不可能であるため、０．９８０７Ｎの荷重で測定した。
【００６７】
各供試歯車１〜４の表面からの深さ（μｍ）とビッカース硬さ（ＨＶ）との関係を図７に示す。ここで、白菱印が供試歯車１を、黒四角印が供試歯車２を、白三角印が供試歯車３を、黒丸印が供試歯車４を示している。
【００６８】
供試歯車１における深さ１０μｍの位置のビッカース硬さは７３５ＨＶであり、また、最大硬さは７９９ＨＶであった。
【００６９】
供試歯車２における深さ１０μｍの位置のビッカース硬さは１０４０ＨＶであり、極めて高い値であった。また、深さ２００μｍの位置においても、８０４ＨＶという高い値を示した。ビッカース硬さは１０４０ＨＶであり、極めて高い値であった。つまり、供試歯車２の最大硬さは、供試歯車１の最大硬さと比較して、約２４０ＨＶも高かった。これは、前述したように、ＤＳＰ処理によって、加工誘起マルテンサイト変態が起こり、γ_Rがマルテンサイト化したためである。
【００７０】
供試歯車３における深さ１０μｍの位置のビッカース硬さは７８４ＨＶであり、供試歯車１と比較して約５０ＨＶ高かった。また、最大硬さを示すのは深さ２００μｍの位置であり、その値は８９３ＨＶであった。
【００７１】
供試歯車４における深さ１０〜７５μｍの位置のビッカース硬さは１０５７〜１０６７ＨＶであり、極めて高い値であった。また、深さ約２００μｍまでは、供試歯車２より更に高い硬さを有していた。
【００７２】
ここで、供試歯車４の表面近傍で、１０００ＨＶを超える超高硬さが得られた原因としては、
▲１▼ ＶＣ処理を施していることにより、粒界酸化などの表面異常組織が生成されなかった。
【００７３】
▲２▼ ＣＩＨ処理による超急速・短時間の加熱急冷処理により、表面近傍の硬さが上昇した。
【００７４】
▲３▼ ＤＳＰ処理による塑性変形効果と、それによって生じた加工誘起マルテンサイト変態との重畳効果により、表面直下の硬さが著しく上昇した。
【００７５】
という３つの要因の複合効果によるものと考えられる。
【００７６】
(8) 残留応力（σ_r）分布
各供試歯車１〜４の表面からの深さ（μｍ）と残留応力（σ_r）との関係を図８に示す。ここで、白菱印が供試歯車１を、黒四角印が供試歯車２を、白三角印が供試歯車３を、黒丸印が供試歯車４を示している。
【００７７】
供試歯車１の表面近傍においても、圧縮残留応力が導入されているが、その値は約３９０ＭＰａ前後と小さい。
【００７８】
供試歯車２では極めて大きな圧縮残留応力が導入されており、その最大値（１８３８ＭＰａ）は表面であった。また、表面からの深さが９０μｍの位置においても、１１７３ＭＰａという高い圧縮残留応力が導入されていた。しかし、表面からの深さが約２００μｍ以上の領域では、供試歯車１と同程度の圧縮残留応力分布となっている。
【００７９】
供試歯車３の表面では８０１ＭＰａの圧縮残留応力が導入されていた。また、最大残留応力は、１０５４ＭＰａとそれ程高い値ではないものの、表面から、深さ約３５０μｍまでの領域には、約９００ＭＰａ以上の圧縮残留応力が導入されていた。これは、ＣＩＨ処理による表面のみの超急速・短時間の加熱急冷処理の効果によるものである。
【００８０】
供試歯車４では極めて大きな圧縮残留応力が導入されており、その最大値（１８６２ＭＰａ）は表面であった。また、供試歯車３と同様に、表面から、深さ約２５０μｍまでの領域には、約９００ＭＰａ以上の圧縮残留応力が導入されていた。
【００８１】
ここで、供試歯車２，４の表面近傍で、極めて高い圧縮残留応力が得られたのは、前述した(7) 硬さ分布における▲２▼および▲３▼と同じ効果によるものと考えられる。
【００８２】
次に、疲労強度と疲労試験後の残留応力分布について評価を行う。
【００８３】
( ア) Ｓ−Ｎ線図
疲労試験は、供試歯車１，２，４に対して行った。供試歯車１，２，４のＳ−Ｎ線図を図９に示す。ここで、横軸は破断までのサイクル数（回）を、縦軸は疲労強度（σ_R（ＭＰａ））を示している。また、白菱印が供試歯車１を、黒四角印が供試歯車２を、黒丸印が供試歯車４を示している。
【００８４】
図９に示すように、ＶＣ処理のみを施した供試歯車１の疲労限（σ_up）は８８３ＭＰａであった。また、供試歯車２のσ_upは１９３１ＭＰａであり、供試歯車１のσ_upの２．１８倍であった。さらに、供試歯車４のσ_upは２２０７ＭＰａであり、供試歯車１のσ_upの２．５０倍であった。
【００８５】
ここで、供試歯車２，４において、極めて高いσ_upが得られた原因としては、▲１▼ ＶＣ処理を施していることにより、粒界酸化などの表面異常組織が生成されなかった。
【００８６】
▲２▼ ＤＳＰ処理により、表面近傍のγ_R量が著しく低減した。
【００８７】
▲３▼ ＤＳＰ処理の効果により、１０００ＨＶ以上の超高硬さが得られた。
【００８８】
▲４▼ 表面に１８００ＭＰａ以上の極めて高い圧縮残留応力を導入することができた。
【００８９】
という４つの要因の複合効果によるものと考えられる。
【００９０】
また、供試歯車２のσ_upより、供試歯車４のσ_upの方が２７０ＭＰａ以上高くなったのは、ＣＩＨ処理の効果により、ｄ_γ が極めて微細になったためであると考えられる。
【００９１】
( イ) 破面観察
各供試歯車１〜４の破面を観察すると、疲労破壊起点は、いずれも歯すじ方向端部の鈍角側であった。また、疲労き裂は、表面から発生していた。
【００９２】
( ウ) 疲労試験後の残留応力分布
供試歯車の疲労強度に対する高い圧縮残留応力の有効性を確認するため、疲労限（１０⁷回）まで到達した歯車の残留応力分布を計測した。ここで、計測には、供試歯車２を用いた。
【００９３】
供試歯車２の表面からの深さ（μｍ）と残留応力（σ_r）との関係を図１０に示す。ここで、黒四角印が疲労試験前を、白四角印が１７１０ＭＰａの荷重で、１０⁷回の疲労試験を行った後を、黒丸印が１９３１ＭＰａの荷重で、１０⁷回の疲労試験を行った後を示している。
【００９４】
図１０に示すように、１７１０ＭＰａの荷重で、１０⁷回の疲労試験を行った後の供試歯車２の歯底Ｒ部には、疲労試験後にも１５４０ＭＰａという極めて高い圧縮残留応力が存在していることがわかる。また、試験条件が１９３１ＭＰａの荷重で、１０⁷回の疲労試験を行った後の供試歯車２の歯底Ｒ部には、疲労試験後にも１６２７ＭＰａという高い圧縮残留応力が存在している。
【００９５】
図示しないが、他の供試歯車１，３，４においても、表面においては、疲労試験前後で圧縮応力が２１１〜２９８ＭＰａ低下しており、また、表面からの深さが約５０μｍ以上の領域では、疲労試験前後の圧縮残留応力分布に殆ど差異は認められなかった。
【００９６】
つまり、Ｒ≧０の場合、疲労試験によって圧縮残留応力はあまり消失しないと考えられる。
【００９７】
次に、表面改質特性の疲労強度に及ぼす影響について評価を行う。
【００９８】
