JP2021028414A - Steel for carburized gear, carburized gear, and manufacturing method of carburized gear - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、浸炭歯車用鋼、浸炭歯車及び浸炭歯車の製造方法に関する。 The present invention relates to steel for carburized gears, carburized gears, and methods for manufacturing carburized gears.
自動車や建設機械、産業機械等に用いられる歯車は、精密な寸法精度と強度とを両立するため、一般に機械加工後に浸炭焼入れを施して使用される。
近年、軽量化を狙って歯車の小型化が進んでおり、歯車への負荷が増加している。その結果、過負荷の影響で従来主要な破壊形態として、曲げ疲労破壊及びピッチングがある。
従来、歯車の技術開発に関し、例えば、特許文献１では、Ｓｉ含有量を高くし、Ｍｎ及びＣｒの含有量を調整することで、ピッチングに対する強度に優れるガス浸炭鋼部品を得る技術が開示されている。
Gears used in automobiles, construction machines, industrial machines, etc. are generally carburized and hardened after machining in order to achieve both precise dimensional accuracy and strength.
In recent years, gears have been miniaturized with the aim of reducing weight, and the load on gears has increased. As a result, there are bending fatigue fracture and pitching as the main fracture types in the past due to the influence of overload.
Conventionally, regarding the technical development of gears, for example, Patent Document 1 discloses a technique for obtaining gas carburized steel parts having excellent strength against pitching by increasing the Si content and adjusting the Mn and Cr contents. There is.
曲げ疲労破壊及びピッチングとは異なる形態での破壊として、組織変化に伴う白層形成による破壊が発生する場合がある。このような組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる歯車が求められる。 Fracture due to white layer formation due to tissue change may occur as fracture in a form different from bending fatigue fracture and pitching. A gear having excellent strength against fracture due to white layer formation due to such a structural change is required.
本発明の目的は、ガス浸炭焼入れを行って浸炭歯車を製造する場合に、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車を製造することができる浸炭歯車用鋼及び浸炭歯車の製造方法、並びに組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車を提供することである。 An object of the present invention is to manufacture steel for carburized gears and carburized gears capable of manufacturing carburized gears having excellent strength against breakage due to formation of a white layer due to structural changes when carburized gears are manufactured by gas carburizing and quenching. It is a method and to provide a carburized gear having excellent resistance to breakage due to white layer formation due to structural changes.
本発明の課題を解決する手段は、以下の態様を含む。 Means for solving the problems of the present invention include the following aspects.
＜１＞ 質量％で、
Ｃ：０．１７〜０．２２％、
Ｓｉ：０．５０〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、
Ｃｒ：１．３５〜２．００％、
Ｍｏ：０．２０〜０．４０％、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｎ：０．００５〜０．０２０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０３０％、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、ＭｎとＣｒの合計含有量が下記式（１）を満たす化学組成を有する浸炭歯車用鋼。
１．９５％≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．６０％ （１）
（式（１）中の元素記号は、対応する元素の含有量を表す。）
＜２＞ 質量％で、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｏ：０．０５〜３．０％、
Ｗ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、及び
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む＜１＞に記載の浸炭歯車用鋼。
＜３＞ 質量％で、
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｂｉ：０．０００１〜０．５％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％、及び
希土類元素：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む＜１＞又は＜２＞に記載の浸炭歯車用鋼。
＜４＞ ＜１＞〜＜３＞のいずれか１つに記載の浸炭歯車用鋼を、歯車形状の部材に機械加工する工程と、
前記歯車形状の部材にガス浸炭処理を施す工程と、
を有する歯車の製造方法。
＜５＞ 表面から３ｍｍよりも深い位置において、質量％で、
Ｃ：０．１７〜０．２２％、
Ｓｉ：０．５０〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、
Ｃｒ：１．３５〜２．００％、
Ｍｏ：０．２０〜０．４０％、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｎ：０．００５〜０．０２０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０３０％、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、ＭｎとＣｒの合計含有量が下記式（１）を満たす化学組成を有する浸炭歯車。
１．９５％≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．６０％ （１）
（式（１）中の元素記号は、対応する元素の含有量を表す。）
＜６＞ 前記表面から３ｍｍよりも深い位置において、質量％で、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｏ：０．０５〜３．０％、
Ｗ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、及び
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む＜５＞に記載の浸炭歯車。
＜７＞ 前記表面から３ｍｍよりも深い位置において、質量％で、
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｂｉ：０．０００１〜０．５％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％、及び
希土類元素：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む＜５＞又は＜６＞に記載の浸炭歯車。
<1> By mass%,
C: 0.17 to 0.22%,
Si: 0.50 to 1.00%,
Mn: 0.25 to 0.60%,
Cr: 1.35 to 2.00%,
Mo: 0.25 to 0.40%,
S: 0.001 to 0.050%,
N: 0.005 to 0.020%,
Al: 0.001 to 0.100%,
Nb: 0.001 to 0.030%,
O: 0.005% or less,
A steel for carburized gears having a chemical composition of P: 0.05% or less, the balance: Fe and impurities, and the total content of Mn and Cr satisfying the following formula (1).
1.95% ≤ Mn + Cr ≤ 2.60% (1)
(The element symbol in formula (1) represents the content of the corresponding element.)
<2> By mass%,
Ni: 0.1 to 3.0%,
Cu: 0.05-1.0%,
Co: 0.05-3.0%,
W: 0.05 to 1.0%,
V: 0.01-0.3%,
Ti: 0.005-0.3%, and B: 0.0005-0.005%
The steel for carburized gears according to <1>, which contains one or more elements selected from the group consisting of.
<3> By mass%,
Pb: 0.09% or less,
Bi: 0.0001 to 0.5%,
Ca: 0.0003-0.01%,
Mg: 0.0005-0.01%,
Zr: 0.0005-0.05%,
Te: 0.0005-0.1%, and rare earth elements: 0.0005-0.005%
The steel for carburized gears according to <1> or <2>, which contains one or more elements selected from the group consisting of.
<4> The process of machining the carburized gear steel according to any one of <1> to <3> into a gear-shaped member.
The process of gas carburizing the gear-shaped member and
A method of manufacturing a gear having.
<5> At a position deeper than 3 mm from the surface, by mass%,
C: 0.17 to 0.22%,
Si: 0.50 to 1.00%,
Mn: 0.25 to 0.60%,
Cr: 1.35 to 2.00%,
Mo: 0.25 to 0.40%,
S: 0.001 to 0.050%,
N: 0.005 to 0.020%,
Al: 0.001 to 0.100%,
Nb: 0.001 to 0.030%,
O: 0.005% or less,
A carburized gear having a chemical composition of P: 0.05% or less, the balance: Fe and impurities, and the total content of Mn and Cr satisfying the following formula (1).
1.95% ≤ Mn + Cr ≤ 2.60% (1)
(The element symbol in formula (1) represents the content of the corresponding element.)
<6> At a position deeper than 3 mm from the surface, by mass%,
Ni: 0.1 to 3.0%,
Cu: 0.05-1.0%,
Co: 0.05-3.0%,
W: 0.05 to 1.0%,
V: 0.01-0.3%,
Ti: 0.005-0.3%, and B: 0.0005-0.005%
The carburized gear according to <5>, which contains one or more elements selected from the group consisting of.
