JP3823413B2 - Induction hardening component and manufacturing method thereof - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高周波焼入用歯車及びその製造方法に関し、特に、従来は炭素鋼に浸炭，窒化などの表面処理を施すことにより製造される歯車に好適に適用できるものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、自動車，産業機械に用いられる歯車は、０．２％程度の炭素を含有する浸炭用合金鋼に鍛造，切削，旋削，歯切りを順に施すことにより所定の形状に加工し、その後に浸炭焼入れ焼戻し処理を行って歯車として必要な機能を確保するという方法で製造されている。このような浸炭プロセスによる製造は従来の歯車製造工程の主流となっているが、浸炭には８００から９５０℃程度の温度で数時間の処理が必要なため、歯車製造ライン中に組み入れることが困難であり、生産性を向上させることに限界がある。その結果、製造コストの低減にも自ずから限度が生じていた。
【０００３】
また、浸炭は通常、ガス浸炭法によるのが一般的であるが、ガス浸炭時に被処理材の表面層に不可避的に表面異常層が発生し、この異常層が疲労強度及び衝撃特性を低下させるために、疲労強度及び衝撃特性の向上に限度があった。また、浸炭焼入れ時に発生する熱処理歪みにより被処理材に変形が生じるため、熱処理条件の厳密な制御が要求される。
【０００４】
上記した従来の浸炭焼入れ焼戻し処理に伴う問題点を克服するために、浸炭プロセスを前提として、鋼材中のＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒの量を減らすと共にＭｏ，Ｎｉ等を添加することによりガス浸炭時に発生する表面異常層を低減し、疲労強度及び衝撃特性の改善を意図した高強度浸炭用鋼が開発されるに至っている。しかしその場合も、高価な合金元素を多量に用いるために鋼材コストの上昇を招くとともに被削性等の加工性を劣化させるため、高強度化は図れるものの製造コストの上昇を招くという問題がある．
また，ＪＩＳ規格ＳＣＭ４３５及びＳ５５Ｃ等の機械構造用合金鋼及び炭素鋼を用いて、浸炭焼入プロセスよりも生産能率が高い高周波焼入による歯車の製造が試みられているが、これらの鋼は本来、歯車への適用を考慮して決定された化学組成でないために、浸炭プロセスにより製造される歯車のごとく自動車のトランスミッションやデファレンシャルに用いられる高強度の歯車への適用は困難であり、比較的低強度の歯車のみへの適用に留まっている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
こうした高強度部品を製造する際の従来の諸問題を解決するために、たとえば特開昭６０‐１６９５４４号公報には、鋼の化学組成を特定の範囲に規制することにより高周波焼入プロセスによる高強度の歯車製造を可能とする技術が開示されている。
【０００６】
しかしながら、本発明者らの検討によれば、前記特開昭６０‐１６９５４４号公報に開示の技術では、従来の浸炭用鋼に比較して被削性が極端に低下するために、製造工程において必須のプロセスである切削工程での生産能率が低く、浸炭焼入れより高周波焼入れへのプロセスの変更による生産性の向上に限度があるという未解決の課題がある。
【０００７】
本発明は、このような従来技術の未解決の課題に着目してなされたものであり、被削性に優れると同時に、従来の浸炭プロセスで製造される歯車に比較して同等以上の特性を確保することが可能な高周波焼入用歯車及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の目的を達成するために、歯車に要求される特性を高周波焼入プロセスにおいて確保するための鋼材の化学組成を検討し、以下のような知見を得るに至った。
【０００９】
すなわち、歯車には，歯元強度，歯面強度及び衝撃特性が要求される。
歯元強度は歯部が繰り返し応力を受け歯元部から疲労破壊を生じない最大の応力を意味する。この歯元強度は回転曲げ等の疲労試験による疲労強度と良い相関が有ることから、本発明者らは回転曲げ疲労試験により鋼材化学組成を検討した。
【００１０】
疲労強度に影響を与える基本的な因子は、材料の硬さ及び非金属介在物である。材料硬さが低下すると疲労強度も低下する。この材料の硬さについて浸炭焼入材とほぼ同等の値を高周波焼入により確保しようとすると、約０．５重量％程度以上の炭素含有量（Ｃ量）が必要である。
【００１１】
疲労強度を向上させるためには、そればかりでなくオーステナイト粒径を細粒にすることが有効になる。その理由は、疲労亀裂が旧オーステナイト粒径に沿って伸展していくため、これを細粒にすることにより疲労亀裂伝播に対する抵抗が増加することの他に、粒界に偏析してこれを脆化させるＰ等の元素の濃度が細粒化により減少するからである。そのオーステナイトの細粒化に対しては、急速短時間加熱の処理である高周波焼入が極めて有効である。また、オーステナイト粒の成長を抑制する析出物を形成するＮ，Ａｌ等の添加により一層細粒化が促進され、疲労強度の向上に有効である。
【００１２】
また、素材硬さを得るためには、焼入性を確保するとの観点から合金元素の添加が必要となる。これらの合金元素は歯車のサイズに応じて適正量添加すれば良い。
【００１３】
さらに、疲労強度を向上させるためには、上記したような素材硬さを確保するのみでは不十分であり、非金属介在物の低減も必要である。
すなわち、素材硬度を確保することができても、酸化物系非金属介在物が存在すると、この部分から疲労破壊を生じ、極めて疲労強度が低下するからである。特に、アルミナのような硬質な非金属介在物は有害であり，このためには含有酸素量（Ｏ量）の低減が必須である。本発明者らの検討によれば、Ｏ量を０．００１５重量％以下にすることが少なくとも必要であるが、それのみでは不十分である。
【００１４】
さらに本発明者らが検討した結果、従来の浸炭処理材と同等の疲労強度を確保するためには、酸化物の個数およびサイズを限定することが必要なことが明らかとなった。非金属介在物が存在すると、これを起点として疲労破壊が進行することは先述したとおりであるが、非金属介在物が大きいほどその介在物に発生する応力集中の程度が顕著となり、疲労初期亀裂が容易に発生する。
【００１５】
また、その初期亀裂も、非金属介在物が大きく応力集中の程度が大きい程顕著である。大きな初期亀裂がいったん発生すると、疲労亀裂は迅速に進展して疲労破壊に至る。本発明者の検討によれば、従来の浸炭焼き入れ材と同等以上の疲労強度を確保するためには、１９μｍを越えるサイズの酸化物系非金属介在物が存在しないことが必要なことが解った。
【００１６】
更に、非金属介在物個数の影響を検討した結果、非金属介在物が１９μｍ以下であっても、その個数が２．５個／ｍｍ2 を越えて存在すると、従来の浸炭焼き入れ材と同程度の疲労強度は得られないことが判明した。これは、非金属介在物が小さい場合、その部分より発生する初期亀裂は小さいが、これが成長すると他の非金属介在物より発生した疲労亀裂と合体して大きな疲労亀裂となり、その後急速に疲労亀裂は成長して短時間で疲労破壊に至るためである。
【００１７】
以上述べたとおり、疲労強度の確保のためには、Ｏ量の限定のみでなく酸化物系非金属介在物の個数およびサイズの制御が必須である。
さらに、本発明者らは、酸化物系非金属介在物の量及びサイズを上記の範囲に低減する方法を検討した。その結果、鋼中のＯ量を１５ｐｐｍ以下に制限することにより、酸化物系非金属介在物の量は目標とする２．５個／ｍｍ2 以下に低減できることが判明したが、サイズについてはＯ量の規定のみでは不十分である。本発明者らは、鋳造時の鋳片サイズより最終的に鋼材に圧延する際の断面減少率が非金属介在物サイズと強い相関を持ち、当該断面減少率が増加するにしたがって非金属介在物サイズが減少することを見いだした。これは、圧延により、粗大な非金属介在物が機械的に砕かれることによるものである。その結果、酸化物系非金属介在物のサイズを目標とする１９μｍ以下のサイズとするには、Ｏ量を１５ｐｐｍ以下に制御した鋼では、断面減少率として９５％以上の圧下が必要なことが判明した。
【００１８】
一方、歯車の歯面部には、繰り返し接触応力により、ピッチングと呼ばれる疲労損傷が生じる。これが生じると歯車は正常な機能を発揮することが困雛となるので、歯面強度が必要とされる。
【００１９】
この歯面強度は、転動疲労試験との相関が良好であり，この試験により評価することが可能である。ただし、歯車の場合には歯面部に相対すべりが発生するので、その摩擦により著しい温度上昇が生じる。この温度上昇により鋼材は軟化し、ピッチングが発生する。これを抑制するためには、鋼の焼もどし軟化抵抗を高めるＳｉ，Ｍｏ，Ｖ及びＮｂ等の添加が有効であり、これらの添加により歯面強度を高めることができる。
【００２０】
また、転動疲労寿命に関しては、疲労強度と同様に酸化物系非金属介在物の量及びサイズが影響するが、上記したＯ量の制御と共に鋳片より最終鋼材に圧延する際の断面減少率を制御することにより非金属介在物の量及びサイズを制御すれば、従来の浸炭鋼と同程度の転動疲労寿命を確保することが判明した。
【００２１】
歯元に衝撃的な荷重が作用した場合、鋼材の衝撃特性が低いと歯元部より歯が折損し、歯車のみならず歯車の組み込まれている機械全体が回復が困難な損傷を受けるにいたる。このため衝撃特性は極めて重要な特性である。
【００２２】
衝撃特性に影響を及ぽす因子としてはＣ量が最も影響が大きい。しかし、浸炭プロセスを経て浸炭を施された部分のＣ濃度は約０．８重量％程度であるのに対し、高周波焼入により同等の鋼材硬さを得るために必要なＣ濃度は０．５〜０．７重量％程度であるので、衝撃特性確保の観点からは高周波焼入が有利である。しかしながら、衝撃特性に影響を及ぼす因子はそればかりでなく、高周波焼入時のオーステナイト粒径及び粒界に偏析したＰ等の不純物元素も影響を及ぼすから、γ粒径細粒化及びＰ等の不純物元素の低減が衝撃特性向上の上でも有効である。