Ｓ５０Ｃからなる母材に窒素ガスを主成分とする軟窒化処理を施したもので歯車１を、ＳＣｒ４２０Ｈからなる母材に吸熱性ガスを主成分とする浸炭処理を施したもので歯車２を、ＳＣＭ４２０Ｈからなる母材に吸熱性ガスを主成分とする浸炭処理を施したもので歯車３を、ＳＣＭ４２０Ｈからなる母材に窒素ガスを主成分とする浸炭処理を施したもの、歯車５はＤＳＧ１鋼からなる母材にＶＣ処理を施したもので歯車４を、Ｓ５０Ｃからなる母材にＣＩＨ処理を施したもので歯車６を、Ｓ５０Ｃからなる母材にＣＩＨ処理およびＤＳＰ処理を施したもので歯車７を、ＤＳＧ１鋼からなる母材にＶＣ処理およびＤＳＰ処理を施したもので歯車８を、ＤＳＧ１鋼からなる母材にＶＣ処理、ＣＩＨ処理、およびＤＳＰ処理を施したもので歯車９を作製する。
【００９９】
各歯車１〜９の表面改質特性および疲労強度を表１に示す。
【０１００】
【表１】

【０１０１】
(i) 表面硬さ及び最大圧縮残留応力（σ_rmax）と疲労限（σ_up）との関係
Ｒ＝０．１の負荷条件で使用される歯車では、硬さ、最大圧縮残留応力、結晶粒度の表面改質特性の内、どの特性が最も有効であるかを検討してみた。そこで、先ず、降伏応力（σ_Y）と最大圧縮残留応力（σ_rmax）の和を第１因子とし、この第１因子と歯車の疲労限（σ_up）との関係を求めてみた。
【０１０２】
降伏応力（σ_Y）と最大圧縮残留応力（σ_rmax）の和と疲労限（σ_up）との関係を図１１に示す。ここで、σ_YはＨＶ・Ｎ／３（ＭＰａ）とした（図７の単位系では、ＨＶの単位はＫｇ／ｃｍ²であり、σ_Y＝３．２７ＨＶ（ＭＰａ））。
【０１０３】
図１１に示すように、σ_upはσ_Y＋σ_rmaxに比例し、σ_Y＋σ_rmaxの増加に伴ってσ_upも増加している。この関係を最小二乗法で求めると、以下に示す▲１▼式
（図１１中の直線Ｌ₁）が得られる。
【０１０４】
σ_up＝０．４７８（σ_Y＋σ_rmax）−４５４…▲１▼
この結果、σ_upが高い歯車８，９では、１０００ＨＶ以上の超高硬さで、かつ、表面に１８００ＭＰａ以上の高い圧縮残留応力が導入されている。また、σ_upが１７１０ＭＰａの歯車７にも、表面直下に１５１４ＭＰａの高い圧縮残留応力が導入されている。さらに、表面直下に高い圧縮残留応力を導入することにより、応力拡大係数（Ｋ値）は、表面近傍だけではなく内部の方まで小さくなる。したがって、ＣＩＨ処理およびＤＳＰ処理の組合わせることで、表面直下の高硬さ化と高圧縮残留応力の導入が可能となり、歯車の疲労強度を向上させる上で極めて有効と考えられる。
【０１０５】
(ii)結晶粒径の疲労限（σ_up）に及ぼす影響
図１１に示したように、結晶粒径（ｄ_γ ）が微細な歯車９（ｄ_γ ＝３．７μｍ）、歯車７（ｄ_γ ＝７．４μｍ）、歯車６（ｄ_γ ＝７．９μｍ）では、σ_upがいずれも直線Ｌ₁の上側に位置している。これに対して、結晶粒径（ｄ_γ ）が大きい歯車８（ｄ_γ ＝２０．３μｍ）、歯車５（ｄ_γ ＝２０．３μｍ）、歯車３（ｄ_γ ＝２１．０μｍ）、歯車２（ｄ_γ ＝２９．７μｍ）では、σ_upがいずれも直線Ｌ₁の下側に位置している。
【０１０６】
この結果、Ｒ＝０．１の負荷条件においては、歯車の疲労限を決定する第１因子は▲１▼式の（σ_Y＋σ_rmax）であり、第２因子は結晶粒径であることがわかる。
【０１０７】
そこで、疲労限に関する▲１▼式は、次に示す▲２▼式のように表される。
【０１０８】
σ_up＝０．４７８（σ_Y＋σ_rmax）＋ａ＋ｂｄ_γ ^-1/2…▲２▼
（ここで、ａ，ｂは定数、ｄ_γ の単位はｍである）
図１１の全ての実験結果から▲２▼式のａおよびｂを求めると、▲２▼式は、次に示す▲３▼式のように表される。
【０１０９】
σ_up＝０．４７８（σ_Y＋σ_rmax）＋１．３６３ｄ_γ ^-1/2−８９４…▲３▼
パラメータＸ（０．４７８（σ_Y＋σ_rmax）＋１．３６３ｄ_γ ^-1/2）と疲労限（σ_up）との関係を図１２に示す。
【０１１０】
図１２に示すように、Ｒ＝０．１の条件で得られた歯車の疲労限（σ_up）とパラメータＸとの間には、極めて良好な相関があることがわかる。
【０１１１】
これらの結果から、降伏応力（σ_Y）、最大圧縮残留応力（σ_rmax）、および平均結晶粒径（ｄ_γ ）と歯車の疲労限（σ_up）との間に、比例関係があることがわかった。また、Ｒ≧０の負荷条件の歯車の疲労限を向上させるためには、表面近傍の高硬さ化および表面近傍に大きな圧縮残留応力を導入することが重要であるが、結晶粒径を小さくすることも重要であることがわかった。
【０１１２】
以上、本発明の実施の形態は、上述した実施の形態に限定されるものではなく、他にも種々のものが想定されることは言うまでもない。
【０１１３】
【発明の効果】
以上要するに本発明によれば、機械構造用合金鋼の表面に、真空浸炭処理とダブルショットピーニング処理または真空浸炭処理、超急速・短時間の加熱急冷処理、及びダブルショットピーニング処理を施すことで、応力比が正の荷重条件の時の疲労強度に優れた機械構造用合金鋼を得ることができるという優れた効果を発揮する。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例における浸炭処理の処理条件を示す図である。
【図２】実施例における輪郭高周波焼入れ処理の処理条件を示す図である。
【図３】実施例における供試歯車４の表面改質処理後の断面模式図である。
【図４】実施例における供試歯車１，３，４の表面改質処理後の歯底Ｒ部の組織観察図である。
【図５】実施例における供試歯車１，３，４の表面改質処理後の歯底Ｒ部の旧オーステナイト結晶粒度の観察図である。
【図６】実施例における各供試歯車１〜４の表面からの深さと残留オーステナイト含有量との関係を示す図である。
【図７】実施例における各供試歯車１〜４の表面からの深さとビッカース硬さとの関係を示す図である。
【図８】実施例における各供試歯車１〜４の表面からの深さと残留応力との関係を示す図である。
【図９】実施例における供試歯車１，２，４のＳ−Ｎ線図である。
【図１０】実施例における供試歯車２の、疲労試験前後の表面からの深さと残留応力との関係を示す図である。
【図１１】実施例における降伏応力と最大圧縮残留応力の和と疲労限との関係を示す図である。
【図１２】パラメータＸと疲労限との関係を示す図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a surface modification method and a surface modification material for machine structural alloy steel, and more particularly to a gear surface modification method and a gear surface modification material.