<7> At a position deeper than 3 mm from the surface, by mass%,
Pb: 0.09% or less,
Bi: 0.0001 to 0.5%,
Ca: 0.0003-0.01%,
Mg: 0.0005-0.01%,
Zr: 0.0005-0.05%,
Te: 0.0005-0.1%, and rare earth elements: 0.0005-0.005%
The carburized gear according to <5> or <6>, which contains one or more elements selected from the group consisting of.
本発明によれば、ガス浸炭焼入れを行って浸炭歯車を製造する場合に、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車を製造することができる浸炭歯車用鋼及び浸炭歯車の製造方法、並びに組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車が提供される。 According to the present invention, when a carburized gear is manufactured by gas carburizing and quenching, a steel for carburized gear and a carburized gear capable of manufacturing a carburized gear having excellent strength against breakage due to formation of a white layer due to a structural change can be manufactured. Provided are carburized gears that are excellent in method and resistance to breakage due to white layer formation due to structural changes.
以下、本発明の一例である実施形態について詳細に説明する。
なお、本明細書中において、「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を表す。
また、化学組成の元素の含有量について、「％」は「質量％」を意味する。
Hereinafter, embodiments that are an example of the present invention will be described in detail.
In the present specification, the numerical range represented by using "~" represents a range including the numerical values before and after "~" as the lower limit value and the upper limit value.
Further, regarding the content of elements in the chemical composition, "%" means "mass%".
（浸炭歯車用鋼）
まず、本発明に至った経緯を説明する。
本発明者らは、ガス浸炭焼入れ後の歯車の組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度を向上させる方法について鋭意調査を行った。その結果、組織変化自体を抑制することが強度の向上に有効であることを知見した。そこでさらに本発明者らは組織変化を抑制する方法について、鋼材の化学成分の影響を調査した。その結果、鋼材成分を、Ｃ：０．１７〜０．２２％、Ｓｉ：０．５０〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、Ｃｒ：１．３５〜２．００％、Ｍｏ：０．２０〜０．４０％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％、Ｎ：０．００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｎｂ：０．００１〜０．０３０％、Ｏ：０．００５％以下、Ｐ：０．０５％以下、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、１．９５％≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．６０％の範囲とすることで、組織変化の抑制が顕著にみられることを知見した。
(Steel for carburized gears)
First, the background to the present invention will be described.
The present inventors have diligently investigated a method for improving the strength against fracture due to white layer formation due to structural changes of gears after gas carburizing and quenching. As a result, it was found that suppressing the tissue change itself is effective in improving the strength. Therefore, the present inventors further investigated the influence of the chemical composition of the steel material on the method of suppressing the structural change. As a result, the steel component is C: 0.17 to 0.22%, Si: 0.50 to 1.00%, Mn: 0.25 to 0.60%, Cr: 1.35 to 2.00%. , Mo: 0.25 to 0.40%, S: 0.001 to 0.050%, N: 0.005 to 0.020%, Al: 0.001 to 0.100%, Nb: 0.001 ~ 0.030%, O: 0.005% or less, P: 0.05% or less, balance: Fe and impurities, and in the range of 1.95% ≤ Mn + Cr ≤ 2.60%. It was found that the suppression of tissue changes was remarkable.
次に本実施形態に係る鋼の化学成分の限定理由について説明する。 Next, the reason for limiting the chemical composition of the steel according to the present embodiment will be described.
Ｃ：０．１７〜０．２２％
Ｃ含有量は、歯車の非浸炭部の硬さに影響する。所要の硬さを確保するために、Ｃ含有量を０．１７％以上とする。歯車の非浸炭部の硬さを確保する観点から、Ｃ含有量の好ましい下限は０．１８％以上であり、さらに好ましくは０．１９％以上である。
一方、Ｃ含有量が多過ぎると浸炭後の非浸炭部の硬さが高くなり過ぎて、衝撃に対する強度が低下するため、Ｃ含有量を０．２２％以下とする。浸炭後の非浸炭部が過剰に硬くなることを抑制する観点から、Ｃ含有量の好ましい上限は０．２１％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
C: 0.17 to 0.22%
The C content affects the hardness of the non-carburized portion of the gear. In order to secure the required hardness, the C content is set to 0.17% or more. From the viewpoint of ensuring the hardness of the non-carburized portion of the gear, the lower limit of the C content is preferably 0.18% or more, and more preferably 0.19% or more.
On the other hand, if the C content is too large, the hardness of the non-carburized portion after carburizing becomes too high and the strength against impact decreases, so the C content is set to 0.22% or less. From the viewpoint of suppressing the non-carburized portion from becoming excessively hard after carburizing, the upper limit of the C content is preferably 0.21% or less, more preferably 0.20% or less.
Ｓｉ：０．５０〜１．００％
Ｓｉは、組織変化の抑制に有効な元素である。この効果を得るには、Ｓｉ含有量を０．５０以上にする必要がある。組織変化を抑制する観点から、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．５５％以上であり、さらに好ましくは０．６０％以上である。
一方、Ｓｉを多量に含有するとガス浸炭後の硬さが低下することから、Ｓｉ含有量を１．００％以下にする必要がある。浸炭後の硬さの低下を抑制する観点から、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９０％以下であり、さらに好ましくは０．８０％以下である。
Si: 0.50 to 1.00%
Si is an element effective in suppressing structural changes. In order to obtain this effect, the Si content needs to be 0.50 or more. From the viewpoint of suppressing structural changes, the lower limit of the Si content is preferably 0.55% or more, and more preferably 0.60% or more.
On the other hand, if a large amount of Si is contained, the hardness after gas carburizing decreases, so that the Si content needs to be 1.00% or less. From the viewpoint of suppressing a decrease in hardness after carburizing, the upper limit of the Si content is preferably 0.90% or less, more preferably 0.80% or less.
Ｍｎ：０．２０〜０．６０％
Ｍｎは、組織変化の抑制に有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｎ含有量を０．２０〜０．６０％範囲内にする必要がある。組織変化を抑制する観点から、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２５％以上であり、さらに好ましくは０．３０％以上である。同様に、Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．５５％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
Mn: 0.25 to 0.60%
Mn is an element effective in suppressing structural changes. In order to obtain this effect, the Mn content needs to be in the range of 0.20 to 0.60%. From the viewpoint of suppressing structural changes, the preferable lower limit of the Mn content is 0.25% or more, and more preferably 0.30% or more. Similarly, the preferred upper limit of the Mn content is 0.55% or less, more preferably 0.50% or less.
Ｃｒ：１．３５〜２．００％
Ｃｒは、組織変化の抑制に有効な元素である。この効果を得るには、Ｃｒ含有量を１．３５％以上にする必要がある。組織変化を抑制する観点から、Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．３８％以上であり、さらに好ましくは１．４０％以上である。
一方、Ｃｒを多量に含有するとガス浸炭後の硬さが低下することから、Ｃｒ含有量は２．００％以下にする必要がある。浸炭後の硬さの低下を抑制する観点から、Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．９５％以下であり、さらに好ましくは１．９０％以下である。
Cr: 1.35 to 2.00%
Cr is an element effective in suppressing structural changes. To obtain this effect, the Cr content needs to be 1.35% or more. From the viewpoint of suppressing structural changes, the lower limit of the Cr content is preferably 1.38% or more, and more preferably 1.40% or more.