【００２３】
上記したような歯車として必要とされる特性を確保するのみの対応では、高周波焼入による歯車の製造には不十分であり、加工性特に被削性の確保が重要である。この点については、浸炭プロセスの場合には、低Ｃ鋼が使用されるため浸炭焼入前の状態では比較的高い被削性を持っているが、高周波焼入プロセスの場合には浸炭鋼よりも高Ｃ化は必須であり、被削性確保の点で極めて不利である。そこで本発明者らは高Ｃ鋼における被削性に及ぼす諸因子を検討した結果、以下のような知見を得るに至った。
【００２４】
すなわち、０．５％Ｃ以上の鋼においては、快削性元素を一定とした場合、最も被削性に影響を及ぽす因子はそのミクロ組織である。特にフェライト量とパーライトの形態が最も顕著な影響を及ぽすことが解った。すなわち、高Ｃ鋼の場合、ミクロ組織としてはフェライトーパーライト組織となるが、フェライトが増加すると被削性は向上する。これは、フェライト量が増加することにより鋼材の硬さが減少すること及びフェライトが増加することにより、切削時の亀裂の発生部であるフェライト／パーライトの界面が増加して被削性が向上するのである。
【００２５】
また、パーライトの形態も極めて大きな影響を及ぼす。すなわち、パーライトラメラーが層状に良く発達した組織の場合、パーライト部の延性が高く、切削時の亀裂の発生部はフェライト／パーライトの界面に限定されるが、ラメラーが発達していない組織の場合には、切削時に変形を受ける部分ではフェライト／パーライトの界面の他にパーライト中のセメンタイト／フェライト界面からも亀裂が容易に発生するようになることにより、被削性が飛躍的に向上するのである。このような未発達のパーライトを形成させるためには、鋼中の合金元素の選択及び適正化が必要であり、変態点を低下させてラメラーの層状化を促進するＭｎ及びＣｒの低減が極めて効果的である。また、Ｍｏの添加はラメラーの層状化を抑制し、セメンタイトの分断された組織を形成させるので被削性の向上に有効である。
【００２６】
さらに、本発明者らはそれらの鋼の製造方法を検討し、以下の知見をうるに至った。すなわち、鋼中に形成されるＭｎＳは熱間圧延に伴って圧延方向に伸長するが、その程度は熱間圧延条件により異なる。ＭｎＳが伸長する結果、その伸長方向に対し直角方向から採取した疲労試験片により測定される疲労強度は極端に低下する。これは、伸長したＭｎＳが疲労亀裂の起点となるためである。ところで、実際の歯車においてはＭｎＳの伸長方向に直角に歯が形成されることが多く、ＭｎＳの伸長が実体の歯車の疲労強度を低下させるおそれがある。
【００２７】
また，ＭｎＳの形状は被削性にも影響を及ぼし、ＭｎＳの伸長が被削性を劣化させることは周知である。
したがって、被削性及び疲労強度の一層の向上のためには熱間圧延時のＭｎＳの伸長を抑制させる必要がある。
【００２８】
ＭｎＳの伸長抑制のために、Ｃａの添加によりＣａＳを形成し伸長を抑制させるとの方法が知られているが。Ｃａの添加は粗大なＣａ系の酸化物系非金属介在物を形成する。この結果、転動疲労寿命を低下させるとの問題がある。そこで、本願発明者らはＭｎＳの形状に及ぼす熱間圧延時の加熱温度及び熱間圧延条件について検討した。その結果、以下の知見を得た。
【００２９】
熱間圧延時の加熱温度を上げるに伴ってＭｎＳが一部固溶し、鋳片段階よりもＭｎＳの粒径は減少する。これを熱間圧延すると、粒径の減少によりＭｎＳはより低温加熱の場合よりも伸長度は小さい。また、一旦固溶したＭｎＳは圧延途中で比較的微細に再析出するので、鋼材の平均的なＭｎＳの伸長程度は低温加熱の場合に比較して抑制される。加熱圧延前のＭｎＳの形状に関して検討した結果、ＭｎＳがより伸長された形状ものの方がその後の圧延による伸長も大きいことが判明した。
【００３０】
圧延条件の影響を検討すると、最もＭｎＳが伸長する領域は９００〜１０００℃の温度領域であり、この温度よりも高い領域及び低い領域においてはその伸長の程度は小さいことが判明した。したがって、加熱温度を高め、圧延温度領域として９００〜１０００℃の間を回避することによりＭｎＳの伸長は顕著に改善でき、疲労強度及び被削性を改善できることが判明した。
【００３１】
本発明は、以上の知見をもとになされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
すなわち、本発明の高周波焼入用歯車に係る発明は、
重量比で、Ｃ：０．５〜０．７５％、Ｓｉ：０．５〜１．８％、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１９〜０．０５％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．００２〜０．００６％を含有し、
さらに必要に応じて、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％およびＶ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％の少なくとも一種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、酸化物系非金属介在物個数が２．５／ｍｍ2 以下でかつその最大サイズが１９μｍ以下である鋼材よりなることを特徴とする。
【００３２】
本発明の製造方法に係る発明の要旨とするところは、
重量比で、Ｃ：０．５〜０．７５％、Ｓｉ：０．５〜１．８％、Ｍｎ：０．４〜１．５％（但し、Ｍｎ：０．４％は除く）、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１９〜０．０５％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．００２〜０．００６％を含有し、
さらに必要に応じて、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％およびＶ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％の少なくとも一種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、酸化物系非金属介在物個数が２．５／ｍｍ2 以下でかつその最大サイズが１９μｍ以下である鋼材を鋳片より熱間圧延するに際して、当該鋳片を１１００〜１２５０℃の温度領域に加熱し、１０００℃以上の温度領域で圧延を終了することを特徴とする高周波焼入用歯車の製造方法である。
【００３３】
ここで、上記の製造方法に係る発明にあっては、前記鋼材を鋳片より熱間圧延するに際して、当該鋳片を１１００〜１２５０℃の温度領域に加熱し１０００℃以上の温度領域で第１段の圧延を終了し、さらに１０５０〜１１５０℃の温度領域に加熱し１０００℃以上の温度領域で第２段の圧延を終了することを特徴とするものとすることができる。
【００３４】
また、前記鋼材を前記鋳片から熱間圧延する際に、断面減少率が９５％以上となる圧延を施すことを特徴とするものとすることができる。
【００３５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を述べる。
まず、本発明に用いる鋼材の成分等の限定理由について説明する。
【００３６】
〔Ｃ：０．５〜０．７５％〕
Ｃは高周波焼入により従来の浸炭鋼と同定度の表面硬さを得るために必須の成分であり、少なくとも０．５％以上の添加が必要である。しかし、０．７５％を超えて添加すると、歯車に必要とされる衝撃特性及び被削性が劣化するので、０．７５％までの添加とする。
【００３７】
〔Ｓｉ：０．５〜１．８％〕
Ｓｉは焼もどし軟化抵抗を向上させる元素である。このことにより歯面強度を向上させるが、従来の浸炭プロセスによる歯車と同程度の歯面強度を確保するためには、少なくとも０．５％以上の添加が必要である。しかし、１．８％を超えて添加すると、フェライトの固溶硬化により硬さが上昇し被削性の低下を招くので１．８％以下の添加とする．
〔Ｍｎ：０．４〜１．５％〕
Ｍｎは焼入性を向上させ、高周波焼入時の硬化深さを確保する上で必須の成分であり積極的に添加するが、０．４％未満の添加ではその効果に乏しい。一方、１．５％を超えて添加すると、高周波焼入後の残留オーステナイトを増加させることにより、かえって表面硬度を低下させ疲労強度及び転動疲労寿命を低下させるので１．５％以下の添加とする。
【００３８】
〔Ｐ：０．０１％以下〕
Ｐはオーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより歯元強度を低下させるばかりでなく、同時に衝撃特性を低下させるのでできるだけ低下させることが望ましいが０．０１０％まで許容される。
【００３９】
〔Ｓ：０．０２０％以下〕
ＳはＭｎＳを形成し、これが疲労破壊の起点となることにより疲労強度を低下させるが、他方でＭｎＳは被削性を向上させる元素でもあるので０．０２０％以下の添加は許容される。
【００４０】
〔Ａｌ：０．０１９〜０．０５％〕
Ａ１は脱酸に有効な元素であり、低酸素化のために有用な元素であるとともに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、これが高周波加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制する。これにより衝撃特性及び歯元疲労強度を向上させるので積極的に添加するが、０．０１９％未満の添加ではその効果が小さく、一方０．０５％を超えて添加してもその効果が飽和するので０．０１９〜０．０５％の添加とする。
