JP2007308772A - Carburized parts and manufacturing method therefor - Google Patents

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Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide carburized parts having extremely superior bending fatigue characteristics, and to provide a method for manufacturing such carburized parts. <P>SOLUTION: The base metal comprises, by mass%, 0.05 to 0.3% C, more than 0.35% but 2% or less Si, 3% or less Mn (excluding 0%), 2% or less Cr (excluding 0%), 0.1% or less Al (excluding 0%), 0.03% or less N (excluding 0%), 0.03% or less P, 0.03% or less S, 0.002% or less O, and the balance Fe with unavoidable impurities. The carburized parts have a carburized layer which contains 0.9% or more C, has a structure containing cementite and bainite, and has the maximum hardness of 650 Hv or higher. <P>COPYRIGHT: (C)2008,JPO&INPIT

Description

本発明は、自動車などの輸送機器や建設機械、その他の各種産業機械などにおいて、浸炭処理して使用される浸炭部品(機械部品)およびその製造方法に関するものであり、特に歯車やシャフト類、軸付き歯車、軸受などに関するものである。   The present invention relates to a carburized part (machine part) used by carburizing in a transport device such as an automobile, a construction machine, and other various industrial machines, and a manufacturing method thereof, and more particularly to gears, shafts, shafts, and the like. The present invention relates to attached gears, bearings, and the like.

輸送機器や建設機械、その他の各種産業機械において、耐摩耗性や疲労特性が要求される機械部品には、従来から、浸炭処理や窒化処理、或いは浸炭窒化処理などの表面硬化熱処理をした浸炭部品が用いられている。こうした表面硬化熱処理による効果を発揮させるために、上記部品の素材鋼(母材)としては、通常、JIS G4052で規定されている焼入性を保証した構造用鋼鋼材(H鋼)等が用いられている。H鋼の中でも、Siを0.35%以下の範囲で含有しているSMn420H、SCr415H、SCr420H、SCM415H、SCM418H、SCM420H、SNC415H、SNCM220H、SNCM420Hなどが一般的に用いられている。   Conventionally, carburized parts that have undergone surface hardening heat treatment such as carburizing treatment, nitriding treatment, or carbonitriding treatment are required for machine parts that require wear resistance and fatigue characteristics in transportation equipment, construction machinery, and other various industrial machines. Is used. In order to exhibit the effect of such surface hardening heat treatment, as the material steel (base material) of the above-mentioned parts, structural steel materials (H steel) with guaranteed hardenability as defined in JIS G4052 are usually used. It has been. Among H steels, SMn420H, SCr415H, SCr420H, SCM415H, SCM418H, SCM420H, SNC415H, SNCM220H, SNCM420H and the like that contain Si in a range of 0.35% or less are generally used.

このうち浸炭熱処理方法に関する技術として、例えば、特許文献1には、カーボンポテンシャルを0.9〜1.2%の高炭素域に設定して浸炭処理を行い、Ar1変態以下に一旦冷却後850℃に再加熱し、引続き200℃〜230℃で所定時間保持冷却することで、マトリックスの高炭素マルテンサイト化による強度低下を防止し、耐ピッチング性や曲げ疲れ限度を向上する方法が記載されている。   Among these, as a technique related to the carburizing heat treatment method, for example, in Patent Document 1, the carbon potential is set to a high carbon range of 0.9 to 1.2%, carburizing treatment is performed, and after cooling to Ar1 transformation or less, 850 ° C. The method is described in which the steel is reheated to 200 ° C. to 230 ° C. and kept at a temperature of 200 ° C. to 230 ° C. for a predetermined time to prevent a decrease in strength due to high carbon martensite of the matrix and to improve the pitting resistance and bending fatigue limit. .

ところで、自動車や建設機械、産業機械等に用いられる部品には、近年、高応力化や小型軽量化に対する要望が高まり、動力伝達用歯車やシャフト、軸付き歯車、或いはこれらを受ける軸受などに負荷される応力も益々増大しており、特に曲げ疲労特性の更なる改善が求められている。
特開平7−34218号公報(特許請求の範囲、段落0011など)
By the way, parts used for automobiles, construction machines, industrial machines, etc. have recently been increasingly demanded for high stress, small size and light weight, and load is applied to gears for power transmission, shafts, shaft gears, and bearings for receiving them. The stress applied is also increasing, and there is a need for further improvement in bending fatigue characteristics.
JP-A-7-34218 (Claims, paragraph 0011, etc.)

本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、曲げ疲労特性に極めて優れた浸炭部品を提供することにある。また本発明の他の目的は、こうした浸炭部品を製造できる方法を提供することにある。   This invention is made | formed in view of such a condition, The objective is to provide the carburized component which was extremely excellent in the bending fatigue characteristic. Another object of the present invention is to provide a method capable of manufacturing such a carburized part.

上記課題を解決することのできた本発明に係る浸炭部品は、母材が、質量%で、C:0.05〜0.3%、Si:0.35%を超え、2%以下、Mn:3%以下(0%を含まない)、Cr:2%以下(0%を含まない)、Al:0.1%以下(0%を含まない)、N:0.03%以下(0%を含まない)を含有し、P:0.03%以下、S:0.03%以下、O:0.002%以下を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、浸炭硬化層のC濃度が0.9%以上で、その組織はベイナイトとセメンタイトを含んでおり、且つ最大硬さが650Hv以上である点に要旨を有する。   The carburized parts according to the present invention that have been able to solve the above-mentioned problems are based on mass%, C: 0.05 to 0.3%, Si: more than 0.35%, 2% or less, Mn: 3% or less (not including 0%), Cr: 2% or less (not including 0%), Al: 0.1% or less (not including 0%), N: 0.03% or less (0% Not contained), P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, O: 0.002% or less are satisfied, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the C concentration of the carburized hardened layer Is 0.9% or more, the structure contains bainite and cementite, and the gist is that the maximum hardness is 650 Hv or more.

前記母材は、更に他の元素として、
(a)Cu:1%以下(0%を含まない)および/またはNi:3%以下(0%を含まない)、
(b)Mo:1%以下(0%を含まない)、
(c)Ti:0.2%以下(0%を含まない)、V:0.3%以下(0%を含まない)およびNb:0.2%以下(0%を含まない)よりなる群から選ばれる1種以上、
(d)B:0.003%以下(0%を含まない)、
(e)Ca:0.02%以下(0%を含まない)、Mg:0.02%以下(0%を含まない)およびTe:0.05%以下(0%を含まない)よりなる群から選ばれる1種以上、
等を含有していてもよい。
The base material is still another element,
(A) Cu: 1% or less (not including 0%) and / or Ni: 3% or less (not including 0%),
(B) Mo: 1% or less (excluding 0%),
(C) A group consisting of Ti: 0.2% or less (not including 0%), V: 0.3% or less (not including 0%), and Nb: 0.2% or less (not including 0%) One or more selected from
(D) B: 0.003% or less (excluding 0%),
(E) A group consisting of Ca: 0.02% or less (not including 0%), Mg: 0.02% or less (not including 0%), and Te: 0.05% or less (not including 0%) One or more selected from
Etc. may be contained.

本発明の浸炭部品は、上記化学成分を満足する鋼を、カーボンポテンシャル0.9〜1.5%で高濃度浸炭する工程と、820〜890℃で30分以上保持する工程と、下記(1)式で算出されるMs点〜Ms点+90℃の温度域で30分以上保持する工程と、をこの順行うことで製造することができる。
Ms点(℃)=550−350×[C]−40×[Mn]−20×[Cr]+30×[Al]−10×[Cu]−17×[Ni]−10×[Mo]−35×[V] ・・・(1)
式中、[ ]は、高濃度浸炭後の部品表面におけるオーステナイトに含まれる化学成分の含有量(質量%)を意味する。
The carburized parts of the present invention include a step of carburizing steel satisfying the above chemical components at a carbon concentration of 0.9 to 1.5% at a high concentration, a step of holding at 820 to 890 ° C. for 30 minutes or more, and the following (1 And the step of maintaining for 30 minutes or more in the temperature range of Ms point to Ms point + 90 ° C. calculated by the formula can be manufactured in this order.
Ms point (° C.) = 550−350 × [C] −40 × [Mn] −20 × [Cr] + 30 × [Al] −10 × [Cu] −17 × [Ni] −10 × [Mo] −35 × [V] (1)
In the formula, [] means the content (% by mass) of a chemical component contained in austenite on the surface of the part after high-concentration carburization.

本発明の浸炭部品は、母材がSi量の多い鋼で構成されていると共に、表面の浸炭硬化層のC濃度が0.9%以上と高く、しかもその組織がベイナイトとセメンタイトの混合組織を有しており、且つ表面硬さが適度に高められているため、曲げ疲労特性に極めて優れている。   In the carburized parts of the present invention, the base material is composed of steel with a large amount of Si, the C concentration of the carburized hard layer on the surface is as high as 0.9% or more, and the structure is a mixed structure of bainite and cementite. Since it has and the surface hardness is raised moderately, it is very excellent in bending fatigue characteristics.

本発明者らは、浸炭部品に要求される特性のなかでも、特に曲げ疲労特性に優れた浸炭部品を提供するという観点から検討を重ねてきた。その結果、浸炭部品を構成する素材鋼(母材)の成分組成と表面の浸炭硬化層の組織や硬さを適切に調整すれば、所望の浸炭部品が得られること、このような浸炭部品は、素材鋼として汎用されているH鋼よりもSi量の多い鋼を用いて高濃度浸炭し、その後、適切な熱処理を施せば得られることを見出し、本発明を完成した。   The present inventors have repeatedly studied from the viewpoint of providing a carburized part that is particularly excellent in bending fatigue characteristics among the characteristics required for carburized parts. As a result, if the component composition of the material steel (base material) constituting the carburized component and the structure and hardness of the carburized hardened layer on the surface are appropriately adjusted, a desired carburized component can be obtained. The present invention was completed by finding that it can be obtained by carburizing at a high concentration using steel having a higher Si content than H steel, which is widely used as raw material steel, and then performing appropriate heat treatment.