On the other hand, if a large amount of Cr is contained, the hardness after gas carburizing decreases, so that the Cr content needs to be 2.00% or less. From the viewpoint of suppressing a decrease in hardness after carburizing, the upper limit of the Cr content is preferably 1.95% or less, more preferably 1.90% or less.
Ｍｏ：０．２０〜０．４０％
Ｍｏは、組織変化の抑制に有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｏ含有量を０．２０〜０．４０％範囲内にする必要がある。組織変化を抑制する観点から、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．２２％以上であり、さらに好ましくは０．２５％以上である。同様に、Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．３５％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下である。
Mo: 0.25 to 0.40%
Mo is an element effective in suppressing tissue changes. In order to obtain this effect, the Mo content needs to be in the range of 0.20 to 0.40%. From the viewpoint of suppressing tissue changes, the lower limit of the Mo content is preferably 0.22% or more, and more preferably 0.25% or more. Similarly, the preferred upper limit of the Mo content is 0.35% or less, more preferably 0.30% or less.
Ｓ：０．００１〜０．０５０％
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、これにより鋼の被削性を向上させる。部品（歯車）への切削加工が可能なレベルの被削性を得るには一般的な機械構造用鋼と同等のＳ含有量が必要であり、Ｓ含有量を０．００１〜０．０５０％の範囲内にする必要がある。鋼の被削性を向上させる観点から、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
一方、Ｓ含有量を過剰に高くすると粗大なＭｎＳを形成し、歯車の機械的性能を損なうことから、Ｓ含有量の好ましい上限は０．０４０％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
S: 0.001 to 0.050%
S forms MnS in the steel, thereby improving the machinability of the steel. In order to obtain a level of machinability that allows cutting of parts (gears), an S content equivalent to that of general machine structural steel is required, and the S content is 0.001 to 0.050%. Must be within the range of. From the viewpoint of improving the machinability of the steel, the lower limit of the S content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more.
On the other hand, if the S content is excessively high, coarse MnS is formed and the mechanical performance of the gear is impaired. Therefore, the upper limit of the S content is preferably 0.040% or less, more preferably 0.030% or less. Is.
Ｎ：０．００５〜０．０２０％
Ｎは、ＡｌやＣｒ、さらに任意成分であるＴｉ、Ｖなどと化合物を形成することによる結晶粒微細化効果があるため、０．００５％以上含有させる。
しかし、Ｎ含有量が０．０２０％を超えると化合物（窒化物）が粗大となり、結晶粒微細化効果が得られない。以上の理由によって、Ｎ含有量を０．００５〜０．０２０％の範囲内にする必要がある。
結晶粒微細化効果を得る観点から、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００６％以上であり、さらに好ましくは０．００７％以上である。
一方、化合物の粗大化による脆化を抑制する観点から、Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１８％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
N: 0.005 to 0.020%
N is contained in an amount of 0.005% or more because it has a crystal grain refinement effect by forming a compound with Al, Cr, and optional components Ti, V, and the like.
However, if the N content exceeds 0.020%, the compound (nitride) becomes coarse and the crystal grain refinement effect cannot be obtained. For the above reasons, the N content needs to be in the range of 0.005 to 0.020%.
From the viewpoint of obtaining the crystal grain refinement effect, the lower limit of the N content is preferably 0.006% or more, and more preferably 0.007% or more.
On the other hand, from the viewpoint of suppressing embrittlement due to coarsening of the compound, the upper limit of the N content is preferably 0.018% or less, more preferably 0.015% or less.
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素であり、またＮと結合して窒化物を形成して結晶粒を微細化する元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満ではこの効果が不十分である。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、窒化物が粗大になり脆化させる。そのため、Ａｌ含有量は、０．００１〜０．１００％の範囲内にする。結晶粒微細化効果を得る観点から、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００４以上％であり、さらに好ましくは０．００７％以上である。
一方、窒化物の粗大化による脆化を抑制する観点から、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％以下であり、さらに好ましくは０．０５０％以下である。
Al: 0.001 to 0.100%
Al is an element effective for deoxidizing steel, and is an element that combines with N to form a nitride to refine crystal grains. If the Al content is less than 0.001%, this effect is insufficient. On the other hand, when the Al content exceeds 0.100%, the nitride becomes coarse and embrittled. Therefore, the Al content should be in the range of 0.001 to 0.100%. From the viewpoint of obtaining the crystal grain refinement effect, the lower limit of the Al content is preferably 0.004% or more, and more preferably 0.007% or more.
On the other hand, from the viewpoint of suppressing embrittlement due to the coarsening of the nitride, the upper limit of the Al content is preferably 0.080% or less, and more preferably 0.050% or less.
Ｎｂ：０．００１〜０．０３０％
Ｎｂは、組織変化の抑制に有効な元素であり、Ｎｂ含有量を０．００１〜０．０３０％の範囲内にする。組織変化を抑制する観点から、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
同様に、Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０２８％以下であり、さらに好ましくは０．０２５％以下である。
Nb: 0.001 to 0.030%
Nb is an element effective in suppressing tissue changes, and the Nb content is kept in the range of 0.001 to 0.030%. From the viewpoint of suppressing tissue changes, the lower limit of the Nb content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more.
Similarly, the preferred upper limit of the Nb content is 0.028% or less, more preferably 0.025% or less.
Ｏ：０．００５％以下
Ｏは、鋼中で酸化物を形成し、介在物として作用して疲労強度を低下するため、Ｏ含有量は０．００５％以下に制限されることが好ましい。Ｏ含有量の上限は０．００３％以下としてもよく、０．００２％以下としてもよい。Ｏ含有量は少ない方が好ましいので、Ｏ含有量の下限値は０％である。
O: 0.005% or less O forms an oxide in steel and acts as an inclusion to reduce fatigue strength. Therefore, the O content is preferably limited to 0.005% or less. The upper limit of the O content may be 0.003% or less, or 0.002% or less. Since it is preferable that the O content is low, the lower limit of the O content is 0%.
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、焼入れ前の加熱時にオーステナイト粒界に偏析し、それにより疲労強度を低下させてしまう。従って、Ｐ含有量を０．０５％以下に制限することが好ましい。Ｐ含有量の上限は０．０４％以下としてもよく、０．０３％以下としてもよい。Ｐ含有量は少ない方が好ましいので、Ｐ含有量の下限値は０％である。しかし、Ｐの除去を必要以上に行った場合、製造コストが増大する。従って、Ｐ含有量の実質的な下限は約０．００４％以上となるのが通常である。
P: 0.05% or less P segregates at the austenite grain boundaries during heating before quenching, thereby reducing fatigue strength. Therefore, it is preferable to limit the P content to 0.05% or less. The upper limit of the P content may be 0.04% or less, or 0.03% or less. Since it is preferable that the P content is low, the lower limit of the P content is 0%. However, if P is removed more than necessary, the manufacturing cost increases. Therefore, the practical lower limit of the P content is usually about 0.004% or more.