【００４１】
〔Ｏ：０．００１５％以下〕
Ｏは、アルミナ等の酸化物系非金属介在物を形成し、これが疲労破壊の起点となり歯元強度を低下させるほか、歯面強度も低下させるので極力低減すべきであるが、０．００１５％までは許容される。
【００４２】
〔Ｎ：０．００２〜０．００６％〕
ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成する。これが高周波加熱時のオーステナイトの成長を抑制することにより、衝撃特性及び疲労強度を向上させるので積極的に添加するが、０．００２％未満の添加ではその効果が小さく、０．００６％を超えて添加すると熱間変形能を低下させることにより連続鋳造時に鋳片の表面欠陥を著しく増加させるので０．００２〜０．００６％の添加とする。
【００４３】
本発明においては、上記の化学組成の他に、さらに
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％の一種以上を含有させることができる。
【００４４】
これらの元素の作用及び限定理由は、以下の通りである．
〔Ｍｏ：０．０５〜０．５％〕
Ｍｏは焼入性向上に有用な元素であり、焼入性を調整するために用いる。Ｍｏの添加は同時にパーライトの組織形態に著しい影響を及ぼし、セメンタイトが分断されたパーライトを形成する。この結果、被削性を著しく向上させる。また、Ｍｏは焼もどし軟化抵抗を向上させるので、歯面強度も向上させることができる。さらに、Ｍｏは粒界に偏析するＰ等の不純物元素を低減させることにより歯元強度及び衝撃特性を向上させる作用があり、本発明においては好適な元素であるので積極的に添加するが、０．０５％未満の添加ではその効果が小さく、一方０．５％を超えて添加すると高周波焼入のような急速短時間の加熱ではオーステナイト中への溶解が困難な炭化物を形成するので０．０５〜０．５％の範囲の添加とする。
【００４５】
〔Ｂ：０．０００３〜０．００５％〕
Ｂは微量の添加で焼入性を向上させる元素であるので、その他の合金元素を低減させることができる。また、Ｂは粒界に優先的に偏析し、粒界に偏析するＰの濃度を低減して歯元強度及び衝撃特性を著しく向上させる元素である。このためには０．０００３％以上の添加が必要であるが、０．００５％を超えて添加してもその効果は飽和するので０．００５％以下の添加とする。
【００４６】
〔Ｔｉ：０．００５〜０．０５％〕
Ｂの焼入性向上効果はＢが単独に存在する場合に顕著であるが、一方でＢはＮと結合しやすい元素であり、この場合には上記した好適な効果が消失する。このＢの焼入性向上効果を、Ｂ以上にＮと結合しやすいＴｉを添加することにより十分発揮させることができるので、Ｔｉをこのような場合に用いてもよい。もっとも０．００５％未満の添加ではその効果は小さい。一方、０．０５％を超えて添加するとＴｉＮが多量に形成される結果、これが疲労破壊の起点となって歯元強度及び歯面強度を低下させるので０．０５％未満の添加とする。
【００４７】
また、ＴｉＮは高周波加熱時のオーステナイト粒径を細粒化する作用があるので、Ｔｉの単独添加のみでも歯面強度及び疲労強度を向上させる作用がある。この場合にもＴｉ添加量としては０．００５〜０．０５％の範囲が好適である。
【００４８】
〔Ｎｉ：０．１〜１．０％〕
Ｎｉはその添加により焼入性を向上させる元素であるのみでなく、衝撃特性を改善する元素であるので、焼入性を調整する場合または衝撃特性の改善が必要とされる場合に用いても良いが、０．１％未満の添加ではその効果が小さいので０．１％以上の添加とする。一方、Ｎｉは極めて高価な元素であるので、１．０％を超えて添加すると鋼材のコストが上昇し、本発明の目的に反するので１．０％未満の添加とする。
【００４９】
本発明においては、またさらに、
Ｖ，Ｎｂの一種以上を含有させることができる。これらの元素の作用を説明する。
【００５０】
高周波焼入プロセスを経る場合には、被処理材の中心部の硬さを確保するために、前熱処理として焼入焼もどし処理を施すのが一般的である。しかし、この熱処理はコストを増大させるので、なるべくはこれを省略することが望ましい。前処理としての焼入を省略するには、高周波焼入前の素材硬さを上昇させておく必要がある。そのためには析出強化作用を有するＶ及びＮｂの添加が効果的である。
【００５１】
Ｖ及びＮｂの添加量の限定理由は次の通りである。
〔Ｖ：０．０５〜０．５％〕
Ｖは析出強化作用の極めて強い元素であるので、高周波焼入前の前熱処理としての焼入焼もどし処理を省略する必要のある場合に添加するが、０．０５％未満の添加ではその効果が小さく、一方、０．５％を超えて添加してもその効果が飽和するので０．０５〜０．５％の添加とする。
【００５２】
また，Ｖは鋼材の焼もどし軟化抵抗を向上させる元素であるから、歯面強度の向上に極めて有効でもある。
〔Ｎｂ：０．０１〜０．５％〕
Ｎｂは析出強化作用の極めて強い元素であるので、高周波焼入前の前熱処理としての焼入焼もどし処理を省略する必要のある場合に添加するが、０．０１％未満の添加ではその効果が小さく、一方、０．５％を超えて添加してもその効果が飽和するので０．０１〜０．５％の添加とする。また、Ｎｂの添加は鋼材の焼もどし軟化抵抗を向上させる元素であるから、歯面強度の向上に極めて有効でもある。
【００５３】
また、本発明においては、疲労強度の確保のために、酸化物系非金属介在物の量（個数）およびサイズについて、それぞれ２．５個／ｍｍ2 以下および１９μｍ以下に規定する。この個数を越える酸化物系非金属介在物が存在すると、それぞれの非金属介在物より発生した疲労亀裂が合体して急速に疲労亀裂が進展し疲労破壊にいたる結果、目標とする疲労強度を確保する事が困難となるためである。また、サイズが１９μｍを越える酸化物系非金属介在物が存在すると、この非金属介在物より発生する初期亀裂が大きくなり、その結果急速に疲労亀裂が進展して早期に疲労破壊が生じるためである。
【００５４】
更に、本発明においては鋳片より鋼材へ圧延時の断面減少率を９５％以上とする。これも酸化物系非金属介在物のサイズを目標とする１９μｍ以下とするためであり、９５％未満の断面減少率では酸化物系非金属介在物のサイズの目標を達成できず早期に疲労破壊が生じるからである。
【００５５】
続いて、本発明の高周波焼入用歯車の製造条件の限定理由について説明する。
本発明においては、ＭｎＳの伸長の抑制のために、熱間圧延時の加熱温度及び圧延条件を規定する。本発明の高周波焼入用歯車の製造にあたり熱間圧延の加熱温度を１１００〜１２５０℃とするのは、１１００℃未満の温度ではＭｎＳが全く固溶せず鋳造時の粗大なＭｎＳのまま圧延されることになり、伸長が著しいためである。また、１２５０℃以下とするのは、この温度以上では部分的に粒界が溶融し、熱間変形能が低下するため熱間圧延が困難になるからである。また、圧延温度を１０００℃以上とするのは、これを下回る温度域においては、ＭｎＳの伸長が顕著となるためである。
【００５６】
本発明の製造方法においては，鋳片より２回の圧延により最終形状に成形する場合もあり、その場合の熱間圧延温度条件についても規定するが、第１段の圧延温度については、上記と同一である。第２段の圧延温度条件については、第１段の圧延によりＭｎＳが微細化されているので、加熱温度はＭｎＳが固溶しない温度まで低下させてもよい。しかし、熱間圧延温度については１０００℃を下回るとＭｎＳの伸長が生じるので１０００℃以上の温度で圧延する必要がある。すなわち、第２段加熱温度を１０５０とするのは、それを下回る温度では熱間圧延温度を１０００℃以上に維持することが困難であるためであり、また上限を１２５０℃とするのはこれを越える温度では熱間変形能が低下し熱間圧延が困難となるためである。
【００５７】
以下、本発明を実施例に基づいて説明する。
（実施例１）
この実施例は、高周波焼入用歯車の材料鋼の化学組成や、非金属介在物の状態及び圧延条件等と歯車特性との関係を検討したものである。
【００５８】
表１に示す化学組成の鋼を転炉‐連続鋳造プロセスにより溶製した。表１中のＮｏ．は試料鋼のＮｏ．である。
【００５９】
【表１】
転炉 - 連続鋳造プロセスより５６０×４００ｍｍのブルームに溶製し、このブルームを表２に記載の断面減少率で表３に示す熱間圧延条件の下に棒鋼に圧延した。ついで、この棒鋼から、圧延方向に直角な方向及び圧延方向に沿った方向より、それぞれ直径３０ｍｍの素材を作製した。この素材を８４５℃×３０ｍｉｎ焼入れ後、５５０℃で焼もどしの処理を施した。これらを素材として、直径８ｍｍ平滑の回転曲げ疲労試験片及び直径２７ｍｍの転動疲労試験片を作製し、１５ｋＨｚの高周波焼入試験機により表面焼入をおこない、その後１８０℃×１ｈの焼もどし処理を行った。また、焼入焼もどし材に同一の高周波焼入処理焼入焼もどし処理を行い、この表面近傍より２ｍｍ１０Ｒノッチの衝撃試験片を作製した。
【００６１】
一方、転炉‐連鋳鋳造プロセスにて溶製し、直径９０ｍｍに圧延後、その棒鋼より直径３０ｍｍの素材を切削加工により作製したＳＣｒ４２０鋼を用いて上記と同様の試験片を作製し、これらに９３０℃×４ｈ（炭素ポテンシャル０．８８）→焼入の浸炭処理を施し、１８０℃×２ｈの焼もどしを施した。
【００６２】
表２に各試料の圧延時の断面減少率，非金属介在物の個数，サイズ等の詳細を示す。表２中のＮｏ．は表１に対応した試料鋼のＮｏ．である。
【００６３】
【表２】
表１，表２において、
鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２は本発明例である。
鋼Ｎｏ．１３〜２４は比較例で、化学組成は上記本発明のものと同じであるが、圧延の際の断面減少率および酸化物系非金属介在物のサイズが本発明の範囲外のものである。
【００６５】
鋼Ｎｏ．２５〜３３も比較例であるが、化学組成のうちのいずれかが本発明の範囲外のものである。