まず、曲げ疲労特性について詳述する。一般に、金属材料は、繰り返し応力を受ける際に、通常の破壊応力よりかなり低い応力で破壊することが知られている。この破壊は、金属材料の疲労と呼ばれており、疲労破壊するときの応力は、切り欠きのない平滑な試験片と切り欠きのある試験片では大きく相違している。切り欠きのない平滑な試験片では、引張強さの1/3〜1/5程度の応力が負荷されるまで疲労破壊は生じないのに対し、切り欠きのある試験片では、引張強さの1/10程度以下の応力が負荷されるだけで疲労破壊が起こる。これを切り欠き効果と呼んでいる。例えば、歯車のように歯の付け根(歯元)が応力集中部となっている部品では、切り欠きに対する疲労特性に優れていることが要求される点で、シャフトや軸付き歯車の軸部などのような平滑な部品とは、疲労特性向上のためのアプローチが異なると考えられる。   First, the bending fatigue characteristics will be described in detail. In general, it is known that when a metal material is subjected to repeated stress, it breaks at a stress considerably lower than a normal fracture stress. This failure is called fatigue of a metal material, and the stress at the time of fatigue failure is greatly different between a smooth test piece without a notch and a test piece with a notch. In a smooth specimen without notch, fatigue failure does not occur until a stress of about 1/3 to 1/5 of the tensile strength is applied, whereas in a specimen with notch, the tensile strength Fatigue failure occurs only by applying a stress of about 1/10 or less. This is called a notch effect. For example, in parts such as gears where the root of teeth (tooth root) is a stress-concentrated part, it is required to have excellent fatigue characteristics against notches. Such a smooth part is considered to have a different approach for improving fatigue characteristics.

従って、例えば前述した特許文献1には、曲げ疲れ限度に優れた浸炭熱処理方法が記載されているが、本発明者らが素材鋼として汎用されているH鋼を用いて上記の方法を行ったところ、後記する実施例に示すように、切り欠きのある試験片(後記する実施例の図1に示す四点曲げ試験片)を用いて評価した疲労特性は良好であるが、平滑な試験片(後記する実施例の図2に示す回転曲げ試験片)を用いて評価した疲労特性は劣っていることが判明した。また特許文献1に記載されているように、高濃度浸炭処理した後に、母材の成分にかかわらず一律に200〜230℃の温度に加熱保持する高濃度浸炭熱処理方法を実施すると、母材の鋼成分によっては、浸炭硬化層が軟化して表面硬さが低下するため、表面が平滑な部品の曲げ疲労強度が低下することが分かった。即ち、特許文献1の方法では、母材による特性のバラツキが大きく、所望の特性を兼備できないことが分かった。   Therefore, for example, in Patent Document 1 described above, a carburizing heat treatment method excellent in bending fatigue limit is described, but the present inventors performed the above method using H steel which is widely used as material steel. However, as shown in the examples described later, the fatigue characteristics evaluated using notched test pieces (four-point bending test pieces shown in FIG. 1 of the examples described later) are good, but smooth test pieces. It was found that the fatigue characteristics evaluated using (rotary bending test piece shown in FIG. 2 of an example described later) were inferior. Moreover, as described in Patent Document 1, after carrying out the high-concentration carburizing treatment, if a high-concentration carburizing heat treatment method in which the temperature is uniformly maintained at a temperature of 200 to 230 ° C. regardless of the composition of the base material, It was found that, depending on the steel component, the carburized hardened layer is softened and the surface hardness is lowered, so that the bending fatigue strength of a part having a smooth surface is lowered. That is, it has been found that the method of Patent Document 1 has a large variation in characteristics due to the base material and cannot have desired characteristics.

そこで本発明者らは、歯車などの切り欠き部品及びシャフトや軸付き歯車の軸部などの平滑部品の両方に対する疲労特性が高められた浸炭部品を提供するため、特に母材の化学成分に着目し、検討を重ねてきた。その結果、回転曲げ試験片の場合、硬さを増大させれば、引張強さが向上し、疲労強度を高めることができること、一方、四点曲げ試験片の場合、硬さを増大させてもその効果は小さく、鋼材の靭性を増大させる方が有効であることを突き止めた。   Accordingly, the inventors of the present invention pay particular attention to the chemical composition of the base material in order to provide carburized parts with improved fatigue characteristics for both notched parts such as gears and smooth parts such as shafts and shaft parts of shafted gears. And have been repeatedly studied. As a result, in the case of a rotating bending test piece, if the hardness is increased, the tensile strength can be improved and the fatigue strength can be increased. On the other hand, in the case of a four-point bending test piece, the hardness can be increased. The effect was small, and it was found that increasing the toughness of the steel material is more effective.

このような観点に基づき、本発明者らは、更に検討を重ねた。その結果、母材としてJISで規定されているよりもSi量が多い鋼を用い、高濃度浸炭後の加熱保持工程(後記する図4に示すベイナイト化工程)をMs点との関係で制御すると、表面硬さの低下を抑えることができ、曲げ疲労特性を改善できることを見出し、本発明を完成した。   Based on such a viewpoint, the present inventors have further studied. As a result, when using a steel having a larger amount of Si than that specified by JIS as a base material, the heating and holding process after high-concentration carburization (bainite forming process shown in FIG. 4 described later) is controlled in relation to the Ms point. The inventors have found that the decrease in surface hardness can be suppressed and the bending fatigue characteristics can be improved, and the present invention has been completed.

まず、本発明の浸炭部品について説明する。浸炭部品は、以下に示すように、母材と浸炭硬化層とに分けられる。母材とは、浸炭硬化層以外の部分であって、浸炭部品の製造に用いられる素材鋼を意味する。   First, the carburized component of the present invention will be described. As shown below, the carburized component is divided into a base material and a carburized hardened layer. The base material means a material steel that is a part other than the carburized hardened layer and is used for manufacturing a carburized part.

はじめに、母材について説明する。本発明の浸炭部品を構成する母材において、Siは、JIS G 4052でH鋼として規定されている成分組成の範囲よりも多く、0.35%を超え、2%以下の範囲で含有していることが重要であり、これにより高濃度浸炭後の加熱保持工程における浸炭硬化層硬さの低下を防止することができる。表面硬さを確保することで、表面が平滑な部品の曲げ疲労強度を特に高めることができる。Siは0.4%以上であることが好ましく、より好ましくは0.45%以上である。しかしSiが過剰になると、母材の硬さが著しく高くなり過ぎて被削性や鍛造性を劣化させる。従ってSiは2%以下である。好ましくは1%以下、より好ましくは0.6%以下である。   First, the base material will be described. In the base material constituting the carburized part of the present invention, Si is contained in a range of more than 0.35% and less than 2%, exceeding the range of the component composition defined as H steel in JIS G 4052. Therefore, it is possible to prevent a reduction in the hardness of the carburized hardened layer in the heating and holding step after high-concentration carburizing. By ensuring the surface hardness, the bending fatigue strength of parts having a smooth surface can be particularly increased. Si is preferably 0.4% or more, more preferably 0.45% or more. However, when Si is excessive, the hardness of the base material becomes extremely high and the machinability and forgeability are deteriorated. Therefore, Si is 2% or less. Preferably it is 1% or less, More preferably, it is 0.6% or less.

上記Si以外の母材の化学成分は特に限定されず、例えば、JIS G 4052でH鋼として規定されている構造用鋼鋼材と同様であってもよい。具体的には、基本元素として、C,Mn,Cr,Al,Nを含有し、必要に応じてさらに種々の選択元素(例えば、CuやNiなど)を含有していてもよい。各元素の添加量と添加理由は、以下の通りである。   The chemical components of the base material other than Si are not particularly limited, and may be the same as, for example, the structural steel material defined as H steel in JIS G 4052. Specifically, it contains C, Mn, Cr, Al, N as basic elements, and may further contain various selection elements (for example, Cu, Ni, etc.) as necessary. The addition amount of each element and the reason for addition are as follows.

C:0.05〜0.3%
Cは、浸炭部品として必要な芯部硬さを確保する上で重要な元素である。Cが0.05%未満では硬さ不足となり、浸炭部品としての静的強度が不足する。従ってCは0.05%以上である。好ましくは0.1%以上、より好ましくは0.15%以上、更に好ましくは0.17%以上である。しかしCが多過ぎると、硬さが過度に高くなって被削性や鍛造性を劣化させる。従ってCは0.3%以下である。好ましくは0.26%以下であり、より好ましくは0.25%以下、更に好ましくは0.23%以下である。
C: 0.05-0.3%
C is an important element in securing the core hardness necessary for carburized parts. If C is less than 0.05%, the hardness is insufficient, and the static strength as a carburized component is insufficient. Therefore, C is 0.05% or more. Preferably it is 0.1% or more, More preferably, it is 0.15% or more, More preferably, it is 0.17% or more. However, when there is too much C, hardness will become high too much and machinability and forgeability will deteriorate. Therefore, C is 0.3% or less. Preferably it is 0.26% or less, More preferably, it is 0.25% or less, More preferably, it is 0.23% or less.

Mn:3%以下(0%を含まない)
Mnは、脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減して母材の内部品質を改善する作用を有すると共に、浸炭焼入れ時の焼入性を著しく向上させる作用も有する。またMnは、マルテンサイト変態点(Ms点)を低下させる元素であり、比較的低い温度でもベイナイト組織を生成させることができる。しかしMnが3%を超えると、中心偏析が顕著に発生し、内部品質を却って劣化させる。また、縞状組織も顕著に生成し、材質のバラツキを生じさせ、衝撃特性が悪化する。従ってMnは3%以下である。好ましくは2%以下、より好ましくは1.6%以下である。なおMnは製造上0.2%程度含有しているが、上記作用を有効に発揮させるためには、Mnは0.3%以上であることがより好ましく、更に好ましくは0.4%以上、特に好ましくは0.5%以上である。
Mn: 3% or less (excluding 0%)
Mn acts as a deoxidizer, has the effect of reducing the amount of oxide inclusions and improving the internal quality of the base material, and also has the effect of significantly improving the hardenability during carburizing and quenching. Mn is an element that lowers the martensitic transformation point (Ms point), and can produce a bainite structure even at a relatively low temperature. However, if Mn exceeds 3%, center segregation occurs remarkably, deteriorating the internal quality. In addition, a striped structure is remarkably generated, causing variations in the material and deteriorating impact characteristics. Therefore, Mn is 3% or less. Preferably it is 2% or less, More preferably, it is 1.6% or less. In addition, although Mn contains about 0.2% on manufacture, in order to exhibit the said effect | action effectively, it is more preferable that Mn is 0.3% or more, More preferably, it is 0.4% or more, Particularly preferably, it is 0.5% or more.

Cr:2%以下(0%を含まない)
Crは、炭化物(セメンタイト)に固溶して炭化物の硬さを向上させる元素であり、これにより耐摩耗性を向上させるのに有効に作用する。しかし2%を超えて過度に含有させると、母材が硬くなり過ぎて被削性や鍛造性が悪くなる。従ってCrは2%以下である。好ましくは1.5%以下、より好ましくは1.4%以下である。Crの下限は特に限定されないが、例えば0.4%以上であり、特には0.9%以上である。
Cr: 2% or less (excluding 0%)
Cr is an element that improves the hardness of the carbide by solid solution in the carbide (cementite), and thus effectively acts to improve the wear resistance. However, if the content exceeds 2%, the base material becomes too hard and the machinability and forgeability deteriorate. Therefore, Cr is 2% or less. Preferably it is 1.5% or less, More preferably, it is 1.4% or less. Although the minimum of Cr is not specifically limited, For example, it is 0.4% or more, and is 0.9% or more especially.

