JP2000273574A - Steel for carburizing or carbonitriding treatment - Google Patents
Steel for carburizing or carbonitriding treatmentInfo
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、浸漬焼入れ、焼戻
し処理や浸炭窒化処理等の後に、ショットピーニング処
理を実施することにより、歯車類の疲労強度を向上する
浸炭あるいは浸炭窒化処理用鋼に関するものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a steel for carburizing or carbonitriding which improves the fatigue strength of gears by performing shot peening after immersion quenching, tempering or carbonitriding. It is.
【０００２】[0002]
【従来の技術】従来の技術として、歯車類の疲労強度を
向上する為に、浸炭焼入れ−焼戻し処理や浸炭窒化処理
等の後にショットピーニング処理を実施し、圧縮残留応
力と表面硬さの向上を図る方法自体は普遍的に活用され
ている。2. Description of the Related Art As a conventional technique, in order to improve the fatigue strength of gears, a shot peening treatment is performed after a carburizing quenching and tempering treatment or a carbonitriding treatment to improve the compressive residual stress and the surface hardness. The method itself is used universally.
【０００３】近年、自動車類の燃費改善やエンジン高出
力化への対応として、歯車類の小型・軽量化と高応力負
荷化が要求されているが、ショットピーニング処理の際
にショットの投射条件をより強くすることによって、よ
り高強度化を図る方法が指向されている。[0003] In recent years, gears have been required to be smaller and lighter and have higher stress loads in order to improve fuel efficiency of automobiles and increase engine output. A method for achieving higher strength by increasing the strength has been aimed at.
【０００４】ところが、従来技術では、ショットピーニ
ング処理の強度を上げると、表面粗さが大きくなり、歯
車転動中の接触面で摩擦力が大きくなることより、かえ
って、面疲労強度が低下する現象が見られるようになっ
てきた。However, in the prior art, when the strength of the shot peening treatment is increased, the surface roughness is increased, and the frictional force is increased on the contact surface during the rolling of the gear, so that the surface fatigue strength is rather reduced. Has come to be seen.
【０００５】これに対して、特開平３−１２０３１３で
は、ショットピーニング処理後切削加工により表面粗れ
を改善する方法が提案されている。また、特公平７−１
０９００４では、軟らかい表面不完全焼入れ層深さを低
減することにより、ショットピーニング処理後の表面粗
さを低減する方法が提案されている。On the other hand, Japanese Patent Laid-Open No. 3-120313 proposes a method for improving surface roughness by cutting after a shot peening process. In addition, Tokiko 7-1
09004 proposes a method of reducing the surface roughness after shot peening by reducing the depth of the soft surface incompletely quenched layer.
【０００６】しかしながら、前者の方法については、切
削工程が必要なことからコストが上昇し、複雑な歯車形
状では切削が困難であるといった問題点がある。また、
後者の方法については、表面不完全焼入れ層深さだけを
低減しても、焼入れの際に生ずる残留オーステナイト量
の存在から、必ずしも表面硬さの低下が抑えられず、シ
ョットピーニング処理後に表面粗さが大きくなる鋼種も
あるといった問題点がある。[0006] However, the former method has a problem that the cost is increased due to the necessity of a cutting step, and it is difficult to cut with a complicated gear shape. Also,
Regarding the latter method, even if only the depth of the incomplete surface quenched layer is reduced, the decrease in surface hardness is not necessarily suppressed due to the presence of residual austenite generated during quenching. However, there is a problem that some steel types have a large value.
【０００７】[0007]
【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、鋼の化学成分を調整することだけでショッ
トピーニング処理による表面粗れを低減しながらも、圧
縮残留応力と表面硬さを向上することにある。The problem to be solved by the present invention is to reduce the compressive residual stress and the surface hardness while reducing the surface roughness due to the shot peening treatment only by adjusting the chemical composition of the steel. To improve.
【０００８】[0008]
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記課題
を解決するための手段として、鋭意研究を重ねた結果、
浸炭焼入れ−焼戻し処理後や浸炭窒化処理等の後のショ
ットピーニング処理前に、軟らかい残留オーステナイト
を減少することによって、ショットピーニング処理によ
る表面粗れの増加を低減し、かつ、圧縮残留応力と表面
硬さを向上できる組成を見出した。Means for Solving the Problems The present inventors have conducted intensive studies as means for solving the above problems, and as a result,
Before shot peening after carburizing and quenching-tempering or carbonitriding, reducing soft residual austenite reduces the increase in surface roughness due to shot peening, and reduces compressive residual stress and surface hardness. The composition which can improve the hardness was found.
【０００９】また、浸炭焼入れ−焼戻し処理後や浸炭窒
化処理後の残留オーステナイトは、鋼の化学成分を調整
することによって、浸炭および浸炭窒化処理用鋼として
想定しうる化学成分の範囲全般においても、減少できる
組成を見出した。すなわち、本発明は下記の構成よりな
る。[0009] In addition, the residual austenite after carburizing and quenching and tempering and carbonitriding can be adjusted by adjusting the chemical composition of the steel to obtain a wide range of chemical components that can be assumed as steel for carburizing and carbonitriding. A composition that can be reduced has been found. That is, the present invention has the following configuration.
【００１０】（１）浸炭あるいは浸炭窒化処理後にショ
ットピーニング処理する鋼であって、重量パーセントで Ｃ＝０．１０〜０．３０％ Ｓｉ＝０．４０〜１．５０％ Ｍｎ＝０．３０〜２．００％ Ａｌ＝０．０１〜０．０５０％ Ｎ＝０．００５０〜０．０２５０％ を含有し、残部Ｆｅ並びに不可避的不純物元素からなる
ことを特徴とする浸炭あるいは浸炭窒化処理用鋼。(1) Steel which is subjected to shot peening after carburizing or carbonitriding, wherein C = 0.10% to 0.30% Si = 0.40 to 1.50% Mn = 0.30% by weight A steel for carburizing or carbonitriding, comprising 2.00% Al = 0.01 to 0.050% N = 0.0050 to 0.0250%, the balance being Fe and unavoidable impurity elements.
【００１１】（２）上記（１）記載の組成に、 Ｓ＝０．００５〜０．０３５％ Ｐｂ＝０．０１〜０．０９％ Ｂｉ＝０．０４〜０．２０％ Ｔｅ＝０．００２〜０．０３０％ Ｚｒ＝０．０１〜０．２０％ Ｃａ＝０．０００１〜０．０１００％ の中の１種または２種以上を含有してなる浸炭あるいは
浸炭窒化処理用鋼。(2) In the composition described in the above (1), S = 0.005 to 0.035% Pb = 0.01 to 0.09% Bi = 0.04 to 0.20% Te = 0.002 ~ 0.030% Zr = 0.01 ~ 0.20% Ca = 0.0001 ~ 0.0100% Carburizing or carbonitriding steel containing one or more of the following.
【００１２】（３）上記（１）又は（２）記載の組成
に、 Ｐ＝０．０３０％以下 Ｎｉ＝２．００％以下 Ｃｒ＝２．００％以下 Ｍｏ＝１．００％以下 Ｃｕ＝０．５０％以下 Ｖ＝０．５０％以下 Ｎｂ＝０．０５０％以下 Ｔｉ＝０．０５０％以下 Ｂ＝０．００５０％以下 Ｏ＝０．００１５％以下 の１種又は２種以上を含有してなる浸炭あるいは浸炭窒
化処理用鋼。(3) In the composition described in the above (1) or (2), P = 0.030% or less Ni = 2.00% or less Cr = 2.00% or less Mo = 1.00% or less Cu = 0 .50% or less V = 0.50% or less Nb = 0.050% or less Ti = 0.050% or less B = 0.0050% or less O = 0.0015% or less Carburizing or carbonitriding steel.
【００１３】その化学成分の調整の最大のポイントは、
Ｓｉ含有量の増加である。Ｓｉはフェライト安定化元素
であることが良く知られているが、鋼中のＳｉ含有量を
増量することにより、その特性の為、浸炭焼入れ−焼戻
し処理後や浸炭窒化処理等の後の鋼の残留オーステナイ
トが減少し、その後のショットピーニング処理における
表面粗れを低減できる適正な含有量の範囲を見い出し
た。The most important point of the adjustment of the chemical components is
This is an increase in the Si content. It is well known that Si is a ferrite stabilizing element. However, by increasing the Si content in the steel, its properties cause the steel to undergo carburizing and quenching-tempering or carbonitriding. An appropriate content range in which the retained austenite was reduced and the surface roughness in the subsequent shot peening treatment was reduced was found.
【００１４】一方、ショットピーニング処理による圧縮
残留応力の発生は、残留オーステナイトがマルテンサイ
トに変態する際の膨張によることが良く知られている
が、Ｓｉ含有量の増加により浸炭焼入れ−焼戻し処理や
浸炭窒化処理等の後の残留オーステナイトが減少した場
合でも、ショットピーニング処理により残留オーステナ
イトはマルテンサイトに変態し、圧縮残留応力の発生挙
動は通常のＳｉ含有量の鋼の場合と相違ないことを確認
した。[0014] On the other hand, it is well known that the generation of compressive residual stress due to the shot peening treatment is due to expansion when the retained austenite is transformed into martensite. Even when the retained austenite after nitriding treatment etc. decreased, the retained austenite was transformed into martensite by the shot peening treatment, and it was confirmed that the behavior of the generation of the compressive residual stress was not different from that of the steel having the normal Si content. .
【００１５】また、ショットピーニング処理による表面
硬さの向上は、上述した圧縮残留応力の発生に加えて、
加工硬化によることが良く知られているが、Ｓｉ含有量
を増加した場合にも、表面硬さの向上は通常のＳｉ含有
量の鋼の場合と相違ないことも確認した。The improvement in surface hardness by the shot peening treatment is not only due to the above-mentioned generation of compressive residual stress, but also
It is well known that work hardening is used. However, it was confirmed that even when the Si content was increased, the improvement in surface hardness was not different from that in the case of steel having a normal Si content.
【００１６】以上の知見に至るまでには、数多くの実験
による検証を積み重ねたが、以下にその一例を示す。表
１には、ショットピーニング処理特性を評価するために
使用した発明鋼と比較鋼の化学成分を示す。Until the above findings, verification by many experiments has been accumulated. An example is shown below. Table 1 shows the chemical components of the inventive steel and the comparative steel used for evaluating the shot peening characteristics.
【００１７】[0017]
【表１】 [Table 1]
【００１８】ここで、第１発明鋼とは請求項１に該当す
る発明鋼で、第２発明鋼とは請求項２に該当する発明鋼
である。発明鋼Ｎo.１からＮo.１２は実験室における高
周波真空溶解炉により溶製し、比較鋼Ｎo.ＡからＮo.Ｅ
は生産炉であるアーク式電気炉により溶製した。これら
の鋼を１２５０℃に加熱し、３０ｍｍφに鍛伸後、９２
５℃で焼準し、図１に示す形状試験片を各鋼種につき２
本づつ作製した。ここで、１０ｍｍ幅で平行に加工した
部位は、実際の歯車の面粗さを勘案して、最大粗さを１
０μｍから２０μｍに仕上げた。これらの試験片全数を
図２に示す条件で浸炭焼入れ−焼戻し処理を実施した
後、各鋼種につき１本のみを表２に示す条件でショット
ピーニング処理を実施した。Here, the first invention steel is the invention steel according to the first aspect, and the second invention steel is the invention steel according to the second aspect. Invention steels No. 1 to No. 12 were smelted by a high-frequency vacuum melting furnace in a laboratory, and comparative steels No. A to No. E
Was produced by an electric arc furnace as a production furnace. After heating these steels to 1250 ° C. and forging them to 30 mmφ,
After normalizing at 5 ° C., the shape test piece shown in FIG.
This was made one by one. Here, the part processed in parallel with a width of 10 mm has a maximum roughness of 1 in consideration of the actual surface roughness of the gear.
Finished from 0 μm to 20 μm. After carburizing and tempering treatments were performed on all of these test pieces under the conditions shown in FIG. 2, only one of each steel type was subjected to shot peening treatment under the conditions shown in Table 2.
【００１９】[0019]
【表２】 [Table 2]
【００２０】そして、これらの各試験片の１０ｍｍ幅で
平行に加工した部位について、表面残留オーステナイト
含有量、表面最大粗さ、表面硬さ、表面残留応力および
最大残留応力を測定した。表面不完全焼入れ層深さは、
試験片を長手方向に垂直に切断し、表面近傍のミクロ組
織をナイタールでエッチングして測定した。表面硬さ
は、表面から５０μｍの位置までの硬さを１０μｍ毎に
マイクロビッカース硬さ計で測定した平均値である。ま
た、最大残留応力については、表面を電解研磨で１０〜
５０μｍづつ除去しながら残留応力を測定し、その最大
値を採用した。Then, for each of these test pieces processed in parallel with a width of 10 mm, the surface residual austenite content, the surface maximum roughness, the surface hardness, the surface residual stress and the maximum residual stress were measured. The depth of the surface imperfect quenched layer is
The test piece was cut perpendicular to the longitudinal direction, and the microstructure near the surface was etched with nital and measured. The surface hardness is an average value of the hardness from the surface to a position of 50 μm measured by a micro Vickers hardness tester every 10 μm. Also, regarding the maximum residual stress, the surface was
The residual stress was measured while removing 50 μm at a time, and the maximum value was adopted.