鋼Ｎｏ．３４は従来例で、浸炭鋼として多用されているＪＩＳ ＳＣｒ４２０相当鋼である。
【００６６】
鋼Ｎｏ．３５も従来例で、ＪＩＳ鋼を改良した高強度浸炭鋼である。
これらの試料を用いて衝撃試験，回転曲げ疲労試験及び転動疲労試験を実施した。
【００６７】
衝撃試験は、シャルピー衝撃試験機を用いて＋２０℃の条件により行った。
疲労試験は、小野式回転曲げ疲労試験機を用いて常温で３６００ｒｐｍの速度で実施した。
【００６８】
転動疲労試験は、試験片に直径１３０ｍｍのローラを押し付けることにより、３６７７ＭＰａの接触応力を与え、表面にピッチングが生じるまでの時間で寿命を評価した。
【００６９】
これらの試験結果を表３，表４に示す。表中のＮｏ．のうち左欄は本第１の実施例の試験Ｎｏ．であり、右欄は表１，２に対応する試料鋼のＮｏ．である。
【００７０】
【表３】
【表４】
試験Ｎｏ．１−１〜１−１２は、本発明例の試料についての試験結果を表す。いずれも、従来鋼のＳＣｒ４２０（鋼Ｎｏ．３４）に対し、衝撃特性，疲労強度，転動疲労寿命および被削性のどの特性も優れ、高強度浸炭鋼とほぼ同等またはそれ以上の値である。
【００７３】
一方、試験Ｎｏ．１−１３〜１−２４は、素材の化学組成は本発明例と同じであるが、熱間圧延条件が本発明の範囲外にあり、本発明例に比較してＣ方向の疲労強度および被削性が低下している。また、Ｃ方向の疲労強度はＳＣｒ４２０よりも低く、熱間圧延条件が本発明の範囲を満足しないとＳＣｒ４２０と同等の特性を確保することは困難であることを示している。
【００７４】
試験Ｎｏ．１−２５〜１−４５は、化学組成あるいは酸化物系非金属介在物の規が本発明の範囲外の場合であり、衝撃特性、疲労強度、転動疲労寿命および被削性のうちのいずれかの特性あるいは複数の特性が本発明例よりも劣っている。
【００７５】
すなわち、試験Ｎｏ１−２５〜１−３６（鋼Ｎｏ．１３〜２４）は、酸化物系非金属介在物のサイズが本発明の範囲から外れていることから、本発明例に比較して疲労強度及び転動疲労寿命の点で劣っている。また、鋼Ｎｏ．３５の高強度鋼に比較してもほとんどの場合それらの特性は劣っている。
【００７６】
試験Ｎｏ．１−３７〜４５（鋼Ｎｏ．２５〜３３）の比較例は、化学組成が下記のように本発明の範囲から外れており、本発明例に比較して衝撃値あるいは疲労強度がかなり劣化している。
【００７７】
試験Ｎｏ．３７（鋼Ｎｏ．２５）は、Ｃ量が本発明の範囲の上限を超える場合であり、衝撃値が従来鋼よりも極端に低下している。
試験Ｎｏ．３８（鋼Ｎｏ．２６）は、Ｃ量が本発明の範囲を下回る場合であり、表面硬さが低いため、疲労強度および転動疲労寿命の低下が著しく、ＳＣｒ４２０よりも特性は劣っている。
【００７８】
試験Ｎｏ．３９（鋼Ｎｏ．２７）は、Ｓｉが本発明の範囲を下回る場合であり、転動疲労寿命が極端に低下しており、ＳＣｒ４２０よりも特性が低下している。
【００７９】
試験Ｎｏ．４０（鋼Ｎｏ．２８）は、Ｍｎが本発明の範囲を超える場合であり、疲労強度および転動疲労寿命が低下している。
試験Ｎｏ．４１（鋼Ｎｏ．２９）は、Ｐが本発明の範囲を超える場合であり、衝撃値および疲労強度の低下が著しい。
【００８０】
試験Ｎｏ．４２（鋼Ｎｏ．３０）は、Ｓが本発明の上限を超える場合であり、疲労強度が低下している。
試験Ｎｏ．４３（鋼Ｎｏ．３１）は、Ａｌが本発明の範囲を下回る場合であり、この結果ＡｌＮの生成量が減少し、衝撃特性および疲労強度が低下している。特に、衝撃値はＳＣｒ４２０を下回っている。
【００８１】
試験Ｎｏ．４４（鋼Ｎｏ．３２）は、Ｔｉが本発明の上限を超える場合であり、疲労強度および転動疲労寿命の低下が著しい。
試験Ｎｏ．４５（鋼Ｎｏ．３３）は、Ｏが本発明の上限を超える場合であり、その結果酸化物系非金属介在物の個数が多く、疲労強度および転動疲労寿命が極端に低下している。その値はＳＣｒ４２０よりも劣っている。
【００８２】
（実施例２）
この実施例は、二段圧延した場合の圧延条件と部品特性との関係を検討したものである。
【００８３】
表１に示す化学組成の鋼を転炉−連続鋳造プロセスにより５６０×４００ｍｍのブルームに溶製した。このブルームを表５，表６に示す第１段熱間圧延条件，第２段熱間圧延条件により直径５０ｍｍの棒鋼に二段圧延した。この素材より、圧延方向の直角方向及び圧延方向より直径３０ｍｍの素材を作製し、これを８４５℃×３０ｍｉｎ焼入れ処理した後、５５０℃焼もどしの処理を施した。これらを素材として、直径８ｍｍ平滑の転曲げ疲労試験片及び直径２７ｍｍの転動疲労試験片を作製し、１５ｋＨｚの高周波焼人試験機により表面焼入をおこない、その後１８０度℃×１ｈの焼もどし処理を行った。
【００８４】
また、直径３０ｍｍの焼入焼もどし材に同一の高周波焼入処理焼入焼もどし処理を行い、この表面近傍より２ｍｍ１０Ｒノッチの衝撃試験片を作製した。
一方、上記と同一のプロセスで製造したＳＣｒ４２０鋼を用いて、上記と同様の試験片を作製し、これらに９３０℃×４ｈ（炭素ボテンシャル０．８８）→焼入の浸炭処理を施した後、１８０℃×２ｈの焼もどしを行った。
【００８５】
これらの試料を用いて衝撃試験，回転曲げ疲労試験及び転動疲労試験を、実施例１の場合と同一の条件で実施した。
また、熱間圧延のままの状態で超硬工具Ｐ１０を用いて、切り込み２ｍｍ，送り０．２５ｍｍ／ｒｅｖ，切削速度２００／ｍｉｎの条件で切削試験を行った。被削性は、逃げ面摩耗が０．２ｍｍに達するまでの切削時間（工具寿命）により評価した。
【００８６】
本第２の実施例の試験Ｎｏ．２−１〜２−５９の各試験の結果を表５及び表６に示す。
【００８７】
【表５】
【表６】
表中の鋼Ｎｏ．１〜３５は、表１の鋼Ｎｏ．に対応している。
試験Ｎｏ．２−１〜２−１２は本発明例である。いずれの特性もＳＣｒ４２０よりも高く、高強度浸炭鋼と同等以上の特性を有する例もある。本発明を適用することにより、高周波焼入れにより浸炭鋼と同等以上の特性を得ることが可能なことがわかる。
【００９０】
試験Ｎｏ．２−１３〜２−３６は、熱間圧延の条件が本発明の範囲外にある場合で、 試験Ｎｏ．２−１３〜２−２４は第１熱間圧延の条件が、また、試験Ｎｏ．２５〜３６は第２熱間圧延の条件が、それぞれ本発明の範囲外になっている。いずれの場合も、本発明例に比較するとＣ方向の疲労強度の低下が著しく、ＳＣｒ４２０に比較しても値が低くなっているものがある。また、被削性も本発明例に比べて低下しており、本発明の熱間圧延条件を適用することにより、被削性も向上させることが可能なことがわかる。
【００９１】
試験Ｎｏ．２−３７〜２−４８は、酸化物系非金属介在物の規定が本発明の範囲外にある場合であり、試験Ｎｏ．２−４９〜２−５７は、化学組成が本発明の範囲外にある場合である。いずれの場合にも、本発明例に比較していずれかの特性、あるいは複数の特性が著しく低下していることがわかる。
【００９２】
以上述べたように、本発明を適用することにより、歯車の製造プロセスを、浸炭鋼より生産性の高い高周波焼入に変更することが可能となり、歯車の製造コストの低減に資するところ大である。
【００９３】
【発明の効果】
本発明によれば、鋼の化学組成、酸化物系非金属介在物の個数及びサイズを規制し、かつ二次加工プロセスにおける熱間鍛造条件を規定することにより、従来は浸炭プロセスで製造される高強度の歯車に生産性の良い高周波焼入れを適用することが可能となり、その結果、浸炭品と同等以上の特性を有する歯車を容易に量産できるという効果を奏する。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention is for induction hardening gear In particular, teeth manufactured conventionally by subjecting carbon steel to surface treatment such as carburizing and nitriding. On the car It can be suitably applied.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, gears used in automobiles and industrial machines are processed into a predetermined shape by sequentially forging, cutting, turning and gear cutting on carburized alloy steel containing about 0.2% carbon, and then carburizing. It is manufactured by a method of performing a quenching and tempering treatment to ensure a necessary function as a gear. Manufacturing by such a carburizing process has become the mainstream of the conventional gear manufacturing process, but carburizing requires treatment at a temperature of about 800 to 950 ° C. for several hours, so it is difficult to incorporate it into the gear manufacturing line. Therefore, there is a limit to improving productivity. As a result, there has been a limit in reducing the manufacturing cost.