[0002]
[Prior art]
From the viewpoints of high efficiency of logistics, environmental conservation, and resource protection, high output of automobile engines and reduction in weight of automobiles are being pursued. For this reason, a further improvement in fatigue strength is demanded in automobile gears.
[0003]
In order to improve the fatigue strength of automobile gears, various surface modification treatments are applied to the surface (tooth surface) of the gears. Conventionally, as the surface modification treatment, carburizing quenching / tempering treatment or a combined treatment of carburizing quenching / tempering treatment and shot peening treatment is often used.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
However, the fatigue limit of a gear subjected to these treatments under a load condition with a positive stress ratio (R) (for example, 0.1) is at most about 1000 MPa, and further improvement in fatigue strength is desired. It is rare.
[0005]
The object of the present invention, which was devised in view of the above circumstances, is to provide a surface reforming method and a surface reforming material for an alloy steel for machine structure that have excellent fatigue strength when the stress ratio is a positive load condition. It is in.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
  In order to achieve the above object, the surface reforming method of the alloy steel for machine structure according to the present invention is such that after the surface of the alloy steel for machine structure is subjected to vacuum carburizing treatment, the surface after the vacuum carburizing treatment is・ A short-time heating / cooling treatment is performed, and the shot particle size in the second step is smaller than the shot particle size in the first step.80 μm or lessIn this case, the residual austenite on the surface is converted into lath martensite to introduce high compressive residual stress directly under the surface of the alloy steel for mechanical structure and to reduce the surface roughness.
[0007]
  According to the above method, after the vacuum carburizing process, the surface of the alloy steel for machine structural use that has been subjected to ultra-rapid and short-time heating and quenching treatment to increase the residual austenite is subjected to double shot peening treatment to form the residual austenite in the lath By making martensite, the hardness near the surface of the alloy steel for machine structure becomes hard, the formation of abnormal surface structure on the surface can be prevented, the amount of retained austenite in the structure is reduced, and high compressive residual on the surface Stress can be introduced. Also,By setting the second stage shot particle size to 80 μm or less,The surface roughness of the alloy steel for machine structure can be reduced.
[0009]
  In addition, as the double shot peening process, after performing the first stage shot peening process with a shot particle diameter of 400 to 800 μm, the shot particle diameter is80 μm or lessIt is preferable to perform the second stage shot peening process.
[0010]
Moreover, it is preferable to perform a contour induction hardening process as said heating rapid cooling process.
[0011]
  On the other hand, the surface reforming material for machine structural alloy steel according to the present invention is obtained by subjecting the surface of the alloy steel for machine structure to a vacuum carburizing treatment, and then subjecting the surface after the vacuum carburizing treatment to a rapid and rapid heating and cooling treatment. The shot particle size of the second step is smaller than the shot particle size of the first step, and the shot particle size is80 μm or lessThe surface of the austenite is converted into lath-like martensite by introducing a high compressive residual stress directly under the surface of the alloy steel for mechanical structure and reducing the surface roughness. .
[0013]
According to the above configuration, the alloy steel for machine structural use has a high hardness near the surface, almost no abnormal structure on the surface, a low amount of retained austenite in the structure, and a high compressive residual stress introduced to the surface. A surface modifying material can be obtained.
[0014]
Moreover, the chemical composition of the alloy steel for machine structure is
C: 0.15-0.25 wt%,
Mn: 0.40 to 1.00 wt%,
Mo: 0.15-0.60 wt%,
Cr: 0.05-1.35 wt%
Ni: 0.05 to 2.00 wt%,
Si: 0.03-0.35 wt%,
P: 0.030 wt% or less,
S: 0.030 wt% or less,
The balance is preferably Fe and inevitable impurities.
[0015]
Moreover, it is preferable that surface carbon concentration is 0.7-0.9 wt%.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, a preferred embodiment of the present invention will be described.
[0017]
As a result of intensive studies by the present inventors, it has been found that the following is important for improving the fatigue strength when the stress ratio (R) is a positive load condition.
[0018]
(1) Improve the hardness (HV) near the surface as much as possible.
[0019]
(2) Along with (1), a large compressive residual stress is introduced directly under the surface.
[0020]
(3) To reduce the crack propagation distance and increase the yield stress in the stage I of crack growth (Stage I), the crystal grain size is made as small as possible.
[0021]
  As described above, based on (1) to (3), when the load condition of R ≧ 0, the method for improving the fatigue strength of the mechanical structural alloy steel subjected to the carburizing and quenching treatment is examined in detail. One item, namely
(A)  Reduction / prevention of abnormal surface texture formation such as grain boundary oxide layer,
(B)  Refinement of crystal grains,
(C)  Residual austenite (γ_R) Reduce the amount,
(D)  High hardness just under the surface,
(E)  Introducing a large compressive residual stress directly below the surface (preferably a compressive residual stress equal to the yield stress)
Is an important factor.
[0022]
In addition, the definition of the alloy steel for machine structure used here is an alloy steel material and a member using the same.
