JP4352261B2 - gear - Google Patents

gear Download PDF

Info

Publication number
JP4352261B2
JP4352261B2 JP2005043495A JP2005043495A JP4352261B2 JP 4352261 B2 JP4352261 B2 JP 4352261B2 JP 2005043495 A JP2005043495 A JP 2005043495A JP 2005043495 A JP2005043495 A JP 2005043495A JP 4352261 B2 JP4352261 B2 JP 4352261B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
gear
test
steel
pitching
content
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2005043495A
Other languages
Japanese (ja)
Other versions
JP2006225741A (en
Inventor
雅之 堀本
善弘 大藤
宗到 橋本
Original Assignee
住友金属工業株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 住友金属工業株式会社 filed Critical 住友金属工業株式会社
Priority to JP2005043495A priority Critical patent/JP4352261B2/en
Publication of JP2006225741A publication Critical patent/JP2006225741A/en
Application granted granted Critical
Publication of JP4352261B2 publication Critical patent/JP4352261B2/en
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Description

本発明は、ピッチング強度に優れた歯車に関する。より詳しくは、自動車の変速機に使用される歯車やミッションシャフト中の歯車などのように、浸炭焼入れや浸炭窒化焼入れなどの表面硬化処理を施されたピッチング強度に優れた歯車に関する。   The present invention relates to a gear excellent in pitching strength. More specifically, the present invention relates to a gear excellent in pitching strength subjected to surface hardening treatment such as carburizing quenching or carbonitriding quenching, such as a gear used in a transmission of an automobile or a gear in a transmission shaft.

従来、自動車の変速機に使用される歯車やシャフトなどの部品は、JIS G 4053(2003)に規定されるSCM420、SCr420やSNCM420などの機械構造用合金鋼を素材として成形した後、これに浸炭処理又は浸炭窒化処理を施した後焼入れして、或いは、高周波焼入れして、表面硬化させ(以下、本明細書においては、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れや高周波焼入れなど表面を硬化させる処理を「表面硬化処理」と総称することがある。)、次いで、必要に応じて、200℃以下の温度で焼戻しを行うことによって使用されてきた。しかしながら、最近のエンジン出力の向上や燃費低減のための部品の小型軽量化により、部品単体にかかる負荷も著しく増加する傾向にある。特に、歯車やミッションシャフト中の歯車では、すべりを伴う転がり疲労によって表面から剥離が生じるいわゆる「ピッチング疲労」が問題となっている。   Conventionally, parts such as gears and shafts used in automobile transmissions are formed from alloy steels for mechanical structures such as SCM420, SCr420 and SNCM420 specified in JIS G 4053 (2003), and then carburized. After surface treatment or carbonitriding treatment, quenching or induction hardening and surface hardening (hereinafter referred to as “surface hardening treatment such as carburizing quenching, carbonitriding quenching or induction hardening” It may be generically referred to as “curing treatment.”), And then, if necessary, it has been used by tempering at a temperature of 200 ° C. or lower. However, due to recent improvements in engine output and reduction in the size and weight of parts for reducing fuel consumption, the load on a single part tends to increase remarkably. In particular, gears and gears in mission shafts have a problem of so-called “pitting fatigue” in which peeling occurs from the surface due to rolling fatigue accompanied by slippage.

このため、例えば、非特許文献1には、接触点下の硬さを上昇させることによって、ピッチング疲労防止の効果が得られることが示されており、実際に自動車用駆動伝達系歯車においては、産業界から要望されている高いピッチング強度を満足させるために、浸炭焼入れや浸炭窒化焼入れによって、或いは、浸炭焼入れや浸炭窒化焼入れの後に低温で焼戻しする(以下、本明細書においては、低温で焼戻しする場合も含めて、「浸炭焼入れ」や「浸炭窒化焼入れ」ということがある。)ことによって、接触点下の硬さを母材部の硬さよりも大幅に上昇させることが行われている。   For this reason, for example, Non-Patent Document 1 shows that the effect of preventing pitching fatigue can be obtained by increasing the hardness under the contact point. In order to satisfy the high pitching strength requested by the industry, tempering is performed at low temperature by carburizing quenching or carbonitriding or after carburizing quenching or carbonitriding (hereinafter referred to as “tempering at low temperature” in this specification). In some cases, it may be referred to as “carburizing and quenching” or “carbonitriding and quenching”.) By doing so, the hardness under the contact point is significantly increased from the hardness of the base material.

しかし、単に接触点下の硬さを上昇させるだけでは、所望の高いピッチング強度を得ることが難しくなっており、このため、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れ後の歯車の歯面に、二硫化モリブデンのコーティング膜を形成させて固体潤滑効果を高め、ピッチング強度を向上させることが行われており、ある程度の成果を収めてきた。しかしながら、この方法も最近のより一層の部品の小型化及びエンジントルク増大による負荷の増大に対しては、必ずしも対応できなくなってきた。このため、産業界からは二硫化モリブデンのコーティングなど固体潤滑に代わるピッチング強度向上技術に対する要望が大きくなっている。   However, simply increasing the hardness under the contact point makes it difficult to obtain the desired high pitching strength. For this reason, molybdenum disulfide is not formed on the tooth surface of the gear after carburizing or carbonitriding. A coating film is formed to improve the solid lubricating effect and improve the pitching strength, and have achieved some results. However, this method cannot always cope with the recent increase in the size of parts and the increase in load due to the increase in engine torque. For this reason, there is a growing demand from industry for pitching strength improvement technology that replaces solid lubrication, such as molybdenum disulfide coating.