Al:0.1%以下(0%を含まない)
Alは、母材の結晶粒を微細化するのに作用する元素である。またAlは、鋼中のNと結合してAlNを生成し、この窒化物が高濃度浸炭時にオーステナイト粒が成長するのを抑制する。しかしAlを過剰に含有すると、粗大で硬い非金属介在物(Al23)が生成し、衝撃強度や転動疲労強度を低下させる。従ってAlは0.1%以下である。好ましくは0.05%以下、より好ましくは0.03%以下である。なおAlは、鋼中に不可避的に0.001%程度は含まれているが、上記作用を有効に発揮させるためには、例えば0.005%以上であることが好ましく、特に0.01%以上であることがより好ましい。Alを脱酸剤として溶鋼に添加した場合には、母材には0.01〜0.03%程度含まれている。
Al: 0.1% or less (excluding 0%)
Al is an element that acts to refine the crystal grains of the base material. Moreover, Al combines with N in the steel to produce AlN, and this nitride suppresses the growth of austenite grains during high-concentration carburization. However, when Al is contained excessively, coarse and hard non-metallic inclusions (Al 2 O 3 ) are generated, and impact strength and rolling fatigue strength are lowered. Therefore, Al is 0.1% or less. Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.03% or less. Al is unavoidably contained in steel in an amount of about 0.001%, but in order to effectively exhibit the above action, it is preferably 0.005% or more, in particular 0.01%. More preferably. When Al is added to molten steel as a deoxidizer, the base material contains about 0.01 to 0.03%.

N:0.03%以下(0%を含まない)
Nは、AlやTi,Nb等と結びついて窒化物や炭窒化物を形成し、高濃度浸炭時にオーステナイト粒が成長するのを抑制する元素である。しかしNを過剰に含有すると、熱間加工性が低下し、製造が困難になったり、母材の衝撃特性が低下する。従ってNは0.03%以下である。好ましくは0.025%以下であり、より好ましくは0.02%以下である。なおNは、鋼中に不可避的に0.001%程度含まれる。Nの下限は特に限定されないが、例えば0.003%以上であり、特に0.005%以上である。
N: 0.03% or less (excluding 0%)
N is an element that forms nitrides or carbonitrides in combination with Al, Ti, Nb, etc., and suppresses the growth of austenite grains during high-concentration carburization. However, when N is contained excessively, the hot workability is lowered, making the production difficult, and the impact characteristics of the base material are lowered. Therefore, N is 0.03% or less. Preferably it is 0.025% or less, More preferably, it is 0.02% or less. N is inevitably contained in steel by about 0.001%. Although the minimum of N is not specifically limited, For example, it is 0.003% or more, and is 0.005% or more especially.

本発明で高濃度浸炭する母材は、上述したように、基本元素としてC,Mn,Cr,Al,Nを含有するものであるが、母材に含まれるP,S,O(酸素)は、下記の範囲を満足するのがよい。   As described above, the base material subjected to high-concentration carburization in the present invention contains C, Mn, Cr, Al, and N as basic elements, but P, S, and O (oxygen) contained in the base material are The following range should be satisfied.

P:0.03%以下
Pは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、結晶粒界に偏析して浸炭部品の衝撃特性を低下させるため、Pは0.03%以下であることが望ましい。好ましくは0.015%以下、より好ましくは0.01%以下である。Pはなるべく低減することが好ましいが、不可避的に0.001%程度は含有する。Pの下限は特に限定されないが、例えば0.003%以上である。
P: 0.03% or less P is an element inevitably contained in the steel, but P is 0.03% or less because it segregates at the grain boundaries and lowers the impact characteristics of the carburized parts. Is desirable. Preferably it is 0.015% or less, More preferably, it is 0.01% or less. P is preferably reduced as much as possible, but unavoidably contains about 0.001%. Although the minimum of P is not specifically limited, For example, it is 0.003% or more.

S:0.03%以下
Sは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、Mnと結合してMnS介在物を生成し、浸炭部品の衝撃強度を低下させるため、Sは0.03%以下であることが望ましい。好ましくは0.02%以下、より好ましくは0.015%以下、更に好ましくは0.01%以下である。Sはなるべく低減することが好ましいが、不可避的に0.001%程度は含有する。Sの下限は特に限定されないが、例えば0.003%以上である。
S: 0.03% or less S is an element that is inevitably contained in the steel, but combines with Mn to form MnS inclusions and lower the impact strength of the carburized component. % Or less is desirable. Preferably it is 0.02% or less, More preferably, it is 0.015% or less, More preferably, it is 0.01% or less. S is preferably reduced as much as possible, but unavoidably contains about 0.001%. Although the minimum of S is not specifically limited, For example, it is 0.003% or more.

O:0.002%以下
Oは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、母材の強度を低下させるため、Oは0.002%以下であることが望ましい。好ましくは0.0015%以下、より好ましくは0.001%以下である。Oはなるべく低減することが好ましいが、不可避的に0.0001%程度は含有する。Oの下限は特に限定されないが、例えば0.0003%以上である。
O: 0.002% or less O is an element inevitably contained in the steel, but O is preferably 0.002% or less in order to reduce the strength of the base material. Preferably it is 0.0015% or less, More preferably, it is 0.001% or less. O is preferably reduced as much as possible, but unavoidably contains about 0.0001%. Although the minimum of O is not specifically limited, For example, it is 0.0003% or more.

本発明で高濃度浸炭する母材の化学成分は、上記の通りであり、残部はFeおよび不可避不純物であってもよい。また、浸炭部品の特性を更に向上させるために、更に他の元素として、(a)Cuおよび/またはNi、(b)Mo、(c)Ti、VおよびNbよりなる群から選ばれる1種以上、(d)B、(e)Ca、MgおよびTeよりなる群から選ばれる1種以上、等の元素を含有していてもよい。以下、これらの元素の好ましい範囲について説明する。   The chemical components of the base material subjected to high-concentration carburization in the present invention are as described above, and the balance may be Fe and inevitable impurities. Further, in order to further improve the characteristics of the carburized component, as another element, one or more selected from the group consisting of (a) Cu and / or Ni, (b) Mo, (c) Ti, V and Nb (D) B, (e) One or more elements selected from the group consisting of Ca, Mg and Te may be contained. Hereinafter, preferable ranges of these elements will be described.

(a)Cu:1%以下(0%を含まない)および/またはNi:3%以下(0%を含まない)
CuとNiは、母材の耐食性を向上させる元素である。しかしCuの含有量が1%を超えると、母材の熱間での延性が低下するため、割れが発生し易くなる。従ってCuは1%以下であることが好ましい。より好ましくは0.8%以下であり、更に好ましくは0.6%以下である。Cuの下限は特に限定されないが、例えば0.1%以上、特に0.2%以上である。
(A) Cu: 1% or less (not including 0%) and / or Ni: 3% or less (not including 0%)
Cu and Ni are elements that improve the corrosion resistance of the base material. However, if the Cu content exceeds 1%, the hot ductility of the base material is reduced, and cracking is likely to occur. Therefore, Cu is preferably 1% or less. More preferably, it is 0.8% or less, More preferably, it is 0.6% or less. Although the minimum of Cu is not specifically limited, For example, it is 0.1% or more, Especially 0.2% or more.

Niは、Cuと同様に鋼材の耐食性を向上させる他、鋼材の耐衝撃性を向上させる作用も有する元素である。またNiは、Mnと同様に、マルテンサイト変態点(Ms点)を低下させるのに作用し、比較的低い温度でもベイナイト組織を生成させることができる。しかしNiが過剰になるとコスト高となるため、上限は3%とすることが好ましい。より好ましくは2%以下、更に好ましくは1.5%以下である。Niの下限は特に限定されないが、例えば0.1%以上、特に0.3%以上である。   Ni is an element that has the effect of improving the impact resistance of a steel material as well as improving the corrosion resistance of the steel material in the same manner as Cu. Ni, like Mn, acts to lower the martensitic transformation point (Ms point) and can produce a bainite structure even at a relatively low temperature. However, if Ni is excessive, the cost increases, so the upper limit is preferably 3%. More preferably, it is 2% or less, More preferably, it is 1.5% or less. Although the minimum of Ni is not specifically limited, For example, it is 0.1% or more, especially 0.3% or more.

CuとNiは、夫々単独で、或いは併用して用いることができる。CuとNiを併用する場合の好ましい上限は3%であり、より好ましい上限は2%である。   Cu and Ni can be used alone or in combination. A preferable upper limit when Cu and Ni are used in combination is 3%, and a more preferable upper limit is 2%.

(b)Mo:1%以下(0%を含まない)
Moは、高温浸炭後の部品をMs点〜Ms点+90℃の温度域で保持したときに、浸炭硬化層の硬さが低下するのを抑制し、硬さを確保するのに作用する元素である。またMoは、高濃度浸炭時の焼入性を著しく向上させる効果を有するのに加え、耐水素脆性の向上にも有効に作用する。しかし過剰に含有すると、母材が硬くなり過ぎて被削性が悪くなる。また過剰に含有しても、添加効果は飽和し、コスト高となる。従ってMoは1%以下であることを推奨する。好ましくは0.8%以下であり、より好ましくは0.45%以下である。Moの下限は特に限定されないが、例えば0.1%以上、特に0.15%以上である。
(B) Mo: 1% or less (excluding 0%)
Mo is an element that acts to keep the hardness of the carburized hardened layer from decreasing when the parts after high-temperature carburizing are held in the temperature range of Ms point to Ms point + 90 ° C. is there. Mo not only has the effect of remarkably improving the hardenability during high-concentration carburization, but also effectively acts to improve hydrogen embrittlement resistance. However, when it contains excessively, a base material will become hard too much and machinability will worsen. Moreover, even if it contains excessively, the addition effect will be saturated and it will become expensive. Therefore, it is recommended that Mo is 1% or less. Preferably it is 0.8% or less, More preferably, it is 0.45% or less. Although the minimum of Mo is not specifically limited, For example, it is 0.1% or more, Especially 0.15% or more.