本実施形態に係る鋼は、焼入れ性又は結晶粒微細化効果を高めるために、さらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ及びＢからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素を含有しない場合の下限は０％である。 The steel according to the present embodiment is further selected from the group consisting of Ni, Cu, Co, W, V, Ti and B in place of a part of Fe in order to enhance the hardenability or the grain refinement effect. It may contain one kind or two or more kinds. When these elements are not contained, the lower limit is 0%.
Ｎｉ：０．１〜３．０％
Ｎｉは、必要な焼入れ性を鋼に付与するために有効な元素である。Ｎｉ含有量が３．０％を超えると、焼入れ後に残留オーステナイトが多量になり、硬さが低下する。従って、Ｎｉ含有量を３．０％以下とする。焼入れ後の硬さの低下を抑制する観点から、Ｎｉ含有量の上限は、２．０％以下としてもよく、１．８％以下としてもよい。Ｎｉを含有させて焼入れ性を高める場合は、Ｎｉ含有量の下限は０．１％以上としてもよく、０．３％以上としてもよい。
Ni: 0.1 to 3.0%
Ni is an effective element for imparting the required hardenability to steel. If the Ni content exceeds 3.0%, the amount of retained austenite increases after quenching and the hardness decreases. Therefore, the Ni content is set to 3.0% or less. From the viewpoint of suppressing a decrease in hardness after quenching, the upper limit of the Ni content may be 2.0% or less, or 1.8% or less. When Ni is contained to improve hardenability, the lower limit of the Ni content may be 0.1% or more, or 0.3% or more.
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｃｕは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、熱間延性が低下する。従って、Ｃｕ含有量を１．０％以下とする。Ｃｕを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｃｕ含有量の下限は０．０５％以上としてもよく、０．１％以上としてもよい。
Cu: 0.05-1.0%
Cu is an element effective for improving the hardenability of steel. When the Cu content exceeds 1.0%, the hot ductility decreases. Therefore, the Cu content is set to 1.0% or less. When Cu is contained to obtain the above-mentioned effect, the lower limit of the Cu content may be 0.05% or more, or 0.1% or more.
Ｃｏ：０〜３．０％
Ｃｏは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｃｏ含有量が３．０％を超えると、その効果が飽和する。従って、Ｃｏ含有量を３．０％以下とする。Ｃｏを含有させて上述の効果を得る場合、Ｃｏ含有量の下限は０．０５％以上としてもよく、０．１％以上としてもよい。
Co: 0-3.0%
Co is an element effective for improving the hardenability of steel. When the Co content exceeds 3.0%, the effect is saturated. Therefore, the Co content is set to 3.0% or less. When Co is contained to obtain the above-mentioned effect, the lower limit of the Co content may be 0.05% or more, or 0.1% or more.
Ｗ：０．０５〜１．０％
Ｗは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｗ含有量が１．０％を超えると、その効果が飽和する。従って、Ｗ含有量を１．０％以下とする。Ｗを含有させて上述の効果を得る場合、Ｗ含有量の下限は０．０５％以上としてもよく、０．１％以上としてもよい。
W: 0.05 to 1.0%
W is an element effective for improving the hardenability of steel. When the W content exceeds 1.0%, the effect is saturated. Therefore, the W content is set to 1.0% or less. When W is contained to obtain the above-mentioned effect, the lower limit of the W content may be 0.05% or more, or 0.1% or more.
Ｖ：０．０１〜０．３％
Ｖは、鋼中でＣやＮと微細な化合物を形成し、結晶粒微細化効果をもたらす元素である。Ｖ含有量が０．３％を超えると化合物が粗大となり、結晶粒微細化効果が得られない。従って、Ｖ含有量を０．３％以下とする。Ｖを含有させて上述の効果を得る場合、Ｖ含有量の下限は０．０１％以上としてもよく、０．１５％以上としてもよい。
V: 0.01-0.3%
V is an element that forms a fine compound with C and N in steel and brings about a grain refinement effect. If the V content exceeds 0.3%, the compound becomes coarse and the crystal grain refinement effect cannot be obtained. Therefore, the V content is set to 0.3% or less. When V is contained to obtain the above-mentioned effect, the lower limit of the V content may be 0.01% or more, or 0.15% or more.
Ｔｉ：０．００５〜０．３％
Ｔｉは、鋼中でＣやＮと微細な化合物を生成し、結晶粒の微細化効果をもたらす元素である。Ｔｉ含有量が０．３％を超えると、その効果は飽和する。従って、Ｔｉの含有量を０．３％以下とする。Ｔｉを含有させて上述の効果を得る場合、Ｔｉ含有量の下限は０．００５％以上としてもよく、０．０１０％以上としてもよい。
一方、硬さの増加に伴う切削性の低下を抑制する観点から、Ｔｉ含有量の上限は０．２５％以下としてもよく、０．２％以下としてもよい。
Ti: 0.005-0.3%
Ti is an element that produces fine compounds with C and N in steel and brings about the effect of refining crystal grains. When the Ti content exceeds 0.3%, the effect is saturated. Therefore, the Ti content is set to 0.3% or less. When Ti is contained to obtain the above-mentioned effect, the lower limit of the Ti content may be 0.005% or more, or 0.010% or more.
On the other hand, from the viewpoint of suppressing a decrease in machinability with an increase in hardness, the upper limit of the Ti content may be 0.25% or less, or 0.2% or less.
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、Ｐの粒界偏析を抑制する働きを有する。また、Ｂは粒界強度及び粒内強度の向上効果、及び焼入れ性の向上効果も有し、これらの効果は鋼の疲労強度を向上させる。Ｂ含有量が０．００５％を超えると、その効果は飽和する。従って、Ｂの含有量を０．００５％以下にする。Ｂを含有させて上述の効果を得る場合、Ｂ含有量の下限は０．０００５％以上としてもよく、０．００１０％以上としてもよい。
一方、焼入れ性向上による割れ発生の抑制の観点から、Ｂ含有量の上限は０．００４５％以下としてもよく、０．００４０％以下としてもよい。
B: 0.0005 to 0.0050%
B has a function of suppressing the grain boundary segregation of P. In addition, B also has an effect of improving grain boundary strength and intragranular strength, and an effect of improving hardenability, and these effects improve the fatigue strength of steel. When the B content exceeds 0.005%, the effect is saturated. Therefore, the content of B is set to 0.005% or less. When B is contained to obtain the above-mentioned effect, the lower limit of the B content may be 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
On the other hand, from the viewpoint of suppressing the occurrence of cracks by improving the hardenability, the upper limit of the B content may be 0.0045% or less, or 0.0040% or less.
本実施形態による鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素を含有しない場合の下限は０％である。 The chemical composition of the steel according to the present embodiment further comprises one or more selected from the group consisting of Pb, Bi, Ca, Mg, Zr, Te and rare earth elements (REM) instead of a part of Fe. It may be contained. When these elements are not contained, the lower limit is 0%.