【００２１】表３に測定結果を示す。ここで、ショット
ピーニング処理前のデータは、浸炭焼入れ−焼戻し処理
のみを実施した試験片による測定値で、ショットピーニ
ング処理後のデータは、浸炭焼入れ−焼戻し処理の後に
ショットピーニングを実施した試験片による測定値であ
る。また、表面最大粗さの変化とは、ショットピーニン
グ処理後の表面最大粗さからショットピーニング処理前
の表面最大粗さを引いた値である。Table 3 shows the measurement results. Here, the data before the shot peening treatment is a measurement value of a test piece that has been subjected to only carburizing and quenching-tempering, and the data after the shot peening treatment is based on a test piece that has been subjected to shot peening after the carburizing and quenching. It is a measured value. The change in the maximum surface roughness is a value obtained by subtracting the maximum surface roughness before the shot peening from the maximum surface roughness after the shot peening.
【００２２】[0022]
【表３】 [Table 3]
【００２３】以下に、これらのデータについて詳述す
る。先ず、ショットピーニング前の試験片の結果につい
て記す。図３には、ショットピーニング処理前の試験片
の表面残オーステナイト含有量とＳｉ含有量の関係を示
す。これより、Ｓｉ含有量が０．４０ｗｔ％以上の発明
鋼の表面残留オーステナイト含有量は１５％以下であ
り、比較鋼に比べて表面残留オーステナイト含有量が少
ないことがわかる。これは、フェライト安定化元素であ
るＳｉ含有量を増量することにより、浸炭焼入れ−焼戻
し後の鋼の残留オーステナイト含有量が抑えられた為と
推定される。Hereinafter, these data will be described in detail. First, the results of the test pieces before shot peening will be described. FIG. 3 shows the relationship between the surface residual austenite content and the Si content of the test piece before the shot peening treatment. From this, it can be seen that the surface retained austenite content of the invention steel having an Si content of 0.40 wt% or more is 15% or less, and the surface residual austenite content is smaller than that of the comparative steel. This is presumably because the content of Si, which is a ferrite stabilizing element, was increased to suppress the residual austenite content of the steel after carburizing and tempering.
【００２４】図４には、ショットピーニング処理前の試
験片の表面硬さとＳｉ含有量の関係を示す。これより、
Ｓｉ含有量が０．４０ｗｔ％以上の発明鋼の表面残硬さ
はＨＶ８００以上であり、比較鋼に比べて表面硬さが高
いことがわかる。これは上述したように、発明鋼では軟
質の残留オーステナイト含有量が低く、軟質の不完全焼
入れ層深さが浅いことによる。次に、ショットピーニン
グ後の試験片の結果について記す。FIG. 4 shows the relationship between the surface hardness of the test piece before the shot peening treatment and the Si content. Than this,
The surface residual hardness of the invention steel having the Si content of 0.40 wt% or more is HV800 or more, which indicates that the surface hardness is higher than that of the comparative steel. This is because, as described above, in the invention steel, the soft residual austenite content is low, and the depth of the soft incompletely quenched layer is shallow. Next, the results of the test pieces after shot peening will be described.
【００２５】図５には、ショットピーニング処理前後の
試験片の表面最大粗さの変化とＳｉ含有量の関係を示
す。これより、Ｓｉ含有量が０．４０ｗｔ％以上の発明
鋼の表面最大粗さの変化は３μｍ以下であり、比較鋼に
比べて表面最大粗さの変化が小さいことがわかる。これ
は上述したように、発明鋼では軟質の残留オーステナイ
ト含有量が低く、かつ、表面硬さが高いことにより、シ
ョットピーニング処理後でも表面が粗れにくいことによ
るものと推察される。FIG. 5 shows the relationship between the change in the maximum surface roughness of the test piece before and after the shot peening treatment and the Si content. This indicates that the change in the maximum surface roughness of the invention steel having an Si content of 0.40 wt% or more is 3 μm or less, and the change in the maximum surface roughness is smaller than that of the comparative steel. This is presumed to be because, as described above, the invention steel has a low content of soft residual austenite and a high surface hardness, so that the surface is not easily roughened even after the shot peening treatment.
【００２６】図６には、ショットピーニング処理後の試
験片の表面硬さとＳｉ含有量の関係を示す。これより、
Ｓｉ含有量が０．４０ｗｔ％以上の発明鋼の表面硬さは
ショットピーニング処理前の表面硬さより高いＨＶ９０
０以上であり、比較鋼と同等以上のショットピーニング
処理による表面硬さの向上効果があることがわかる。図
７には、ショットピーニング処理後の試験片の最大残留
応力および表面残留応力とＳｉ含有量の関係を示す。こ
れより、Ｓｉ含有量が０．４０ｗｔ％以上の発明鋼の最
大残留応力は圧縮側の−１２００ＭＰａから−１５００
ＭＰａであり、また、表面残留応力は圧縮側の−６００
ＭＰａから−８００ＭＰａであり、比較鋼と同等以上の
ショットピーニング処理による圧縮残留応力発生の効果
があることがわかる。FIG. 6 shows the relationship between the surface hardness of the test piece after the shot peening treatment and the Si content. Than this,
The surface hardness of the invention steel having a Si content of 0.40 wt% or more is higher than that of the surface steel before the shot peening treatment.
It is 0 or more, which indicates that there is an effect of improving the surface hardness by shot peening treatment equal to or more than that of the comparative steel. FIG. 7 shows the relationship between the maximum residual stress and the surface residual stress of the test piece after the shot peening treatment and the Si content. Thus, the maximum residual stress of the invention steel having a Si content of 0.40 wt% or more is from -1200 MPa on the compression side to -1500.
MPa, and the surface residual stress is -600 on the compression side.
From MPa to -800 MPa, it can be seen that there is an effect of generating a compressive residual stress by shot peening treatment equal to or greater than that of the comparative steel.
【００２７】これより、いずれの発明鋼も比較鋼に比べ
てショットピーニング処理による表面粗さの増加が小さ
く、かつ、ショットピーニング処理による表面硬さの向
上と圧縮残留応力の発生の効果は比較鋼と同等以上であ
ることがわかった。以上説明した研究成果から、鋼の化
学成分を調整することだけでショットピーニング処理に
よる表面粗さを低減しながらも、圧縮残留応力と表面硬
さを向上する具体的な手法が発明された。Thus, the increase in surface roughness due to the shot peening treatment was smaller in each of the inventive steels than in the comparative steels, and the effects of the improvement in surface hardness and the generation of compressive residual stress by the shot peening treatment were compared with the comparative steels It turned out to be equal to or more than. From the research results described above, a specific method of improving the compressive residual stress and the surface hardness while reducing the surface roughness by the shot peening treatment only by adjusting the chemical composition of the steel has been invented.
【００２８】次に本発明の上記化学成分について、その
限定理由を説明する。尚、歯車用鋼の化学成分は、その
使用環境、すなわち、歯車の大きさ、負荷強度および浸
炭焼入れ条件等を考慮して、種々の範囲におよぶが、本
発明はそれらの想定しうる如何なる範囲においても発明
の効果が得られることを確認して、成分請求範囲を請求
した。Next, the reasons for limiting the chemical components of the present invention will be described. The chemical composition of the gear steel covers various ranges in consideration of its use environment, that is, the size of the gear, the load strength and the conditions of carburizing and quenching. After confirming that the effects of the present invention can be obtained, the claims of the components were claimed.
【００２９】Ｃ：０．１０〜０．３０ｗｔ％ Ｃは、歯車に要求される心部硬さを確保する為には、少
なくとも０．１０ｗｔ％以上の添加が必要である。しか
し、その過剰な添加は、心部の硬さが上昇し過ぎ、かつ
心部の靭性を劣化させる。これを回避するためには上限
を０．３０ｗｔ％に限定する必要がある。従って、Ｃの
添加量は０．１０〜０．３０ｗｔ％の範囲とした。C: 0.10 to 0.30 wt% C must be added in an amount of at least 0.10 wt% or more in order to secure the core hardness required for the gear. However, the excessive addition increases the hardness of the core too much and degrades the toughness of the core. To avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.30 wt%. Therefore, the addition amount of C is set in the range of 0.10 to 0.30 wt%.
【００３０】Ｓｉ：０．４０〜１．５０ｗｔ％ Ｓｉは本発明鋼において最も重要な元素である。すなわ
ち、Ｓｉは強力なフェライト安定化元素であり、ショッ
トピーニング処理による表面粗さの増加の原因となる軟
らかい残留オーステナイト含有量を減少する。また、歯
車等が転動中に到達すると思われる２５０〜３００℃の
温度域における軟化を小さくする元素でもある。これら
の効果を発揮するためには少なくとも０．４５ｗｔ．％
以上の添加が必要である。しかし、Ｓｉは承知のように
フェライト安定化元素であり、その過剰な添加はＡｃ３
変態温度を上昇し、通常の焼入温度の範囲（８２０〜８
６０℃）で炭素含有量の低い心部でフェライトの出現が
顕著となり強度の低下を招く。さらに、浸炭性を阻害し
たり、浸炭前の鋼材が硬くなり過ぎることにより、冷鍛
性や切削性を劣化させる。これを回避するためには上限
を１．５０ｗｔ％に限定する必要がある。Si: 0.40 to 1.50 wt% Si is the most important element in the steel of the present invention. That is, Si is a strong ferrite stabilizing element and reduces the content of soft residual austenite, which causes an increase in surface roughness due to shot peening. Further, it is an element that reduces softening in a temperature range of 250 to 300 ° C., which is thought to reach during rolling of a gear or the like. In order to exhibit these effects, at least 0.45 wt. %
The above addition is necessary. However, Si is a ferrite stabilizing element, as you know, and its excessive addition is
Raise the transformation temperature to the normal quenching temperature range (820-8
(60 ° C.), the appearance of ferrite is remarkable in the core portion having a low carbon content, and the strength is reduced. Further, the carburizing property is impaired, and the steel material before carburizing becomes too hard, thereby deteriorating cold forgeability and machinability. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 1.50 wt%.
【００３１】従って、Ｓｉの添加量は０．４５〜１．５
０ｗｔ％の範囲とした。Therefore, the added amount of Si is 0.45 to 1.5
The range was 0 wt%.
【００３２】Ｍｎ：０．３０〜２．００ｗｔ％ Ｍｎは、焼入性を確保する為に少なくとも０．３０ｗｔ
％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰な添加
は浸炭前の鋼材が硬くなり過ぎることにより、冷鍛性や
切削性を劣化させる。これを回避するためには上限を
２．００ｗｔ％に限定する必要がある。従って、Ｍｎの
添加量は０．３０〜２．００ｗｔ％の範囲とした。Mn: 0.30 to 2.00 wt% Mn is at least 0.30 wt% in order to secure hardenability.
% Or more is required. However, excessive addition degrades cold forgeability and machinability because the steel material before carburizing becomes too hard. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 2.00 wt%. Therefore, the amount of Mn added is in the range of 0.30 to 2.00 wt%.
【００３３】Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｗｔ％ ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト結
晶粒度を微細化する作用を有する元素であり、この細粒
化を介して浸炭層および心部の靭性向上に寄与する。そ
の効果を発揮する為には、少なくとも０．０１０ｗｔ％
以上の添加が必要である。しかし、その過剰な添加は疲
労強度に対して有害なＡ１2Ｏ3介在物の生成を助長す
る。これを回避するためには上限を０．０５０ｗｔ％に
限定する必要がある。従って、Ａ１の添加量は０．０１
５〜０．０５０ｗｔ％の範囲とした。Al: 0.010 to 0.050 wt% Al is an element that combines with N to form AlN and has the effect of reducing the austenite crystal grain size. It contributes to the improvement of the toughness of the part. In order to exhibit the effect, at least 0.010 wt%
The above addition is necessary. However, the excessive addition promotes the production of harmful A1 2 O 3 inclusions against fatigue strength. To avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.050 wt%. Therefore, the amount of A1 added is 0.01
The content was in the range of 5 to 0.050 wt%.
【００３４】Ｎ：０．００５０〜０．０２００ｗｔ％ ＮはＡｌやＮｂと結合してＡｌＮ，ＮｂＣＮを形成し、
オーステナイト結晶粒度の微細化に効果のある元素であ
り、この細粒化を介して浸炭層および心部の靭性向上に
寄与する。その効果を発揮する為には、少なくとも０．
００５０ｗｔ％以上の添加が必要である。しかし、Ｂを
添加し、焼入性を向上を図るためには、できるだけ少な
い方が良く、かつ、その過剰な添加は凝固時の鋼塊表面
での気泡の発生や鋼材の鍛造性の劣化を招く。これを回
避するためには上限を０．０２００ｗｔ％に限定する必
要がある。従って、Ｎの添加量は０．００５０〜０．０
２００ｗｔ％の範囲とした。請求項２における各元素の
添加は下記のとおりである。N: 0.0050 to 0.0200 wt% N combines with Al and Nb to form AlN and NbCN,
It is an element that is effective in reducing the austenite grain size, and contributes to improving the toughness of the carburized layer and the core through this refinement. To achieve the effect, at least 0.
It is necessary to add 0050 wt% or more. However, in order to improve the hardenability by adding B, it is better to reduce the amount as much as possible, and excessive addition thereof causes generation of bubbles on the surface of the steel ingot during solidification and deterioration of the forgeability of the steel material. Invite. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.0200 wt%. Therefore, the addition amount of N is 0.0050 to 0.0
The range was 200% by weight. The addition of each element in claim 2 is as follows.