(c)Ti:0.2%以下(0%を含まない)、V:0.3%以下(0%を含まない)およびNb:0.2%以下(0%を含まない)よりなる群から選ばれる1種以上
Ti,V,Nbは、鋼中のNやCと結合して窒化物や炭化物、或いは炭窒化物を生成し、高濃度浸炭時にオーステナイト粒が成長するのを抑制する元素である。しかし過剰に含有すると、粗大な金属介在物が生成し、衝撃強度や転動疲労強度が低下する恐れがある。従ってTiは0.2%以下、Vは0.3%以下、Nbは0.2%以下であることがよい。
(C) A group consisting of Ti: 0.2% or less (not including 0%), V: 0.3% or less (not including 0%), and Nb: 0.2% or less (not including 0%) One or more selected from Ti, V, and Nb are elements that combine with N and C in steel to form nitrides, carbides, or carbonitrides, and suppress the growth of austenite grains during high-concentration carburizing. It is. However, if it is contained excessively, coarse metal inclusions are produced, and the impact strength and rolling fatigue strength may be reduced. Therefore, Ti is preferably 0.2% or less, V is 0.3% or less, and Nb is 0.2% or less.

Tiは0.15%以下であることが好ましく、より好ましくは0.1%以下である。Tiの下限は特に限定されないが、例えば0.01%以上、特に0.02%以上である。Vは0.2%以下であることが好ましく、より好ましくは0.15%以下である。Vの下限は特に限定されないが、例えば0.03%以上、特に0.05%以上である。Nbは0.15%以下であることが好ましく、より好ましくは0.1%以下である。Nbの下限は特に限定されないが、例えば0.01%以上、特に0.02%以上である。   Ti is preferably 0.15% or less, and more preferably 0.1% or less. Although the minimum of Ti is not specifically limited, For example, it is 0.01% or more, especially 0.02% or more. V is preferably 0.2% or less, and more preferably 0.15% or less. Although the minimum of V is not specifically limited, For example, it is 0.03% or more, Especially 0.05% or more. Nb is preferably 0.15% or less, more preferably 0.1% or less. Although the minimum of Nb is not specifically limited, For example, it is 0.01% or more, Especially 0.02% or more.

Ti,VおよびNbは、夫々単独で、或いは併用して用いることができる。Ti,VおよびNbを全て含有する場合の合計は0.2%以下であることが好ましい。   Ti, V and Nb can be used alone or in combination. The total when Ti, V and Nb are all contained is preferably 0.2% or less.

(d)B:0.003%以下(0%を含まない)
Bは、高濃度浸炭時の焼入れ性を大幅に向上させる元素である。また結晶粒界を強化し、衝撃強度を高める作用を有している。しかし0.003%を超えると、B窒化物が生成しやすくなり、B窒化物は、冷間加工性や熱間加工性を劣化させることがある。従ってBは0.003%以下であることが望ましい。好ましくは0.0025%以下であり、より好ましくは0.002%以下である。Bの下限は特に限定されないが、例えば0.0005%以上、特に0.0008%以上である。
(D) B: 0.003% or less (excluding 0%)
B is an element that greatly improves the hardenability during high-concentration carburizing. Moreover, it has the effect | action which strengthens a crystal grain boundary and raises impact strength. However, if it exceeds 0.003%, B nitride is likely to be generated, and B nitride may deteriorate cold workability and hot workability. Therefore, B is preferably 0.003% or less. Preferably it is 0.0025% or less, More preferably, it is 0.002% or less. The lower limit of B is not particularly limited, but is, for example, 0.0005% or more, particularly 0.0008% or more.

(e)Ca:0.02%以下(0%を含まない)、Mg:0.02%以下(0%を含まない)およびTe:0.05%以下(0%を含まない)よりなる群から選ばれる1種以上
Ca,MgおよびTeは、圧延時に、鋼中に生成した硫化物の展伸を抑制し、衝撃特性を向上させる元素である。
(E) A group consisting of Ca: 0.02% or less (not including 0%), Mg: 0.02% or less (not including 0%), and Te: 0.05% or less (not including 0%) At least one selected from the group consisting of Ca, Mg, and Te is an element that suppresses the spreading of sulfides generated in the steel during rolling and improves the impact characteristics.

しかしCaやMgを過剰に含有すると、粗大な酸化物が生成し、母材の強度が却って低下する恐れがある。従ってCaは0.02%以下、Mgは0.02%以下であることがよい。Caは0.01%以下であることが好ましく、より好ましくは0.005%以下である。Mgは0.01%以下であることが好ましく、より好ましくは0.005%以下である。上記作用を有効に発揮させるためには、Caは、例えば0.0005%以上、特に0.001%以上であることが好ましい。MgについてもCaと同様に、例えば0.0005%以上、特に0.001%以上であることが好ましい。   However, when Ca and Mg are contained excessively, coarse oxides are generated, and the strength of the base material may be decreased. Therefore, Ca is preferably 0.02% or less, and Mg is preferably 0.02% or less. Ca is preferably 0.01% or less, and more preferably 0.005% or less. Mg is preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less. In order to effectively exhibit the above action, Ca is preferably 0.0005% or more, particularly 0.001% or more, for example. Similarly to Ca, Mg is, for example, preferably 0.0005% or more, particularly preferably 0.001% or more.

一方、Teを過剰に含有すると、熱間延性が著しく悪化するため、母材自体を製造することや、部品形状への成形が難しくなる。従ってTeは0.05%以下であることがよい。Teは0.03%以下であることが好ましく、より好ましくは0.02%以下、更に好ましくは0.015%以下である。上記作用を有効に発揮させるためには、Teは、例えば0.001%以上、特に0.005%以上であることが好ましい。   On the other hand, when Te is contained excessively, the hot ductility is remarkably deteriorated, so that it is difficult to manufacture the base material itself or to form the part shape. Therefore, Te is preferably 0.05% or less. Te is preferably 0.03% or less, more preferably 0.02% or less, and still more preferably 0.015% or less. In order to effectively exhibit the above action, Te is preferably, for example, 0.001% or more, particularly 0.005% or more.

Ca,MgおよびTeは、夫々単独で、或いは任意に組み合わせて用いることができる。これらの好ましい元素の組合せは、CaとMgであり、質量基準で1:1の割合で用いればよい。Ca,MgおよびTeを全て含有する場合の合計は0.02%以下であることが好ましい。   Ca, Mg and Te can be used alone or in any combination. A preferable combination of these elements is Ca and Mg, which may be used at a ratio of 1: 1 on a mass basis. The total when Ca, Mg and Te are all contained is preferably 0.02% or less.

こうした母材の組織は、主にマルテンサイトとベイナイトからなっていればよい。   Such a base material structure only needs to be mainly composed of martensite and bainite.

次に、浸炭硬化層について説明する。浸炭硬化層のC濃度(ベイナイトとセメンタイトの合計)は0.9%以上である。C濃度が0.9%未満では、セメンタイトが生成していないため、硬さ不足となり、表面が平滑な部品の曲げ疲労強度が低下する。従ってC濃度は0.9%以上であり、好ましくは0.95%以上、より好ましくは1%以上である。C濃度の上限は特に限定されないが、例えば1.5%である。   Next, the carburized hardened layer will be described. The C concentration of the carburized hardened layer (the sum of bainite and cementite) is 0.9% or more. When the C concentration is less than 0.9%, cementite is not generated, so that the hardness is insufficient, and the bending fatigue strength of a part having a smooth surface is lowered. Therefore, the C concentration is 0.9% or more, preferably 0.95% or more, more preferably 1% or more. The upper limit of the C concentration is not particularly limited, but is, for example, 1.5%.

浸炭硬化層の組織は、ベイナイトとセメンタイトを含んでおり、詳細にはベイナイトを主体とし、セメンタイトが析出していればよい。ベイナイト主体とは、浸炭硬化層に占めるベイナイトの割合(ベイナイト分率)が50体積%以上であることを意味する。好ましくは55体積%以上であり、より好ましくは60体積%以上である。ベイナイト分率の上限は、セメンタイト分率とのバランスによって決定され、最大でも95体積%程度である。   The structure of the carburized hardened layer includes bainite and cementite, and in detail, bainite is mainly used as long as cementite is precipitated. The bainite main body means that the ratio of bainite (bainite fraction) in the carburized hardened layer is 50% by volume or more. Preferably it is 55 volume% or more, More preferably, it is 60 volume% or more. The upper limit of the bainite fraction is determined by the balance with the cementite fraction, and is about 95% by volume at the maximum.

浸炭硬化層に占めるセメンタイトの割合は、浸炭硬化層の硬さを確保するために、5体積%以上であることが好ましい。より好ましくは7体積%以上である。セメンタイト分率は、ベイナイトとのバランスによって決定され、例えば15体積%である。   The proportion of cementite in the carburized hardened layer is preferably 5% by volume or more in order to ensure the hardness of the carburized hardened layer. More preferably, it is 7 volume% or more. The cementite fraction is determined by the balance with bainite and is, for example, 15% by volume.

浸炭硬化層は、少なくとも上記範囲のベイナイトとセメンタイトを含んでいればよく、ベイナイトとセメンタイトのみから構成されていてもよく、他の組織(例えば、残留オーステナイト)を有していても良い。浸炭部品に占める残留オーステナイトの割合は特に限定されないが、残留オーステナイトが多量に生成していると、ベイナイト分率が小さくなり、浸炭硬化層の硬さが小さくなって、部品表面が平滑な場合の曲げ疲労強度が低くなる。従って残留オーステナイト分率は、最大でも30体積%であることが好ましく、より好ましくは25体積%以下、更に好ましくは20体積%以下である。もちろん0体積%であっても構わない。   The carburized hardened layer should just contain the bainite and cementite of the said range at least, may be comprised only from bainite and cementite, and may have another structure | tissue (for example, retained austenite). The proportion of retained austenite in the carburized parts is not particularly limited, but if a large amount of retained austenite is generated, the bainite fraction decreases, the hardness of the carburized hardened layer decreases, and the part surface is smooth. Bending fatigue strength decreases. Therefore, the retained austenite fraction is preferably 30% by volume at the maximum, more preferably 25% by volume or less, and still more preferably 20% by volume or less. Of course, it may be 0% by volume.

上述したように、本発明の浸炭部品の浸炭硬化層は、C濃度が0.9%以上で、ベイナイトとセメンタイトを含む組織であるが、浸炭硬化層の硬さを測定したときに、最大硬さが650Hv以上であることが必要である。最大硬さが650Hv未満では、硬さ不足となり、シャフトや軸付き歯車の軸部などのように、表面が平滑な部品の曲げ疲労強度が低くなる(後記する実施例を参照)。従って最大硬さは650Hv以上であればよく、好ましくは660Hv以上、より好ましくは670Hv以上である。但し、表面が硬くなり過ぎると、却って疲労特性が劣化するため、上限は900Hv程度である。好ましくは850Hv以下である。浸炭硬化層の硬さの測定方法は、後記する実施例の欄で詳述する。   As described above, the carburized hardened layer of the carburized component of the present invention has a C concentration of 0.9% or more and a structure containing bainite and cementite, but when the hardness of the carburized hardened layer is measured, Needs to be 650 Hv or more. When the maximum hardness is less than 650 Hv, the hardness is insufficient, and the bending fatigue strength of a part having a smooth surface such as a shaft or a shaft part of a shaft-equipped gear becomes low (see examples described later). Therefore, the maximum hardness should just be 650 Hv or more, Preferably it is 660 Hv or more, More preferably, it is 670 Hv or more. However, if the surface becomes too hard, the fatigue characteristics deteriorate on the contrary, so the upper limit is about 900 Hv. Preferably it is 850 Hv or less. The method for measuring the hardness of the carburized hardened layer will be described in detail in the column of Examples described later.