[0023]
  First,(A)In order to achieve this, it is necessary to reduce the oxygen partial pressure of the atmosphere in the carburizing furnace. As a carburizing treatment method for that purpose, vacuum carburizing (hereinafter referred to as VC) is used.
[0024]
  next,(B)In order to achieve this, rapid heating to the austenitizing temperature, rapid heating and rapid cooling are important during quenching. As a quenching method capable of realizing them, a contour induction hardening (hereinafter referred to as CIH) method which is an ultra-rapid and short-time heating and cooling treatment is useful. Here, by performing the CIH treatment on the alloy steel for machine structure subjected to the VC treatment, it is possible to simultaneously achieve the improvement in hardness and the refinement of crystal grains. Further, the CIH treatment can reduce the heat treatment strain of the alloy steel for machine structural use and can introduce a large compressive residual stress directly under the surface.
[0025]
  Next, as a means for simultaneously achieving (C) to (E), there is a shot peening method. In particular, the shot particle size used for double shot peening (hereinafter referred to as DSP) and used for the second stage peening is smaller than that used for the first stage peening.80 μm or lessBy doing so, it is possible to significantly improve the residual stress distribution and the surface roughness immediately below the surface, which are important in improving the fatigue strength of the alloy steel for machine structure.
[0026]
Based on the above, the surface reforming method for alloy steel for machine structure according to the present invention first has a surface carbon concentration target value of 0.7 to 0.00 on the surface of alloy steel for machine structure (for example, an automobile gear). A 9 wt% VC treatment is applied.
[0027]
  Next, on the surface of the alloy steel for machine structure after the VC treatment, the first stage shot peening treatment with a shot particle size of 400 to 800 μm and the shot particle size are80 μm or lessBy sequentially performing the second-stage shot peening treatment, an alloy steel for machine structure subjected to surface modification treatment (a surface modification material for alloy steel for machine structure) can be obtained.
[0028]
Here, the alloy steel for mechanical structure may be any alloy steel that requires high fatigue strength when the stress ratio is a positive load condition, and is not particularly limited. Typical case-hardened steel. As this gear steel for automobiles, for example, chemical components are
C: 0.15-0.25 wt%, preferably 0.18-0.22 wt%, more preferably around 0.20,
Mn: 0.40 to 1.00 wt%, preferably 0.80 to 0.90 wt%, more preferably around 0.85,
Mo: 0.15 to 0.60 wt%, preferably 0.30 to 0.50 wt%, more preferably around 0.40,
Cr: 0.05 to 1.35 wt%, preferably 0.08 to 0.12 wt%, more preferably around 0.10,
Ni: 0.05 to 2.00 wt%, preferably 0.08 to 0.12 wt%, more preferably around 0.10,
Si: 0.03-0.35 wt%, preferably 0.05-0.07 wt%,
P: 0.030 wt% or less,
S: 0.030 wt% or less,
The balance is Fe and inevitable impurities.
[0029]
Further, the processing condition of the VC treatment is appropriately selected according to the amount of the abnormal surface structure (or the depth of the abnormal surface structure layer) allowed by the surface modifier of the alloy steel for mechanical structure, It is not limited.
[0030]
  Furthermore, the processing conditions of the DSP treatment are appropriately determined according to the amount of retained austenite required for the surface reforming material of the alloy steel for machine structural use, the hardness just below the surface, and the magnitude of the compressive residual stress introduced just below the surface. It is selected and is not particularly limited. Here, the shot particle size of the second stage shot peening process is80 μm or lessHowever, when the shot particle size exceeds 80 μm, the depth from the surface where the maximum compressive residual stress is obtained becomes deep, but the effect of improving the surface roughness (making the surface roughness smaller) cannot be expected. (Or almost impossible).
[0031]
According to the surface modification method and surface modification material for machine structural alloy steel according to the present invention, surface abnormalities such as grain boundary oxidation harmful to fatigue strength are obtained by applying VC treatment to the surface of the alloy steel for machine structure. The tissue does not generate (or hardly generates).
[0032]
In addition, by performing DSP treatment after VC treatment, due to the peening effect, (a) the amount of retained austenite in the region from the surface to a depth of about 100 μm of the surface modifying material of the alloy steel for machine structure is significantly reduced. b) The maximum hardness of the surface reforming material for machine structural alloy steel is 1000HV or higher, and (c) it is introduced directly under the surface of the surface modifying material for machine structural alloy steel. The maximum compressive residual stress becomes as high as 1800 MPa or more, and the maximum compressive residual stress value is located on the surface. Here, (a) is due to processing-induced martensite transformation during peening, and the retained austenite is martensite. (C) is a superposition effect of the effect of the normal double shot peening and the effect of (a). Is due to.
[0033]
Furthermore, due to the effects (a) to (c) described above, the surface reforming material of the alloy steel for machine structure according to the present invention has a load ratio with a positive stress ratio (for example, R = 0.1), The fatigue limit is 1800 MPa or more. This value is more than twice as large as that of a conventional surface modifying material obtained by performing only VC treatment on alloy steel for mechanical structure. At this time, the fatigue limit was reached (for example, the number of cycles to break was 10⁷When the residual stress of the surface modification material of the alloy steel for machine structural use is measured, the maximum compressive residual stress on the surface is slightly reduced, but there is still a very high compressive residual stress of 1500 MPa or more. The compressive residual stress distribution of the sample hardly changed before and after the fatigue test. That is, the surface modifying material for alloy steel for machine structure according to the present invention has excellent fatigue strength.
[0034]
Next, a surface modification method and a surface modification material for alloy steel for machine structure according to another embodiment will be described.
[0035]
In the surface reforming method of the alloy steel for machine structure according to the present embodiment, first, the surface carbon concentration target value is 0.7 to 0.9 wt% on the surface of the alloy steel for machine structure (for example, an automobile gear). The VC process is performed.
[0036]
Next, the surface of the alloy steel for machine structure after the VC treatment is subjected to an ultra-rapid and short-time CIH treatment (heating and cooling treatment).
[0037]
  Thereafter, on the surface of the alloy steel for machine structure after the CIH treatment, the shot peening treatment and the shot particle size of the first stage with a shot particle size of 400 to 800 μm80 μm or lessBy sequentially performing the second-stage shot peening treatment, an alloy steel for machine structure subjected to surface modification treatment (a surface modification material for alloy steel for machine structure) can be obtained.
[0038]
Here, the treatment conditions for the CIH treatment are appropriately selected according to the hardness and crystal grain size required for the surface modifier of the alloy steel for mechanical structure, and are not particularly limited.
[0039]
Also in the surface reforming method and surface reforming material for machine structural alloy steel according to the present embodiment, the same effects as the surface reforming method and surface modifying material for alloy steel for mechanical structure according to the present invention are exhibited. Needless to say.