[0003]
Carburizing is generally performed by gas carburizing, but a surface abnormal layer is inevitably generated in the surface layer of the material to be treated during gas carburizing, and this abnormal layer lowers fatigue strength and impact characteristics. For this reason, there has been a limit in improving fatigue strength and impact characteristics. Further, since the material to be treated is deformed by heat treatment distortion generated during carburizing and quenching, strict control of heat treatment conditions is required.
[0004]
In order to overcome the problems associated with the conventional carburizing and quenching and tempering treatment described above, assuming the carburizing process, the amount of Si, Mn, Cr in the steel material is reduced and Mo, Ni, etc. are added to cause gas carburizing. High-strength carburizing steel intended to improve the fatigue strength and impact characteristics has been developed by reducing the abnormal surface layer. However, even in that case, there is a problem in that the steel material cost is increased due to the use of a large amount of expensive alloy elements and the workability such as machinability is deteriorated. .
In addition, the production of gears by induction hardening, which has a higher production efficiency than the carburizing and quenching process, using alloy steels and carbon steels for machine structures such as JIS standards SCM435 and S55C has been attempted. Because it is not a chemical composition determined in consideration of application to gears, it is difficult to apply to high-strength gears used in automobile transmissions and differentials, such as gears manufactured by carburizing process. It is only applicable to high-strength gears.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
In order to solve the conventional problems in manufacturing such high-strength parts, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 60-169544 discloses a high-frequency quenching process by restricting the chemical composition of steel to a specific range. Techniques that enable the manufacture of strong gears are disclosed.
[0006]
However, according to the study by the present inventors, in the technique disclosed in the above-mentioned JP-A-60-169544, the machinability is extremely reduced as compared with the conventional carburizing steel. There is an unsolved problem that the production efficiency in the cutting process, which is an indispensable process, is low, and there is a limit to improvement in productivity by changing the process from carburizing quenching to induction quenching.
[0007]
The present invention has been made paying attention to such an unsolved problem of the prior art, and is excellent in machinability and at the same time is manufactured by a conventional carburizing process. On the car For induction hardening that can ensure comparable or better characteristics gear And it aims at providing the manufacturing method.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, the present inventors have studied the chemical composition of a steel material to ensure the characteristics required for a gear in an induction hardening process, and have obtained the following knowledge.
[0009]
That is, the gear is required to have tooth root strength, tooth surface strength, and impact characteristics.
The tooth root strength means the maximum stress at which the tooth portion receives repeated stress and does not cause fatigue failure from the tooth root portion. Since this tooth root strength has a good correlation with the fatigue strength by a fatigue test such as rotational bending, the present inventors examined the chemical composition of the steel material by the rotational bending fatigue test.
[0010]
The basic factors that affect fatigue strength are material hardness and non-metallic inclusions. When the material hardness decreases, the fatigue strength also decreases. If an attempt is made to secure a value substantially equal to that of the carburized and hardened material by induction hardening, a carbon content (C amount) of about 0.5% by weight or more is required.
[0011]
In order to improve the fatigue strength, it is effective to make the austenite grain size fine. The reason for this is that the fatigue cracks extend along the prior austenite grain size, so that the resistance to fatigue crack propagation increases by making them fine, and segregates at the grain boundaries to make them brittle. This is because the concentration of the element such as P to be reduced is reduced by the refinement. For the austenite refinement, induction hardening, which is a rapid and short-time heating treatment, is extremely effective. Further, the addition of N, Al or the like that forms precipitates that suppress the growth of austenite grains promotes further refinement and is effective in improving fatigue strength.
[0012]
Moreover, in order to obtain material hardness, addition of an alloy element is needed from a viewpoint of ensuring hardenability. An appropriate amount of these alloy elements may be added according to the size of the gear.
[0013]
Furthermore, in order to improve the fatigue strength, it is not sufficient to ensure the material hardness as described above, and it is also necessary to reduce non-metallic inclusions.
That is, even if the material hardness can be ensured, if oxide-based nonmetallic inclusions are present, fatigue fracture occurs from this portion, and the fatigue strength is extremely reduced. In particular, hard non-metallic inclusions such as alumina are harmful, and for this purpose, it is essential to reduce the oxygen content (O content). According to the study by the present inventors, it is at least necessary to make the amount of O 0.0015% by weight or less, but that alone is not sufficient.
[0014]
Further, as a result of studies by the present inventors, it has been clarified that it is necessary to limit the number and size of oxides in order to ensure the same fatigue strength as that of the conventional carburized material. As described above, when nonmetallic inclusions exist, fatigue fracture proceeds starting from this, but as nonmetallic inclusions increase, the degree of stress concentration generated in the inclusions becomes more prominent, and fatigue cracking occurs. Easily occurs.
[0015]
Further, the initial crack is more conspicuous as the non-metallic inclusions are larger and the degree of stress concentration is larger. Once a large initial crack occurs, the fatigue crack grows quickly and leads to fatigue failure. According to the study by the present inventor, it has been found that in order to ensure a fatigue strength equal to or higher than that of a conventional carburized and quenched material, it is necessary that there is no oxide-based nonmetallic inclusion having a size exceeding 19 μm. It was.
[0016]
Furthermore, as a result of examining the influence of the number of nonmetallic inclusions, even if the number of nonmetallic inclusions is 19 μm or less, the number is 2.5 / mm. 2 It has been found that the fatigue strength comparable to that of the conventional carburized and quenched material cannot be obtained. This is because when the non-metallic inclusions are small, the initial cracks generated from that part are small, but when they grow, they merge with the fatigue cracks generated from the other non-metallic inclusions, and then rapidly become fatigue cracks. This is because it grows and causes fatigue failure in a short time.
[0017]
As described above, in order to ensure fatigue strength, it is essential to control not only the amount of O but also the number and size of oxide-based nonmetallic inclusions.
Furthermore, the present inventors examined a method for reducing the amount and size of oxide-based nonmetallic inclusions within the above range. As a result, by limiting the amount of O in the steel to 15 ppm or less, the target amount of oxide-based nonmetallic inclusions is 2.5 / mm. 2 Although it has been found that it can be reduced to the following, it is not sufficient to define the O amount alone. The inventors of the present invention have a strong correlation between the non-metallic inclusion size and the non-metallic inclusion size as the cross-section reduction rate when finally rolling into a steel material is larger than the slab size at the time of casting. I found the size to decrease. This is because coarse non-metallic inclusions are mechanically crushed by rolling. As a result, in order to achieve a target size of 19 μm or less for the size of oxide-based nonmetallic inclusions, it is necessary to reduce the cross-section reduction rate by 95% or more in the steel in which the O content is controlled to 15 ppm or less. found.
[0018]
On the other hand, fatigue damage called pitching occurs in the tooth surface portion of the gear due to repeated contact stress. When this occurs, it is difficult for the gear to perform its normal function, so that the tooth surface strength is required.