Ｐｂ：０．０９％以下
Ｐｂは環境に悪影響を与える元素であるので、含有しないことが望ましい。一方、Ｐｂは、被削性向上元素であり、切削時に鋼材の破壊を促進して切り屑の分断を促進し、かつ工具接触面で溶融することで工具寿命を向上する効果を発揮する。被削性向上のためにＰｂを添加する場合は、環境への影響を考慮してＰｂ含有量は０．０９％以下とする。Ｐｂを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｐｂ含有量の下限は０．０１％以上としてもよい。
Pb: 0.09% or less Pb is an element that adversely affects the environment, so it is desirable not to contain it. On the other hand, Pb is an element that improves machinability, and has the effect of promoting the destruction of steel materials during cutting, promoting the division of chips, and melting at the tool contact surface to improve the tool life. When Pb is added to improve machinability, the Pb content should be 0.09% or less in consideration of the impact on the environment. When the above-mentioned effect is obtained by containing Pb, the lower limit of the Pb content may be 0.01% or more.
Ｂｉ：０．０００１〜０．５％
Ｂｉは、硫化物が微細分散することで被削性を向上させる元素である。Ｂｉを過剰に含有すると鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となることから、Ｂｉ含有量は０．５％以下とする。Ｂｉを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｂｉ含有量の下限は０．０００１％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。一方、鋼の熱間加工性の劣化を抑制する観点から、Ｂｉ含有量の上限は０．４％以下としてもよく、０．３％以下としてもよい。
Bi: 0.0001 to 0.5%
Bi is an element that improves machinability by finely dispersing sulfide. If the Bi content is excessive, the hot workability of the steel deteriorates and hot rolling becomes difficult. Therefore, the Bi content is set to 0.5% or less. When Bi is contained to obtain the above-mentioned effect, the lower limit of the Bi content may be 0.0001% or more, or 0.001% or more. On the other hand, from the viewpoint of suppressing deterioration of hot workability of steel, the upper limit of Bi content may be 0.4% or less, or 0.3% or less.
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％
Ｃａは、鋼の脱酸に有効で、酸化物中のＡｌ２Ｏ３の含有率を低下させる元素である。ただし、Ｃａ含有量が０．０１％を超えるとＣａを含む粗大な酸化物が大量に現れ、疲労寿命低下の原因となる。従って、Ｃａ含有量は０．０１％以下にする必要がある。Ｃａを含有させて酸化物中のＡｌ２Ｏ３の含有率を低下させる場合には、Ｃａ含有量の下限は０．０００３％以上としてもよく、０．０００５％以上としてもよい。Ｃａを含む粗大な酸化物の生成を抑制する観点から、Ｃａ含有量の上限は０．００８％以下としてもよく、０．００６％以下としてもよい。
Ca: 0.0003-0.01%
Ca is an element that is effective in deoxidizing steel and lowers the content of Al 2 O 3 in the oxide. However, if the Ca content exceeds 0.01%, a large amount of coarse oxide containing Ca appears, which causes a decrease in fatigue life. Therefore, the Ca content needs to be 0.01% or less. When Ca is contained to reduce the content of Al 2 O 3 in the oxide, the lower limit of the Ca content may be 0.0003% or more, or 0.0005% or more. From the viewpoint of suppressing the formation of coarse oxides containing Ca, the upper limit of the Ca content may be 0.008% or less, or 0.006% or less.
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
Ｍｇは脱酸元素であり、鋼中に酸化物を生成する。さらに、Ｍｇが形成するＭｇ系酸化物は、ＭｎＳの晶出及び／又は析出の核になりやすい。また、Ｍｇの硫化物は、Ｍｎ及びＭｇの複合硫化物となることにより、ＭｎＳを球状化させる。このように、ＭｇはＭｎＳの分散を制御し、被削性を改善するために有効な元素である。Ｍｇ含有量が０．０１％を超えると、ＭｇＳが大量に生成され、鋼の被削性が低下するので、Ｍｇを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｍｇ含有量を０．０１％以下とする必要がある。Ｍｇ含有量の上限は０．００８％以下としてもよく、０．００６％以下としてもよい。Ｍｇ含有量の下限は０．０００５％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。
Mg: 0.0005-0.01%
Mg is a deoxidizing element and forms oxides in steel. Further, the Mg-based oxide formed by Mg tends to become a nucleus for crystallization and / or precipitation of MnS. Further, the sulfide of Mg becomes a composite sulfide of Mn and Mg, so that MnS is spheroidized. As described above, Mg is an effective element for controlling the dispersion of MnS and improving the machinability. If the Mg content exceeds 0.01%, a large amount of MgS is generated and the machinability of the steel is lowered. Therefore, when the above effect is obtained by containing Mg, the Mg content is 0.01. Must be less than or equal to%. The upper limit of the Mg content may be 0.008% or less, or 0.006% or less. The lower limit of the Mg content may be 0.0005% or more, or 0.001% or more.
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％
Ｚｒは脱酸元素であり、酸化物を生成する。さらに、Ｚｒが形成するＺｒ系酸化物はＭｎＳの晶出及び／又は析出の核になりやすい。このように、Ｚｒは、ＭｎＳの分散を制御し、被削性を改善するために有効な元素ある。Ｚｒ量が０．０５％を超えると、その効果が飽和するので、Ｚｒを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｚｒ含有量を０．０５％以下とする。Ｚｒ含有量の下限は０．０００５％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。
一方、歯車の機械的特性低下の抑制の観点から、Ｚｒ含有量の上限は０．０４％以下としてもよく、０．０３％以下としてもよい。
Zr: 0.0005-0.05%
Zr is a deoxidizing element and produces oxides. Further, the Zr-based oxide formed by Zr tends to become a nucleus for crystallization and / or precipitation of MnS. As described above, Zr is an element effective for controlling the dispersion of MnS and improving the machinability. If the amount of Zr exceeds 0.05%, the effect is saturated. Therefore, when the above-mentioned effect is obtained by containing Zr, the Zr content is set to 0.05% or less. The lower limit of the Zr content may be 0.0005% or more, or 0.001% or more.
On the other hand, from the viewpoint of suppressing deterioration of the mechanical properties of the gear, the upper limit of the Zr content may be 0.04% or less, or 0.03% or less.
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％
Ｔｅは、ＭｎＳの球状化を促進するので、鋼の被削性を改善する。Ｔｅ含有量が０．１％を超えるとその効果が飽和する。従って、Ｔｅ含有量を０．１％以下とする。Ｔｅ含有量の上限は０．０８％以下としてもよく、０．０６％以下としてもよい。Ｔｅを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｔｅ含有量の下限は０．０００５％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。
Te: 0.0005-0.1%
Te promotes the spheroidization of MnS and thus improves the machinability of steel. When the Te content exceeds 0.1%, the effect is saturated. Therefore, the Te content is set to 0.1% or less. The upper limit of the Te content may be 0.08% or less, or 0.06% or less. When Te is contained to obtain the above-mentioned effect, the lower limit of the Te content may be 0.0005% or more, or 0.001% or more.