[0040]
In addition, according to the present embodiment, the CIH process is performed in the process between the VC process and the DSP process, thereby exhibiting a new effect that the crystal grain size becomes finer due to the secondary quenching effect. To do. As a result, the fatigue limit of the surface reforming material of the alloy steel for machine structural use is further increased (for example, 10% or more higher than the surface modifying material of the alloy steel for machine structural use according to the present invention).
[0041]
【Example】
As steel for machine structural use, steel for high-strength gears (Daido) aiming to strengthen the carburized layer by increasing the content of Ni and Mo, and to reduce the surface abnormal layer by decreasing the content of Si and Cr. Special steel Co., Ltd. (hereinafter referred to as DSG1 steel) was used. Here, the chemical composition of the DSG1 steel is as follows: C is 0.19 wt%, Mn is 0.84 wt%, Mo is 0.4 wt%, Cr is 0.107 wt%, Ni is 0.09 wt%, and Si is 0 0.06 wt%, P is 0.010 wt%, and S is 0.019 wt%, with the balance being Fe and inevitable impurities.
[0042]
A φ80 mm steel bar made of DSG1 steel was hot forged to form a φ130 mm steel, and then annealed to produce a steel bar having a Vickers hardness of about 200 HV. This steel bar was cut to produce four gears with 3 modules, 36 teeth, 17 ° right twist angle, 14 ° 30 'pressure angle, and 123.484 mm overbar diameter. Each gear was subjected to different surface modification treatments to obtain test gears 1 to 4, respectively.
[0043]
Here, the test gear 1 was subjected to only VC (vacuum carburization) treatment, the test gear 2 was subjected to DSP (double shot peening) treatment after VC treatment, and the test gear 3 was subjected to CIH (VCH treatment). The gear 4 subjected to the contour induction hardening process is subjected to the CIH process after the VC process and then the DSP process.
[0044]
The heating of the VC treatment is performed by induction heating, propane gas is used as the carburizing gas, and the furnace pressure is 6.67 × 10 6.^-2The target value of kPa and surface carbon concentration was 0.8 wt%. In addition, as shown in FIG. 1, first, carburizing treatment is performed at 1223K for 2880 seconds (48 minutes), then at 1173K for 60 seconds for primary carburizing treatment, and cooling with nitrogen gas is performed. . Subsequently, a secondary carburizing process was performed at 433 K for 7200 seconds (2 hours), and natural cooling was performed.
[0045]
As shown in FIG. 2, in the CIH process, first, a high frequency with a frequency of 3 kHz is used, and after heating for 9.5 K to 925 K in 1.5 seconds, it is left for 0.9 seconds, and then the frequency is increased. However, using a high frequency of 150 kHz, spray hardening is carried out by ultra-rapid and short-time heating up to 1137 K in 0.2 seconds. Subsequently, using a high frequency with a frequency of 3 kHz, heating is performed very rapidly and for a short time to 483 K in 0.5 seconds, and then left for 2.0 seconds, followed by water cooling.
[0046]
The conditions of the first stage shot peening in the DSP process are an air pressure of 490 kPa, a nozzle diameter of 10 mm, a shot particle size of 0.6 mm, a shot hardness of about 700 HV, and an arc height of 0.35 mmC. The conditions of the second stage shot peening are: air pressure is 392 kPa, nozzle diameter is 4 mm, shot particle size is 0.08 mm, shot hardness is about 700 HV, and arc height is 0.26 mmN.
[0047]
(Test 1)
After masking the root R part of each of the test gears 1 to 4 by the window method, electrolytic polishing to a predetermined depth is performed, and residual austenite (γ_R) Quantity and residual stress (σ_r) Was measured. γ_RThe amount is martensite and γ_RIt was calculated | required from each diffraction profile area ratio.
[0048]
Here, retained austenite (γ_R) Quantity and residual stress (σ_rAs a measuring device, a micro X-ray measuring device was used. Γ_RQuantity and σ_rThe measurement site was the tooth profile direction of the root fillet R portion, which is particularly important in bending fatigue strength. Furthermore, γ_RQuantity and σ_rFor measurement of X-ray, Cr-K_α The beam diameter of incident X-rays was 0.3 mm.
[0049]
(Test 2)
A fatigue test was performed on each of the test gears 1 to 4. As a fatigue test method, a two-tooth simultaneous fatigue test in which a load is applied between the teeth on the pressing shaft side and the teeth on the fixing shaft side was adopted. The two-tooth simultaneous fatigue test is a highly reliable fatigue test method because the number of test bodies reaching the fatigue limit is two. The relationship between the strain gage (gauge length is 0.2 mm) output and load applied to the obtuse angle end of the root R portion of the load tooth was determined in advance, and the root stress was evaluated from this relationship. The load condition is stress ratio (R; σ_min/ Σ_max) Is constant at 0.1, the frequency is 10 Hz, and the stress waveform is a sine wave. In addition, the fatigue limit of the gear is 10 cycles.⁷It was set as the repetitive stress when turning.
[0050]
First, the characteristics of the surface modification part are evaluated.
[0051]
(1) Surface roughness
Surface roughness of the test gear 1 (R_max) Was 6.0 μm. R of the test gear 2_maxWas 5.6 μm, which was slightly smaller than the test gear 1. R of the test gear 3_maxWas 7.0 μm. R of the test gear 4_maxWas 4.6 μm, which was smaller than that of the test gear 3. From the above results, in the test gears 2 and 4 obtained by subjecting the test gears 1 and 3 to DSP processing, R_maxWas found to be improved.
[0052]
(2) Carbon concentration distribution
Machining a steel bar (φ25mm, length 100mm) made of alloy steel for machine structural use (SCM420H (JIS standard)) whose carbon concentration is approximately equal to the DSG1 steel constituting each of the test gears 1 to 4, and measuring the carbon concentration distribution Test specimens were prepared. Moreover, the infrared absorption method based on JIS specification was used for the carbon concentration measuring method. The carbon concentration at a depth of 50 μm from the surface was 0.77 wt%, which was substantially the target carbon concentration. Moreover, the calculation result of carbon concentration and the measured value were substantially in agreement.
[0053]
(3) Quenched hardened layer
A schematic cross-sectional view of the test gear 4 after the surface modification treatment is shown in FIG.
[0054]
As shown in FIG. 3, the hardened layer of the test gear 4 (31 in FIG. 3) is composed of a VC layer 32 carburized substantially uniformly from the tooth tip 34 to the tooth bottom 35, and secondary quenching. The generated CIH layer 33 is configured. Here, the CIH layer 33 is thicker at the tooth tip 34 than at the tooth bottom 35.
[0055]
(4) Organization
FIG. 4 shows a structure observation diagram of the root R portion of the test gears 1, 3, 4. Here, FIGS. 4A to 4C are observation views of the test gears 1, 3, and 4, respectively.