従来、浸炭焼入れ材又は浸炭窒化焼入れ材の表層部に、マルテンサイト組織に比べて軟質なパーライト組織やベイナイト組織が生成すると、ピッチング強度が著しく低下することが知られている。そして、上記のパーライト組織やベイナイト組織は、表層部に生成した粒界酸化層の近傍に生成することが多く、この原因は焼入れ性を高めるSi、MnやCrといった元素がFeよりも酸化されやすいために、浸炭処理又は浸炭窒化処理中に優先的に酸化されて、粒界酸化層の近傍にSi、Mn及びCrの欠乏層ができるためと考えられている。   Conventionally, it is known that when a pearlite structure or a bainite structure that is softer than a martensite structure is formed in the surface layer portion of a carburized or carbonitrided and quenched material, the pitching strength is significantly reduced. The pearlite structure and the bainite structure are often generated in the vicinity of the grain boundary oxide layer generated in the surface layer part, and this is because the elements such as Si, Mn, and Cr that improve hardenability are more easily oxidized than Fe. For this reason, it is considered that a deficient layer of Si, Mn and Cr is formed in the vicinity of the grain boundary oxide layer by being preferentially oxidized during the carburizing process or the carbonitriding process.

なお、最近の歯車には、歯元疲労強度の向上を目的にショットピーニング処理を施して、歯元に圧縮残留応力を付与することが多くなっている。なお、この場合には表層硬さが同時に上昇するため、ピッチング強度が向上する。これは、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れを行った際に変態せずに残った表層部のオーステナイト(いわゆる「残留オーステナイト」)が、ショットピーニング処理を受けることによって応力誘起マルテンサイト変態を生じると同時に、マルテンサイト中に更に新たな転位が導入されることによるためと考えらている。   Note that recent gears are often subjected to shot peening for the purpose of improving the root fatigue strength to impart compressive residual stress to the root. In this case, since the surface hardness increases simultaneously, the pitching strength is improved. This is because the austenite of the surface layer portion that remains without transformation when performing carburizing quenching or carbonitriding quenching (so-called “residual austenite”) causes stress-induced martensitic transformation by undergoing shot peening treatment, This is thought to be due to the introduction of new dislocations in the martensite.

次に、特許文献1及び特許文献2には、ピッチング強度を高めて耐ピッチング疲労特性を向上させる技術が提案されている。   Next, Patent Literature 1 and Patent Literature 2 propose a technique for improving the pitching fatigue resistance by increasing the pitching strength.

すなわち、特許文献1には、機械構造用鋼を歯切り又は、歯切り+シェービング加工し、次いで、浸炭処理及び/又は窒化処理と焼入れ・焼戻し処理により表面硬化した後、或いは前記表面硬化処理後に更にショットピーニング処理した後、歯面を粗さ(Rmax)0.3μm以上、2μm以下にバレル研磨加工するか、或いは、歯切り又は歯切り+シェービング加工後に、歯面を粗さ(Rmax)0.3μm以上、2μm以下にバレル研磨加工し、次いで、浸炭処理及び/又は窒化処理と焼入れ・焼戻し処理により表面硬化する「高接触疲労強度歯車の製造方法」が提案されている。   That is, Patent Document 1 discloses that machine structural steel is chopped or chopped and shaved, and then surface hardened by carburizing treatment and / or nitriding treatment and quenching / tempering treatment, or after the surface hardening treatment. Further, after shot peening treatment, the tooth surface is barrel-polished to a roughness (Rmax) of 0.3 μm or more and 2 μm or less, or the tooth surface is roughened (Rmax) 0 after gear cutting or gear cutting + shaving processing. A “high contact fatigue strength gear manufacturing method” has been proposed in which barrel polishing is performed to a thickness of 3 μm or more and 2 μm or less, and then surface hardening is performed by carburizing treatment and / or nitriding treatment and quenching / tempering treatment.

また、特許文献2には、特定の化学組成からなり、表面の圧縮残留応力が400MPa以上で、不完全焼入れ層が5μm以上15μm以下、表面粗さRmaxが4.5μm以下で、表面粗さ分布の非対称性パラメータであるひずみ度Sk値が−1.2≦Sk<−0.5であり、表面での残留オーステナイトの面積率が10%以下である「歯元疲労寿命及び接触疲労寿命強度に優れた歯車」が提案されている。   Further, Patent Document 2 has a specific chemical composition, a surface compressive residual stress of 400 MPa or more, an incompletely hardened layer of 5 μm to 15 μm, a surface roughness Rmax of 4.5 μm or less, and a surface roughness distribution. The degree of strain Sk, which is an asymmetry parameter, is −1.2 ≦ Sk <−0.5, and the area ratio of retained austenite on the surface is 10% or less. "Excellent gears" have been proposed.