【００３５】Ｓ：０．００５〜０．０３５ｗｔ％ Ｓは大部分は硫化物系介在物として鋼中に存在し、歯車
のように切削加工により成形される部品では、被削性の
向上に有効な元素である。そのためには少なくとも０．
００５ｗｔ％以上の添加が必要である。しかし、その過
剰な添加は、疲労強度低下を招く要因となる。これを回
避するためには上限を０．０３５ｗｔ％に限定する必要
がある。従って、Ｓの添加量は０．００５〜０．０３５
ｗｔ％の範囲とした。S: 0.005 to 0.035 wt% S is mostly present in steel as sulfide-based inclusions, and is effective for improving machinability in parts formed by cutting such as gears. Element. To do so, at least 0.
It is necessary to add 005 wt% or more. However, excessive addition thereof causes a reduction in fatigue strength. To avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.035 wt%. Therefore, the addition amount of S is 0.005 to 0.035.
wt% range.
【００３６】Ｐｂ：０．０１〜０．０９ｗｔ％ ＰｂはＳと同様に歯車のように切削加工により成形され
る部品では、被削性の向上に有効な元素である。そのた
めには少なくとも０．０１ｗｔ％以上の添加が必要であ
る。しかしながら、その過剰な添加は、疲労強度低下を
招く要因となる元素である。また、０．１０ｗｔ％以上
ではＰｂの取扱い上、集塵装置、方法等の法的な規制を
受ける。これを回避するためには上限を０．０９ｗｔ％
に限定する必要がある。したがって、Ｐｂの添加量は
０．０１〜０．０９ｗｔ％の範囲とした。Pb: 0.01 to 0.09 wt% Pb is an element effective for improving machinability in a part formed by cutting like a gear like S. For that purpose, addition of at least 0.01 wt% is necessary. However, excessive addition is an element that causes a reduction in fatigue strength. If the content is 0.10 wt% or more, the handling of Pb is subject to legal regulations such as dust collectors and methods. To avoid this, the upper limit is 0.09 wt%
It is necessary to limit to. Therefore, the addition amount of Pb is set in the range of 0.01 to 0.09 wt%.
【００３７】Ｂｉ：０．０４〜０．２０ｗｔ％ ＢｉはＳやＰｂと同様に歯車のように切削加工により成
形される部品では、被削性の向上に有効な元素である。
そのためには少なくとも０．０４ｗｔ％以上の添加が必
要である。しかしながら、その過剰な添加は、靭性を低
下させる。これを回避するためには上限を０．２０ｗｔ
％に限定する必要がある。従って、Ｂｉの添加量は０．
０４〜０．２０ｗｔ％の範囲とした。Bi: 0.04 to 0.20 wt% Bi, like S and Pb, Bi is an element effective for improving machinability in a part formed by cutting like a gear.
For that purpose, it is necessary to add at least 0.04 wt% or more. However, its excessive addition reduces toughness. To avoid this, the upper limit is 0.20 wt
It is necessary to limit to%. Therefore, the amount of Bi added is 0.1.
The range was 04 to 0.20 wt%.
【００３８】Ｔｅ：０．００２〜０．０３０ｗｔ％ Ｔｅは硫化物系酸化物と母相であるＦｅの界面エネルギ
ーを増加させ、その形状を紡錘形とし被削性を向上させ
る元素である。そのためには少なくとも０．００２ｗｔ
％以上の添加が必要である。しかし、その過剰な添加
は、熱間脆性を生ずる。これを回避するためには上限を
０．０３０ｗｔ％に限定する必要がある。従って、Ｔｅ
の添加量は０．００２〜０．０３０ｗｔ％の範囲とし
た。Te: 0.002 to 0.030 wt% Te is an element that increases the interfacial energy between the sulfide-based oxide and the parent phase, Fe, makes the shape spindle-shaped and improves machinability. For that, at least 0.002wt
% Or more is required. However, its excessive addition causes hot embrittlement. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.030 wt%. Therefore, Te
Was in the range of 0.002 to 0.030 wt%.
【００３９】Ｚｒ：０．０１〜０．２０ｗｔ％ Ｚｒは、被削性を向上させる元素である。そのためには
少なくとも０．０１ｗｔ％以上の添加が必要である。し
かし、その過剰な添加は、靭性を低下させる。これを回
避するためには上限を０．２０ｗｔ％に限定する必要が
ある。従って、Ｚｒの添加量は０．０１〜０．２０ｗｔ
％の範囲とした。Zr: 0.01 to 0.20 wt% Zr is an element for improving machinability. For that purpose, addition of at least 0.01 wt% is necessary. However, its excessive addition reduces toughness. To avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.20 wt%. Therefore, the addition amount of Zr is 0.01 to 0.20 wt.
%.
【００４０】Ｃａ：０．０００１〜０．０１００ｗｔ％ Ｃａは、被削性を向上させる元素である。そのためには
少なくとも０．０００１ｗｔ％以上の添加が必要であ
る。しかし、その過剰な添加は、靭性を低下させる。こ
れを回避するためには上限を０．０１００ｗｔ％に限定
する必要がある。従って、Ｃａの添加量は０．０００１
〜０．０１００ｗｔ％の範囲とした。本発明鋼では、さ
らにＰ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，
Ｂ，Ｏを含み得る。これらの元素の量については、下記
の範囲とする。Ca: 0.0001 to 0.0100 wt% Ca is an element that improves machinability. For that purpose, it is necessary to add at least 0.0001 wt% or more. However, its excessive addition reduces toughness. To avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.0100 wt%. Therefore, the amount of Ca added is 0.0001.
-0.0100 wt%. In the steel of the present invention, P, Ni, Cr, Mo, Cu, V, Nb, Ti,
B, O may be included. The amounts of these elements fall within the following ranges.
【００４１】Ｐ：０．０３０ｗｔ％以下 Ｐはオーステナイト粒界に偏析して粒界を脆弱すること
により靭性や疲労強度を低下する元素であり、その含有
量は低い方が好ましい。従って、Ｐの含有量は０．０３
０ｗｔ％以下と限定した。P: not more than 0.030 wt% P is an element that segregates at the austenite grain boundary and weakens the grain boundary, thereby lowering the toughness and the fatigue strength. The lower the content, the better. Therefore, the content of P is 0.03
It was limited to 0 wt% or less.
【００４２】Ｎｉ：２．００ｗｔ％以下 Ｎｉは浸炭層および心部の靭性を向上させるとともに、
焼入性を向上する元素でもある。また、ＮｉはＳｉと逆
にオーステナイト安定化元素であるので、Ｓｉを添加す
ることにより上昇したＡｃ３変態温度を低下させる効果
がある。したがってそのような効果を必要とする場合に
は添加すべきである。しかしながら、Ｎｉは高価な元素
であることから過剰な添加は経済的な観点から望ましく
なく、かえって残留オーステナイトの形成を促進するこ
とにより表面硬さの低下を招き、さらに、浸炭前の鋼材
が硬くなり過ぎることにより、冷鍛性や切削性を劣化さ
せる。これを回避するためには上限を２．００ｗｔ．％
に限定する必要がある。従って、Ｎｉの添加量は２．０
０ｗｔ％以下とした。Ni: 2.00 wt% or less Ni improves the toughness of the carburized layer and the core,
It is also an element that improves hardenability. Further, since Ni is an austenite stabilizing element contrary to Si, adding Si has an effect of lowering the increased Ac3 transformation temperature. Therefore, if such an effect is required, it should be added. However, since Ni is an expensive element, excessive addition is not desirable from an economic point of view, and rather promotes the formation of retained austenite, which causes a decrease in surface hardness, and furthermore, the steel material before carburizing becomes harder. Too much deteriorates cold forgeability and machinability. In order to avoid this, the upper limit is set to 2.00 wt. %
It is necessary to limit to. Therefore, the amount of Ni added is 2.0
0 wt% or less.
【００４３】Ｃｒ：２．００ｗｔ％以下 Ｃｒは、焼入性を確保するために有用な元素である。し
たがって、Ｃｒにより焼入性を確保したい場合には、添
加すべきである。しかしながら、過剰な添加は、浸炭前
の鋼材が硬くなり過ぎることにより、冷鍛性や切削性を
劣化させる。これを回避するためには上限を２．００ｗ
ｔ％に限定する必要がある。従って、Ｃｒの添加量は
２．００ｗｔ％以下とした。Cr: 2.00 wt% or less Cr is an element useful for securing hardenability. Therefore, if it is desired to ensure hardenability by Cr, it should be added. However, excessive addition deteriorates cold forgeability and machinability due to the steel material before carburizing becoming too hard. To avoid this, set the upper limit to 2.00w
It must be limited to t%. Therefore, the addition amount of Cr is set to 2.00 wt% or less.
【００４４】Ｍｏ：１．００ｗｔ％以下 ＭｏはＮｉと同様に、浸炭層および心部の靭性を向上さ
せるとともに、焼入性を向上する元素でもある。したが
って、そのような効果を必要とする場合には添加すべき
である。しかしながら、Ｍｏは高価な元素であることか
ら過剰な添加は経済的な観点から望ましくなく、かつ、
浸炭前の鋼材が硬くなり過ぎることにより、冷鍛性や切
削性を劣化させる。これを回避するためには上限を１．
００ｗｔ％に限定する必要がある。従って、Ｍｏの添加
量は１．００ｗｔ％以下とした。 Ｃｕ：０．５０ｗｔ％以下 Ｃｕは、４００〜６００℃といった比較的高い温度域に
おいて析出硬化が期待できる元素である。したがって、
歯面あるいは転動面の温度が著しく上昇する過酷な使用
状況が想定される場合や、航空機材料のようにジェット
推進機やタービン近傍の高音環境で使用される場合に添
加することが望ましい。しかし、その過剰な添加は熱間
脆性を増長し、かつ、浸炭性を阻害する。これを回避す
るためには上限を０．５０ｗｔ％に限定する必要があ
る。従って、Ｃｕの添加量は０．５０ｗｔ％以下とし
た。Mo: 1.00 wt% or less Like Ni, Mo is an element that improves the toughness of the carburized layer and the core and also improves the hardenability. Therefore, if such an effect is required, it should be added. However, since Mo is an expensive element, excessive addition is undesirable from an economic viewpoint, and
When the steel material before carburizing becomes too hard, cold forgeability and machinability are deteriorated. To avoid this, set the upper limit to 1.
It must be limited to 00 wt%. Therefore, the amount of Mo added is set to 1.00 wt% or less. Cu: 0.50 wt% or less Cu is an element that can be expected to precipitate and harden in a relatively high temperature range of 400 to 600 ° C. Therefore,
It is desirably added when a severe use situation in which the temperature of the tooth surface or the rolling surface significantly increases is assumed, or when the device is used in a high sound environment near a jet propulsion machine or a turbine such as an aircraft material. However, its excessive addition increases hot brittleness and inhibits carburization. To avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.50 wt%. Therefore, the addition amount of Cu is set to 0.50 wt% or less.
【００４５】Ｖ：０．５０ｗｔ％以下 Ｖは浸炭温度近傍の比較的低い温度においても炭化物を
形成し、それらによる硬さの向上が期待できると同時に
焼入性を向上する元素でもある。したがって、そのよう
な効果を必要とする場合には添加すべきである。しかし
ながら、その過剰な添加は、浸炭層の靭性を劣化させ、
また、Ｖは高価な元素であることから経済的な観点から
望ましくなく、かつ、浸炭前の鋼材が硬くなり過ぎるこ
とにより、冷鍛性や切削性を劣化させる。これを回避す
るためには上限を０．５０ｗｔ％に限定する必要があ
る。従って、Ｖの添加量は０．５０ｗｔ％以下とした。V: 0.50 wt% or less V forms carbide even at a relatively low temperature near the carburizing temperature, and is an element that can improve the hardness and can also improve the hardenability. Therefore, if such an effect is required, it should be added. However, its excessive addition degrades the toughness of the carburized layer,
Further, V is an expensive element, which is undesirable from an economic viewpoint, and the steel material before carburizing becomes too hard, thereby deteriorating cold forgeability and machinability. To avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.50 wt%. Therefore, the added amount of V is set to 0.50 wt% or less.
【００４６】Ｎｂ：０．０５０ｗｔ％以下 Ｎｂは鋼中のＣ，Ｎと結合して炭窒化物を形成し、Ａ１
Ｎと同様にオーステナイト結晶粒度の微細化に効果のあ
る元素であり、この細粒化を介して浸炭層および心部の
靭性向上に寄与する。したがって、そのような効果を必
要とする場合には添加すべきである。しかしながら、そ
の過剰な添加は粗大な炭窒化物を形成、析出し、浸炭層
の靭性を損なう。これを回避するためには上限を０．０
５０ｗｔ％に限定する必要がある。従って、Ｎｂの添加
量は０．０５０ｗｔ％以下とした。Nb: 0.050 wt% or less Nb combines with C and N in steel to form a carbonitride, and A1
Like N, it is an element that is effective in reducing the austenite grain size, and contributes to the improvement of the toughness of the carburized layer and the core through the refinement. Therefore, if such an effect is required, it should be added. However, its excessive addition forms and precipitates coarse carbonitrides and impairs the toughness of the carburized layer. To avoid this, set the upper limit to 0.0
It is necessary to limit to 50 wt%. Therefore, the addition amount of Nb is set to 0.050 wt% or less.