[0056]
As shown in FIG. 4A, the structure of the test gear 1 is acicular martensite + γ._RMet. Moreover, since the VC process was performed, the surface abnormal structure | tissue was not observed. The structure of the test gear 3 is very fine lath martensite + γ as shown in FIG._RMet. Also, just below the surface is γ_RDue to the large amount, it was whitish. Further, since the composite treatment of the VC treatment and the CIH treatment was performed, the surface abnormal structure was not observed like the sample gear 1. As shown in FIG. 4C, the structure of the test gear 4 is extremely fine lath martensite + γ._RMet. Just below the surface, γ like the test gear 3_RWas not observed, and traces of plastic flow were slightly observed.
[0057]
(5) Grain size
FIG. 5 shows an observation view of the prior austenite grain size at the root R portion of the test gears 1, 3, and 4. Here, FIG. 5 (a) is an observation view 200 times that of the test gear 1, FIG. 5 (b),
(C) shows an observation view 600 times that of the test gears 3 and 4. The austenite grain size number (N) was determined according to JIS standards.
[0058]
N of the test gears 1, 3 and 4 shown in FIGS. 5A to 5C are No. 8.6, No. 13.4 and No. 13.5, respectively, and the crystal grain size of the test gears 3 and 4 is particularly fine. Met.
[0059]
Here, assuming that the crystal grain size of each of the test gears 1, 3, and 4 is a sphere, the average crystal grain size (d_γ ) As a result, d of the test gear 1_γ Is 20.3 μm, d of the test gear 3_γ Is 3.8 μm, d of the test gear 4_γ Was 3.7 μm. From now on, d of the test gears 3 and 4_γ Is extremely fine. Thus, d_γ This is because of the secondary quenching effect of the CIH process, which is an ultra-rapid and short-time heating and cooling process.
[0060]
(6) Residual austenite (γ_R) Quantity distribution
Depth (μm) from surface of each test gear 1 to 4 and γ_RThe relationship with the amount (vol%) is shown in FIG. Here, the white diamond mark indicates the test gear 1, the black square mark indicates the test gear 2, the white triangle mark indicates the test gear 3, and the black circle mark indicates the test gear 4.
[0061]
Γ on the surface of the test gear 1_RThe amount was 11.5 vol%. Γ_RThe maximum amount was at a depth of 100 μm, and the value was 26.8 vol%.
[0062]
Γ on the surface of the test gear 2_RThe amount was very low at 1.8 vol%. Γ_RThe maximum value is at a depth of 165 μm, but is significantly smaller than that of the test gear 1, and the value was 16.5 vol%.
[0063]
Γ on the surface of the test gear 3_RThe amount was extremely large at 24.5 vol%, which was larger than the maximum value of the test gear 2. Γ_RThe maximum amount was at a depth of 15 μm, and the value was 31.3 vol%. Furthermore, γ_RThe amount was as high as 21.2 vol% even at a depth of 210 μm. These values are very large even when compared with the test gear 1 subjected to only the VC treatment. Thus, after VC treatment, γ of the test gear 3 subjected to CIH treatment_RThe large amount is thought to be due to the large amount of carbon and the slightly high quenching heating temperature shown in FIG.
[0064]
Γ on the surface of the test gear 4_RThe amount was very low at 3.6 vol%. Γ_RThe maximum amount was at a depth of 100 μm, and the value was 23.8 vol%. In this way, after VC treatment and CIH treatment, γ of the test gear 4 subjected to DSP treatment is obtained._RThe amount is γ of the test gear 3_RIt was very small compared to the amount.
[0065]
γ_RIs harmful in terms of fatigue strength._RIt is important to reduce the amount. As is clear from the above results, the test gears 2 and 4 subjected to the DSP treatment are more in the vicinity of the surface than the sample gears 1 and 3 not treated with the DSP._RThe amount was remarkably small. This is because processing-induced martensitic transformation occurs by DSP processing, and γ_RThis is because of martensite. From this, it is harmful to fatigue strength by applying DSP treatment._RIt can be seen that a considerable amount of can be martensitic.
[0066]
(7) Hardness distribution
The hardness distribution on the surface of each test gear 1 to 4 and in the vicinity of the surface was examined. The hardness was evaluated using a micro hardness tester. The test load was set to 2.942N according to JIS. However, since the hardness at a position of 10 μm from the surface cannot be measured with a load of 2.942 N, it was measured with a load of 0.9807 N.
[0067]
FIG. 7 shows the relationship between the depth (μm) from the surface of each test gear 1 to 4 and the Vickers hardness (HV). Here, the white diamond mark indicates the test gear 1, the black square mark indicates the test gear 2, the white triangle mark indicates the test gear 3, and the black circle mark indicates the test gear 4.
[0068]
The Vickers hardness at a depth of 10 μm in the test gear 1 was 735 HV, and the maximum hardness was 799 HV.
[0069]
The Vickers hardness at a depth of 10 μm in the test gear 2 was 1040 HV, which was a very high value. Further, even at a depth of 200 μm, a high value of 804 HV was shown. The Vickers hardness was 1040 HV, which was a very high value. That is, the maximum hardness of the test gear 2 was about 240 HV higher than the maximum hardness of the test gear 1. As described above, this is because the processing-induced martensitic transformation occurs by DSP processing, and γ_RThis is because of martensite.
[0070]
The Vickers hardness at a depth of 10 μm in the test gear 3 was 784 HV, which was about 50 HV higher than that of the test gear 1. Further, the maximum hardness was shown at a position where the depth was 200 μm, and the value was 893HV.
[0071]
The Vickers hardness at a depth of 10 to 75 μm in the test gear 4 was 1057 to 1067 HV, which was an extremely high value. Further, the hardness was higher than that of the test gear 2 up to a depth of about 200 μm.
[0072]
Here, in the vicinity of the surface of the test gear 4, as a cause of obtaining ultra-high hardness exceeding 1000 HV,
(1) Due to the VC treatment, surface abnormal structures such as grain boundary oxidation were not generated.
[0073]
(2) The hardness in the vicinity of the surface increased by the ultra-rapid and short-time heating / cooling treatment by CIH treatment.
[0074]
{Circle around (3)} The hardness directly under the surface was remarkably increased by the effect of superimposing the plastic deformation effect by the DSP treatment and the work-induced martensitic transformation caused thereby.
[0075]
This is thought to be due to the combined effect of these three factors.
[0076]
(8) Residual stress (σ_r)distribution
Depth (μm) from surface of each test gear 1 to 4 and residual stress (σ_r8) is shown in FIG. Here, the white diamond mark indicates the test gear 1, the black square mark indicates the test gear 2, the white triangle mark indicates the test gear 3, and the black circle mark indicates the test gear 4.