[0019]
This tooth surface strength has a good correlation with the rolling fatigue test and can be evaluated by this test. However, in the case of a gear, since relative slip occurs in the tooth surface portion, a significant temperature increase occurs due to the friction. Due to this temperature rise, the steel material softens and pitching occurs. In order to suppress this, it is effective to add Si, Mo, V, Nb, etc., which increase the tempering and softening resistance of steel, and the tooth surface strength can be increased by adding these.
[0020]
As for the rolling fatigue life, the amount and size of oxide-based non-metallic inclusions influences the fatigue strength as well as the fatigue strength, but the reduction rate of the cross-section when rolling from the slab to the final steel together with the control of the amount of O described above. It has been found that controlling the amount and size of non-metallic inclusions by controlling the rolling steel ensures a rolling fatigue life comparable to that of conventional carburized steel.
[0021]
When impact load is applied to the tooth base, if the impact characteristics of the steel material are low, the tooth breaks from the tooth base part, and not only the gear but also the entire machine in which the gear is incorporated is difficult to recover. . For this reason, impact characteristics are extremely important characteristics.
[0022]
As a factor affecting the impact characteristics, the amount of C is the largest. However, the C concentration of the portion carburized through the carburizing process is about 0.8% by weight, whereas the C concentration necessary for obtaining equivalent steel hardness by induction hardening is 0.5%. From about 0.7% by weight, induction hardening is advantageous from the viewpoint of securing impact characteristics. However, not only the factors that affect the impact characteristics, but also the austenite grain size during induction hardening and impurity elements such as P segregated at the grain boundaries also affect the γ grain size refinement and P, etc. Reduction of impurity elements is also effective in improving impact characteristics.
[0023]
The measures only for ensuring the characteristics required for the gear as described above are insufficient for the production of gears by induction hardening, and it is important to ensure workability, particularly machinability. In this regard, in the case of carburizing process, low C steel is used, so it has a relatively high machinability in the state before carburizing and quenching. However, a high C is essential, which is extremely disadvantageous in terms of securing machinability. Thus, as a result of examining various factors affecting the machinability in high C steel, the present inventors have obtained the following knowledge.
[0024]
That is, in steel of 0.5% C or more, when the free-cutting element is constant, the factor that most affects the machinability is its microstructure. In particular, it was found that the ferrite content and the shape of pearlite have the most significant effects. That is, in the case of high C steel, the microstructure becomes a ferrite-pearlite structure, but the machinability improves as the ferrite increases. This is because when the amount of ferrite is increased, the hardness of the steel material is decreased and the ferrite is increased, so that the ferrite / pearlite interface which is a crack generation part at the time of cutting is increased and the machinability is improved. It is.
[0025]
In addition, the shape of pearlite has an extremely large influence. That is, in the case of a structure in which the pearlite lamellar is well developed in a layered form, the pearlite part has high ductility, and the cracked part at the time of cutting is limited to the ferrite / pearlite interface, but in the structure where the lamellar is not developed. In the part that undergoes deformation at the time of cutting, cracks are easily generated from the cementite / ferrite interface in the pearlite in addition to the ferrite / pearlite interface, thereby dramatically improving the machinability. In order to form such undeveloped pearlite, it is necessary to select and optimize the alloy elements in the steel, and the reduction of Mn and Cr, which lowers the transformation point and promotes lamellar layering, is extremely effective. Is. Further, the addition of Mo suppresses lamellar layering and forms a structure in which cementite is divided, which is effective in improving machinability.
[0026]
Furthermore, the present inventors have studied methods for producing these steels, and have obtained the following findings. That is, MnS formed in steel extends in the rolling direction along with hot rolling, but the degree varies depending on the hot rolling conditions. As a result of the elongation of MnS, the fatigue strength measured by a fatigue test specimen taken from the direction perpendicular to the elongation direction is extremely reduced. This is because the elongated MnS becomes the starting point of fatigue cracks. By the way, in an actual gear, teeth are often formed at right angles to the extending direction of MnS, and the extension of MnS may reduce the fatigue strength of the actual gear.
[0027]
It is well known that the shape of MnS also affects the machinability, and that elongation of MnS degrades the machinability.
Therefore, in order to further improve machinability and fatigue strength, it is necessary to suppress elongation of MnS during hot rolling.
[0028]
In order to suppress the elongation of MnS, a method is known in which CaS is formed by adding Ca to suppress the elongation. The addition of Ca forms coarse Ca-based oxide-based nonmetallic inclusions. As a result, there is a problem that the rolling fatigue life is lowered. Therefore, the inventors of the present application examined the heating temperature and hot rolling conditions during hot rolling that affect the shape of MnS. As a result, the following knowledge was obtained.
[0029]
As the heating temperature during hot rolling is increased, MnS partially dissolves, and the particle size of MnS is smaller than that in the slab stage. When this is hot-rolled, the elongation of MnS is smaller than in the case of lower temperature heating due to the decrease in particle size. In addition, since MnS once dissolved is relatively finely reprecipitated during rolling, the average degree of elongation of MnS in the steel is suppressed as compared with the case of low-temperature heating. As a result of examining the shape of MnS before heat rolling, it has been found that the shape in which MnS is further elongated has a larger elongation due to subsequent rolling.
[0030]
Examining the influence of rolling conditions, it was found that the region where MnS stretches most is the temperature region of 900 to 1000 ° C., and the extent of elongation is small in regions above and below this temperature. Therefore, it has been found that by increasing the heating temperature and avoiding the rolling temperature range between 900 and 1000 ° C., the elongation of MnS can be remarkably improved, and the fatigue strength and machinability can be improved.
[0031]
This invention is made | formed based on the above knowledge, The place made into the summary is as follows.
That is, for induction hardening of the present invention gear The invention according to
By weight ratio, C: 0.5 to 0.75%, Si: 0.5 to 1.8%, Mn: 0.4 to 1.5%, P: 0.010% or less, S: 0.020 %: Al: 0.019-0.05%, O: 0.0015% or less, N: 0.002-0.006%,
If necessary,
Mo: 0.05-0.5%, B: 0.0003-0.005%, Ti: 0.005-0.05%, Ni: 0.1-1.0% and V: 0.05- It contains at least one of 0.5% and Nb: 0.01 to 0.5%, and consists of the balance Fe and inevitable impurities, and the number of oxide-based nonmetallic inclusions is 2.5 / mm. 2 It consists of steel materials whose maximum size is 19 μm or less.
[0032]
The gist of the invention relating to the production method of the present invention is as follows:
By weight ratio, C: 0.5-0.75%, Si: 0.5-1.8%, Mn: 0.4-1.5% (However, Mn: 0.4% is excluded) P: 0.010% or less, S: 0.020% or less, Al: 0.019 to 0.05%, O: 0.0015% or less, N: 0.002 to 0.006%,
If necessary,
Mo: 0.05-0.5%, B: 0.0003-0.005%, Ti: 0.005-0.05%, Ni: 0.1-1.0% and V: 0.05- It contains at least one of 0.5% and Nb: 0.01 to 0.5%, and consists of the balance Fe and inevitable impurities, and the number of oxide-based nonmetallic inclusions is 2.5 / mm. 2 When hot rolling a steel material having a maximum size of 19 μm or less from a slab, the slab is heated to a temperature range of 1100 to 1250 ° C., and the rolling is finished in a temperature range of 1000 ° C. or more. Features induction hardening gear It is a manufacturing method.
[0033]
Here, in the invention according to the above manufacturing method, when the steel material is hot-rolled from the slab, the slab is heated to a temperature range of 1100 to 1250 ° C. and is first in a temperature range of 1000 ° C. or more. The rolling of the stage is finished, and further heated to a temperature range of 1050 to 1150 ° C., and the rolling of the second stage is finished in a temperature range of 1000 ° C. or more.
[0034]
Further, when the steel material is hot-rolled from the slab, rolling can be performed such that the cross-sectional reduction rate is 95% or more.
[0035]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described.
First, the reasons for limiting the components of the steel material used in the present invention will be described.
[0036]
[C: 0.5 to 0.75%]
C is an indispensable component for obtaining surface hardness having the same degree of identification as that of conventional carburized steel by induction hardening, and at least 0.5% or more must be added. However, if added over 0.75%, the impact characteristics and machinability required for the gear will deteriorate, so up to 0.75%.
[0037]
[Si: 0.5-1.8%]
Si is an element that improves tempering and softening resistance. This improves the tooth surface strength, but in order to ensure the same tooth surface strength as that of a gear by a conventional carburizing process, it is necessary to add at least 0.5% or more. However, if added over 1.8%, the hardness increases due to the solid solution hardening of ferrite, leading to a decrease in machinability.
[Mn: 0.4 to 1.5%]
Mn is an essential component for improving the hardenability and ensuring the hardening depth during induction hardening, and is positively added. However, if it is added less than 0.4%, its effect is poor. On the other hand, if added over 1.5%, by increasing the retained austenite after induction hardening, the surface hardness is lowered and the fatigue strength and rolling fatigue life are reduced. To do.
[0038]
[P: 0.01% or less]
P segregates at the grain boundaries of austenite, and not only lowers the tooth root strength by lowering the grain boundary strength, but also lowers the impact characteristics at the same time. .