【００４７】Ｔｉ：０．０５０ｗｔ％以下 Ｔｉは鋼中のＮが後述するＢと結合してＢＮを生成しＢ
の焼入性向上効果を劣化させることを防止する為に添加
する元素である。したがってそのような効果を必要とす
る場合には添加すべきである。しかしながら、多量に添
加すると大型のＴｉＮを生成し疲労破壊の起点となる可
能性があるため、上限を０．０５０ｗｔ％に限定する必
要がある。従って、Ｔｉの添加量は０．０５０ｗｔ％以
下とした。Ti: 0.050 wt% or less In Ti, N in steel combines with B described later to form BN,
Is an element added to prevent the effect of improving the hardenability of the steel from deteriorating. Therefore, if such an effect is required, it should be added. However, if a large amount is added, large TiN may be generated and may become a starting point of fatigue fracture. Therefore, it is necessary to limit the upper limit to 0.050 wt%. Therefore, the addition amount of Ti is set to 0.050 wt% or less.
【００４８】Ｂ：０．００５０ｗｔ％以下 Ｂは、浸炭前の鋼材の冷鍛性や切削性を劣化させること
なく、焼入性を向上する元素である。また、Ｂはフェラ
イトの変態を遅らせる元素であり、Ｓｉを添加すること
により発生しやすくなったフェライトを抑制する効果が
ある。したがって、そのような効果を必要とする場合に
は添加すべきである。しかしながら、０．００５０ｗｔ
％以上添加してもその効果が飽和するとともに、熱間加
工性を劣化するために、上限を０．０５０ｗｔ％に限定
する必要がある。従って、Ｂの添加量は０．０５０ｗｔ
％以下とした。B: 0.0050 wt% or less B is an element that improves hardenability without deteriorating cold forgeability and machinability of the steel material before carburizing. In addition, B is an element that delays the transformation of ferrite, and has an effect of suppressing ferrite that is easily generated by adding Si. Therefore, if such an effect is required, it should be added. However, 0.0050wt
%, The effect is saturated and the hot workability is deteriorated. Therefore, it is necessary to limit the upper limit to 0.050 wt%. Therefore, the addition amount of B is 0.050 wt.
% Or less.
【００４９】Ｏ：０．００１５ｗｔ％以下 Ｏは、鋼中においては酸化物系介在物として存在し、疲
労強度を損なう元素である。従って、Ｏの上限を０．０
０１５ｗｔ％以下と規定した。O: 0.0015 wt% or less O is an element that exists as oxide inclusions in steel and impairs fatigue strength. Therefore, the upper limit of O is set to 0.0
015 wt% or less.
【００５０】[0050]
【発明の実施の形態】次に、実施例を挙げて、本発明を
更に詳細に説明する。表４には、以上の知見を元にして
実炉溶製した発明鋼の化学成分を示す。ここで、発明鋼
１はボロン無添加鋼で、発明鋼２はボロン添加鋼であ
る。Next, the present invention will be described in more detail with reference to examples. Table 4 shows the chemical components of the steel of the present invention which was melted in a real furnace based on the above findings. Here, Invention Steel 1 is a boron-free steel, and Invention Steel 2 is a boron-added steel.
【００５１】[0051]
【表４】 [Table 4]
【００５２】これらの鋼について、ローラー・ピッチン
グ疲労試験を実施し、それらのピッチング疲労寿命を評
価した。図９には、ローラー・ピッチング疲労試験機の
概要を示す。ここで１は試験片、２は負荷ローラー、
３、４は噛み合い歯車、５は軸受け、６はカップリン
グ、７は伝達ベルト、８はモーターである。図１０はロ
ーラー・ピッチング疲労試験片の形状、図１１はローラ
ー・ピッチング疲労試験機の負荷ローラーの形状を示
す。発明鋼と比較鋼は、先ず、熱間鍛造後焼準され、機
械加工された。次に、図２に示す条件で浸炭焼入れ−焼
戻し処理を実施し、その後さらに、表２に示す条件でシ
ョットピーニング処理を施した。これらの試験片の一部
を切断し、表面最大粗さ、表面不完全焼入れ層深さ、表
面硬さ、表面残留応力およびっ最大残留応力を測定し
た。表５に、これらの結果を示すが、発明鋼１および２
はいずれも比較鋼に比べて、表面最大粗さが小さく、表
面不完全焼入れ層深さが浅く、かつ、表面硬さ、表面残
留応力および最大残留応力が比較鋼と同等以上に高いこ
とがわかる。For these steels, a roller pitting fatigue test was performed to evaluate their pitting fatigue life. FIG. 9 shows an outline of the roller pitching fatigue tester. Here, 1 is a test piece, 2 is a load roller,
3, 4 are meshing gears, 5 is a bearing, 6 is a coupling, 7 is a transmission belt, and 8 is a motor. FIG. 10 shows the shape of a roller pitching fatigue test piece, and FIG. 11 shows the shape of a load roller of a roller pitching fatigue tester. The inventive steel and the comparative steel were first normalized after hot forging and machined. Next, carburizing quenching and tempering were performed under the conditions shown in FIG. 2, and then shot peening was further performed under the conditions shown in Table 2. Some of these test pieces were cut, and the maximum surface roughness, the surface incompletely quenched layer depth, the surface hardness, the surface residual stress, and the maximum residual stress were measured. Table 5 shows these results. Inventive steels 1 and 2
Shows that the maximum surface roughness is smaller, the surface imperfect quenched layer depth is shallower, and the surface hardness, surface residual stress and maximum residual stress are all higher than those of the comparative steel. .
【００５３】[0053]
【表５】 [Table 5]
【００５４】図１１に、ローラー・ピッチング疲労試験
の結果を示す。これから、発明鋼１および２のピッチン
グ疲労寿命はいずれも、Ｌ５０寿命で評価して、比較鋼
の２倍から１０倍以上長いことがわかる。従って、発明
鋼はボロンの添加の有無を問わず、当初の設計思想通
り、ショットピーニング処理を施しても、表面粗さが小
さく、かつ、表面硬さおよび残留応力は比較鋼と同等以
上に高く、ピッチング疲労寿命が大幅に改善されること
が確認された。FIG. 11 shows the results of the roller pitting fatigue test. From this, it can be seen that the pitting fatigue life of each of the inventive steels 1 and 2 is longer than the comparative steel by a factor of 2 to 10 or more, as evaluated by the L50 life. Therefore, regardless of whether or not boron is added, the inventive steel has a small surface roughness, and the surface hardness and residual stress are as high as or higher than those of the comparative steel, even when subjected to the shot peening treatment as originally designed. It was confirmed that the pitting fatigue life was significantly improved.
【００５５】[0055]
【発明の効果】以上のように、本発明により、鋼の化学
成分を調整することだけでショットピーニング処理によ
る表面粗さを低減しながらも、圧縮残留応力と表面硬さ
を向上することが可能となり、ピッチング疲労強度を現
用鋼に比べて大幅に改善することが出来る。従って、本
発明の効果としては、現状の製造工程においても、浸炭
歯車の小型、軽量化が可能となり、また、同じ形状、寸
法でもより高出力化が可能となり、歯車類を使用する産
業界において、コストの低減と信頼性の向上に広く貢献
することが挙げられる。As described above, according to the present invention, it is possible to improve the compressive residual stress and the surface hardness while reducing the surface roughness by the shot peening treatment only by adjusting the chemical composition of the steel. And the pitting fatigue strength can be greatly improved as compared with the current steel. Therefore, as an effect of the present invention, even in the current manufacturing process, it is possible to reduce the size and weight of the carburized gear, and to achieve a higher output even with the same shape and dimensions. And contributes widely to reducing costs and improving reliability.
【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]
【図１】試験片の形状Fig. 1 Shape of test piece
【図２】浸炭焼入れ−焼戻し処理条件FIG. 2 Carburizing and tempering conditions
【図３】ショットッピーニング処理前の試験片の表面残
留オーステナイト含有量とＳｉ含有量とＳｉ含有量の関
係FIG. 3 shows the relationship between the surface residual austenite content, the Si content, and the Si content of the test piece before the shot peening treatment.
【図４】ショットピーニング処理前の試験片の表面硬さ
とＳｉ含有量の関係FIG. 4 shows the relationship between the surface hardness of the test piece before the shot peening treatment and the Si content.
【図５】ショットピーニング処理後の試験片の表面最大
粗さとＳｉ含有量の関係FIG. 5 is a relationship between the maximum surface roughness of the test piece after the shot peening treatment and the Si content.
【図６】ショットピーニング処理後の試験片の表面硬さ
とＳｉ含有量の関係FIG. 6 is a relationship between the surface hardness of the test piece after the shot peening treatment and the Si content.
【図７】ショットピーニング処理後の試験片の最大残留
応力および表面残留応力とＳｉ含有量の関係FIG. 7: Relationship between maximum residual stress and surface residual stress of test piece after shot peening and Si content.
【図８】ローラー・ピッチング疲労試験機の概要FIG. 8: Outline of a roller pitching fatigue tester
【図９】ローラー・ピッチング疲労試験片の形状FIG. 9: Shape of roller / pitting fatigue test specimen
【図１０】ローラー・ピッチング疲労試験機の負荷ロー
ラーの形状FIG. 10 Shape of load roller of roller pitching fatigue tester
【図１１】ローラー・ピッチング疲労試験の結果FIG. 11: Results of roller pitching fatigue test
【手続補正書】[Procedure amendment]
【提出日】平成１１年９月１日（１９９９．９．１）[Submission date] September 1, 1999 (1999.9.1)
【手続補正１】[Procedure amendment 1]
【補正対象書類名】明細書[Document name to be amended] Statement
【補正対象項目名】全文[Correction target item name] Full text
【補正方法】変更[Correction method] Change
【補正内容】[Correction contents]
【書類名】 明細書[Document Name] Statement
【発明の名称】 浸炭あるいは浸炭窒化処理用鋼[Title of the Invention] Steel for carburizing or carbonitriding
【特許請求の範囲】[Claims]
【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、浸漬焼入れ、焼戻
し処理や浸炭窒化処理等の後に、ショットピーニング処
理を実施することにより、歯車類の疲労強度を向上する
浸炭あるいは浸炭窒化処理用鋼に関するものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a steel for carburizing or carbonitriding which improves the fatigue strength of gears by performing shot peening after immersion quenching, tempering or carbonitriding. It is.
【０００２】[0002]
【従来の技術】従来の技術として、歯車類の疲労強度を
向上する為に、浸炭焼入れ−焼戻し処理や浸炭窒化処理
等の後にショットピーニング処理を実施し、圧縮残留応
力と表面硬さの向上を図る方法自体は普遍的に活用され
ている。2. Description of the Related Art As a conventional technique, in order to improve the fatigue strength of gears, a shot peening treatment is performed after a carburizing quenching and tempering treatment or a carbonitriding treatment to improve the compressive residual stress and the surface hardness. The method itself is used universally.
【０００３】近年、自動車類の燃費改善やエンジン高出
力化への対応として、歯車類の小型・軽量化と高応力負
荷化が要求されているが、ショットピーニング処理の際
にショットの投射条件をより強くすることによって、よ
り高強度化を図る方法が指向されている。[0003] In recent years, gears have been required to be smaller and lighter and have higher stress loads in order to improve fuel efficiency of automobiles and increase engine output. A method for achieving higher strength by increasing the strength has been aimed at.
【０００４】ところが、従来技術では、ショットピーニ
ング処理の強度を上げると、表面粗さが大きくなり、歯
車転動中の接触面で摩擦力が大きくなることより、かえ
って、面疲労強度が低下する現象が見られるようになっ
てきた。However, in the prior art, when the strength of the shot peening treatment is increased, the surface roughness is increased, and the frictional force is increased on the contact surface during the rolling of the gear, so that the surface fatigue strength is rather reduced. Has come to be seen.
【０００５】これに対して、特開平３−１２０３１３で
は、ショットピーニング処理後切削加工により表面粗れ
を改善する方法が提案されている。また、特公平７−１
０９００４では、軟らかい表面不完全焼入れ層深さを低
減することにより、ショットピーニング処理後の表面粗
さを低減する方法が提案されている。On the other hand, Japanese Patent Laid-Open No. 3-120313 proposes a method for improving surface roughness by cutting after a shot peening process. In addition, Tokiko 7-1
09004 proposes a method of reducing the surface roughness after shot peening by reducing the depth of the soft surface incompletely quenched layer.
【０００６】しかしながら、前者の方法については、切
削工程が必要なことからコストが上昇し、複雑な歯車形
状では切削が困難であるといった問題点がある。[0006] However, the former method has a problem that the cost is increased due to the necessity of a cutting step, and it is difficult to cut with a complicated gear shape.
【０００７】また、後者の方法については、表面不完全
焼入れ層深さだけを低減しても、焼入れの際に生ずる残
留オーステナイト量の存在から、必ずしも表面硬さの低
下が抑えられず、ショットピーニング処理後に表面粗さ
が大きくなる鋼種もあるといった問題点がある。In the latter method, even if only the depth of the incompletely quenched surface layer is reduced, the decrease in surface hardness is not necessarily suppressed due to the presence of residual austenite generated during quenching. There is a problem that some steel types have a large surface roughness after the treatment.
【０００８】[0008]
【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、鋼の化学成分を調整することだけでショッ
トピーニング処理による表面粗れを低減しながらも、圧
縮残留応力と表面硬さを向上することにある。The problem to be solved by the present invention is to reduce the compressive residual stress and the surface hardness while reducing the surface roughness due to the shot peening treatment only by adjusting the chemical composition of the steel. To improve.