希土類元素：０．０００５〜０．００５％
希土類元素は、鋼中に硫化物を生成し、この硫化物がＭｎＳの析出核となることで、ＭｎＳの生成を促進する元素であり、鋼の被削性を改善する。ただし、希土類元素の合計含有量が０．００５％を超えると、硫化物が粗大になり、鋼の疲労強度を低下させる。従って、希土類元素の合計含有量を０．００５％以下とする。希土類元素の合計含有量の上限は０．００４％以下としてもよく、０．００３％以下としてもよい。
希土類元素を含有させて上述の効果を得る場合には、希土類元素の合計含有量の下限は０．０００５％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。
Rare earth elements: 0.0005 to 0.005%
Rare earth elements are elements that promote the formation of MnS by forming sulfides in steel and the sulfides becoming precipitation nuclei of MnS, and improve the machinability of steel. However, if the total content of rare earth elements exceeds 0.005%, the sulfide becomes coarse and the fatigue strength of the steel is lowered. Therefore, the total content of rare earth elements is set to 0.005% or less. The upper limit of the total content of rare earth elements may be 0.004% or less, or 0.003% or less.
When the above-mentioned effect is obtained by containing a rare earth element, the lower limit of the total content of the rare earth element may be 0.0005% or more, or 0.001% or more.
本明細書でいう希土類元素は、周期律表中の原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素に、イットリウム（Ｙ）及びスカンジウム（Ｓｃ）を加えた１７元素の総称である。希土類元素の含有量は、これらの１種又は２種以上の元素の総含有量を意味する。 The rare earth elements referred to in the present specification are 15 elements from lanthanum (La) having atomic number 57 to lutetium (Lu) having atomic number 71 in the periodic table, plus yttrium (Y) and scandium (Sc)17. It is a general term for elements. The content of rare earth elements means the total content of one or more of these elements.
上述のように組織変化の抑制に、ＭｎとＣｒは特に有効な元素であり、その効果を得るには、ＭｎとＣｒの合計含有量が１．９５％以上である必要がある。なお、ＭｎとＣｒの合計含有量はそれぞれの上限値の合計量である２．６０％以下であればよい。すなわち、組織変化を効果的に抑制する観点から、ＭｎとＣｒの含有量が、下記式（１）を満たす化学組成にする。
１．９５≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．６０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号は、対応する元素の質量％での含有量を表す。
組織変化をより効果的に抑制する観点から、Ｍｎ＋Ｃｒの合計含有量は、好ましくは２．０５％以上であり、さらに好ましくは２．１０％以上である。
As described above, Mn and Cr are particularly effective elements for suppressing structural changes, and in order to obtain the effect, the total content of Mn and Cr needs to be 1.95% or more. The total content of Mn and Cr may be 2.60% or less, which is the total amount of the upper limit values of each. That is, from the viewpoint of effectively suppressing structural changes, the chemical composition is such that the contents of Mn and Cr satisfy the following formula (1).
1.95 ≤ Mn + Cr ≤ 2.60 (1)
Here, the element symbol in the formula (1) represents the content of the corresponding element in mass%.
From the viewpoint of more effectively suppressing the tissue change, the total content of Mn + Cr is preferably 2.05% or more, more preferably 2.10% or more.
本実施形態に係る鋼は、上述の合金成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。上述の合金成分以外の元素が、不純物として、原材料及び製造装置から鋼中に混入することは、その混入量が鋼の特性に影響を及ぼさない、具体的には、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度の向上を妨げない水準である限り許容される。 The steel according to the present embodiment contains the above-mentioned alloy components, and the balance is composed of Fe and impurities. When elements other than the above-mentioned alloy components are mixed into the steel as impurities from the raw materials and the manufacturing equipment, the mixed amount does not affect the characteristics of the steel. Specifically, white layer formation due to structural change. It is permissible as long as it does not prevent the improvement of strength against destruction due to.
（浸炭歯車用鋼の製造方法）
本実施形態にかかる浸炭歯車用鋼の製造条件について説明する。
本実施形態にかかる浸炭歯車用鋼の製造方法は、上記化学組成を有する浸炭歯車用鋼を製造することができれば特に限定されないが、例えば、次のように製造することがよい。
まず、精錬工程において上記化学組成を有する溶鋼を得て、鋳造を行う。この際、成分調整や鋼中の清浄度向上のために、二次精錬を行ってもよい。その後、棒線圧延又は線材圧延を行って所望の形状を得る。これらの前に分塊圧延を行ってもよい。そして歯車形状への加工性を向上するため、焼準や焼鈍を行ってもよい。
圧延方法に関し、粗大粒のない均質な組織を得るため、圧延前の加熱温度は１１５０℃以上であることが好ましい。一方加熱炉の耐久性の観点から、加熱温度は１３５０℃以下であることが好ましい。また均質な組織を得るため、圧延による断面積の減少は２０％以下、圧延時の８００℃から３００℃の間の平均冷却速度は、０．１℃／秒以上、３．０℃／秒以下に制御することが好ましい。圧延後の組織はフェライトとパーライトの混合組織、またはフェライトとベイナイトの混合組織であることが好ましく、圧延後の硬さはビッカース硬さで２００以下であることが好ましい。
(Manufacturing method of steel for carburized gears)
The manufacturing conditions of the carburized gear steel according to the present embodiment will be described.
The method for producing the carburized gear steel according to the present embodiment is not particularly limited as long as the carburized gear steel having the above chemical composition can be produced, but for example, it may be produced as follows.
First, in the refining step, molten steel having the above chemical composition is obtained and cast. At this time, secondary refining may be performed in order to adjust the composition and improve the cleanliness of the steel. Then, bar wire rolling or wire rod rolling is performed to obtain a desired shape. Block rolling may be performed before these. Then, in order to improve the workability into the gear shape, normalizing or annealing may be performed.
Regarding the rolling method, the heating temperature before rolling is preferably 1150 ° C. or higher in order to obtain a homogeneous structure without coarse grains. On the other hand, from the viewpoint of the durability of the heating furnace, the heating temperature is preferably 1350 ° C. or lower. In order to obtain a homogeneous structure, the reduction in cross-sectional area due to rolling is 20% or less, and the average cooling rate between 800 ° C and 300 ° C during rolling is 0.1 ° C / sec or more and 3.0 ° C / sec or less. It is preferable to control to. The structure after rolling is preferably a mixed structure of ferrite and pearlite, or a mixed structure of ferrite and bainite, and the hardness after rolling is preferably Vickers hardness of 200 or less.