浸炭部品の表面に形成されている浸炭硬化層の厚みは特に限定されないが、浸炭による効果を有効に発揮させるには、少なくとも0.3mm必要である。好ましくは0.35mm以上、より好ましくは0.4mm以上である。浸炭硬化層の厚みの上限は特に限定されないが、一般に1mm程度である。好ましい上限は0.8mmである。   The thickness of the carburized hardened layer formed on the surface of the carburized component is not particularly limited, but at least 0.3 mm is necessary to effectively exhibit the effect of carburizing. Preferably it is 0.35 mm or more, more preferably 0.4 mm or more. The upper limit of the thickness of the carburized hardened layer is not particularly limited, but is generally about 1 mm. A preferable upper limit is 0.8 mm.

なお、本発明において、浸炭硬化層の厚みは、JIS G0557で定義される有効硬化層深さを意味し、浸炭部品の表層部のビッカース硬さを測定したときに、硬さが550HV以上となる領域の厚みを指す。   In the present invention, the thickness of the carburized hardened layer means the effective hardened layer depth defined in JIS G0557, and when the Vickers hardness of the surface layer portion of the carburized part is measured, the hardness becomes 550 HV or more. Refers to the thickness of the region.

次に、本発明の浸炭部品を製造する方法について説明する。本発明の製造方法は、上述した成分組成の母材(素材鋼)を、[1]カーボンポテンシャル0.9〜1.5%で高濃度浸炭することで、母材表面を浸炭し、このときCを母材の母相中に固溶させることによって、浸炭部品の表面硬さを高め、また後記する[2]の工程でセメンタイトを生成し易くし、次いで[2]高濃度浸炭後、820〜890℃で30分以上保持することで、浸炭硬化層にセメンタイトを生成させ、次いで[3]下記(1)式で算出されるMs点〜Ms点+90℃の温度域で30分以上保持することで、浸炭硬化層の組織をベイナイト化すれば製造できる。以下、上記[1]〜[3]の工程に沿って、図3および図4を参照しつつ説明する。
Ms点(℃)=550−350×[C]−40×[Mn]−20×[Cr]+30×[Al]−10×[Cu]−17×[Ni]−10×[Mo]−35×[V] ・・・(1)
式中、[ ]は、高濃度浸炭後の部品表面におけるオーステナイトに含まれる化学成分の含有量(質量%)を意味する。
Next, a method for producing the carburized part of the present invention will be described. In the manufacturing method of the present invention, the base material (material steel) having the above-described component composition is carburized at a high concentration with [1] carbon potential of 0.9 to 1.5%, thereby carburizing the surface of the base material. By dissolving C in the matrix of the base material, the surface hardness of the carburized component is increased, and it is easy to generate cementite in the step [2] described later, and then [2] 820 after high concentration carburization. By holding at ~ 890 ° C for 30 minutes or longer, cementite is generated in the carburized hardened layer, and then [3] held at a temperature range of Ms point to Ms point + 90 ° C calculated by the following formula (1) for 30 minutes or longer. Thus, it can be produced by converting the structure of the carburized hardened layer to bainite. Hereinafter, it demonstrates along the process of said [1]-[3], referring FIG. 3 and FIG.
Ms point (° C.) = 550−350 × [C] −40 × [Mn] −20 × [Cr] + 30 × [Al] −10 × [Cu] −17 × [Ni] −10 × [Mo] −35 × [V] (1)
In the formula, [] means the content (% by mass) of a chemical component contained in austenite on the surface of the part after high-concentration carburization.

[1]
まず、上記成分組成の母材を、図3に示すように、温度T1(℃)で、時間t1、カーボンポテンシャル(Cp)を0.9〜1.5%として高濃度浸炭し、浸炭硬化層を形成する。カーボンポテンシャルが0.9%未満では、母相に固溶するC量が少ないため、後記する[2]の工程で浸炭硬化層中に所定量のセメンタイトを生成させることができない。セメンタイト量が少ないと、浸炭硬化層の硬さを確保できず、特に表面が平滑な部品の曲げ疲労強度を充分高めることができない。従って高濃度浸炭するときのカーボンポテンシャルは0.9%以上とする。好ましくは0.95%以上であり、より好ましくは1%以上である。しかしカーボンポテンシャルが1.5%を超えると、過剰浸炭となり、粗大なセメンタイトが残存して疲労特性に悪影響を与えたり、バラツキの原因となる。
[1]
First, as shown in FIG. 3, the base material having the above component composition is subjected to high-concentration carburization at a temperature T1 (° C.), a time t1, and a carbon potential (Cp) of 0.9 to 1.5%. Form. If the carbon potential is less than 0.9%, the amount of C dissolved in the matrix phase is small, so that a predetermined amount of cementite cannot be generated in the carburized hardened layer in the step [2] described later. If the amount of cementite is small, the hardness of the carburized hardened layer cannot be secured, and the bending fatigue strength of a part having a particularly smooth surface cannot be sufficiently increased. Therefore, the carbon potential when high-concentration carburizing is 0.9% or more. Preferably it is 0.95% or more, More preferably, it is 1% or more. However, if the carbon potential exceeds 1.5%, excessive carburization occurs and coarse cementite remains, which adversely affects fatigue characteristics and causes variation.

高濃度浸炭する方法は特に限定されず、例えば、ガス浸炭や真空浸炭、イオン浸炭(プラズマ浸炭)等の方法を採用すればよい。高濃度浸炭するときの条件も特に限定されず、ガス浸炭の場合は、高濃度浸炭温度T1を例えば900〜950℃程度、高濃度浸炭時間t1を1〜8時間程度とすればよい。真空浸炭やイオン浸炭(プラズマ浸炭)の場合は、ガス浸炭よりも高温で短時間の処理が可能であり、950〜1100℃程度で行ってもよい。   A method for carburizing at a high concentration is not particularly limited, and for example, a method such as gas carburizing, vacuum carburizing, or ion carburizing (plasma carburizing) may be employed. The conditions for high-concentration carburizing are not particularly limited. In the case of gas carburizing, the high-concentration carburizing temperature T1 may be about 900 to 950 ° C. and the high-concentration carburizing time t1 may be about 1 to 8 hours. In the case of vacuum carburizing or ion carburizing (plasma carburizing), processing can be performed at a higher temperature for a shorter time than gas carburizing, and may be performed at about 950 to 1100 ° C.

[2]
上記[1]で高濃度浸炭した後、図4に示すように、温度T2(℃)で時間t2保持する。保持温度T2は820〜890℃の温度域とし、保持時間t2は30分以上とする。この温度域で所定時間保持することで、浸炭硬化層にセメンタイトを析出させることができ、浸炭硬化層が硬くなり、特に表面が平滑な部品の曲げ疲労強度が向上する。
[2]
After high-concentration carburization in [1] above, as shown in FIG. 4, the temperature t2 (° C.) is maintained for a time t2. The holding temperature T2 is set to a temperature range of 820 to 890 ° C., and the holding time t2 is set to 30 minutes or more. By maintaining the temperature in this temperature range for a predetermined time, cementite can be precipitated in the carburized hardened layer, the carburized hardened layer becomes hard, and the bending fatigue strength of a part having a particularly smooth surface is improved.

保持温度T2は830℃以上とすることが好ましく、より好ましくは840℃以上である。一方、保持温度T2は880℃以下とすることが好ましく、より好ましくは870℃以下である。   The holding temperature T2 is preferably 830 ° C. or higher, more preferably 840 ° C. or higher. On the other hand, the holding temperature T2 is preferably 880 ° C. or lower, more preferably 870 ° C. or lower.

また、保持時間t2が30分未満では、セメンタイトが充分に析出しない。従って保持時間は30分以上とする。好ましくは1時間以上とし、より好ましくは2時間以上とする。保持時間の上限は特に限定されないが、長時間保持してもセメンタイトの析出量は増加せず、生産性が低下するため、上限は3時間程度とすればよい。   Further, when the holding time t2 is less than 30 minutes, cementite is not sufficiently precipitated. Accordingly, the holding time is 30 minutes or more. Preferably it is 1 hour or more, More preferably, it is 2 hours or more. The upper limit of the holding time is not particularly limited, but even if it is held for a long time, the precipitation amount of cementite does not increase and the productivity is lowered, so the upper limit may be about 3 hours.

上記温度域T2で保持するときの雰囲気は特に限定されないが、例えば不活性ガス雰囲気とすればよい。また、浸炭雰囲気であってもよく、このときのカーボンポテンシャル(Cp)は特に限定されない。   The atmosphere when holding in the temperature range T2 is not particularly limited, but may be an inert gas atmosphere, for example. Moreover, a carburizing atmosphere may be sufficient and the carbon potential (Cp) at this time is not specifically limited.

高濃度浸炭後、上記温度域T2で保持するに当たっては、浸炭後、一旦、A変態点以下(例えば600℃程度)まで冷却した後に、上記温度域T2に再加熱してセメンタイトを析出させてもよいし、或いは高濃度浸炭した後、一旦、A変態点以下に冷却することなく、冷却途中で、上記温度域T2で保持してもよい。好ましくは前者の方法を採用することがよく、A変態点以下に冷却することでセメンタイトの粗大化を防止できる。 After high concentration carburizing, when is kept at the temperature range T2, after carburization, once, after cooling to A 1 below the transformation point (for example, about 600 ° C.), and cementite to precipitate by reheating to the temperature range T2 may be, or after the high-concentration carburization, once, without cooling below the a 1 transformation point, in the middle cooling may be held at the above temperature range T2. Preferably prevent coarsening of cementite by that the former method is adopted may be cooled below the A 1 transformation point.

冷却するときの条件は特に限定されないが、冷却速度は大きくするのがよい。冷却速度を大きくすることで、析出したセメンタイトの粗大化を防止できるからである。   The conditions for cooling are not particularly limited, but the cooling rate should be increased. This is because increasing the cooling rate can prevent coarsening of the precipitated cementite.