【０００９】[0009]
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記課題
を解決するための手段として、鋭意研究を重ねた結果、
浸炭焼入れ−焼戻し処理後や浸炭窒化処理等の後のショ
ットピーニング処理前に、軟らかい残留オーステナイト
を減少することによって、ショットピーニング処理によ
る表面粗れの増加を低減し、かつ、圧縮残留応力と表面
硬さを向上できる組成を見出した。Means for Solving the Problems The present inventors have conducted intensive studies as means for solving the above problems, and as a result,
Before shot peening after carburizing and quenching-tempering or carbonitriding, reducing soft residual austenite reduces the increase in surface roughness due to shot peening, and reduces compressive residual stress and surface hardness. The composition which can improve the hardness was found.
【００１０】また、浸炭焼入れ−焼戻し処理後や浸炭窒
化処理後の残留オーステナイトは、鋼の化学成分を調整
することによって、浸炭および浸炭窒化処理用鋼として
想定しうる化学成分の範囲全般においても、減少できる
組成を見出した。[0010] Further, the residual austenite after carburizing and quenching and tempering and carbonitriding can be adjusted by adjusting the chemical composition of the steel to obtain a wide range of chemical components that can be assumed as steel for carburizing and carbonitriding. A composition that can be reduced has been found.
【００１１】すなわち、本発明は下記の構成よりなる。That is, the present invention has the following constitution.
【００１２】（１）浸炭あるいは浸炭窒化処理後にショ
ットピーニング処理する鋼であって、重量パーセントで Ｃ＝０．１０〜０．３０％ Ｓｉ＝０．４０〜１．５０％ Ｍｎ＝０．３０〜２．００％Ｐ＝０．０３０％以下 Ｓ＝０．００５〜０．０３５％ Ｃｒ＝０．１０〜３．００％ Ａｌ＝０．０１〜０．０５０％Ｏ＝０．００１５％以下 Ｎ＝０．００５０〜０．０２５０％ を含有し、さらにＮｉ＝２．００％以下 Ｍｏ＝１．００％以下 Ｃｕ＝０．５０％以下 Ｖ＝０．５０％以下 Ｎｂ＝０．０５０％以下 Ｔｉ＝０．０５０％以下 Ｂ＝０．００５０％以下 のうちから１種又は２種以上を含有してなり、 残部Ｆｅ
並びに不可避的不純物元素からなることを特徴とする浸
炭あるいは浸炭窒化処理用鋼。(1) Steel subjected to shot peening after carburizing or carbonitriding, wherein C = 0.10 to 0.30% Si = 0.40 to 1.50% Mn = 0.30% by weight 2.00% P = 0.030% or less S = 0.005 to 0.035% Cr = 0.10 to 3.00% Al = 0.01 to 0.050 % O = 0.0015% or less N = 0.0050-0.0250%, Ni = 2.00% or less Mo = 1.00% or less Cu = 0.50% or less V = 0.50% or less Nb = 0.050% or less Ti = 0.050% or less B = 0.050% or less , one or more of which are contained, with the balance Fe
And a carburizing or carbonitriding steel comprising an unavoidable impurity element.
【００１３】（２）上記（１）記載の組成に、 Ｐｂ＝０．０１〜０．０９％ Ｂｉ＝０．０４〜０．２０％ Ｔｅ＝０．００２〜０．０３０％ Ｚｒ＝０．０１〜０．２０％ Ｃａ＝０．０００１〜０．０１００％ の中の１種または２種以上を含有してなる浸炭あるいは
浸炭窒化処理用鋼。(2) The composition according to the above (1), wherein Pb = 0.01 to 0.09% Bi = 0.04 to 0.20% Te = 0.002 to 0.030% Zr = 0.01 ~ 0.20% Ca = 0.0001 ~ 0.0100% Carburizing or carbonitriding steel containing one or more of Ca.
【００１４】その化学成分の調整の最大のポイントは、
Ｓｉ含有量の増加である。Ｓｉはフェライト安定化元素
であることが良く知られているが、鋼中のＳｉ含有量を
増量することにより、その特性の為、浸炭焼入れ−焼戻
し処理後や浸炭窒化処理等の後の鋼の残留オーステナイ
トが減少し、その後のショットピーニング処理における
表面粗れを低減できる適正な含有量の範囲を見い出し
た。The most important point of the adjustment of the chemical components is
This is an increase in the Si content. It is well known that Si is a ferrite stabilizing element. However, by increasing the Si content in the steel, its properties cause the steel to undergo carburizing and quenching-tempering or carbonitriding. An appropriate content range in which the retained austenite was reduced and the surface roughness in the subsequent shot peening treatment was reduced was found.
【００１５】一方、ショットピーニング処理による圧縮
残留応力の発生は、残留オーステナイトがマルテンサイ
トに変態する際の膨張によることが良く知られている
が、Ｓｉ含有量の増加により浸炭焼入れ−焼戻し処理や
浸炭窒化処理等の後の残留オーステナイトが減少した場
合でも、ショットピーニング処理により残留オーステナ
イトはマルテンサイトに変態し、圧縮残留応力の発生挙
動は通常のＳｉ含有量の鋼の場合と相違ないことを確認
した。[0015] On the other hand, it is well known that the generation of compressive residual stress due to the shot peening treatment is caused by expansion when the retained austenite is transformed into martensite. Even when the retained austenite after nitriding treatment etc. decreased, the retained austenite was transformed into martensite by the shot peening treatment, and it was confirmed that the behavior of the generation of the compressive residual stress was not different from that of the steel having the normal Si content. .
【００１６】また、ショットピーニング処理による表面
硬さの向上は、上述した圧縮残留応力の発生に加えて、
加工硬化によることが良く知られているが、Ｓｉ含有量
を増加した場合にも、表面硬さの向上は通常のＳｉ含有
量の鋼の場合と相違ないことも確認した。Further, the improvement of the surface hardness by the shot peening treatment is not only caused by the above-described generation of the compressive residual stress, but also by
It is well known that work hardening is used. However, it was confirmed that even when the Si content was increased, the improvement in surface hardness was not different from that in the case of steel having a normal Si content.
【００１７】以上の知見に至るまでには、数多くの実験
による検証を積み重ねたが、以下にその一例を示す。表
１には、ショットピーニング処理特性を評価するために
使用した発明鋼と比較鋼の化学成分を示す。発明鋼Ｎo.
１からＮo.１２は実験室における高周波真空溶解炉によ
り溶製し、比較鋼Ｎo.ＡからＮo.Ｅは生産炉であるアー
ク式電気炉により溶製した。 Until the above findings, verification by many experiments was accumulated, and an example is shown below. Table 1 shows the chemical components of the inventive steel and the comparative steel used for evaluating the shot peening characteristics. Invention steel No.
No. 1 to No. 12 are obtained by the high-frequency vacuum melting furnace in the laboratory.
The comparative steels No. A to No. E are production furnaces.
It was smelted by a hot electric furnace.
【００１８】[0018]
【表１】 [Table 1]
【００１９】発明鋼Ｎo.１からＮo.１２は実験室におけ
る高周波真空溶解炉により溶製し、比較鋼Ｎo.ＡからＮ
o.Ｅは生産炉であるアーク式電気炉により溶製した。こ
れらの鋼を１２５０℃に加熱し、３０ｍｍφに鍛伸後、
９２５℃で焼準し、図１に示す形状試験片を各鋼種につ
き２本づつ作製した。ここで、１０ｍｍ幅で平行に加工
した部位は、実際の歯車の面粗さを勘案して、最大粗さ
を１０μｍから２０μｍに仕上げた。これらの試験片全
数を図２に示す条件で浸炭焼入れ−焼戻し処理を実施し
た後、各鋼種につき１本のみを表２に示す条件でショッ
トピーニング処理を実施した。Invention steels No. 1 to No. 12 were melted in a laboratory using a high-frequency vacuum melting furnace, and comparative steels No. A to N.
o.E was produced by an arc type electric furnace as a production furnace. After heating these steels to 1250 ° C and forging to 30mmφ,
Normalization was performed at 925 ° C., and two test pieces each having a shape shown in FIG. 1 were prepared for each steel type. Here, the part processed in parallel with a width of 10 mm was finished to have a maximum roughness of 10 μm to 20 μm in consideration of the actual surface roughness of the gear. After carburizing and tempering treatments were performed on all of these test pieces under the conditions shown in FIG. 2, only one of each steel type was subjected to shot peening treatment under the conditions shown in Table 2.
【００２０】[0020]
【表２】 [Table 2]
【００２１】そして、これらの各試験片の１０ｍｍ幅で
平行に加工した部位について、表面残留オーステナイト
含有量、表面最大粗さ、表面硬さ、表面残留応力および
最大残留応力を測定した。表面不完全焼入れ層深さは、
試験片を長手方向に垂直に切断し、表面近傍のミクロ組
織をナイタールでエッチングして測定した。表面硬さ
は、表面から５０μｍの位置までの硬さを１０μｍ毎に
マイクロビッカース硬さ計で測定した平均値である。ま
た、最大残留応力については、表面を電解研磨で１０〜
５０μｍづつ除去しながら残留応力を測定し、その最大
値を採用した。Then, for each of these test pieces processed in parallel with a width of 10 mm, the surface residual austenite content, the surface maximum roughness, the surface hardness, the surface residual stress and the maximum residual stress were measured. The depth of the surface imperfect quenched layer is
The test piece was cut perpendicular to the longitudinal direction, and the microstructure near the surface was etched with nital and measured. The surface hardness is an average value of the hardness from the surface to a position of 50 μm measured by a micro Vickers hardness tester every 10 μm. Also, regarding the maximum residual stress, the surface was
The residual stress was measured while removing 50 μm at a time, and the maximum value was adopted.
【００２２】表３に測定結果を示す。ここで、ショット
ピーニング処理前のデータは、浸炭焼入れ−焼戻し処理
のみを実施した試験片による測定値で、ショットピーニ
ング処理後のデータは、浸炭焼入れ−焼戻し処理の後に
ショットピーニングを実施した試験片による測定値であ
る。また、表面最大粗さの変化とは、ショットピーニン
グ処理後の表面最大粗さからショットピーニング処理前
の表面最大粗さを引いた値である。Table 3 shows the measurement results. Here, the data before the shot peening treatment is a measurement value of a test piece that has been subjected to only carburizing and quenching-tempering, and the data after the shot peening treatment is based on a test piece that has been subjected to shot peening after the carburizing and quenching. It is a measured value. The change in the maximum surface roughness is a value obtained by subtracting the maximum surface roughness before the shot peening from the maximum surface roughness after the shot peening.
【００２３】[0023]
【表３】 [Table 3]
【００２４】以下に、これらのデータについて詳述す
る。先ず、ショットピーニング前の試験片の結果につい
て記す。Hereinafter, these data will be described in detail. First, the results of the test pieces before shot peening will be described.
【００２５】図３には、ショットピーニング処理前の試
験片の表面残オーステナイト含有量とＳｉ含有量の関係
を示す。これより、Ｓｉ含有量が０．４０ｗｔ％以上の
発明鋼の表面残留オーステナイト含有量は１５％以下で
あり、比較鋼に比べて表面残留オーステナイト含有量が
少ないことがわかる。これは、フェライト安定化元素で
あるＳｉ含有量を増量することにより、浸炭焼入れ−焼
戻し後の鋼の残留オーステナイト含有量が抑えられた為
と推定される。FIG. 3 shows the relationship between the surface residual austenite content and the Si content of the test piece before the shot peening treatment. From this, it can be seen that the surface retained austenite content of the invention steel having an Si content of 0.40 wt% or more is 15% or less, and the surface residual austenite content is smaller than that of the comparative steel. This is presumably because the content of Si, which is a ferrite stabilizing element, was increased to suppress the residual austenite content of the steel after carburizing and tempering.
【００２６】図４には、ショットピーニング処理前の試
験片の表面硬さとＳｉ含有量の関係を示す。これより、
Ｓｉ含有量が０．４０ｗｔ％以上の発明鋼の表面残硬さ
はＨＶ８００以上であり、比較鋼に比べて表面硬さが高
いことがわかる。これは上述したように、発明鋼では軟
質の残留オーステナイト含有量が低いことによる。FIG. 4 shows the relationship between the surface hardness of the test piece before the shot peening treatment and the Si content. Than this,
The surface residual hardness of the invention steel having the Si content of 0.40 wt% or more is HV800 or more, which indicates that the surface hardness is higher than that of the comparative steel. This is because, as described above, in the invention steel, the soft residual austenite content is low.
【００２７】次に、ショットピーニング後の試験片の結
果について記す。Next, the results of the test pieces after the shot peening will be described.
【００２８】図５には、ショットピーニング処理前後の
試験片の表面最大粗さの変化とＳｉ含有量の関係を示
す。これより、Ｓｉ含有量が０．４０ｗｔ％以上の発明
鋼の表面最大粗さの変化は３μｍ以下であり、比較鋼に
比べて表面最大粗さの変化が小さいことがわかる。これ
は上述したように、発明鋼では軟質の残留オーステナイ
ト含有量が低く、かつ、表面硬さが高いことにより、シ
ョットピーニング処理後でも表面が粗れにくいことによ
るものと推察される。FIG. 5 shows the relationship between the change in the maximum surface roughness of the test piece before and after the shot peening treatment and the Si content. This indicates that the change in the maximum surface roughness of the invention steel having an Si content of 0.40 wt% or more is 3 μm or less, and the change in the maximum surface roughness is smaller than that of the comparative steel. This is presumed to be because, as described above, the invention steel has a low content of soft residual austenite and a high surface hardness, so that the surface is not easily roughened even after the shot peening treatment.