[0039]
[S: 0.020% or less]
S forms MnS, which lowers fatigue strength by becoming the starting point of fatigue fracture. On the other hand, since MnS is also an element improving machinability, addition of 0.020% or less is allowed.
[0040]
[Al: 0.019 to 0.05%]
A1 is an element effective for deoxidation, is an element useful for reducing oxygen, and combines with N to form AlN, which suppresses the growth of austenite grains during high-frequency heating. This improves impact characteristics and root fatigue strength, so it is actively added. However, if it is added in an amount of less than 0.019%, the effect is small, while if it exceeds 0.05%, the effect is saturated. Therefore, the addition amount is 0.019 to 0.05%.
[0041]
[O: 0.0015% or less]
O forms oxide-based non-metallic inclusions such as alumina, which acts as a starting point for fatigue failure and lowers the tooth root strength, and also reduces the tooth surface strength, and should be reduced as much as possible. Is allowed.
[0042]
[N: 0.002 to 0.006%]
N combines with Al to form AlN. This suppresses the growth of austenite during high-frequency heating, thereby improving impact properties and fatigue strength. Therefore, it is actively added. However, if the addition is less than 0.002%, the effect is small, exceeding 0.006%. When added, the hot deformability is lowered to significantly increase the surface defects of the slab during continuous casting, so 0.002 to 0.006% is added.
[0043]
In the present invention, in addition to the above chemical composition,
Mo: 0.05 to 0.5%, B: 0.0003 to 0.005%, Ti: 0.005 to 0.05%, Ni: 0.1 to 1.0% or more. Can do.
[0044]
The effects of these elements and the reasons for their limitations are as follows.
[Mo: 0.05 to 0.5%]
Mo is an element useful for improving hardenability, and is used for adjusting hardenability. At the same time, the addition of Mo significantly affects the structure of pearlite and forms pearlite in which cementite is divided. As a result, the machinability is remarkably improved. Moreover, since Mo improves tempering and softening resistance, tooth surface strength can also be improved. Furthermore, Mo has an effect of improving the tooth root strength and impact characteristics by reducing impurity elements such as P segregating at the grain boundaries. In the present invention, Mo is a positive element and is therefore actively added. If the addition is less than 0.05%, the effect is small. On the other hand, if the addition exceeds 0.5%, a carbide that is difficult to dissolve in austenite is formed by rapid heating such as induction hardening. The addition is in the range of ˜0.5%.
[0045]
[B: 0.0003 to 0.005%]
Since B is an element that improves hardenability by adding a small amount, other alloy elements can be reduced. B is an element that preferentially segregates at the grain boundaries and reduces the concentration of P segregating at the grain boundaries to significantly improve the tooth root strength and impact characteristics. For this purpose, addition of 0.0003% or more is necessary, but even if added over 0.005%, the effect is saturated, so 0.005% or less is added.
[0046]
[Ti: 0.005 to 0.05%]
The effect of improving the hardenability of B is remarkable when B is present alone, but B is an element that easily binds to N, and in this case, the above-described preferable effect disappears. Since the effect of improving the hardenability of B can be sufficiently exerted by adding Ti that is easily bonded to N more than B, Ti may be used in such a case. However, if the addition is less than 0.005%, the effect is small. On the other hand, if added over 0.05%, a large amount of TiN is formed. As a result, this becomes the starting point of fatigue failure and lowers the tooth root strength and tooth surface strength, so the addition is made less than 0.05%.
[0047]
In addition, TiN has the effect of refining the austenite grain size during high-frequency heating, and therefore has the effect of improving the tooth surface strength and fatigue strength only by adding Ti alone. Also in this case, the Ti addition amount is preferably in the range of 0.005 to 0.05%.
[0048]
[Ni: 0.1 to 1.0%]
Ni is not only an element that improves hardenability by its addition, but also an element that improves impact characteristics. Therefore, Ni can be used when adjusting hardenability or when impact characteristics need to be improved. Although addition is less than 0.1%, the effect is small, so 0.1% or more should be added. On the other hand, since Ni is an extremely expensive element, adding more than 1.0% raises the cost of the steel material, which is contrary to the object of the present invention, so the addition is made less than 1.0%.
[0049]
In the present invention, still further
One or more of V and Nb can be contained. The action of these elements will be described.
[0050]
When undergoing an induction hardening process, it is common to perform a quenching and tempering process as a pre-heat treatment in order to ensure the hardness of the central portion of the material to be processed. However, since this heat treatment increases the cost, it is desirable to omit it as much as possible. In order to omit the quenching as a pretreatment, it is necessary to increase the material hardness before induction hardening. For this purpose, addition of V and Nb having a precipitation strengthening action is effective.
[0051]
The reasons for limiting the addition amounts of V and Nb are as follows.
[V: 0.05 to 0.5%]
V is an element having a very strong precipitation strengthening action, so it is added when quenching and tempering treatment as pre-heat treatment before induction hardening is to be omitted. On the other hand, even if added over 0.5%, the effect is saturated, so 0.05 to 0.5% is added.
[0052]
V is an element that improves the tempering and softening resistance of the steel material, and is therefore extremely effective in improving the tooth surface strength.
[Nb: 0.01 to 0.5%]
Nb is an element that has a very strong precipitation strengthening action, so it is added when quenching and tempering treatment as pre-heat treatment before induction quenching is to be omitted. On the other hand, even if added over 0.5%, the effect is saturated, so 0.01 to 0.5% is added. Further, the addition of Nb is an element that improves the tempering and softening resistance of the steel material, and is therefore extremely effective in improving the tooth surface strength.
[0053]
In the present invention, in order to ensure fatigue strength, the amount (number) and size of the oxide-based nonmetallic inclusions are each 2.5 / mm. 2 It is prescribed below and 19 μm or less. If there are more oxide-based non-metallic inclusions than this number, fatigue cracks generated from the non-metallic inclusions coalesce, and the fatigue cracks rapidly progress and lead to fatigue failure, ensuring the target fatigue strength. It is because it becomes difficult to do. In addition, if there are oxide-based nonmetallic inclusions exceeding 19 μm in size, the initial cracks generated from these nonmetallic inclusions will increase, resulting in rapid fatigue cracks and early fatigue failure. is there.
[0054]
Furthermore, in this invention, the cross-sectional reduction rate at the time of rolling from a slab to a steel material shall be 95% or more. This is because the target size of oxide-based non-metallic inclusions is 19 μm or less. If the cross-section reduction rate is less than 95%, the target size of oxide-based non-metallic inclusions cannot be achieved. This is because.
[0055]
Subsequently, induction hardening of the present invention Gears The reason for limiting the manufacturing conditions will be described.
In the present invention, in order to suppress the elongation of MnS, the heating temperature and rolling conditions during hot rolling are defined. For induction hardening of the present invention gear The heating temperature for hot rolling in the production of 1100 to 1250 ° C. is that MnS does not dissolve at all at temperatures lower than 1100 ° C., but is rolled as coarse MnS at the time of casting, and the elongation is remarkable. Because. Further, the reason why the temperature is set to 1250 ° C. or lower is that at this temperature or higher, the grain boundary partially melts and the hot deformability is lowered, so that hot rolling becomes difficult. The reason why the rolling temperature is set to 1000 ° C. or more is that the elongation of MnS becomes remarkable in the temperature range below this.
[0056]
In the production method of the present invention, the final shape may be formed by rolling twice from the slab, and the hot rolling temperature condition in that case is also defined, but the first stage rolling temperature is as described above. Are the same. Regarding the second stage rolling temperature condition, since MnS is refined by the first stage rolling, the heating temperature may be lowered to a temperature at which MnS does not dissolve. However, if the hot rolling temperature is lower than 1000 ° C., MnS elongation occurs, so it is necessary to perform rolling at a temperature of 1000 ° C. or higher. That is, the second stage heating temperature is set to 1050 because it is difficult to maintain the hot rolling temperature at 1000 ° C. or more at a temperature lower than that, and the upper limit is set to 1250 ° C. This is because the hot deformability is lowered at a temperature exceeding, and hot rolling becomes difficult.
[0057]
Hereinafter, the present invention will be described based on examples.
Example 1
This example is for induction hardening gear The chemical composition of steel, the state of non-metallic inclusions, rolling conditions, etc. gear The relationship with characteristics was examined.
[0058]
Steels having chemical compositions shown in Table 1 were melted by a converter-continuous casting process. No. in Table 1 No. of the sample steel. It is.
[0059]
[Table 1]
Converter-Melted into a 560 x 400 mm bloom from the continuous casting process, and this bloom was subjected to the hot rolling conditions shown in Table 3 with the cross-section reduction rate shown in Table 2. Stick to Rolled to steel. Next, a material having a diameter of 30 mm was produced from the steel bar from a direction perpendicular to the rolling direction and a direction along the rolling direction. This material was quenched at 845 ° C. for 30 minutes and then tempered at 550 ° C. Using these as raw materials, a rotating bending fatigue test piece having a smooth diameter of 8 mm and a rolling fatigue test piece having a diameter of 27 mm are prepared, subjected to surface quenching by a 15 kHz induction hardening tester, and then tempered at 180 ° C. for 1 hour. Went. Further, the same induction quenching quenching and tempering treatment was performed on the quenching and tempering material, and an impact test piece having a 2 mm 10 R notch was produced from the vicinity of the surface.