（浸炭歯車）
本実施形態に係る浸炭歯車用鋼は、ガス浸炭焼入れを行って浸炭歯車を製造するための素材として適しており、特にガス浸炭焼入れを行って歯車を製造することが好ましい。例えば、本実施形態に係る浸炭歯車用鋼を用いて切削等の機械加工により歯車形状とした後、ガス浸炭焼入れを行って浸炭歯車を製造する。これにより、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車を製造することができる。
なお、白層形成とは、例えば図１の点線内に示すように、組織観察において最大長さが５μｍを超える白色組織が観察された場合に白層形成「あり」と判断する。
例えば、本実施形態に係る浸炭歯車用鋼を切削して歯車形状とした後、９００〜１０００℃でカーボンポテンシャル０．７〜１．２の雰囲気下で１〜３０時間保持し、５０〜１４０℃の油焼入れを行う条件でガス浸炭処理を行う。次いで、１２０〜１８０℃で０．５〜３時間保持する条件で焼戻しを施すことで、表面から３ｍｍよりも深い位置（非浸炭部）においては、本実施形態に係る浸炭歯車用鋼と同じ化学成分を有し、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車を製造することができる。
なお、部品の必要深さにより変化するが、ガス浸炭により表面から深さ０．５〜３ｍｍ程度の領域（浸炭部）におけるＣ含有量は、上記非浸炭部におけるＣ含有量よりも多くなり、強度を向上させることができる。かかる観点から、浸炭部におけるＣ含有量は、０．６〜０．９％であることが好ましい。
(Carburized gear)
The carburized gear steel according to the present embodiment is suitable as a material for producing a carburized gear by performing gas carburizing and quenching, and it is particularly preferable to perform gas carburizing and quenching to produce a gear. For example, the carburized gear according to the present embodiment is used to form a gear shape by machining such as cutting, and then gas carburizing and quenching is performed to manufacture the carburized gear. As a result, it is possible to manufacture a carburized gear having excellent strength against fracture due to formation of a white layer due to structural changes.
The white layer formation is determined to be “presence” when a white tissue having a maximum length of more than 5 μm is observed in the tissue observation, for example, as shown in the dotted line in FIG.
For example, after cutting the carburized gear steel according to the present embodiment into a gear shape, it is held at 900 to 1000 ° C. in an atmosphere with a carbon potential of 0.7 to 1.2 for 1 to 30 hours at 50 to 140 ° C. Carburize with gas under the conditions of oil quenching. Then, by tempering under the condition of holding at 120 to 180 ° C. for 0.5 to 3 hours, the same chemicals as the carburized gear steel according to the present embodiment can be obtained at a position deeper than 3 mm (non-carburized portion) from the surface. It is possible to manufacture a carburized gear having a component and having excellent strength against fracture due to white layer formation due to structural change.
Although it varies depending on the required depth of the parts, the C content in the region (carburized portion) having a depth of about 0.5 to 3 mm from the surface due to gas carburizing becomes higher than the C content in the non-carburized portion. The strength can be improved. From this point of view, the C content in the carburized portion is preferably 0.6 to 0.9%.
以下、本発明について、実施例を挙げてさらに具体的に説明する。なお、これらの実施例は、本発明を制限するものではない。
表１に示す化学成分を有する種々の鋼塊を直径３５ｍｍに熱間鍛造した。鍛造前の加熱温度は１２５０℃とした。鍛造後、９５０℃で１時間保持し完全にオーステナイト化させた後に放冷する条件で焼準処理を施した。焼準後、機械加工により直径が２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する小ローラー試験片を作製した。
また、ＪＩＳ Ｇ４０５２規格ＳＣＭ４２０Ｈの直径１４０ｍｍの圧延材を用いて、機械加工により直径１３０ｍｍ、幅１８．４ｍｍで外周にはＲ＝１５０ｍｍのクラウニングを有した大ローラー試験片を作製した。
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples. It should be noted that these examples do not limit the present invention.
Various steel ingots having the chemical components shown in Table 1 were hot forged to a diameter of 35 mm. The heating temperature before forging was 1250 ° C. After forging, it was kept at 950 ° C. for 1 hour to be completely austenite, and then subjected to normalizing treatment under the condition of allowing to cool. After normalizing, a small roller test piece having a cylindrical portion having a diameter of 26 mm and a width of 28 mm was produced by machining.
Further, a large roller test piece having a diameter of 130 mm, a width of 18.4 mm and a crowning of R = 150 mm on the outer circumference was produced by machining using a rolled material having a diameter of 140 mm of JIS G4052 standard SCM420H.
その後、小ローラーについて、光洋サーモシステム株式会社製のバッチ型変成炉式ガス浸炭炉（型式Ｇ−１６１６１８−ＡＦＨＶＣ）を用いて、９３０℃でカーボンポテンシャル０．８の雰囲気下で１５０分保持し、１３０℃の油焼入れを行う条件でガス浸炭処理を行った後に、１５０℃で２時間保持する条件で焼戻しを施した。
大ローラーについて、保持時間を３６０分とする以外は小ローラーと同様のガス浸炭処理を行い、１５０℃で２時間保持する条件で焼戻しを施した。
焼戻し後、小ローラー、大ローラーともに評価部以外の部位を仕上げ加工し、熱処理歪による回転時の振れの影響を排除した。
各ローラーの表面から深さ５０μｍの領域（浸炭部）におけるＣ含有量を測定したところ、いずれも非浸炭部におけるＣ含有量よりも多く、浸炭部におけるＣ含有量は、０．６５〜０．９０％であった。
After that, the small roller was held at 930 ° C. for 150 minutes in an atmosphere of carbon potential 0.8 using a batch type metamorphic furnace type gas carburizing furnace (model G-161618-AFHVC) manufactured by Koyo Thermo System Co., Ltd. After gas carburizing under the condition of oil quenching at 130 ° C., tempering was performed under the condition of holding at 150 ° C. for 2 hours.
The large roller was subjected to the same gas carburizing treatment as the small roller except that the holding time was 360 minutes, and tempered under the condition of holding at 150 ° C. for 2 hours.
After tempering, both the small roller and the large roller were finished by finishing the parts other than the evaluation part to eliminate the influence of runout during rotation due to heat treatment strain.
When the C content in the region (carburized part) at a depth of 50 μm from the surface of each roller was measured, all of them were higher than the C content in the non-carburized part, and the C content in the carburized part was 0.65 to 0. It was 90%.
（評価）
−ピッチング−
組織変化に伴う白層形成による破壊の評価として、上述の制作した大ローラーと小ローラーを用いてローラーピッチング疲労試験を行った。この試験は、歯車の接触状態を模擬した試験である。
ローラーピッチング疲労試験は、小ローラーに面圧をヘルツ応力２０００ＭＰａとして大ローラーを押しつけて、接触部での両ローラーの周速方向を同一方向とし、滑り率を−４０％（小ローラーよりも大ローラーの方が接触部の周速が４０％大きい）として回転させて、小ローラーにおいて剥離が発生するまでの回転数を寿命とした。前記接触部に供給するギア油の油温は８０℃とした。ギア油として、出光 ＺＥＰＲＯ ＡＴＦ ＥＣＯを用いた。
ピッチング発生の検出は備え付けてある振動計によって行い、振動検出後に両ローラーの回転を停止させてピッチングの発生と回転数を確認し、表１に記載した。なお、回転数が２０００万回に達しても剥離が発生しない場合は十分に強度を有しているものと評価できるので、２０００万回で試験を停止し、表１では「耐久」と記載した。
(Evaluation)
− Pitching −
A roller pitching fatigue test was performed using the large and small rollers produced above as an evaluation of fracture due to white layer formation due to structural changes. This test is a test that simulates the contact state of gears.
In the roller pitching fatigue test, the large roller is pressed against the small roller with a surface pressure of 2000 MPa and the peripheral speed direction of both rollers at the contact part is the same, and the slip ratio is -40% (larger roller than the small roller). The peripheral speed of the contact portion is 40% higher), and the number of rotations until peeling occurs in the small roller is defined as the life. The oil temperature of the gear oil supplied to the contact portion was 80 ° C. Idemitsu ZEPRO ATF ECO was used as the gear oil.