【００２９】図６には、ショットピーニング処理後の試
験片の表面硬さとＳｉ含有量の関係を示す。これより、
Ｓｉ含有量が０．４０ｗｔ％以上の発明鋼の表面硬さは
ショットピーニング処理前の表面硬さより高いＨＶ９０
０以上であり、比較鋼と同等以上のショットピーニング
処理による表面硬さの向上効果があることがわかる。図
７には、ショットピーニング処理後の試験片の最大残留
応力および表面残留応力とＳｉ含有量の関係を示す。こ
れより、Ｓｉ含有量が０．４０ｗｔ％以上の発明鋼の最
大残留応力は圧縮側の−１２００ＭＰａから−１５００
ＭＰａであり、また、表面残留応力は圧縮側の−６００
ＭＰａから−８００ＭＰａであり、比較鋼と同等以上の
ショットピーニング処理による圧縮残留応力発生の効果
があることがわかる。FIG. 6 shows the relationship between the surface hardness of the test piece after the shot peening treatment and the Si content. Than this,
The surface hardness of the invention steel having a Si content of 0.40 wt% or more is higher than that of the surface steel before the shot peening treatment.
It is 0 or more, which indicates that there is an effect of improving the surface hardness by shot peening treatment equal to or more than that of the comparative steel. FIG. 7 shows the relationship between the maximum residual stress and the surface residual stress of the test piece after the shot peening treatment and the Si content. Thus, the maximum residual stress of the invention steel having a Si content of 0.40 wt% or more is from -1200 MPa on the compression side to -1500.
MPa, and the surface residual stress is -600 on the compression side.
From MPa to -800 MPa, it can be seen that there is an effect of generating a compressive residual stress by shot peening treatment equal to or greater than that of the comparative steel.
【００３０】これより、いずれの発明鋼も比較鋼に比べ
てショットピーニング処理による表面粗さの増加が小さ
く、かつ、ショットピーニング処理による表面硬さの向
上と圧縮残留応力の発生の効果は比較鋼と同等以上であ
ることがわかった。[0030] Thus, the increase in surface roughness due to the shot peening treatment was smaller in each of the inventive steels than in the comparative steel, and the effects of the improvement in surface hardness and the generation of compressive residual stress by the shot peening treatment were compared with those of the comparative steel. It turned out to be equal to or more than.
【００３１】以上説明した研究成果から、鋼の化学成分
を調整することだけでショットピーニング処理による表
面粗さを低減しながらも、圧縮残留応力と表面硬さを向
上する具体的な手法が発明された。From the research results described above, a specific method has been invented to improve the compressive residual stress and the surface hardness while reducing the surface roughness by the shot peening treatment only by adjusting the chemical composition of the steel. Was.
【００３２】次に本発明の上記化学成分について、その
限定理由を説明する。尚、歯車用鋼の化学成分は、その
使用環境、すなわち、歯車の大きさ、負荷強度および浸
炭焼入れ条件等を考慮して、種々の範囲におよぶが、本
発明はそれらの想定しうる如何なる範囲においても発明
の効果が得られることを確認して、成分請求範囲を請求
した。Next, the reasons for limiting the chemical components of the present invention will be described. The chemical composition of the gear steel covers various ranges in consideration of its use environment, that is, the size of the gear, the load strength and the conditions of carburizing and quenching. After confirming that the effects of the present invention can be obtained, the claims of the components were claimed.
【００３３】請求項１における組成限定の理由は次のと
おりである。 The reasons for the composition limitation in claim 1 are as follows.
It is a cage.
【００３４】Ｃ：０．１０〜０．３０ｗｔ％ Ｃは、歯車に要求される心部硬さを確保する為には、少
なくとも０．１０ｗｔ％以上の添加が必要である。しか
し、その過剰な添加は、心部の硬さが上昇し過ぎ、かつ
心部の靭性を劣化させる。これを回避するためには上限
を０．３０ｗｔ％に限定する必要がある。従って、Ｃの
添加量は０．１０〜０．３０ｗｔ％の範囲とした。C: 0.10 to 0.30 wt% C must be added in an amount of at least 0.10 wt% or more in order to secure the core hardness required for the gear. However, the excessive addition increases the hardness of the core too much and degrades the toughness of the core. To avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.30 wt%. Therefore, the addition amount of C is set in the range of 0.10 to 0.30 wt%.
【００３５】Ｓｉ：０．４０〜１．５０ｗｔ％ Ｓｉは本発明鋼において最も重要な元素である。すなわ
ち、Ｓｉは強力なフェライト安定化元素であり、ショッ
トピーニング処理による表面粗さの増加の原因となる軟
らかい残留オーステナイト含有量を減少する。また、歯
車等が転動中に到達すると思われる２５０〜３００℃の
温度域における軟化を小さくする元素でもある。これら
の効果を発揮するためには少なくとも０．４５ｗｔ．％
以上の添加が必要である。しかし、Ｓｉは承知のように
フェライト安定化元素であり、その過剰な添加はＡｃ３
変態温度を上昇し、通常の焼入温度の範囲（８２０〜８
６０℃）で炭素含有量の低い心部でフェライトの出現が
顕著となり強度の低下を招く。さらに、浸炭性を阻害し
たり、浸炭前の鋼材が硬くなり過ぎることにより、冷鍛
性や切削性を劣化させる。これを回避するためには上限
を１．５０ｗｔ％に限定する必要がある。Si: 0.40 to 1.50 wt% Si is the most important element in the steel of the present invention. That is, Si is a strong ferrite stabilizing element and reduces the content of soft residual austenite, which causes an increase in surface roughness due to shot peening. Further, it is an element that reduces softening in a temperature range of 250 to 300 ° C., which is thought to reach during rolling of a gear or the like. In order to exhibit these effects, at least 0.45 wt. %
The above addition is necessary. However, Si is a ferrite stabilizing element, as you know, and its excessive addition is
Raise the transformation temperature to the normal quenching temperature range (820-8
(60 ° C.), the appearance of ferrite is remarkable in the core portion having a low carbon content, and the strength is reduced. Further, the carburizing property is impaired, and the steel material before carburizing becomes too hard, thereby deteriorating cold forgeability and machinability. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 1.50 wt%.
【００３６】従って、Ｓｉの添加量は０．４５〜１．５
０ｗｔ％の範囲とした。Therefore, the added amount of Si is 0.45 to 1.5.
The range was 0 wt%.
【００３７】Ｍｎ：０．３０〜２．００ｗｔ％ Ｍｎは、焼入性を確保する為に少なくとも０．３０ｗｔ
％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰な添加
は浸炭前の鋼材が硬くなり過ぎることにより、冷鍛性や
切削性を劣化させる。これを回避するためには上限を
２．００ｗｔ％に限定する必要がある。従って、Ｍｎの
添加量は０．３０〜２．００ｗｔ％の範囲とした。Mn: 0.30 to 2.00 wt% Mn is at least 0.30 wt% in order to secure hardenability.
% Or more is required. However, excessive addition degrades cold forgeability and machinability because the steel material before carburizing becomes too hard. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 2.00 wt%. Therefore, the amount of Mn added is in the range of 0.30 to 2.00 wt%.
【００３８】Ｐ：０．０３０ｗｔ％以下 Ｐはオーステナイト粒界に偏析して粒界を脆弱すること
により靭性や疲労強度を低下する元素であり、０．０３
０ｗｔ.％以上含むとこのような弊害が顕著となる。従
って、Ｐの含有量は０．０３０ｗｔ％以下と限定した。 P: not more than 0.030 wt% P segregates at the austenite grain boundaries and weakens the grain boundaries.
Is an element that lowers toughness and fatigue strength due to
When the content is 0% by weight or more, such a bad effect becomes remarkable. Obedience
Therefore, the content of P is limited to 0.030 wt% or less.
【００３９】Ｓ：０．００５〜０．０３５ｗｔ％ Ｓは大部分は硫化物系介在物として鋼中に存在し、歯車
のように切削加工により成形される部品では、被削性の
向上に有効な元素である。そのためには少なくとも０．
００５ｗｔ％以上の添加が必要である。しかし、その過
剰な添加は、疲労強度低下を招く要因となる。これを回
避するためには上限を０．０３５ｗｔ％に限定する必要
がある。従って、Ｓの添加量は０．００５〜０．０３５
ｗｔ％の範囲とした。 S: 0.005 to 0.035 wt% S is mostly present in steel as sulfide-based inclusions,
For parts formed by cutting as in
It is an element effective for improvement. To do so, at least 0.
It is necessary to add 005 wt% or more. But that over
Excessive addition causes a reduction in fatigue strength. This time
It is necessary to limit the upper limit to 0.035 wt% to avoid
There is. Therefore, the addition amount of S is 0.005 to 0.035.
wt% range.
【００４０】Ｃｒ：０．１０〜２．００ｗｔ％以下 Ｃｒは、焼入性を確保するために少なくとも０．１０ｗ
ｔ.％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰な
添加は、浸炭前の鋼材が硬くなり過ぎることにより、冷
鍛性や切削性を劣化させる。これを回避するためには上
限を２．００ｗｔ％に限定する必要がある。従って、Ｃ
ｒの添加量は０．１０〜２．００ｗｔ％以下とした。 Cr: 0.10 to 2.00 wt% or less Cr is at least 0.10 W in order to secure hardenability.
It is necessary to add t.% or more. However, excessive
Addition is due to the fact that the steel material before carburizing becomes too hard,
Deterioration of forgeability and machinability. To avoid this
It is necessary to limit the limit to 2.00 wt%. Therefore, C
The addition amount of r was 0.10 to 2.00 wt% or less.
【００４１】Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｗｔ％ ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト結
晶粒度を微細化する作用を有する元素であり、この細粒
化を介して浸炭層および心部の靭性向上に寄与する。そ
の効果を発揮する為には、少なくとも０．０１０ｗｔ％
以上の添加が必要である。しかし、その過剰な添加は疲
労強度に対して有害なＡ１2Ｏ3介在物の生成を助長す
る。これを回避するためには上限を０．０５０ｗｔ％に
限定する必要がある。従って、Ａ１の添加量は０．０１
５〜０．０５０ｗｔ％の範囲とした。Al: 0.010 to 0.050 wt% Al is an element that combines with N to form AlN and has an effect of reducing the austenite crystal grain size. It contributes to the improvement of the toughness of the part. In order to exhibit the effect, at least 0.010 wt%
The above addition is necessary. However, the excessive addition promotes the production of harmful A1 2 O 3 inclusions against fatigue strength. To avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.050 wt%. Therefore, the amount of A1 added is 0.01
The content was in the range of 5 to 0.050 wt%.
【００４２】Ｏ：０．００１５ｗｔ％以下 Ｏは、鋼中においては酸化物系介在物として存在し、疲
労強度を損なう元素である。従って、Ｏの上限を０．０
０１５ｗｔ％以下と規定した。 O: 0.0015 wt% or less O exists as an oxide-based inclusion in steel and
It is an element that impairs labor strength. Therefore, the upper limit of O is set to 0.0
015 wt% or less.
【００４３】Ｎ：０．００５０〜０．０２００ｗｔ％ ＮはＡｌやＮｂと結合してＡｌＮ，ＮｂＣＮを形成し、
オーステナイト結晶粒度の微細化に効果のある元素であ
り、この細粒化を介して浸炭層および心部の靭性向上に
寄与する。その効果を発揮する為には、少なくとも０．
００５０ｗｔ％以上の添加が必要である。しかし、Ｂを
添加し、焼入性を向上を図るためには、できるだけ少な
い方が良く、かつ、その過剰な添加は凝固時の鋼塊表面
での気泡の発生や鋼材の鍛造性の劣化を招く。これを回
避するためには上限を０．０２００ｗｔ％に限定する必
要がある。従って、Ｎの添加量は０．００５０〜０．０
２００ｗｔ％の範囲とした。N: 0.0050 to 0.0200 wt% N combines with Al and Nb to form AlN and NbCN,
It is an element that is effective in reducing the austenite grain size, and contributes to improving the toughness of the carburized layer and the core through this refinement. To achieve the effect, at least 0.
It is necessary to add 0050 wt% or more. However, in order to improve the hardenability by adding B, it is better to reduce the amount as much as possible, and excessive addition thereof causes generation of bubbles on the surface of the steel ingot during solidification and deterioration of the forgeability of the steel material. Invite. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.0200 wt%. Therefore, the addition amount of N is 0.0050 to 0.0
The range was 200% by weight.
【００４４】本発明鋼では、さらにＮｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，
Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｂを含み得る。 In the steel of the present invention, Ni, Mo, Cu,
V, Nb, Ti, and B may be included.