「浸炭焼入の実際第2版」、第262ページ、著者:内藤武志、発行日:1999年2月26日、発行所:日刊工業新聞社“The second edition of carburizing and quenching”, page 262, author: Takeshi Naito, publication date: February 26, 1999, publication place: Nikkan Kogyo Shimbun 特開平6−246548号公報JP-A-6-246548 特開2002−121644号公報JP 2002-121644 A

前述の特許文献1及び2で開示された技術は、部品の小型化及びエンジントルク増大による負荷の増大という最近の一層厳しい接触状態の下では、必ずしも優れた耐ピッチング疲労特性を確保することができない。   The techniques disclosed in Patent Documents 1 and 2 described above cannot always ensure excellent pitting fatigue resistance under recent and more severe contact conditions such as a reduction in parts and an increase in load due to an increase in engine torque. .

例えば、自動車変速機において、耐ピッチング疲労特性が重要視されているファイナルギヤの場合、最近では歯車の滑り率は80%以上と非常に大きくなっており、非常に厳しい接触状態にある。したがって、上述のような厳しい接触状態の下では、接触域内に突起状の「山」部が存在したり、逆に数μmの「谷」部が存在すると、その周囲に応力集中が生じるためピッチング強度の低下をきたしてしまう。このため、ピッチング強度を高めるには、積極的に粗さ突起の形態を制御して、接触域内における粗さ突起の高さをほぼ一様とする必要がある。   For example, in the case of a final gear in which an anti-pitting fatigue characteristic is regarded as important in an automobile transmission, the slip ratio of the gear has recently become very large at 80% or more and is in a very severe contact state. Therefore, under severe contact conditions as described above, if there is a protruding “mountain” portion in the contact area, or conversely, if there is a “valley” portion of several μm, stress concentration occurs around the pitching portion. It will cause a drop in strength. For this reason, in order to increase the pitching strength, it is necessary to positively control the shape of the roughness protrusions so that the height of the roughness protrusions in the contact area is substantially uniform.

しかしながら、特許文献1で提案された技術において、機械構造用鋼を歯切り又は、歯切り+シェービング加工し、次いで、浸炭処理及び/又は窒化処理と焼入れ・焼戻し処理により表面硬化した後、或いは前記表面硬化処理後に更にショットピーニング処理した後、歯面を粗さ(Rmax)0.3μm以上、2μm以下にバレル研磨加工する場合、焼入れの際に生じた硬さの低い不完全焼入れ部が残ったままで、その後のショットピーニング処理やバレル研磨処理が行われるために、不完全焼入れ部が優先的に処理されてしまう。そして、その優先的に処理された不完全焼入れ部は、正常部と比較して直径数μmの「谷」部となるため、接触の際に応力集中が生じてピッチング強度が低下してしまう。一方、歯切り又は歯切り+シェービング加工後に、歯面を粗さ(Rmax)0.3μm以上、2μm以下にバレル研磨加工し、次いで、浸炭処理及び/又は窒化処理と焼入れ・焼戻し処理により表面硬化する場合には、深さ15μm程度の焼入れの際に生じた硬さの低い不完全焼入れ部が残ったままであるため、やはり、ピッチング強度が低下してしまう。そして、上記いずれの場合においても、特に、工業的な規模での量産品の場合、そのピッチング強度は極めて不安定である。   However, in the technique proposed in Patent Document 1, the steel for machine structure is chopped or chopped and shaved, and then surface-hardened by carburizing and / or nitriding and quenching / tempering, or the above After the surface hardening treatment, after shot peening treatment, if the tooth surface is barrel-polished to a roughness (Rmax) of 0.3 μm or more and 2 μm or less, an incompletely quenched portion with low hardness generated during quenching remains. Since the subsequent shot peening process and barrel polishing process are performed, the incompletely quenched portion is preferentially processed. Then, the preferentially processed incompletely hardened portion becomes a “valley” portion having a diameter of several μm as compared with the normal portion, so that stress concentration occurs at the time of contact and the pitching strength is lowered. On the other hand, after gear cutting or gear cutting + shaving, the tooth surface is barrel-polished to a roughness (Rmax) of 0.3 μm or more and 2 μm or less, and then hardened by carburizing and / or nitriding and quenching / tempering. In this case, since the incompletely quenched portion having a low hardness generated at the time of quenching with a depth of about 15 μm remains, the pitching strength is lowered. In any of the above cases, particularly in the case of mass-produced products on an industrial scale, the pitching strength is extremely unstable.

特許文献2で提案された技術の場合、表面粗さ分布の非対称性パラメータであるひずみ度Sk値を−1.2≦Sk<−0.5とすることにより、突起高さのばらつきは小さくなるものの、この範囲のSk値を有する表面においては粗さ突起がほとんど平坦化されているため、油溜まりとなる箇所が少ない。このため、最近の自動車変速機の最終段に使用されるファイナルギヤの様な滑り率が80%以上という非常に厳しい接触条件下では、損傷形態が焼付きとなるので、前記特許文献1の場合と同様にピッチング強度を高めることは難しい。更に、工業的な規模での量産品の場合、浸炭焼入れの際に発生する深さ15μm程度の不完全焼入れ層を完全に除去することは難しいため、そのピッチング強度は不安定である。   In the case of the technique proposed in Patent Document 2, the variation in the height of the protrusion is reduced by setting the strain Sk value, which is an asymmetry parameter of the surface roughness distribution, to −1.2 ≦ Sk <−0.5. However, since the roughness protrusions are almost flattened on the surface having the Sk value in this range, there are few places that become oil reservoirs. For this reason, under the very severe contact condition where the slip rate is 80% or more like the final gear used in the final stage of a recent automobile transmission, the damage form becomes seized. As with, it is difficult to increase the pitching strength. Furthermore, in the case of mass-produced products on an industrial scale, it is difficult to completely remove the incompletely hardened layer having a depth of about 15 μm that is generated during carburizing and quenching, and therefore the pitching strength is unstable.