[0077]
Even in the vicinity of the surface of the test gear 1, compressive residual stress is introduced, but its value is as small as about 390 MPa.
[0078]
In the test gear 2, an extremely large compressive residual stress was introduced, and the maximum value (1838 MPa) was the surface. Further, a high compressive residual stress of 1173 MPa was introduced even at a position where the depth from the surface was 90 μm. However, in the region where the depth from the surface is about 200 μm or more, the compressive residual stress distribution is similar to that of the test gear 1.
[0079]
A compressive residual stress of 801 MPa was introduced on the surface of the test gear 3. In addition, although the maximum residual stress is not so high as 1054 MPa, a compressive residual stress of about 900 MPa or more was introduced in a region from the surface to a depth of about 350 μm. This is due to the effect of the ultra-rapid and short-time heating and cooling treatment of only the surface by the CIH treatment.
[0080]
In the test gear 4, extremely large compressive residual stress was introduced, and the maximum value (1862 MPa) was the surface. Similarly to the test gear 3, a compressive residual stress of about 900 MPa or more was introduced into a region from the surface to a depth of about 250 μm.
[0081]
Here, it is considered that the extremely high compressive residual stress was obtained in the vicinity of the surface of the test gears 2 and 4 due to the same effect as (2) and (3) in (7) Hardness distribution described above. .
[0082]
Next, the fatigue strength and the residual stress distribution after the fatigue test are evaluated.
[0083]
(A) SN diagram
The fatigue test was performed on the test gears 1, 2, and 4. The SN diagram of the test gears 1, 2, 4 is shown in FIG. Here, the horizontal axis represents the number of cycles until failure (times), and the vertical axis represents fatigue strength (σ_R(MPa)). Further, white diamond marks indicate the test gear 1, black square marks indicate the test gear 2, and black circle marks indicate the test gear 4.
[0084]
As shown in FIG. 9, the fatigue limit (σ of the test gear 1 subjected only to the VC treatment_up) Was 883 MPa. In addition, σ of the test gear 2_upIs 1931 MPa, and σ of the test gear 1_upIt was 2.18 times. Furthermore, σ of the test gear 4_upIs 2207 MPa, and σ of the test gear 1_up2.50 times greater than
[0085]
Here, in the test gears 2 and 4, extremely high σ_upAs a cause of obtaining (1), because of the VC treatment, abnormal surface texture such as grain boundary oxidation was not generated.
[0086]
(2) γ near the surface by DSP treatment_RThe amount was significantly reduced.
[0087]
(3) Ultra high hardness of 1000 HV or more was obtained by the effect of the DSP treatment.
[0088]
(4) An extremely high compressive residual stress of 1800 MPa or more could be introduced on the surface.
[0089]
This is thought to be due to the combined effect of these four factors.
[0090]
In addition, σ of the test gear 2_upΣ of the test gear 4_upIs higher by 270 MPa due to the effect of the CIH treatment._γ This is thought to be due to the extremely fineness of the film.
[0091]
(B) Fracture surface observation
When the fracture surface of each of the test gears 1 to 4 was observed, the fatigue fracture starting point was on the obtuse angle side of the end portion in the tooth trace direction. In addition, fatigue cracks occurred from the surface.
[0092]
(C) Residual stress distribution after fatigue test
In order to confirm the effectiveness of high compressive residual stress on the fatigue strength of the test gear, the fatigue limit (10⁷The residual stress distribution of the gear that reached the Here, the sample gear 2 was used for the measurement.
[0093]
Depth (μm) from surface of test gear 2 and residual stress (σ_r10). Here, the black square mark is before the fatigue test, and the white square mark is 1010 MPa with a load of 1710 MPa.⁷After performing the fatigue test, the black circle mark is 1031 MPa with a load of 1031 MPa.⁷It shows after performing the fatigue test.
[0094]
As shown in FIG. 10, with a load of 1710 MPa, 10⁷It can be seen that an extremely high compressive residual stress of 1540 MPa exists even after the fatigue test in the root R portion of the test gear 2 after performing the fatigue test. The test condition is a load of 1931 MPa and 10⁷In the tooth bottom R portion of the test gear 2 after the fatigue test is performed, a high compressive residual stress of 1627 MPa exists even after the fatigue test.
[0095]
Although not shown, the

other test gears

1, 3, 4 also have a compressive stress reduced by 211 to 298 MPa before and after the fatigue test on the surface, and in a region where the depth from the surface is about 50 μm or more. There was almost no difference in compressive residual stress distribution before and after the fatigue test.
[0096]
That is, in the case of R ≧ 0, it is considered that the compressive residual stress does not disappear so much by the fatigue test.
[0097]
Next, the effect of surface modification properties on fatigue strength is evaluated.
[0098]
The gear 1 is obtained by subjecting a base material made of S50C to soft nitriding treatment mainly containing nitrogen gas, and the gear 2 is obtained by subjecting the base material made of SCr420H to carburization treatment mainly containing endothermic gas. Gear 3 is carburized with an endothermic gas as a main component of a base material made of SCM420H, and gear 5 is carburized with a nitrogen gas as a main component of a base material made of SCM420H. Gear 5 is DSG1 steel. The base material made of VC is treated with a VC 4 gear, the base material made of S50C is CIH treated with a gear 6, and the base material made of S50C is made CIH and DSP with a gear. 7 is a base material made of DSG1 steel subjected to VC treatment and DSP treatment, and a gear 8 is formed. A base material made of DSG1 steel is subjected to VC treatment, CIH treatment and DSP treatment, and a gear 9 is made. To manufacturing.
[0099]
Table 1 shows the surface modification characteristics and fatigue strength of each gear 1-9.
[0100]
[Table 1]

[0101]
(i) Surface hardness and maximum compressive residual stress (σ_rmax) And fatigue limit (σ_upRelationship)
In the gear used under the load condition of R = 0.1, it was examined which characteristic is the most effective among the surface modification characteristics of hardness, maximum compressive residual stress, and crystal grain size. Therefore, first, yield stress (σ_Y) And maximum compressive residual stress (σ_rmax) As the first factor, and the first factor and the fatigue limit of the gear (σ_up).
[0102]
Yield stress (σ_Y) And maximum compressive residual stress (σ_rmax) Sum and fatigue limit (σ_up11 is shown in FIG. Where σ_YIs HV · N / 3 (MPa) (in the unit system of FIG. 7, the unit of HV is Kg / cm²And σ_Y= 3.27 HV (MPa)).
[0103]
As shown in FIG._upIs σ_Y+ Σ_rmaxIs proportional to σ_Y+ Σ_rmaxWith increasing_upHas also increased. When this relationship is obtained by the method of least squares, the following equation (1)
(Line L in FIG. 11₁) Is obtained.