[3]
上記[2]の温度域T2で所定時間t2保持した後は、図4に示すように、温度T3(℃)で、時間t3保持する。保持温度T3(℃)は、上記(1)式で算出されるMs点〜Ms点+90℃の温度域とし、保持時間t3は、30分以上とする。この工程は、所定のベイナイト組織を得るために重要であり、これにより歯車の歯元などの切り欠きのある部品の疲労強度が特に向上する。即ち、高濃度浸炭した後に、上記[2]や[3]の工程を行わずに、そのまま冷却した状態とするか、或いは高濃度浸炭した後に、上記[2]のように温度域T2で加熱保持してからMs点未満に冷却すると、浸炭硬化層はベイナイト化せず、マルテンサイト化する。マルテンサイトは、ベイナイトよりも硬質なため、部品自体が硬くなり過ぎ、応力が集中したときの曲げ疲労強度が低くなる。これに対し、温度域T3で保持することで、浸炭硬化層の組織をベイナイト化でき、これにより応力が集中したときの曲げ疲労強度を高めることができる。
[3]
After holding for the predetermined time t2 in the temperature range T2 of [2], as shown in FIG. 4, the temperature is held at the temperature T3 (° C.) for the time t3. The holding temperature T3 (° C.) is a temperature range of Ms point to Ms point calculated by the above formula (1) to 90 ° C., and the holding time t3 is 30 minutes or more. This step is important for obtaining a predetermined bainite structure, and thereby the fatigue strength of a notched part such as a gear tooth base is particularly improved. That is, after high-concentration carburizing, the process of [2] and [3] is not performed and the cooling is performed as it is, or after high-concentration carburizing, heating is performed in the temperature range T2 as described in [2]. When it is held and cooled to below the Ms point, the carburized hardened layer is not bainite but martensite. Since martensite is harder than bainite, the part itself becomes too hard, and the bending fatigue strength when stress is concentrated becomes low. On the other hand, by maintaining the temperature range T3, the structure of the carburized hardened layer can be bainite, and thereby the bending fatigue strength when stress is concentrated can be increased.

本発明では、焼入れ後の保持温度T3を下記(1)式で示すように、鋼中成分に基づいて定められるMs点を用いて設定したところに特徴がある。Ms点を用いて保持温度を設定することにより、素材鋼の組成による曲げ疲労特性のバラツキを抑えることができるからである。即ち、Ms点以上の温度で保持するのは、表面の組織をマルテンサイト変態させずに、オーステナイトのままにしておき、冷却したときにベイナイト化するためである。保持温度はMs点+10℃以上とすることが好ましく、より好ましくはMs点+20℃以上である。   The present invention is characterized in that the holding temperature T3 after quenching is set using the Ms point determined based on the components in the steel, as shown by the following equation (1). This is because by setting the holding temperature using the Ms point, it is possible to suppress variations in bending fatigue characteristics due to the composition of the raw steel. That is, the reason why the temperature is maintained at a temperature equal to or higher than the Ms point is that the austenite is left as it is without martensitic transformation of the surface structure, and bainite is formed when cooled. The holding temperature is preferably Ms point + 10 ° C. or higher, more preferably Ms point + 20 ° C. or higher.

保持温度の上限は、Ms点+90℃とする。Ms点+90℃を超える温度で保持しても、浸炭硬化層はベイナイト化するが、浸炭部品全体の硬さは低くなる傾向があり、応力が集中したときの曲げ疲労強度が低くなるからである。即ち、浸炭部品の最表面は、高濃度浸炭によってC濃度が高くなるが、浸炭部品の内部にいくほどC濃度は低くなる。C濃度が低くなると、下記(1)式に基づいて算出されるマルテンサイト変態温度(Ms点)が高くなるため、マルテンサイトが生成し易くなる。このマルテンサイト組織をMs点+90℃を超える温度で保持すると、マルテンサイト中の過飽和炭素が析出し、焼戻しされた状態となって内部の硬さが低下するため、結果的に浸炭硬化層の硬さも低下し、応力が集中したときの曲げ疲労強度も低くなる。よって本発明では、保持温度はMs点+90℃以下とし、好ましくはMs点+80℃以下とする。   The upper limit of the holding temperature is Ms point + 90 ° C. Even if kept at a temperature exceeding the Ms point + 90 ° C., the carburized hardened layer becomes bainite, but the hardness of the entire carburized component tends to be low, and the bending fatigue strength when stress is concentrated is low. . In other words, the C concentration on the outermost surface of the carburized component is increased by high-concentration carburization, but the C concentration is decreased as it goes into the carburized component. When the C concentration decreases, the martensite transformation temperature (Ms point) calculated based on the following formula (1) increases, so that martensite is easily generated. If this martensite structure is maintained at a temperature exceeding the Ms point + 90 ° C., supersaturated carbon in the martensite precipitates and is tempered to reduce the internal hardness. As a result, the hardened carburized layer is hardened. This also decreases the bending fatigue strength when stress is concentrated. Therefore, in this invention, holding temperature shall be Ms point +90 degrees C or less, Preferably it shall be Ms point +80 degrees C or less.

上記Ms点は、下記(1)式から算出できる。
Ms点(℃)=550−350×[C]−40×[Mn]−20×[Cr]+30×[Al]−10×[Cu]−17×[Ni]−10×[Mo]−35×[V] ・・・(1)
(1)式中、[ ]には、高濃度浸炭後の部品表面におけるオーステナイトに含まれる化学成分の含有量(質量%)を代入する。本発明のように母材をカーボンポテンシャル0.9〜1.5%で高濃度浸炭すると、浸炭後の浸炭硬化層はオーステナイトとセメンタイトの2相組織になり、Cを含む母材の化学成分はオーステナイトとセメンタイトに分配して固溶するが、本発明では、マルテンサイト変態し得るオーステナイト中に含まれる化学成分の濃度のみに基づきMs点を算出することにした。
The Ms point can be calculated from the following equation (1).
Ms point (° C.) = 550−350 × [C] −40 × [Mn] −20 × [Cr] + 30 × [Al] −10 × [Cu] −17 × [Ni] −10 × [Mo] −35 × [V] (1)
In the formula (1), [] is substituted with the content (% by mass) of a chemical component contained in austenite on the part surface after high-concentration carburizing. When the base material is carburized at a high concentration with a carbon potential of 0.9 to 1.5% as in the present invention, the carburized hardened layer after carburizing has a two-phase structure of austenite and cementite, and the chemical composition of the base material containing C is In the present invention, the Ms point is calculated based only on the concentration of chemical components contained in austenite that can undergo martensite transformation.

ここでオーステナイトに固溶するC量(X質量%)は、鋼材の平衡状態図のAcm点の温度を用いて算出することができ、本発明で用いる鋼材の成分組成では、下記(2)式から算出できる。(2)式中、T2は、高温浸炭後に加熱保持したときの加熱温度(℃)を意味する(図2参照)。
X=(T2−623.05)/273.17 ・・・(2)
例えば、カーボンポテンシャル(Cp)を1.1%で高濃度浸炭した後に、860℃(=T2)で1時間(=t2)保持した場合は、高濃度浸炭した後のオーステナイトに含まれるC量は下記(3)式に示すように、0.87%になる。従ってセメンタイトに固溶するC量は0.23%となる。
X=(860−623.05)/273.17=0.87(%) ・・・(3)
これに対し、カーボンポテンシャル(Cp)を0.9%未満として通常の浸炭を行った場合は、セメンタイトは生成しないため、オーステナイトに固溶するC量は浸炭時のカーボンポテンシャルと同じ値となる。例えば、カーボンポテンシャルを0.8%として浸炭すると、オーステナイトに固溶するC量は0.8%となる。
Here, the amount of C dissolved in austenite (X mass%) can be calculated using the temperature at the Acm point of the equilibrium diagram of the steel material. In the component composition of the steel material used in the present invention, the following equation (2) It can be calculated from (2) In formula, T2 means the heating temperature (degreeC) when it heat-holds after high temperature carburizing (refer FIG. 2).
X = (T2-623.05) /273.17 (2)
For example, when carbon potential (Cp) is carburized at a high concentration of 1.1% and then held at 860 ° C. (= T2) for 1 hour (= t2), the amount of C contained in austenite after high concentration carburizing is As shown in the following formula (3), it becomes 0.87%. Therefore, the amount of C dissolved in cementite is 0.23%.
X = (860−623.05) /273.17=0.87 (%) (3)
On the other hand, when normal carburizing is performed with the carbon potential (Cp) being less than 0.9%, cementite is not generated, so the amount of C dissolved in austenite is the same value as the carbon potential during carburizing. For example, when carburizing with a carbon potential of 0.8%, the amount of C dissolved in austenite is 0.8%.

一方、C以外の化学成分の含有量については、前述したC量を算出したようにAcm点を利用せず、素材鋼に含まれる量をそのまま代入すればよい。   On the other hand, for the content of chemical components other than C, the amount contained in the raw steel may be substituted as it is without using the Acm point as calculated for the amount of C described above.

ところで上記温度域T3で保持したとしても、保持時間t3が30分未満では、浸炭硬化層のオーステナイトはベイナイト化せず、マルテンサイトが生成する。従って保持時間は30分以上とする。好ましくは1時間以上とし、より好ましくは1.5時間以上とする。保持時間の上限は特に限定されないが、浸炭部品の硬さを確保し、応力集中部分を有する浸炭部品の曲げ疲労強度を高めるためにも、上限は8時間程度とすればよい。   By the way, even if it hold | maintains in the said temperature range T3, if the holding time t3 is less than 30 minutes, the austenite of a carburized hardened layer will not be bainite, but a martensite will produce | generate. Accordingly, the holding time is 30 minutes or more. Preferably it is 1 hour or more, More preferably, it is 1.5 hours or more. The upper limit of the holding time is not particularly limited, but the upper limit may be about 8 hours in order to ensure the hardness of the carburized part and increase the bending fatigue strength of the carburized part having a stress concentration portion.

温度域T2で保持した後、上記(1)式で算出されるMs点〜Ms点+90℃の温度域に冷却して焼入れするときの条件は特に限定されないが、例えば、焼入れ層に使用する溶媒として、焼入れ油や塩浴を用いればよい。塩浴剤としては、例えば低温用塩浴剤として一般に使用されるKNO3−NaNO2が挙げられる。 The conditions for cooling and quenching in the temperature range of Ms point to Ms point + 90 ° C. calculated by the above formula (1) after being held in the temperature range T2 are not particularly limited. For example, the solvent used for the quenching layer For example, quenching oil or a salt bath may be used. Examples of the salt bath include KNO 3 —NaNO 2 which is generally used as a low temperature salt bath.

以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。   Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples. However, the following examples are not intended to limit the present invention, and may be implemented with appropriate modifications within a range that can meet the purpose described above and below. These are all possible and are within the scope of the present invention.