本発明の目的は、表面硬化処理を施された歯車、なかでも、自動車の変速機に使用される歯車やミッションシャフト中の歯車など、二硫化モリブデンのコーティングなど固体潤滑処理を施さない場合にも高いピッチング強度を有する表面硬化処理を施された歯車を提供することである。なお、本発明の歯車における具体的な耐ピッチング疲労特性の目標は、後述するローラーピッチング試験において2000MPaを超えるピッチング強度を有することである。   The object of the present invention is also in the case where a solid lubrication treatment such as a coating of molybdenum disulfide is not performed, such as a gear subjected to a surface hardening treatment, especially a gear used in a transmission of an automobile or a gear in a transmission shaft. It is to provide a gear subjected to surface hardening treatment having high pitching strength. In addition, the specific target of the anti-pitting fatigue characteristic in the gear of the present invention is to have a pitching strength exceeding 2000 MPa in a roller pitching test described later.

本発明者らは、上述のような問題点を解決するために、表層部におけるパーライト組織及びベイナイト組織の生成を安定して抑制することが可能な条件について、種々調査・研究を重ねた。その結果、下記(a)〜(d)の知見を得た。   In order to solve the above-described problems, the present inventors have made various investigations and studies on conditions under which the formation of pearlite structure and bainite structure in the surface layer portion can be stably suppressed. As a result, the following findings (a) to (d) were obtained.

(a)マルテンサイト組織中に存在するパーライト組織やベイナイト組織の大きさが、たとえ直径10μm程度の微小なものであっても、ピッチング強度は大きく低下する。   (A) Even if the size of the pearlite structure or bainite structure present in the martensite structure is a minute one having a diameter of about 10 μm, the pitching strength is greatly reduced.

(b)粒界酸化層を低減するにはSi、Mn及びCrの含有量を低減すればよい。しかしながら、Si、Mn及びCrの含有量を低減しても、粒界酸化層を完全になくすることはできず、また、Si、Mn及びCr含有量の低減による焼入れ性の低下とも相俟って、パーライト組織及びベイナイト組織が生成することも完全には抑制することはできない。   (B) In order to reduce the grain boundary oxide layer, the contents of Si, Mn and Cr may be reduced. However, even if the Si, Mn, and Cr contents are reduced, the grain boundary oxide layer cannot be completely eliminated, and this is in combination with a decrease in hardenability due to a reduction in the Si, Mn, and Cr contents. Thus, the formation of a pearlite structure and a bainite structure cannot be completely suppressed.

(c)パーライト組織及びベイナイト組織は粒界酸化層近傍の全ての部分に生じているのではなく、その一部分に生成している。そして、粒界酸化層の近傍でパーライト組織及びベイナイト組織が生成した部分は、粒界酸化層の近傍でマルテンサイト組織が生成した部分に比べて、Mn、Cr及びMoの濃度が低い。   (C) The pearlite structure and the bainite structure are not generated in all parts in the vicinity of the grain boundary oxide layer, but are formed in a part thereof. And the part which the pearlite structure | tissue and the bainite structure | tissue produced | generated in the vicinity of the grain boundary oxide layer has the density | concentration of Mn, Cr, and Mo lower than the part which the martensite structure | tissue produced | generated in the vicinity of the grain boundary oxide layer.

(d)したがって、表層部におけるパーライト組織及びベイナイト組織の生成を安定かつ確実に抑制するためには、焼入れ性向上元素であるSi、Mn、Cr及びMoの素材における平均含有量を管理するだけでは不十分で、負偏析部で、かつ粒界酸化層によってSi、Mn及びCrの含有量が減少している領域においてもマルテンサイトが生成するために十分な量のSi、Mn、Cr及びMoを含有している必要がある。   (D) Therefore, in order to stably and reliably suppress the formation of the pearlite structure and the bainite structure in the surface layer part, it is only necessary to manage the average content in the materials of Si, Mn, Cr and Mo, which are hardenability improving elements. Insufficient amount of Si, Mn, Cr, and Mo to form martensite even in a region where the content of Si, Mn, and Cr is reduced by the grain boundary oxide layer in the negative segregation part. It must be contained.

また、本発明者らは表層部のパーライト組織及びベイナイト組織の生成を抑制した場合においても、ピッチング強度が低い場合があったため、試験片の表面状況及び潤滑条件がピッチング強度に影響すると考えて、種々検討を行った。その結果、下記(e)〜(g)の結論に達した。   In addition, even when the present inventors suppressed the formation of the pearlite structure and bainite structure of the surface layer portion, because the pitching strength was sometimes low, the surface condition of the test piece and the lubrication conditions are considered to affect the pitching strength, Various studies were conducted. As a result, the following conclusions (e) to (g) were reached.