【００４５】これらの元素の量については、下記の範囲
とする。 The amounts of these elements are as follows:
And
【００４６】Ｎｉ：２．００ｗｔ％以下 Ｎｉは浸炭層および心部の靭性を向上させるとともに、
焼入性を向上する元素でもある。また、ＮｉはＳｉと逆
にオーステナイト安定化元素であるので、Ｓｉを添加す
ることにより上昇したＡｃ３変態温度を低下させる効果
がある。したがってそのような効果を必要とする場合に
は添加すべきである。しかしながら、Ｎｉは高価な元素
であることから過剰な添加は経済的な観点から望ましく
なく、かえって残留オーステナイトの形成を促進するこ
とにより表面硬さの低下を招き、さらに、浸炭前の鋼材
が硬くなり過ぎることにより、冷鍛性や切削性を劣化さ
せる。これを回避するためには上限を２．００ｗｔ．％
に限定する必要がある。従って、Ｎｉの添加量は２．０
０ｗｔ％以下とした。 Ni: 2.00 wt% or less Ni improves the toughness of the carburized layer and the core,
It is also an element that improves hardenability. Ni is opposite to Si
Is an austenite stabilizing element.
Effect of lowering the elevated Ac3 transformation temperature
There is. So if you need such an effect
Should be added. However, Ni is an expensive element
Therefore, excessive addition is desirable from an economical point of view.
Rather, it promotes the formation of retained austenite.
This causes the surface hardness to decrease, and furthermore, the steel material before carburizing
Becomes too hard, deteriorating cold forgeability and machinability.
Let In order to avoid this, the upper limit is set to 2.00 wt. %
It is necessary to limit to. Therefore, the amount of Ni added is 2.0
0 wt% or less.
【００４７】Ｍｏ：１．００ｗｔ％以下 ＭｏはＮｉと同様に、浸炭層および心部の靭性を向上さ
せるとともに、焼入性を向上する元素でもある。したが
って、そのような効果を必要とする場合には添加すべき
である。しかしながら、Ｍｏは高価な元素であることか
ら過剰な添加は経済的な観点から望ましくなく、かつ、
浸炭前の鋼材が硬くなり過ぎることにより、冷鍛性や切
削性を劣化させる。これを回避するためには上限を１．
００ｗｔ％に限定する必要がある。従って、Ｍｏの添加
量は１．００ｗｔ％以下とした。 Ｃｕ：０．５０ｗｔ％以下 Ｃｕは、４００〜６００℃といった比較的高い温度域に
おいて析出硬化が期待できる元素である。したがって、
歯面あるいは転動面の温度が著しく上昇する過酷な使用
状況が想定される場合や、航空機材料のようにジェット
推進機やタービン近傍の高音環境で使用される場合に添
加することが望ましい。しかし、その過剰な添加は熱間
脆性を増長し、かつ、浸炭性を阻害する。これを回避す
るためには上限を０．５０ｗｔ％に限定する必要があ
る。 Mo: 1.00 wt% or less Mo improves the toughness of the carburized layer and the core like Ni.
It is also an element that improves hardenability as well as quenching. But
Therefore, if such an effect is required, it should be added
It is. However, is Mo an expensive element?
Excessive addition is undesirable from an economic point of view, and
Since the steel before carburizing becomes too hard,
Deterioration of machinability. To avoid this, set the upper limit to 1.
It must be limited to 00 wt%. Therefore, the addition of Mo
The amount was 1.00 wt% or less. Cu: 0.50 wt% or less Cu is in a relatively high temperature range of 400 to 600 ° C.
In which precipitation hardening can be expected. Therefore,
Severe use where the temperature of the tooth surface or rolling surface rises significantly
When the situation is assumed, or when jetting
When used in a high-tone environment near a thruster or turbine
It is desirable to add. However, the excess addition is hot
Increases brittleness and inhibits carburization. Avoid this
Therefore, it is necessary to limit the upper limit to 0.50 wt%
You.
【００４８】従って、Ｃｕの添加量は０．５０ｗｔ％以
下とした。 Therefore, the added amount of Cu is 0.50 wt% or less.
It was below.
【００４９】Ｖ：０．５０ｗｔ％以下 Ｖは浸炭温度近傍の比較的低い温度においても炭化物を
形成し、それらによる硬さの向上が期待できると同時に
焼入性を向上する元素でもある。したがって、そのよう
な効果を必要とする場合には添加すべきである。しかし
ながら、その過剰な添加は、浸炭層の靭性を劣化させ、
また、Ｖは高価な元素であることから経済的な観点から
望ましくなく、かつ、浸炭前の鋼材が硬くなり過ぎるこ
とにより、冷鍛性や切削性を劣化させる。これを回避す
るためには上限を０．５０ｗｔ％に限定する必要があ
る。従って、Ｖの添加量は０．５０ｗｔ％以下とした。 V: 0.50 wt% or less V can remove carbide even at a relatively low temperature near the carburizing temperature.
At the same time that they can be expected to improve hardness
It is also an element that improves hardenability. So like that
Should be added when a special effect is required. However
However, its excessive addition deteriorates the toughness of the carburized layer,
In addition, V is an expensive element, so from an economic viewpoint,
Undesirable and unhardened steel may be too hard
This deteriorates cold forgeability and machinability. Avoid this
Therefore, it is necessary to limit the upper limit to 0.50 wt%
You. Therefore, the added amount of V is set to 0.50 wt% or less.
【００５０】Ｎｂ：０．０５０ｗｔ％以下 Ｎｂは鋼中のＣ，Ｎと結合して炭窒化物を形成し、Ａ１
Ｎと同様にオーステナイト結晶粒度の微細化に効果のあ
る元素であり、この細粒化を介して浸炭層および心部の
靭性向上に寄与する。したがって、そのような効果を必
要とする場合には添加すべきである。しかしながら、そ
の過剰な添加は粗大な炭窒化物を形成、析出し、浸炭層
の靭性を損なう。これを回避するためには上限を０．０
５０ｗｔ％に限定する必要がある。従って、Ｎｂの添加
量は０．０５０ｗｔ％以下とした。 Nb: 0.050 wt% or less Nb combines with C and N in steel to form a carbonitride, and A1
As with N, it is effective in refining austenite grain size.
Element through the refinement of the carburized layer and the core
Contributes to improvement in toughness. Therefore, such effects are necessary.
Should be added if necessary. However, that
Excessive addition of carbon will form and precipitate coarse carbonitrides,
Impairs toughness. To avoid this, set the upper limit to 0.0
It is necessary to limit to 50 wt%. Therefore, the addition of Nb
The amount was 0.050 wt% or less.
【００５１】Ｔｉ：０．０５０ｗｔ％以下 Ｔｉは鋼中のＮが後述するＢと結合してＢＮを生成しＢ
の焼入性向上効果を劣化させることを防止する為に添加
する元素である。したがってそのような効果を必要とす
る場合には添加すべきである。しかしながら、多量に添
加すると大型のＴｉＮを生成し疲労破壊の起点となる可
能性があるため、上限を０．０５０ｗｔ％に限定する必
要がある。従って、Ｔｉの添加量は０．０５０ｗｔ％以
下とした。 Ti: 0.050 wt% or less In Ti, N in steel combines with B to be described later to form BN,
Added to prevent deterioration of hardenability of steel
Element. So we need such an effect
Should be added if necessary. However, a large amount
When added, large TiN is formed and can be a starting point for fatigue fracture.
Therefore, the upper limit must be limited to 0.050 wt%.
It is necessary. Therefore, the amount of Ti added is 0.050 wt% or less.
It was below.
【００５２】Ｂ：０．００５０ｗｔ％以下 Ｂは、浸炭前の鋼材の冷鍛性や切削性を劣化させること
なく、焼入性を向上する元素である。また、Ｂはフェラ
イトの変態を遅らせる元素であり、Ｓｉを添加すること
により発生しやすくなったフェライトを抑制する効果が
ある。したがって、そのような効果を必要とする場合に
は添加すべきである。しかしながら、０．００５０ｗｔ
％以上添加してもその効果が飽和するとともに、熱間加
工性を劣化するために、上限を０．０５０ｗｔ％に限定
する必要がある。従って、Ｂの添加量は０．０５０ｗｔ
％以下とした。 B: 0.0050 wt% or less B deteriorates cold forgeability and machinability of steel before carburizing.
Is an element that improves hardenability. B is a blowjob
Is an element that delays the transformation of
Has the effect of suppressing ferrite
is there. Therefore, if you need such an effect
Should be added. However, 0.0050wt
%, The effect is saturated and
The upper limit is limited to 0.050 wt% to deteriorate the workability
There is a need to. Therefore, the addition amount of B is 0.050 wt.
% Or less.
【００５３】請求項２は前記請求項１にさらに元素を添
加するものであり各元素の添加理由は下記のとおりであ
る。Claim 2 further adds an element to claim 1.
The reasons for adding each element are as follows.
【００５４】Ｐｂ：０．０１〜０．０９ｗｔ％ ＰｂはＳと同様に歯車のように切削加工により成形され
る部品では、被削性の向上に有効な元素である。そのた
めには少なくとも０．０１ｗｔ％以上の添加が必要であ
る。しかしながら、その過剰な添加は、疲労強度低下を
招く要因となる元素である。また、０．１０ｗｔ％以上
ではＰｂの取扱い上、集塵装置、方法等の法的な規制を
受ける。これを回避するためには上限を０．０９ｗｔ％
に限定する必要がある。したがって、Ｐｂの添加量は
０．０１〜０．０９ｗｔ％の範囲とした。Pb: 0.01 to 0.09 wt% Pb is an element effective for improving machinability in a part formed by cutting like a gear like S. For that purpose, addition of at least 0.01 wt% is necessary. However, excessive addition is an element that causes a reduction in fatigue strength. If the content is 0.10 wt% or more, the handling of Pb is subject to legal regulations such as dust collectors and methods. To avoid this, the upper limit is 0.09 wt%
It is necessary to limit to. Therefore, the addition amount of Pb is set in the range of 0.01 to 0.09 wt%.
【００５５】Ｂｉ：０．０４〜０．２０ｗｔ％ ＢｉはＳやＰｂと同様に歯車のように切削加工により成
形される部品では、被削性の向上に有効な元素である。
そのためには少なくとも０．０４ｗｔ％以上の添加が必
要である。しかしながら、その過剰な添加は、靭性を低
下させる。これを回避するためには上限を０．２０ｗｔ
％に限定する必要がある。従って、Ｂｉの添加量は０．
０４〜０．２０ｗｔ％の範囲とした。Bi: 0.04 to 0.20 wt% Bi, like S and Pb, Bi is an element effective for improving machinability in a part formed by cutting like a gear.
For that purpose, it is necessary to add at least 0.04 wt% or more. However, its excessive addition reduces toughness. To avoid this, the upper limit is 0.20 wt
It is necessary to limit to%. Therefore, the amount of Bi added is 0.1.
The range was 04 to 0.20 wt%.
【００５６】Ｔｅ：０．００２〜０．０３０ｗｔ％ Ｔｅは硫化物系酸化物と母相であるＦｅの界面エネルギ
ーを増加させ、その形状を紡錘形とし被削性を向上させ
る元素である。そのためには少なくとも０．００２ｗｔ
％以上の添加が必要である。しかし、その過剰な添加
は、熱間脆性を生ずる。これを回避するためには上限を
０．０３０ｗｔ％に限定する必要がある。従って、Ｔｅ
の添加量は０．００２〜０．０３０ｗｔ％の範囲とし
た。Te: 0.002 to 0.030 wt% Te is an element which increases the interfacial energy between the sulfide-based oxide and Fe, which is the parent phase, makes the shape of the spindle spindle-shaped and improves the machinability. For that, at least 0.002wt
% Or more is required. However, its excessive addition causes hot embrittlement. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.030 wt%. Therefore, Te
Was in the range of 0.002 to 0.030 wt%.
【００５７】Ｚｒ：０．０１〜０．２０ｗｔ％ Ｚｒは、被削性を向上させる元素である。そのためには
少なくとも０．０１ｗｔ％以上の添加が必要である。し
かし、その過剰な添加は、靭性を低下させる。これを回
避するためには上限を０．２０ｗｔ％に限定する必要が
ある。従って、Ｚｒの添加量は０．０１〜０．２０ｗｔ
％の範囲とした。Zr: 0.01 to 0.20 wt% Zr is an element for improving machinability. For that purpose, addition of at least 0.01 wt% is necessary. However, its excessive addition reduces toughness. To avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.20 wt%. Therefore, the addition amount of Zr is 0.01 to 0.20 wt.
%.
【００５８】Ｃａ：０．０００１〜０．０１００ｗｔ％ Ｃａは、被削性を向上させる元素である。そのためには
少なくとも０．０００１ｗｔ％以上の添加が必要であ
る。しかし、その過剰な添加は、靭性を低下させる。こ
れを回避するためには上限を０．０１００ｗｔ％に限定
する必要がある。従って、Ｃａの添加量は０．０００１
〜０．０１００ｗｔ％の範囲とした。Ca: 0.0001 to 0.0100 wt% Ca is an element that improves machinability. For that purpose, it is necessary to add at least 0.0001 wt% or more. However, its excessive addition reduces toughness. To avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.0100 wt%. Therefore, the amount of Ca added is 0.0001.
-0.0100 wt%.
【００５９】[0059]
【発明の実施の形態】次に、実施例を挙げて、本発明を
更に詳細に説明する。表４には、以上の知見を元にして
実炉溶製した発明鋼の化学成分を示す。ここで、発明鋼
１はボロン無添加鋼で、発明鋼２はボロン添加鋼であ
る。Next, the present invention will be described in more detail with reference to examples. Table 4 shows the chemical components of the steel of the present invention which was melted in a real furnace based on the above findings. Here, Invention Steel 1 is a boron-free steel, and Invention Steel 2 is a boron-added steel.