[0104]
σ_up= 0.478 (σ_Y+ Σ_rmax-454 ... ▲ 1 ▼
As a result, σ_upThe gears 8 and 9 having a high hardness have an ultra-high hardness of 1000 HV or higher and a high compressive residual stress of 1800 MPa or higher is introduced into the surface. Also, σ_upIs also introduced into the gear 7 of 1710 MPa, with a high compressive residual stress of 1514 MPa just below the surface. Furthermore, by introducing a high compressive residual stress directly under the surface, the stress intensity factor (K value) is reduced not only near the surface but also toward the inside. Therefore, by combining the CIH process and the DSP process, it is possible to increase the hardness just below the surface and introduce a high compressive residual stress, which is considered extremely effective in improving the fatigue strength of the gear.
[0105]
(ii) Fatigue limit of crystal grain size (σ_upInfluence on
As shown in FIG. 11, the crystal grain size (d_γ ) Is a fine gear 9 (d_γ = 3.7 μm), gear 7 (d_γ = 7.4 μm), gear 6 (d_γ = 7.9 μm), σ_upAre both straight lines L₁It is located on the upper side. In contrast, the crystal grain size (d_γ ) Has a large gear 8 (d_γ = 20.3 μm), gear 5 (d_γ = 20.3 μm), gear 3 (d_γ = 21.0 μm), gear 2 (d_γ = 29.7 μm), σ_upAre both straight lines L₁Located on the lower side.
[0106]
As a result, under the load condition of R = 0.1, the first factor for determining the fatigue limit of the gear is (σ_Y+ Σ_rmaxIt can be seen that the second factor is the crystal grain size.
[0107]
Therefore, the equation (1) relating to the fatigue limit is expressed as the following equation (2).
[0108]
σ_up= 0.478 (σ_Y+ Σ_rmax) + A + bd_γ ^-1/2… ▲ 2 ▼
(Where a and b are constants, d_γ Is in m)
When a and b in the formula (2) are obtained from all the experimental results in FIG. 11, the formula (2) is expressed as the following formula (3).
[0109]
σ_up= 0.478 (σ_Y+ Σ_rmax) + 1.363d_γ ^-1/2-894 ... (3)
Parameter X (0.478 (σ_Y+ Σ_rmax) + 1.363d_γ ^-1/2) And fatigue limit (σ_upFIG. 12 shows the relationship with ().
[0110]
As shown in FIG. 12, the fatigue limit of the gear obtained under the condition of R = 0.1 (σ_up) And the parameter X, it can be seen that there is a very good correlation.
[0111]
From these results, the yield stress (σ_Y), Maximum compressive residual stress (σ_rmax), And the average grain size (d_γ ) And gear fatigue limit (σ_up) And a proportional relationship. In order to improve the fatigue limit of a gear under a load condition of R ≧ 0, it is important to increase the hardness near the surface and introduce a large compressive residual stress near the surface. It turns out that doing is also important.
[0112]
As mentioned above, it cannot be overemphasized that embodiment of this invention is not limited to embodiment mentioned above, and various things are assumed in addition.
[0113]
【The invention's effect】
In short, according to the present invention, the surface of the alloy steel for machine structure is subjected to vacuum carburizing treatment and double shot peening treatment or vacuum carburizing treatment, ultra-rapid and short-time heating and quenching treatment, and double shot peening treatment, An excellent effect is obtained in that an alloy steel for machine structure excellent in fatigue strength when the stress ratio is a positive load condition can be obtained.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing processing conditions for carburizing in an embodiment.
FIG. 2 is a diagram showing processing conditions for contour induction hardening processing in an embodiment.
FIG. 3 is a schematic cross-sectional view after the surface modification treatment of the test gear 4 in the example.
FIG. 4 is a structure observation diagram of a root R portion after surface modification treatment of test gears 1, 3, and 4 in Examples.
FIG. 5 is an observation diagram of the prior austenite grain size at the root R portion after the surface modification treatment of the test gears 1, 3 and 4 in Examples.
FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the depth from the surface of each test gear 1 to 4 and the residual austenite content in the examples.
FIG. 7 is a diagram showing the relationship between the depth from the surface of each test gear 1 to 4 and the Vickers hardness in the example.
FIG. 8 is a diagram showing the relationship between the depth from the surface of each test gear 1 to 4 and the residual stress in the example.
FIG. 9 is a SN diagram of test gears 1, 2, and 4 in the example.
FIG. 10 is a diagram showing the relationship between the depth from the surface before and after the fatigue test and the residual stress of the sample gear 2 in the example.
FIG. 11 is a diagram showing the relationship between the yield stress and the sum of the maximum compressive residual stress and the fatigue limit in Examples.
FIG. 12 is a diagram showing a relationship between a parameter X and a fatigue limit.

Claims

After subjecting the surface of the alloy steel for machine structure to vacuum carburization, the surface after the vacuum carburization is subjected to ultra-rapid and short-time heating and quenching, and the surface is larger than the shot particle size of the first stage. Double shot peening treatment with a small shot particle size at the second stage and a shot particle size of 80 μm or less is applied to convert the retained austenite to lath-like martensite. A surface modification method for alloy steel for mechanical structure, characterized by introducing stress and reducing surface roughness.

2. The mechanical structure according to claim 1, wherein, as the double shot peening treatment, the second stage shot peening treatment having a shot particle diameter of 80 μm or less is performed after the first stage shot peening treatment having a shot grain diameter of 400 to 800 μm. Method for surface modification of alloy steel.

The surface modification method for alloy steel for machine structure according to claim 1, wherein a contour induction hardening treatment is performed as the heating and quenching treatment.

The surface of the alloy steel for machine structure is subjected to vacuum carburizing treatment, the surface after vacuum carburizing treatment is subjected to ultra-rapid and short-time heating and quenching treatment, and the first shot grain is applied to the surface after the heating and quenching treatment. The shot particle size of the second stage is smaller than the diameter, the shot particle size is subjected to double shot peening treatment of 80 μm or less , the residual austenite on the surface is converted into lath martensite, directly under the surface of the alloy steel for machine structure, A surface modifying material for alloy steel for mechanical structures, characterized by introducing high compressive residual stress and reducing surface roughness.

The chemical composition of the alloy steel for machine structure is
C: 0.15-0.25 wt%,
Mn: 0.40 to 1.00 wt%,
Mo: 0.15-0.60 wt%,
Cr: 0.05-1.35 wt%
Ni: 0.05 to 2.00 wt%,
Si: 0.03-0.35 wt%,
P: 0.030 wt% or less,
S: 0.030 wt% or less,
The surface modifying material for alloy steel for machine structure according to claim 4, wherein the balance is Fe and inevitable impurities.

The surface reforming material for alloy steel for machine structures according to claim 4 or 5, wherein the surface carbon concentration is 0.7 to 0.9 wt%.