(e)歯車運転時の接触する二面間の潤滑モードは混合潤滑や境界潤滑といった、潤滑油膜を介さない過酷な潤滑状態である。そして、上記のような潤滑状態においては、接触する二面の「山」部同士の「直接接触」が生じるので、表面粗さ曲線の「山」部を適正に表現可能なパラメータを決定する必要がある。   (E) The lubrication mode between two contacting surfaces during gear operation is a severe lubrication state such as mixed lubrication or boundary lubrication that does not involve a lubricating oil film. In the above-mentioned lubrication state, since “direct contact” occurs between the “peaks” of the two surfaces that come into contact with each other, it is necessary to determine parameters that can appropriately represent the “peaks” of the surface roughness curve. There is.

(f)従来、表面粗さのパラメータとして使用されてい最大高さ「Rz」は、JIS B 0601(2001)で定義されているが、「山」部及び「谷」部のいずれをも含んだパラメータであり、「山」部のみの影響を表現するものとはいえない。すなわち、表面を研磨した面は「山」部を優先的に摩耗させた面であり、その粗さ曲線は「山」部に対して「谷」部が大きくなっており、したがって、最大高さ「Rz」では「山」部の影響を直接的に表現することはできない。   (F) Conventionally, the maximum height “Rz” used as a parameter for surface roughness is defined in JIS B 0601 (2001), but includes both “mountain” and “valley”. It is a parameter and cannot be said to express the influence of only the “mountain” part. That is, the surface whose surface is polished is a surface in which the “mountain” portion is preferentially worn, and the roughness curve has a “valley” portion that is larger than the “mountain” portion. In “Rz”, the influence of the “mountain” portion cannot be expressed directly.

(g)一方、JIS B 0671-2(2002)では、粗さパラメータ「Rpk」、「Rk」及び「Rvk」が使用されている。上記の「Rpk」、「Rk」及び「Rvk」は、それぞれ、荷重移動方向の表面粗さ負荷曲線中の突出山部高さ、コア部のレベル差及び突出谷部高さを分離して表現したものである。このため、「山」部の影響を直接的に表現するためには前記JIS B 0671-2(2002)で規定された荷重移動方向の表面粗さ負荷曲線を用いるのがよい。   (G) On the other hand, in JIS B 0671-2 (2002), roughness parameters “Rpk”, “Rk”, and “Rvk” are used. The above “Rpk”, “Rk” and “Rvk” are expressed by separating the protruding peak height, the core level difference and the protruding valley height in the surface roughness load curve in the load moving direction, respectively. It is a thing. For this reason, in order to directly express the influence of the “mountain” portion, it is preferable to use the surface roughness load curve in the load moving direction defined in the JIS B 0671-2 (2002).

そこで、本発明者らは、
(h)突出谷部高さ「Rvk」は、粗さ曲線中の谷底を表すものであるため、「直接接触」には関与しない。
Therefore, the present inventors
(H) The protruding valley height “Rvk” represents the valley bottom in the roughness curve and is not involved in “direct contact”.

(i)これに対して、突出山部高さ「Rpk」は、粗さ曲線中の特に高さの高い突起を表すものであるため「直接接触」に大きな影響を及ぼす。また、コア部のレベル差「Rk」は、「Rvk」と「Rpk」の中間の粗さ分布を表すものであり、「Rk」のうちの特定領域が「直接接触」に影響すると考えて、「山」部の影響を直接的に表現するために、「Rpk」と「Rk」の特定領域との関係について更に詳細な検討を行った。その結果、下記の知見(j)を得た。   (I) On the other hand, the protruding peak height “Rpk” represents a protrusion having a particularly high height in the roughness curve, and thus has a great influence on “direct contact”. Further, the level difference “Rk” of the core part represents a roughness distribution intermediate between “Rvk” and “Rpk”, and it is considered that a specific region of “Rk” affects “direct contact”. In order to directly express the influence of the “mountain” portion, the relationship between “Rpk” and the specific region of “Rk” was examined in more detail. As a result, the following knowledge (j) was obtained.

(j)潤滑油膜を介さない過酷な潤滑状態においては、「Rpk」と「Rk」の特定領域としての「0.5Rk」との和、つまり「Rpk+0.5Rk」によって「直接接触」における「山」部の影響を直接的に評価することができる。   (J) In a severe lubrication state without a lubricating oil film, the sum of “Rpk” and “0.5Rk” as a specific region of “Rk”, that is, “Rpk + 0.5Rk”, The influence of the part can be directly evaluated.

次いで、本発明者らは、上記知見(j)に基づいて、更に、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れの条件、表面研削、ショットピーニング条件と回数、バレル研磨実施の有無を種々に組み合わせることによって、荷重移動方向の表面粗さにおける「Rpk+0.5Rk」の値を種々変化させるとともに、ショットピーニング後に二硫化モリブデンでコーティングして潤滑条件を変えることも行って後述するローラーピッチング試験を実施した。その結果、更に、下記(k)〜(n)の知見を得た。   Next, based on the above findings (j), the present inventors further combined the load by carburizing quenching or carbonitriding quenching conditions, surface grinding, shot peening conditions and frequency, and whether or not barrel polishing was performed. In addition to changing the value of “Rpk + 0.5Rk” in the surface roughness in the moving direction, the roller pitching test described later was performed by changing the lubrication conditions by coating with molybdenum disulfide after shot peening. As a result, the following findings (k) to (n) were obtained.