[0061]
On the other hand, melted by a converter-continuous casting process, rolled to a diameter of 90 mm, and prepared the same test pieces as described above using SCr420 steel prepared by cutting a material having a diameter of 30 mm from the steel bar. Was subjected to carburizing treatment of 930 ° C. × 4 h (carbon potential 0.88) → quenching, and tempered at 180 ° C. × 2 h.
[0062]
Table 2 shows details of the reduction rate of the cross section of each sample during rolling, the number of non-metallic inclusions, and the size. No. in Table 2 No. of the sample steel corresponding to Table 1. It is.
[0063]
[Table 2]
In Table 1 and Table 2,
Steel No. 1-No. Reference numeral 12 denotes an example of the present invention.
Steel No. Reference numerals 13 to 24 are comparative examples, and the chemical composition is the same as that of the present invention, but the cross-sectional reduction rate and the size of the oxide-based nonmetallic inclusions during rolling are outside the scope of the present invention.
[0065]
Steel No. 25 to 33 are also comparative examples, but any one of the chemical compositions is outside the scope of the present invention.
Steel No. 34 is a conventional example and is JIS SCr420 equivalent steel frequently used as carburized steel.
[0066]
Steel No. 35 is also a conventional example and is a high strength carburized steel obtained by improving JIS steel.
Using these samples, an impact test, a rotating bending fatigue test, and a rolling fatigue test were performed.
[0067]
The impact test was performed under the condition of + 20 ° C. using a Charpy impact tester.
The fatigue test was carried out at a normal temperature of 3600 rpm using an Ono rotary bending fatigue tester.
[0068]
In the rolling fatigue test, a contact stress of 3777 MPa was applied by pressing a roller having a diameter of 130 mm against the test piece, and the life was evaluated by the time until the surface was pitched.
[0069]
The test results are shown in Tables 3 and 4. No. in the table. Of these, the left column shows the test No. of the first embodiment. The right column is the sample steel No. corresponding to Tables 1 and 2. It is.
[0070]
[Table 3]
[Table 4]
Test No. 1-1 to 1-12 represent test results for the samples of the examples of the present invention. All are superior to conventional steel SCr420 (steel No. 34) in impact properties, fatigue strength, rolling fatigue life, and machinability, and are almost equal to or higher than high-strength carburized steel. .
[0073]
On the other hand, test no. 1-1-3 to 1-24 have the same chemical composition as that of the present invention example, but the hot rolling conditions are outside the scope of the present invention. The machinability is reduced. Further, the fatigue strength in the C direction is lower than that of SCr420, indicating that it is difficult to secure the same characteristics as those of SCr420 unless the hot rolling conditions satisfy the scope of the present invention.
[0074]
Test No. 1-25 to 1-45 are cases in which the chemical composition or oxide-based nonmetallic inclusions are outside the scope of the present invention, and any of impact characteristics, fatigue strength, rolling fatigue life, and machinability A characteristic or multiple characteristics Example of the present invention Is inferior to.
[0075]
That is, in Test Nos. 1-25 to 1-36 (Steel Nos. 13 to 24), the size of the oxide-based nonmetallic inclusions is out of the scope of the present invention. ,Book It is inferior in terms of fatigue strength and rolling fatigue life as compared with the inventive examples. Steel No. Compared to 35 high strength steels, their properties are inferior in most cases.
[0076]
Test No. The comparative examples of 1-37 to 45 (steel Nos. 25 to 33) are out of the scope of the present invention as described below, and the impact value or fatigue strength is considerably deteriorated as compared with the present invention. ing.
[0077]
Test No. 37 (steel No. 25) is a case where the amount of C exceeds the upper limit of the range of the present invention, and the impact value is extremely lower than that of the conventional steel.
Test No. No. 38 (steel No. 26) is a case where the amount of C is below the range of the present invention, and since the surface hardness is low, the fatigue strength and rolling fatigue life are significantly reduced, and the characteristics are inferior to those of SCr420.
[0078]
Test No. No. 39 (steel No. 27) is a case where Si is below the range of the present invention, the rolling fatigue life is extremely reduced, and the characteristics are lower than those of SCr420.
[0079]
Test No. No. 40 (steel No. 28) is a case where Mn exceeds the range of the present invention, and fatigue strength and rolling fatigue life are reduced.
Test No. No. 41 (steel No. 29) is a case where P exceeds the range of the present invention, and the impact value and fatigue strength are significantly reduced.
[0080]
Test No. 42 (steel No. 30) is a case where S exceeds the upper limit of the present invention, and the fatigue strength is reduced.
Test No. No. 43 (steel No. 31) is the case where Al is below the range of the present invention. As a result, the amount of AlN produced is reduced, and the impact properties and fatigue strength are reduced. In particular, the impact value is lower than SCr420.
[0081]
Test No. 44 (Steel No. 32) is a case where Ti exceeds the upper limit of the present invention, and the fatigue strength and rolling fatigue life are significantly reduced.
Test No. 45 (steel No. 33) is a case where O exceeds the upper limit of the present invention. As a result, the number of oxide-based nonmetallic inclusions is large, and the fatigue strength and rolling fatigue life are extremely reduced. Its value is inferior to SCr420.
[0082]
(Example 2)
In this example, the relationship between rolling conditions and part characteristics in the case of two-stage rolling is examined.
[0083]
Steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted into a 560 × 400 mm bloom by a converter-continuous casting process. This bloom was subjected to two-stage rolling into a steel bar having a diameter of 50 mm under the first and second stage hot rolling conditions shown in Tables 5 and 6. From this material, a material having a diameter of 30 mm was produced from the direction perpendicular to the rolling direction and from the rolling direction, and this was quenched at 845 ° C. for 30 minutes, and then 550 ° C. tempered. Using these as raw materials, a rolling bending fatigue test piece with a diameter of 8 mm and a rolling fatigue test piece with a diameter of 27 mm are prepared, subjected to surface quenching with a 15 kHz induction furnace tester, and then tempered at 180 ° C. × 1 h. Processed.
[0084]
Further, the same induction hardening treatment quenching and tempering treatment was performed on the quenching and tempering material having a diameter of 30 mm, and an impact test piece having a 2 mm 10 R notch was produced from the vicinity of the surface.
On the other hand, using SCr420 steel produced by the same process as described above, test pieces similar to the above were prepared, and after carburizing treatment of 930 ° C. × 4 h (carbon potential 0.88) → quenching, Tempering was performed at 180 ° C. for 2 hours.
[0085]
Using these samples, an impact test, a rotating bending fatigue test, and a rolling fatigue test were performed under the same conditions as in Example 1.
Moreover, the cutting test was done on the conditions of 2 mm of cuts, feed of 0.25 mm / rev, and cutting speed of 200 / min using the cemented carbide tool P10 in the state of hot rolling. The machinability was evaluated by the cutting time (tool life) until the flank wear reached 0.2 mm.
[0086]
Test No. 2 of the second example. The results of each test of 2-1 to 2-59 are shown in Table 5 and Table 6.
[0087]
[Table 5]
[Table 6]
Steel No. in the table. 1 to 35 are steel Nos. It corresponds to.
Test No. 2-1 to 2-12 are examples of the present invention. All of the characteristics are higher than those of SCr420, and there is an example having characteristics equal to or higher than those of high-strength carburized steel. It can be seen that by applying the present invention, characteristics equal to or higher than those of carburized steel can be obtained by induction hardening.
[0090]
Test No. 2-13 to 2-36 are cases where the hot rolling conditions are outside the scope of the present invention. Nos. 2-13 to 2-24 are the conditions of the first hot rolling. As for 25-36, the conditions of the 2nd hot rolling are outside the range of the present invention, respectively. In either case, the fatigue strength in the C direction is remarkably reduced as compared with the inventive examples, and the value is lower than that of SCr420. Moreover, the machinability is also lower than that of the examples of the present invention, and it can be seen that the machinability can be improved by applying the hot rolling conditions of the present invention.
[0091]
Test No. Nos. 2-37 to 2-48 are cases where the definition of oxide-based nonmetallic inclusions is outside the scope of the present invention. 2-49 to 2-57 are cases where the chemical composition is outside the scope of the present invention. In any case, it can be seen that one or a plurality of characteristics are remarkably deteriorated as compared with the examples of the present invention.
[0092]
As described above, by applying the present invention, the gear manufacturing process can be changed to induction hardening with higher productivity than carburized steel, which greatly contributes to the reduction of gear manufacturing costs. .
[0093]
【The invention's effect】
According to the present invention, the steel is conventionally produced by a carburizing process by regulating the chemical composition of steel, the number and size of oxide-based nonmetallic inclusions, and defining the hot forging conditions in the secondary processing process. High strength teeth On the car It becomes possible to apply induction hardening with good productivity, and as a result, it has the same or better characteristics as carburized products. gear Can be easily mass-produced.
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