表1に示す成分組成(残部はFeおよび不可避不純物)の鋼A〜Eを真空誘導溶解炉で溶製し、150kgの鋳片を作製した。この鋳片を1200℃に加熱した後、熱間加工してφ30mmの丸棒を得た。得られた丸棒を溶体化処理(1250℃×30分→空冷)した後、実機での圧延を想定した条件(900℃×1時間)で焼ならし処理した。   Steels A to E having the composition shown in Table 1 (the balance being Fe and inevitable impurities) were melted in a vacuum induction melting furnace to produce a 150 kg slab. The cast slab was heated to 1200 ° C. and then hot worked to obtain a round bar with a diameter of 30 mm. The obtained round bar was subjected to a solution treatment (1250 ° C. × 30 minutes → air cooling), and then subjected to a normalizing treatment under conditions (900 ° C. × 1 hour) assuming rolling in an actual machine.

焼きならし処理した丸棒を、以下に示すように、組織観察・硬さ測定用試験片、四点曲げ疲労試験用試験片または回転曲げ疲労試験用試験片に機械加工した。このうち四点曲げ疲労試験は、浸炭部品に応力が集中したときの疲労強度を測定する試験であり、軸付き歯車の歯元等の応力状態を模擬した試験である。一方、回転曲げ疲労試験は、表面が平滑な浸炭部品の疲労強度を測定する試験であり、軸付き歯車の軸部やシャフトを模擬した試験である。   The normalized round bar was machined into a structure observation / hardness measurement specimen, a four-point bending fatigue test specimen, or a rotating bending fatigue test specimen as shown below. Of these, the four-point bending fatigue test is a test for measuring the fatigue strength when stress is concentrated on the carburized part, and is a test that simulates the stress state of the tooth base of the shaft gear. On the other hand, the rotating bending fatigue test is a test for measuring the fatigue strength of a carburized part having a smooth surface, and is a test simulating a shaft portion and a shaft of a gear with a shaft.

組織観察・硬さ測定用試験片としては、φ26mm×80mmに機械加工した丸棒を用いた。四点曲げ疲労試験用試験片としては、図1(a)に示すように、13mm×100mmの角棒の中央部に、図1(b)に示す切り欠きを設けたものを用いた。回転曲げ疲労試験用試験片としては、φ12mm×80mmに機械加工した丸棒を、図2に示す形状に機械加工したものを用いた。   As a specimen for tissue observation / hardness measurement, a round bar machined to φ26 mm × 80 mm was used. As a test piece for a four-point bending fatigue test, as shown in FIG. 1 (a), the one provided with a notch shown in FIG. 1 (b) at the center of a 13 mm × 100 mm square bar was used. As the test piece for the rotating bending fatigue test, a round bar machined to φ12 mm × 80 mm and machined into the shape shown in FIG. 2 was used.

上記のようにして加工した組織観察・硬さ測定用試験片、四点曲げ疲労試験用試験片または回転曲げ疲労試験用試験片を、図3に示すように、温度T1を930℃として加熱し、浸炭(表2に示す高濃度浸炭または通常の浸炭)を行った後、50℃で油焼入れした。詳細には、高濃度浸炭は、カーボンポテンシャル(Cp)1.1%で時間t1を2時間として行い、通常の浸炭は、カーボンポテンシャル(Cp)0.8%で時間t1を2時間として行った。油焼入れ時の冷却速度は、おおよそ180℃/分程度である。   The structure observation / hardness measurement specimen, the four-point bending fatigue test specimen, or the rotational bending fatigue test specimen processed as described above was heated at a temperature T1 of 930 ° C. as shown in FIG. After carburizing (high concentration carburizing shown in Table 2 or normal carburizing), oil quenching was performed at 50 ° C. Specifically, the high-concentration carburization was performed at a carbon potential (Cp) of 1.1% and a time t1 of 2 hours, and the normal carburization was performed at a carbon potential (Cp) of 0.8% and a time t1 of 2 hours. . The cooling rate during oil quenching is approximately 180 ° C./min.

上記のように高濃度浸炭または通常の浸炭を行った各試験片のMs点を前述した方法に基づいて算出した。算出結果を下記表2に併せて示す。   The Ms point of each test piece subjected to high-concentration carburization or normal carburization as described above was calculated based on the method described above. The calculation results are also shown in Table 2 below.

次に、油焼入れ後、図4に示すように、再びT2を860℃として加熱し、この温度で時間t2を1時間として保持した後、塩浴焼入れし、表2に示す種々の塩浴温度T3で時間t3を2時間として保持した。   Next, after oil quenching, as shown in FIG. 4, T2 was heated again at 860 ° C., and at this temperature, time t2 was maintained as 1 hour, followed by salt bath quenching, and various salt bath temperatures shown in Table 2 At T3, time t3 was maintained as 2 hours.

塩浴焼入れした試験片について、前述した方法に基づいて浸炭硬化層のC量を測定した。本発明例では、最終的に歯車等の部品に加工する際の削り代(通常、仕上げ研磨で10〜30μm程度削り取られる)を考慮し、C量の測定位置を試験片の表面から深さ50μm位置とした。上記と同様の観点から、浸炭硬化層の組織観察(後記する)も試験片表面から深さ50μm位置で行った。   About the test piece which carried out the salt bath hardening, C amount of the carburized hardened layer was measured based on the method mentioned above. In the example of the present invention, taking into account the machining allowance (usually about 10 to 30 μm by finishing polishing) when machining into parts such as gears, the C amount measurement position is 50 μm deep from the surface of the test piece. The position. From the same viewpoint as described above, the structure observation (described later) of the carburized hardened layer was also performed at a depth of 50 μm from the surface of the test piece.

次に、組織観察・硬さ測定用試験片を用い、試験片の表面から深さ2mmまでの領域における硬さを下記手順で測定した。組織観察・硬さ測定用試験片の長手方向の中心部を湿式切断し、該切断面の硬さをビッカース硬度計(荷重300gf)で測定した。硬さは、表面から深さ100μmまでの領域を25μmピッチで測定し、深さ100μmから2mmまでの領域を100μmピッチで測定した。但し、表面から深さ25μm位置と50μm位置の硬さについては、夫々5点ずつ測定し、その平均値を用いた。各深さ位置の硬さのうち最大硬さを求め、結果を下記表2に示す。   Next, the hardness in the area | region from the surface of a test piece to 2 mm in depth was measured in the following procedure using the test piece for structure | tissue observation and hardness measurement. The center part in the longitudinal direction of the test piece for tissue observation / hardness measurement was wet-cut and the hardness of the cut surface was measured with a Vickers hardness meter (load 300 gf). The hardness was measured from the surface to a depth of 100 μm at a pitch of 25 μm, and the hardness from a depth of 100 μm to 2 mm was measured at a pitch of 100 μm. However, the hardness at the 25 μm position and the 50 μm position from the surface was measured for each of 5 points, and the average value was used. The maximum hardness of the hardness at each depth position is obtained, and the results are shown in Table 2 below.

また、組織観察・硬さ測定用試験片の長手方向の中心部を湿式切断し、該切断面の硬さをビッカース硬度計(荷重300gf)で試験片の表面から深さ3mmまでの領域において測定した。このとき硬さは、表面から深さ0.05mmの位置と、深さ0.1mm〜3mmまでの領域を0.1mmピッチで測定し、硬さが550HV以上である領域を浸炭硬化層とし、厚み(有効浸炭層深さ)を測定した。結果を下記表2に示す。   In addition, the center part in the longitudinal direction of the test piece for tissue observation / hardness measurement is wet-cut, and the hardness of the cut surface is measured in a region from the surface of the test piece to a depth of 3 mm with a Vickers hardness meter (load 300 gf). did. At this time, the hardness is measured at a position of 0.05 mm depth from the surface and a region with a depth of 0.1 mm to 3 mm at a pitch of 0.1 mm, and a region having a hardness of 550 HV or more is a carburized hardened layer, The thickness (effective carburized layer depth) was measured. The results are shown in Table 2 below.

また、組織観察・硬さ測定用試験片を用い、試験片の表面から深さ50μm位置における金属組織を下記手順で観察した。組織観察・硬さ測定用試験片の長手方向の中心部を湿式切断し、該切断面について試験片の表面から深さ50μm位置における組織を、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて1600倍で観察し、組織(ベイナイトまたはマルテンサイト)を判別した。ベイナイトとマルテンサイトの区別は、「鋼のベイナイト写真集−1」(社団法人 日本鉄鋼協会 基礎研究会 ベイナイト調査研究部会編)を参考にして判別した。   Moreover, using the test piece for structure | tissue observation and hardness measurement, the metal structure in the 50-micrometer depth position from the surface of the test piece was observed in the following procedure. The center part in the longitudinal direction of the test piece for tissue observation / hardness measurement is wet-cut, and the cut-off surface of the structure at a depth of 50 μm from the surface of the test piece is 1600 times using a scanning electron microscope (SEM). Observe and determine the structure (bainite or martensite). The distinction between bainite and martensite was determined with reference to “Steel Baynite Photobook-1” (edited by the Japan Iron and Steel Institute Basic Research Group, Bainite Research Group).

セメンタイトについては、上記と同一の部分を、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて8000倍で観察し、画像解析ソフトでセメンタイト部分を識別し、セメンタイト面積率を測定した。また、上記と同一の部分を、マイクロX線解析装置(リガク製「RINT2500V」)で分析して残留オーステナイト面積率を測定した。ベイナイトまたはマルテンサイトの面積率は、100からセメンタイト面積率および残留オーステナイト面積率を引いた値とした。各組織の面積率を下記表3に示す。本実施例では、ベイナイトとセメンタイトの面積率の合計が70%以上のものを合格(○)、それ以外の場合を不合格(×)として評価し、結果を下記表3に示す。表3において、「組織」の欄には、主体となる金属組織を示し、Bはベイナイト、Mはマルテンサイト、θはセメンタイト、残留γは残留オーステナイトを夫々意味している。なお、面積%は、体積分率(体積%)と等しいと考えてよい。   For cementite, the same part as described above was observed at a magnification of 8000 using a scanning electron microscope (SEM), the cementite part was identified with image analysis software, and the cementite area ratio was measured. Further, the same portion as above was analyzed with a micro X-ray analyzer (“RINT 2500V” manufactured by Rigaku) to measure the residual austenite area ratio. The area ratio of bainite or martensite was a value obtained by subtracting the cementite area ratio and the residual austenite area ratio from 100. The area ratio of each tissue is shown in Table 3 below. In this example, a case where the total area ratio of bainite and cementite was 70% or more was evaluated as pass (◯), and the other cases were evaluated as fail (x), and the results are shown in Table 3 below. In Table 3, the column of “structure” shows the main metal structure, B means bainite, M means martensite, θ means cementite, and residual γ means retained austenite. The area% may be considered to be equal to the volume fraction (volume%).