(k)二硫化モリブデンコーティング品の荷重移動方向の表面粗さにおける「Rpk+0.5Rk」の初期変化を調査するために、ローラーピッチング試験開始前と0.5×105回の繰返しの後に「Rpk+0.5Rk」を測定したところ、試験前の8.18μmから0.81μmまで低減した。なお、EPMAで調査した結果、転動面には二硫化モリブデンは検出されなかった。このことから、二硫化モリブデンコーティングは摩耗によって除去されてしまうことが明らかである。 (K) In order to investigate the initial change of “Rpk + 0.5Rk” in the surface roughness in the load transfer direction of the molybdenum disulfide coated product, “Rpk + 0 before the roller pitching test and after 0.5 × 10 5 repetitions. .5Rk "was measured and decreased from 8.18 μm before the test to 0.81 μm. As a result of investigation by EPMA, molybdenum disulfide was not detected on the rolling surface. From this it is clear that the molybdenum disulfide coating is removed by abrasion.

(l)研削、研磨によって、荷重移動方向の表面粗さにおける「Rpk+0.5Rk」を0.2〜0.8μmの範囲に調整することによって、殆どの場合に、1.0×107回の繰返しの後、二硫化モリブデンコーティング品と同等以上のピッチング強度を確保することができる。但し、非金属介在物よる内部起点によって、早期にスポーリング破壊を生じる場合がある。なお、スポーリング破壊とは、亀裂が試験片内部から発生し、表面と平行に進展した後、剥離に至ったものをいう。 (L) By adjusting the “Rpk + 0.5Rk” in the surface roughness in the load moving direction to a range of 0.2 to 0.8 μm by grinding and polishing, in most cases, 1.0 × 10 7 times After the repetition, a pitching strength equal to or higher than that of the molybdenum disulfide coated product can be secured. However, spalling breakage may occur at an early stage due to internal starting points due to non-metallic inclusions. The spalling failure means that a crack is generated from the inside of a test piece and progresses parallel to the surface and then peels.

(m)研磨によって荷重移動方向の表面粗さにおける「Rpk+0.5Rk」を0.2μm未満とした場合には、ピッチングを生じる前に試験片に焼付きが生じる。   (M) When “Rpk + 0.5Rk” in the surface roughness in the load moving direction is less than 0.2 μm by polishing, seizure occurs on the test piece before pitching occurs.

(n)荷重移動方向の表面粗さにおける「Rpk+0.5Rk」が0.8μmを超える場合には、1.0×107回の繰返しの後、ピッチング強度は二硫化モリブデンコーティング品(初期摩耗調査品とは別に試験を実施した。)以下となって所望のピッチング強度(2000MPaを超えるピッチング強度)が得られない。 (N) When “Rpk + 0.5Rk” in the surface roughness in the load moving direction exceeds 0.8 μm, the pitching strength is the molybdenum disulfide coating product after the repetition of 1.0 × 10 7 times (initial wear investigation) The test was carried out separately from the product.) The desired pitching strength (pitching strength exceeding 2000 MPa) cannot be obtained.

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたもので、その要旨は、下記(1)〜(5)に示す歯車にある。   The present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof lies in the gears shown in the following (1) to (5).

(1)質量%で、C:0.1〜0.3%、Si:0.02〜0.6%、Mn:0.3〜1.5%、S:0.003〜0.050%、Cr:0.2〜2.0%、Al:0.005〜0.05%及びN:0.005〜0.025%を含有し、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のO(酸素)は0.002%以下、Pは0.025%以下である鋼材を母材部とする表面硬化処理された歯車であって、歯車表面の荷重移動方向の表面粗さが下記(1)式を満足することを特徴とする歯車。
0.2μm≦Rpk+0.5Rk≦0.8μm・・・(1)。
なお、Rpk及びRkはそれぞれ、歯車表面の荷重移動方向の表面粗さ負荷曲線における、突出山部高さ(μm)及びコア部のレベル差(μm)を表す。
(1) By mass%, C: 0.1 to 0.3%, Si: 0.02 to 0.6%, Mn: 0.3 to 1.5%, S: 0.003 to 0.050% , Cr: 0.2 to 2.0%, Al: 0.005 to 0.05% and N: 0.005 to 0.025%, and the balance is composed of Fe and impurities, and O ( Oxygen) is a surface-hardened gear whose base material is a steel material of 0.002% or less and P is 0.025% or less, and the surface roughness of the gear surface in the load movement direction is (1) A gear satisfying the formula.
0.2 μm ≦ Rpk + 0.5 Rk ≦ 0.8 μm (1).
Note that Rpk and Rk respectively represent the protruding peak height (μm) and the core level difference (μm) in the surface roughness load curve in the load movement direction of the gear surface.

(2)母材部が、Feの一部に代えて、質量%で、Mo:0.1〜0.8%を含有することを特徴とする上記(1)に記載の歯車。   (2) The gear according to (1) above, wherein the base material portion contains Mo: 0.1 to 0.8% in mass% instead of part of Fe.