【００６０】[0060]
【表４】 [Table 4]
【００６１】これらの鋼について、ローラー・ピッチン
グ疲労試験を実施し、それらのピッチング疲労寿命を評
価した。図９には、ローラー・ピッチング疲労試験機の
概要を示す。ここで１は試験片、２は負荷ローラー、
３、４は噛み合い歯車、５は軸受け、６はカップリン
グ、７は伝達ベルト、８はモーターである。図１０はロ
ーラー・ピッチング疲労試験片の形状、図１１はローラ
ー・ピッチング疲労試験機の負荷ローラーの形状を示
す。発明鋼と比較鋼は、先ず、熱間鍛造後焼準され、機
械加工された。次に、図２に示す条件で浸炭焼入れ−焼
戻し処理を実施し、その後さらに、表２に示す条件でシ
ョットピーニング処理を施した。これらの試験片の一部
を切断し、表面最大粗さ、表面不完全焼入れ層深さ、表
面硬さ、表面残留応力およびっ最大残留応力を測定し
た。表５に、これらの結果を示すが、発明鋼１および２
はいずれも比較鋼に比べて、表面最大粗さが小さく、表
面不完全焼入れ層深さが浅く、かつ、表面硬さ、表面残
留応力および最大残留応力が比較鋼と同等以上に高いこ
とがわかる。The steels were subjected to a roller pitting fatigue test to evaluate their pitting fatigue life. FIG. 9 shows an outline of the roller pitching fatigue tester. Here, 1 is a test piece, 2 is a load roller,
3, 4 are meshing gears, 5 is a bearing, 6 is a coupling, 7 is a transmission belt, and 8 is a motor. FIG. 10 shows the shape of a roller pitching fatigue test piece, and FIG. 11 shows the shape of a load roller of a roller pitching fatigue tester. The inventive steel and the comparative steel were first normalized after hot forging and machined. Next, carburizing quenching and tempering were performed under the conditions shown in FIG. 2, and then shot peening was further performed under the conditions shown in Table 2. Some of these test pieces were cut, and the maximum surface roughness, the surface incompletely quenched layer depth, the surface hardness, the surface residual stress, and the maximum residual stress were measured. Table 5 shows these results. Inventive steels 1 and 2
Shows that the maximum surface roughness is smaller, the surface imperfect quenched layer depth is shallower, and the surface hardness, surface residual stress and maximum residual stress are all higher than those of the comparative steel. .
【００６２】[0062]
【表５】 [Table 5]
【００６３】図１１に、ローラー・ピッチング疲労試験
の結果を示す。これから、発明鋼１および２のピッチン
グ疲労寿命はいずれも、Ｌ５０寿命で評価して、比較鋼
の２倍から１０倍以上長いことがわかる。従って、発明
鋼はボロンの添加の有無を問わず、当初の設計思想通
り、ショットピーニング処理を施しても、表面粗さが小
さく、かつ、表面硬さおよび残留応力は比較鋼と同等以
上に高く、ピッチング疲労寿命が大幅に改善されること
が確認された。FIG. 11 shows the results of the roller pitting fatigue test. From this, it can be seen that the pitting fatigue life of each of the inventive steels 1 and 2 is longer than the comparative steel by a factor of 2 to 10 or more, as evaluated by the L50 life. Therefore, regardless of whether or not boron is added, the inventive steel has a small surface roughness, and the surface hardness and residual stress are as high as or higher than those of the comparative steel, even when subjected to the shot peening treatment as originally designed. It was confirmed that the pitting fatigue life was significantly improved.
【００６４】[0064]
【発明の効果】以上のように、本発明により、鋼の化学
成分を調整することだけでショットピーニング処理によ
る表面粗さを低減しながらも、圧縮残留応力と表面硬さ
を向上することが可能となり、ピッチング疲労強度を現
用鋼に比べて大幅に改善することが出来る。従って、本
発明の効果としては、現状の製造工程においても、浸炭
歯車の小型、軽量化が可能となり、また、同じ形状、寸
法でもより高出力化が可能となり、歯車類を使用する産
業界において、コストの低減と信頼性の向上に広く貢献
することが挙げられる。As described above, according to the present invention, it is possible to improve the compressive residual stress and the surface hardness while reducing the surface roughness by the shot peening treatment only by adjusting the chemical composition of the steel. And the pitting fatigue strength can be greatly improved as compared with the current steel. Therefore, as an effect of the present invention, even in the current manufacturing process, it is possible to reduce the size and weight of the carburized gear, and to achieve a higher output even with the same shape and dimensions. And contributes widely to reducing costs and improving reliability.
【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]
【図１】試験片の形状Fig. 1 Shape of test piece
【図２】浸炭焼入れ−焼戻し処理条件FIG. 2 Carburizing and tempering conditions
【図３】ショットッピーニング処理前の試験片の表面残
留オーステナイト含有量とＳｉ含有量とＳｉ含有量の関
係FIG. 3 shows the relationship between the surface residual austenite content, the Si content, and the Si content of the test piece before the shot peening treatment.
【図４】ショットピーニング処理前の試験片の表面硬さ
とＳｉ含有量の関係FIG. 4 shows the relationship between the surface hardness of the test piece before the shot peening treatment and the Si content.
【図５】ショットピーニング処理後の試験片の表面最大
粗さの変化とＳｉ含有量の関係FIG. 5 shows the relationship between the change in the maximum surface roughness of the test piece after the shot peening treatment and the Si content.
【図６】ショットピーニング処理後の試験片の表面硬さ
とＳｉ含有量の関係FIG. 6 is a relationship between the surface hardness of the test piece after the shot peening treatment and the Si content.
【図７】ショットピーニング処理後の試験片の最大残留
応力および表面残留応力とＳｉ含有量の関係FIG. 7: Relationship between maximum residual stress and surface residual stress of test piece after shot peening and Si content.
【図８】ローラー・ピッチング疲労試験機の概要FIG. 8: Outline of a roller pitching fatigue tester
【図９】ローラー・ピッチング疲労試験片の形状FIG. 9: Shape of roller / pitting fatigue test specimen
【図１０】ローラー・ピッチング疲労試験機の負荷ロー
ラーの形状FIG. 10 Shape of load roller of roller pitching fatigue tester
【図１１】ローラー・ピッチング疲労試験の結果FIG. 11: Results of roller pitching fatigue test
Claims (3)
ピーニング処理する鋼であって、重量パーセントで Ｃ＝０．１０〜０．３０％ Ｓｉ＝０．４０〜１．５０％ Ｍｎ＝０．３０〜２．００％ Ａｌ＝０．０１〜０．０５０％ Ｎ＝０．００５０〜０．０２５０％ を含有し、残部Ｆｅ並びに不可避的不純物元素からなる
ことを特徴とする浸炭あるいは浸炭窒化処理用鋼。1. A steel subjected to a shot peening treatment after carburizing or carbonitriding treatment, wherein C = 0.10 to 0.30% Si = 0.40 to 1.50% Mn = 0.30 to 2 by weight percent A steel for carburizing or carbonitriding comprising 0.000% Al = 0.01 to 0.050% N = 0.0050 to 0.0250%, the balance being Fe and unavoidable impurity elements.
浸炭窒化処理用鋼。2. The composition according to claim 1, wherein: S = 0.005-0.035% Pb = 0.01-0.09% Bi = 0.04-0.20% Te = 0.002-0 0.030% Zr = 0.01 to 0.20% Ca = 0.0001 to 0.0100% A steel for carburizing or carbonitriding comprising one or more of the following:
化処理用鋼。3. The composition according to claim 1, wherein P = 0.030% or less Ni = 2.00% or less Cr = 2.00% or less Mo = 1.00% or less Cu = 0.50% or less V = 0.50% or less Nb = 0.050% or less Ti = 0.050% or less B = 0.0050% or less O = 0.0015% or less Carburizing or carburizing containing one or more of the following: Steel for nitriding.
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|---|---|---|---|
| JP11081629A JP2000273574A (en) | 1999-03-25 | 1999-03-25 | Steel for carburizing or carbonitriding treatment |
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|---|---|
| JP (1) | JP2000273574A (en) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002121645A (en) * | 2000-10-17 | 2002-04-26 | Nkk Bars & Shapes Co Ltd | Steel for gear having excellent dedendum bending fatigue characteristic and facial pressure fatigue characteristic and gear |
| JP2002322536A (en) * | 2001-04-23 | 2002-11-08 | Aichi Steel Works Ltd | High strength gear having excellent bending strength of dedendum and pitting resistance, and producing method therefor |
| FR2827875A1 (en) * | 2001-07-24 | 2003-01-31 | Ascometal Sa | Steel used in fabrication of mechanical components comprises specified amounts of carbon, silicon, manganese, chromium, molybdenum, nickel, aluminum, copper, sulfur, phosphorus, niobium and the rest is iron and impurities |
| EP1550736A4 (en) * | 2001-12-25 | 2005-07-06 | Aisin Aw Co | Carburized and quenched member and method for production thereof |
| FR2868083A1 (en) * | 2004-03-24 | 2005-09-30 | Ascometal Sa | STEEL FOR MECHANICAL PARTS, PROCESS FOR MANUFACTURING MECHANICAL PARTS USING THE SAME, AND MECHANICAL PARTS THUS PRODUCED |
| EP1757711A3 (en) * | 2005-08-24 | 2008-04-23 | Daido Steel Co.,Ltd. | Carburized machine parts |
| JP2008179848A (en) * | 2007-01-24 | 2008-08-07 | Jfe Bars & Shapes Corp | Steel for gear having superior impact fatigue resistance and contact fatigue strength, and gear using the same |
| JP2010053429A (en) * | 2008-08-29 | 2010-03-11 | Kobe Steel Ltd | Gear excellent in high surface-pressure resistance |
| WO2018047955A1 (en) * | 2016-09-09 | 2018-03-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Case-hardened steel, method for producing same, and method for manufacturing gear part |
-
1999
- 1999-03-25 JP JP11081629A patent/JP2000273574A/en active Pending
Cited By (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4504550B2 (en) * | 2000-10-17 | 2010-07-14 | Ｊｆｅ条鋼株式会社 | Steel for gears and gears with excellent root bending fatigue and surface fatigue properties |
| JP2002121645A (en) * | 2000-10-17 | 2002-04-26 | Nkk Bars & Shapes Co Ltd | Steel for gear having excellent dedendum bending fatigue characteristic and facial pressure fatigue characteristic and gear |
| JP2002322536A (en) * | 2001-04-23 | 2002-11-08 | Aichi Steel Works Ltd | High strength gear having excellent bending strength of dedendum and pitting resistance, and producing method therefor |
| FR2827875A1 (en) * | 2001-07-24 | 2003-01-31 | Ascometal Sa | Steel used in fabrication of mechanical components comprises specified amounts of carbon, silicon, manganese, chromium, molybdenum, nickel, aluminum, copper, sulfur, phosphorus, niobium and the rest is iron and impurities |
| WO2003012156A1 (en) * | 2001-07-24 | 2003-02-13 | Ascometal | Method for making a mechanical component, and resulting mechanical component |
| EP1550736A4 (en) * | 2001-12-25 | 2005-07-06 | Aisin Aw Co | Carburized and quenched member and method for production thereof |
| EP1550736A1 (en) * | 2001-12-25 | 2005-07-06 | Aisin Aw Co., Ltd. | Carburized and quenched member and method for production thereof |
| WO2005098070A2 (en) * | 2004-03-24 | 2005-10-20 | Ascometal | Steel for mechanical parts, method for producing mechanical parts from said steel and the thus obtainable mechanical parts |
| WO2005098070A3 (en) * | 2004-03-24 | 2006-10-05 | Ascometal Sa | Steel for mechanical parts, method for producing mechanical parts from said steel and the thus obtainable mechanical parts |
| FR2868083A1 (en) * | 2004-03-24 | 2005-09-30 | Ascometal Sa | STEEL FOR MECHANICAL PARTS, PROCESS FOR MANUFACTURING MECHANICAL PARTS USING THE SAME, AND MECHANICAL PARTS THUS PRODUCED |
| EP1757711A3 (en) * | 2005-08-24 | 2008-04-23 | Daido Steel Co.,Ltd. | Carburized machine parts |
| CN101033536B (en) * | 2005-08-24 | 2010-11-10 | 大同特殊钢株式会社 | Carburized machine parts |
| KR101322748B1 (en) | 2005-08-24 | 2013-10-25 | 다이도 스틸 코오퍼레이션 리미티드 | Carburized machine parts |
| JP2008179848A (en) * | 2007-01-24 | 2008-08-07 | Jfe Bars & Shapes Corp | Steel for gear having superior impact fatigue resistance and contact fatigue strength, and gear using the same |
| JP2010053429A (en) * | 2008-08-29 | 2010-03-11 | Kobe Steel Ltd | Gear excellent in high surface-pressure resistance |
| WO2018047955A1 (en) * | 2016-09-09 | 2018-03-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Case-hardened steel, method for producing same, and method for manufacturing gear part |
| JPWO2018047955A1 (en) * | 2016-09-09 | 2018-12-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Case-hardened steel, method for producing the same, and method for producing gear parts |
| JP2019052376A (en) * | 2016-09-09 | 2019-04-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Gear component and manufacturing method therefor |
| US11332799B2 (en) | 2016-09-09 | 2022-05-17 | Jfe Steel Corporation | Case hardening steel, method of producing the same, and method of producing gear parts |
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