The occurrence of pitching was detected by a vibrometer provided, and after the vibration was detected, the rotation of both rollers was stopped to check the occurrence of pitching and the number of rotations, which are shown in Table 1. If peeling does not occur even when the number of revolutions reaches 20 million, it can be evaluated that the product has sufficient strength. Therefore, the test was stopped at 20 million and described as "durability" in Table 1. ..
−白層形成−
また、組織変化に伴う白層形成の有無を調査するため、上記ローラーピッチング疲労試験にて５００万回に達したところで試験を停止し、円筒部の長さ方向中央（接触部の中央）で円形断面となるよう切断、研磨し、３％ナイタール腐食を行って組織変化を調査した。白層の有無は、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍で表面から表層０．５ｍｍの範囲を全周について観察することで調査し、組織観察において最大長さが５μｍを超える白色組織が観察された場合に白層形成「あり」と判断した。
-White layer formation-
In addition, in order to investigate the presence or absence of white layer formation due to structural changes, the test was stopped when the roller pitching fatigue test reached 5 million times, and the cylindrical part was circular at the center in the length direction (center of the contact part). The texture was investigated by cutting and polishing to a cross section and performing 3% nital corrosion. The presence or absence of the white layer was investigated by observing the entire circumference of the surface layer 0.5 mm from the surface at a magnification of 100 times using an optical microscope, and a white tissue having a maximum length exceeding 5 μm was observed in the tissue observation. In some cases, it was judged that there was white layer formation.
表１中、各成分の含有量について「−」は、その元素を含まない（意図的に添加していない）ことを意味する。
表１に見られるように、発明例の試験Ｎｏ．１〜２０は、２０００万回に達しても剥離が発生せず、かつ白層が見られず、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度が良好であった。化学成分の範囲が本発明の範囲外である比較例の試験Ｎｏ．２１〜３１では、良好な強度が得られなかった。
In Table 1, "-" for the content of each component means that the element is not contained (not intentionally added).
As can be seen in Table 1, Test Nos. In Nos. 1 to 20, peeling did not occur even after reaching 20 million times, no white layer was observed, and the strength against destruction due to white layer formation due to tissue change was good. Test No. of Comparative Example in which the range of chemical components is outside the range of the present invention. In 21 to 31, good strength was not obtained.
Claims (7)
Ｃ：０．１７〜０．２２％、
Ｓｉ：０．５０〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、
Ｃｒ：１．３５〜２．００％、
Ｍｏ：０．２０〜０．４０％、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｎ：０．００５〜０．０２０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０３０％、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、ＭｎとＣｒの合計含有量が下記式（１）を満たす化学組成を有する浸炭歯車用鋼。
１．９５％≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．６０％ （１）
（式（１）中の元素記号は、対応する元素の含有量を表す。） By mass%
C: 0.17 to 0.22%,
Si: 0.50 to 1.00%,
Mn: 0.25 to 0.60%,
Cr: 1.35 to 2.00%,
Mo: 0.25 to 0.40%,
S: 0.001 to 0.050%,
N: 0.005 to 0.020%,
Al: 0.001 to 0.100%,
Nb: 0.001 to 0.030%,
O: 0.005% or less,
A steel for carburized gears having a chemical composition of P: 0.05% or less, the balance: Fe and impurities, and the total content of Mn and Cr satisfying the following formula (1).
1.95% ≤ Mn + Cr ≤ 2.60% (1)
(The element symbol in formula (1) represents the content of the corresponding element.)
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｏ：０．０５〜３．０％、
Ｗ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、及び
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む請求項１に記載の浸炭歯車用鋼。 By mass%
Ni: 0.1 to 3.0%,
Cu: 0.05-1.0%,
Co: 0.05-3.0%,
W: 0.05 to 1.0%,
V: 0.01-0.3%,
Ti: 0.005-0.3%, and B: 0.0005-0.005%
The steel for carburized gears according to claim 1, which contains one or more elements selected from the group consisting of.
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｂｉ：０．０００１〜０．５％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％、及び
希土類元素：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む請求項１又は請求項２に記載の浸炭歯車用鋼。 By mass%
Pb: 0.09% or less,
Bi: 0.0001 to 0.5%,
Ca: 0.0003-0.01%,
Mg: 0.0005-0.01%,
Zr: 0.0005-0.05%,
Te: 0.0005-0.1%, and rare earth elements: 0.0005-0.005%
The steel for carburized gears according to claim 1 or 2, which contains one or more elements selected from the group consisting of.
前記歯車形状の部材にガス浸炭処理を施す工程と、
を有する歯車の製造方法。 A step of machining the steel for carburized gear according to any one of claims 1 to 3 into a gear-shaped member, and
The process of gas carburizing the gear-shaped member and
A method of manufacturing a gear having.
Ｃ：０．１７〜０．２２％、
Ｓｉ：０．５０〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、
Ｃｒ：１．３５〜２．００％、
Ｍｏ：０．２０〜０．４０％、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｎ：０．００５〜０．０２０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０３０％、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、ＭｎとＣｒの合計含有量が下記式（１）を満たす化学組成を有する浸炭歯車。
１．９５％≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．６０％ （１）
（式（１）中の元素記号は、対応する元素の含有量を表す。） At a position deeper than 3 mm from the surface, by mass%,
C: 0.17 to 0.22%,
Si: 0.50 to 1.00%,
Mn: 0.25 to 0.60%,
Cr: 1.35 to 2.00%,
Mo: 0.25 to 0.40%,
S: 0.001 to 0.050%,
N: 0.005 to 0.020%,
Al: 0.001 to 0.100%,
Nb: 0.001 to 0.030%,
O: 0.005% or less,
A carburized gear having a chemical composition of P: 0.05% or less, the balance: Fe and impurities, and the total content of Mn and Cr satisfying the following formula (1).
1.95% ≤ Mn + Cr ≤ 2.60% (1)
(The element symbol in formula (1) represents the content of the corresponding element.)
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｏ：０．０５〜３．０％、
Ｗ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、及び
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む請求項５に記載の浸炭歯車。 At a position deeper than 3 mm from the surface, in% by mass,
Ni: 0.1 to 3.0%,
Cu: 0.05-1.0%,
Co: 0.05-3.0%,
W: 0.05 to 1.0%,
V: 0.01-0.3%,
Ti: 0.005-0.3%, and B: 0.0005-0.005%
The carburized gear according to claim 5, which contains one or more elements selected from the group consisting of.
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｂｉ：０．０００１〜０．５％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％、及び
希土類元素：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む請求項５又は請求項６に記載の浸炭歯車。 At a position deeper than 3 mm from the surface, in% by mass,
Pb: 0.09% or less,
Bi: 0.0001 to 0.5%,
Ca: 0.0003-0.01%,
Mg: 0.0005-0.01%,
Zr: 0.0005-0.05%,
Te: 0.0005-0.1%, and rare earth elements: 0.0005-0.005%
The carburized gear according to claim 5 or 6, which comprises one or more elements selected from the group consisting of.
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