(3)下記(2)式で表されるAの値が13以上であることを特徴とする上記(1)又は(2)に記載の歯車。
A=(1+0.681Si)×(1+3.066Mn+0.329Mn2)×(1+2.007Cr)×(1+3.14Mo)・・・(2)。
なお、(2)式中の元素記号は、歯車の表面から深さ0.1mm以内の領域におけるその元素の質量%での含有量のうち最低値を表す。
(3) The gear according to (1) or (2) above, wherein the value of A represented by the following formula (2) is 13 or more.
A = (1 + 0.681Si) × (1 + 3.066Mn + 0.329Mn 2 ) × (1 + 2.007Cr) × (1 + 3.14Mo) (2).
In addition, the element symbol in Formula (2) represents the minimum value among the content in the mass% of the element in the area | region within the depth of 0.1 mm from the surface of a gearwheel.

(4)母材部が、Feの一部に代えて、質量%で、Nb:0.01〜0.08%、Ti:0.01〜0.20%及びV:0.01〜0.20%のうちの1種又は2種以上を含有することを特徴とする上記(1)又は(2)に記載の歯車。   (4) The base material portion is in mass% instead of part of Fe, Nb: 0.01 to 0.08%, Ti: 0.01 to 0.20%, and V: 0.01 to 0. The gear according to (1) or (2) above, which contains one or more of 20%.

(5)下記(2)式で表されるAの値が15以上であることを特徴とする上記(4)に記載の歯車。
A=(1+0.681Si)×(1+3.066Mn+0.329Mn2)×(1+2.007Cr)×(1+3.14Mo)・・・(2)。
なお、(2)式中の元素記号は、歯車の表面から深さ0.1mm以内の領域におけるその元素の質量%での含有量のうち最低値を表す。
(5) The gear according to (4) above, wherein the value of A represented by the following formula (2) is 15 or more.
A = (1 + 0.681Si) × (1 + 3.066Mn + 0.329Mn 2 ) × (1 + 2.007Cr) × (1 + 3.14Mo) (2).
In addition, the element symbol in Formula (2) represents the minimum value among the content in the mass% of the element in the area | region within the depth of 0.1 mm from the surface of a gearwheel.

「母材部」とは表面硬化処理によって硬化していない部分を指す。したがって、その化学組成は表面硬化処理する前の鋼材、すなわち、素材である鋼の化学組成と同じものである。   The “base material portion” refers to a portion that has not been cured by the surface curing treatment. Therefore, the chemical composition is the same as the chemical composition of the steel material before the surface hardening treatment, that is, the steel material.

また、「表面硬化処理された」とは、具体的には、表面から100μmピッチで深さ500μmの位置までの試験力2.942Nで測定したビッカース硬さの平均値が650以上であることを指す。   “Surface-treated” specifically means that the average value of Vickers hardness measured at a test force of 2.942 N from the surface to a position of depth of 500 μm at a pitch of 100 μm is 650 or more. Point to.

以下、上記 (1)〜(5)の歯車に係る発明を、それぞれ、「本発明(1)」〜「本発明(5)」という。また、総称して「本発明」ということがある。   Hereinafter, the inventions related to the gears (1) to (5) are referred to as “present invention (1)” to “present invention (5)”, respectively. Also, it may be collectively referred to as “the present invention”.

本発明の表面硬化処理を施された歯車は、ピッチング強度に優れ、後述するローラーピッチング試験において2000MPaを超えるピッチング強度を有するので、自動車の変速機に使用される歯車やミッションシャフト中の歯車などに用いることができる。また、この表面硬化処理を施された歯車は、二硫化モリブデンコーティングなど固体潤滑処理を省略できるので、製品コスト削減の効果も大きい。   Since the gear subjected to the surface hardening treatment of the present invention has excellent pitching strength and has a pitching strength exceeding 2000 MPa in a roller pitching test described later, it is suitable for a gear used in a transmission of an automobile, a gear in a mission shaft, and the like. Can be used. In addition, since the gear subjected to the surface hardening treatment can omit the solid lubrication treatment such as molybdenum disulfide coating, the effect of reducing the product cost is great.

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「%」は「質量%」を意味する。   Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, “%” of the content of the chemical component means “mass%”.

(A)母材部の化学組成
C:0.1〜0.3%
Cは、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れや高周波焼入れなど表面硬化処理を行った歯車の母材部強度を確保するために必須の元素である。しかし、Cの含有量が0.1%未満では前記の効果が不十分である。一方、Cの含有量が0.3%を超えると、熱間圧延を始めとする熱間加工した後の鋼の硬さが高くなりすぎ、その後の切削加工性が著しく低下する。したがって、Cの含有量を0.1〜0.3%とした。
(A) Chemical composition of base material part C: 0.1 to 0.3%
C is an essential element for securing the strength of the base material of the gear subjected to surface hardening treatment such as carburizing quenching, carbonitriding quenching and induction quenching. However, if the C content is less than 0.1%, the above effects are insufficient. On the other hand, if the C content exceeds 0.3%, the hardness of the steel after hot working including hot rolling becomes too high, and the subsequent machinability is markedly lowered. Therefore, the content of C is set to 0.1 to 0.3%.