次に、上記四点曲げ疲労試験用試験片または回転曲げ疲労試験用試験片を、下記に示す条件でショットピーニング処理し、疲労強度試験を行った。
<ショットピーニング条件>
・ショット方式:エアノズル方式
・ショット粒:CW0.6(700HV)
・投射圧:3.0kg/cm3
・投射距離:170mm
・投射時間:9秒
・アークハイト:0.7mmA
・ターンテーブルは固定(回転なし)
Next, the four-point bending fatigue test specimen or the rotational bending fatigue test specimen was shot peened under the conditions shown below, and a fatigue strength test was performed.
<Shot peening conditions>
・ Shot system: Air nozzle system ・ Shot grain: CW0.6 (700HV)
・ Projection pressure: 3.0 kg / cm 3
・ Projection distance: 170mm
・ Projection time: 9 seconds ・ Arc height: 0.7 mmA
・ Turntable is fixed (no rotation)

四点曲げ疲労試験は、周波数20Hzにて荷重10000N(応力1523MPa)〜20000N(3026MPa)の間で荷重を変化させて8水準で行い、2万回寿命に相当する応力を求め、これを疲労強度の指標とした。本実施例では、応力が2000MPa以上を合格(○)、2000MPa未満を不合格(×)として評価した。測定結果および評価結果を下記表3に示す。   The four-point bending fatigue test is performed at 8 levels by changing the load between a load of 10,000 N (stress 1523 MPa) to 20000 N (3026 MPa) at a frequency of 20 Hz, and a stress corresponding to 20,000 times life is obtained. It was used as an index. In this example, the stress was evaluated as pass (◯) when the stress was 2000 MPa or more, and reject (x) when it was less than 2000 MPa. The measurement results and evaluation results are shown in Table 3 below.

回転曲げ疲労試験は、JIS Z2274「金属材料の回転曲げ疲れ試験方法」に従い、小野式回転曲げ疲労試験機を用いて行った。本実施例では、応力が1000MPa以上を合格(○)、1000MPa未満を不合格(×)として評価した。測定結果および評価結果を下記表3に示す。   The rotating bending fatigue test was performed using an Ono type rotating bending fatigue testing machine in accordance with JIS Z2274 “Rotating bending fatigue testing method for metal materials”. In this example, the stress was evaluated as pass (◯) when the stress was 1000 MPa or more, and reject (x) when less than 1000 MPa. The measurement results and evaluation results are shown in Table 3 below.

表3の「総合評価」の欄には、本発明の要件を全て満足しているものに○を付し、本発明のいずれかの要件を満足しないものに×を付している。   In the column of “Comprehensive evaluation” in Table 3, “○” is given to those satisfying all the requirements of the present invention, and “X” is marked to those not satisfying any of the requirements of the present invention.

表1〜表3から次のように考察できる。No.2〜4,14〜16,21〜23,26,27〜28は、四点曲げ疲労特性と回転曲げ疲労特性の両方の特性に優れている。   From Tables 1 to 3, it can be considered as follows. No. 2 to 4, 14 to 16, 21 to 23, 26, and 27 to 28 are excellent in both the four-point bending fatigue characteristics and the rotational bending fatigue characteristics.

上記以外は、いずれも本発明で規定するいずれかの要件を外れる比較例である。このうちNo.1,13,19,20,25,31は、いずれも保持温度T3が高すぎる比較例であり、最大硬さ不足となり、回転曲げ疲労特性が劣っている。No.5,6,11,12,17,18,24,29,30,35,36は、いずれも保持温度T3が低すぎる比較例であり、浸炭硬化層に所定のベイナイトが生成せず、四点曲げ疲労特性が劣っている。No.7〜12は、いずれもカーボンポテンシャル0.8%で通常の浸炭をした比較例であり、浸炭硬化層に炭化物(セメンタイト)が生成せず、回転曲げ疲労特性が劣っている。No.31〜34は、前述した特許文献1の熱処理パターンを模擬した例である。これらは母材に含まれるSi量が少ない鋼種を用いたため、本発明で規定する保持温度T3の範囲内に制御して所定の組織に制御したにもかかわらず、最大硬さが低下し、回転曲げ疲労特性が劣化している。   Other than the above, all are comparative examples that do not meet any of the requirements defined in the present invention. Of these, No. 1, 13, 19, 20, 25, and 31 are comparative examples in which the holding temperature T3 is too high, the maximum hardness is insufficient, and the rotational bending fatigue characteristics are inferior. No. 5, 6, 11, 12, 17, 18, 24, 29, 30, 35, 36 are all comparative examples in which the holding temperature T3 is too low, and a predetermined bainite is not generated in the carburized hardened layer. Bending fatigue properties are inferior. No. Nos. 7 to 12 are comparative examples in which normal carburization was performed with a carbon potential of 0.8%, and carbide (cementite) was not generated in the carburized hardened layer, and the rotational bending fatigue characteristics were inferior. No. Reference numerals 31 to 34 are examples of simulating the heat treatment pattern of Patent Document 1 described above. Since these steel types that contain a small amount of Si contained in the base material were used, the maximum hardness decreased and the rotation decreased even though it was controlled within the predetermined temperature range within the holding temperature T3 specified in the present invention. Bending fatigue properties are degraded.

図1は、実施例に用いた四点曲げ試験用試験片の概略図であり、(a)は試験片の概観図、(b)は切り欠き部の形状を示している。1A and 1B are schematic views of a test piece for a four-point bending test used in the examples. FIG. 1A is a schematic view of the test piece, and FIG. 1B is a shape of a notch. 図2は、実施例に用いた回転曲げ試験用試験片の概略図を示している。FIG. 2 shows a schematic view of the test piece for the rotary bending test used in the examples. 図3は、本発明の工程[1]のヒートパターンを示す図である。FIG. 3 is a diagram showing a heat pattern of the step [1] of the present invention. 図4は、本発明の工程[2]および[3]のヒートパターンを示す図である。FIG. 4 is a diagram showing a heat pattern of steps [2] and [3] of the present invention.

Claims (7)

母材が、質量%で、
C :0.05〜0.3%、
Si:0.35%を超え、2%以下、
Mn:3%以下(0%を含まない)、
Cr:2%以下(0%を含まない)、
Al:0.1%以下(0%を含まない)、
N :0.03%以下(0%を含まない)を含有し、
P :0.03%以下、
S :0.03%以下、
O :0.002%以下を満足し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
浸炭硬化層のC濃度が0.9%以上で、その組織はベイナイトとセメンタイトを含んでおり、且つ最大硬さが650Hv以上であることを特徴とする浸炭部品。
The base material is mass%.
C: 0.05 to 0.3%
Si: more than 0.35%, 2% or less,
Mn: 3% or less (excluding 0%),
Cr: 2% or less (excluding 0%),
Al: 0.1% or less (excluding 0%),
N: 0.03% or less (not including 0%)
P: 0.03% or less,
S: 0.03% or less,
O: satisfies 0.002% or less,
The balance consists of Fe and inevitable impurities,
A carburized part having a C concentration of a carburized hardened layer of 0.9% or more, a structure containing bainite and cementite, and a maximum hardness of 650 Hv or more.
前記母材が、更に他の元素として、
Cu:1%以下(0%を含まない)および/またはNi:3%以下(0%を含まない)を含有する請求項1に記載の浸炭部品。
The base material is still another element,
The carburized part according to claim 1, containing Cu: 1% or less (not including 0%) and / or Ni: 3% or less (not including 0%).
前記母材が、更に他の元素として、
Mo:1%以下(0%を含まない)を含有する請求項1または2に記載の浸炭部品。
The base material is still another element,
The carburized part according to claim 1 or 2, containing Mo: 1% or less (not including 0%).
前記母材が、更に他の元素として、
Ti:0.2%以下(0%を含まない)、
V :0.3%以下(0%を含まない)および
Nb:0.2%以下(0%を含まない)よりなる群から選ばれる1種以上を含有する請求項1〜3のいずれかに記載の浸炭部品。
The base material is still another element,
Ti: 0.2% or less (excluding 0%),
4. One or more selected from the group consisting of V: 0.3% or less (not including 0%) and Nb: 0.2% or less (not including 0%) Carburized parts as described.
前記母材が、更に他の元素として、
B:0.003%以下(0%を含まない)を含有する請求項1〜4のいずれかに記載の浸炭部品。
The base material is still another element,
B: The carburized component according to any one of claims 1 to 4, containing 0.003% or less (excluding 0%).
前記母材が、更に他の元素として、
Ca:0.02%以下(0%を含まない)、
Mg:0.02%以下(0%を含まない)および
Te:0.05%以下(0%を含まない)よりなる群から選ばれる1種以上を含有する請求項1〜5のいずれかに記載の浸炭部品。
The base material is still another element,
Ca: 0.02% or less (excluding 0%),
Any one or more selected from the group consisting of Mg: 0.02% or less (excluding 0%) and Te: 0.05% or less (not including 0%) is provided. Carburized parts as described.
請求項1〜6のいずれかに記載の浸炭部品を製造する方法であって、
請求項1〜6のいずれかに記載の化学成分を満足する鋼を、カーボンポテンシャル0.9〜1.5%で高濃度浸炭する工程と、
820〜890℃で30分以上保持する工程と、
下記(1)式で算出されるMs点〜Ms点+90℃の温度域で30分以上保持する工程と、
をこの順で含むことを特徴とする浸炭部品の製造方法。
Ms点(℃)=550−350×[C]−40×[Mn]−20×[Cr]+30×[Al]−10×[Cu]−17×[Ni]−10×[Mo]−35×[V] ・・・(1)
式中、[ ]は、高濃度浸炭後の部品表面におけるオーステナイトに含まれる化学成分の含有量(質量%)を意味する。
A method for producing a carburized part according to claim 1,
A step of carburizing the steel satisfying the chemical component according to any one of claims 1 to 6 at a carbon concentration of 0.9 to 1.5% at a high concentration;
Holding at 820-890 ° C. for 30 minutes or more;
A step of maintaining for 30 minutes or more in a temperature range of Ms point to Ms point + 90 ° C. calculated by the following equation (1);
In this order, a method for manufacturing carburized parts.
Ms point (° C.) = 550−350 × [C] −40 × [Mn] −20 × [Cr] + 30 × [Al] −10 × [Cu] −17 × [Ni] −10 × [Mo] −35 × [V] (1)
In the formula, [] means the content (% by mass) of a chemical component contained in austenite on the surface of the part after high-concentration carburization.
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