Si:0.02〜0.6%
Siは、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れや高周波焼入れなど表面硬化処理を行った歯車の母材部焼入れ性を確保するために有効な元素であり、少なくとも0.02%含有させる必要がある。しかし、その含有量が0.6%を超えると、熱間加工後の鋼の硬さが高くなりすぎ、その後の切削加工性が著しく低下する。しかも、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れによって表面硬化させる場合には、浸炭処理或いは浸炭窒化処理の際、粒界酸化層の著しい増加を招き、ピッチング強度が大きく低下する。したがって、Siの含有量を0.02〜0.6%とした。なお、Siの含有量は0.02〜0.5%とすることが好ましい。
Si: 0.02 to 0.6%
Si is an effective element for ensuring the hardenability of the base material portion of the gear subjected to surface hardening treatment such as carburizing quenching, carbonitriding quenching and induction quenching, and it is necessary to contain at least 0.02%. However, if its content exceeds 0.6%, the hardness of the steel after hot working becomes too high, and the subsequent machinability is markedly lowered. In addition, when surface hardening is performed by carburizing or carbonitriding, the grain boundary oxide layer is significantly increased during the carburizing or carbonitriding process, and the pitching strength is greatly reduced. Therefore, the Si content is set to 0.02 to 0.6%. The Si content is preferably 0.02 to 0.5%.

Mn:0.3〜1.5%
Mnは、表面硬化層の焼入れ性を高める作用を有し、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れによって表面硬化させる場合にも、浸炭層又は浸炭窒化層の焼入れ性を高める効果が、粒界酸化層の増加に及ぼす悪影響よりも大きい。このため、ピッチング強度を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が0.3%未満では前記の効果が不十分である。一方、Mnの含有量が1.5%を超えると、ピッチング強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間加工後の鋼の硬さが高くなりすぎて、切削加工性が大きく低下する。したがって、Mnの含有量を0.3〜1.5%とした。なお、Mn含有量が0.4%以上になると、ピッチング強度の向上が顕著になる。このため、Mnの含有量は0.4〜1.5%とすることが望ましい。
Mn: 0.3 to 1.5%
Mn has the effect of increasing the hardenability of the surface hardened layer. Even when the surface is hardened by carburizing or carbonitriding, the effect of increasing the hardenability of the carburized or carbonitrided layer is increased in the grain boundary oxide layer. Greater than adverse effects on For this reason, it is an element effective for increasing the pitching strength. However, if the content is less than 0.3%, the above effect is insufficient. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.5%, not only the effect of increasing the pitching strength is saturated, but also the hardness of the steel after hot working becomes too high, and the machinability is greatly reduced. Therefore, the Mn content is set to 0.3 to 1.5%. Note that when the Mn content is 0.4% or more, the improvement of the pitching strength becomes remarkable. For this reason, it is desirable that the Mn content be 0.4 to 1.5%.

S:0.003〜0.050%
Sは、Mnと結合してMnSを形成し、切削加工性を高める作用を有する。しかし、その含有量が0.003%未満では、前記の効果が得難い。一方、Sの含有量が多くなると、粗大なMnSを生成しやすくなってピッチング強度を低下させる傾向があり、特に、その含有量が0.050%を超えると、内部起点のスポーリング破壊が生じるようになって、所望のピッチング強度(後述するローラーピッチング試験において2000MPaを超えるピッチング強度)が得られない。したがって、Sの含有量を0.003〜0.050%とした。なお、Sの含有量は0.003〜0.025%とすることが好ましい。
S: 0.003 to 0.050%
S combines with Mn to form MnS and has an effect of improving the machinability. However, if the content is less than 0.003%, it is difficult to obtain the above effect. On the other hand, when the S content increases, coarse MnS tends to be generated and the pitching strength tends to be lowered. In particular, when the content exceeds 0.050%, the spalling failure at the internal origin occurs. Thus, a desired pitching strength (pitching strength exceeding 2000 MPa in a roller pitching test described later) cannot be obtained. Therefore, the content of S is set to 0.003 to 0.050%. In addition, it is preferable that content of S shall be 0.003-0.025%.

Cr:0.2〜2.0%
Crは、表面硬化層の焼入れ性を高める作用を有し、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れによって表面硬化させる場合にも、浸炭層又は浸炭窒化層の焼入れ性を高める効果が、粒界酸化層の増加に及ぼす悪影響よりも大きい。このため、ピッチング強度を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が0.2%未満では前記の効果が不十分である。一方、Crの含有量が2.0%を超えると、ピッチング強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間加工後の鋼の硬さが高くなりすぎて、切削加工性が著しく低下する。したがって、Crの含有量を0.2〜2.0%とした。
Cr: 0.2 to 2.0%
Cr has the effect of increasing the hardenability of the surface hardened layer. Even when the surface is hardened by carburizing or carbonitriding, the effect of increasing the hardenability of the carburized or carbonitrided layer is increased in the grain boundary oxide layer. Greater than adverse effects on For this reason, it is an element effective for increasing the pitching strength. However, if the content is less than 0.2%, the above effect is insufficient. On the other hand, when the Cr content exceeds 2.0%, not only the effect of increasing the pitching strength is saturated, but also the hardness of the steel after hot working becomes too high, and the machinability is remarkably lowered. Therefore, the Cr content is set to 0.2 to 2.0%.

Al:0.005〜0.05%
Alは、脱酸作用を有する元素である。また、Alは、Nと結合してAlNを形成しやすい元素である。そして、AlNは表面硬化層の結晶粒微細化に有効で、ピッチング強度を高める効果がある。しかし、Alの含有量が0.005%未満では前記した効果は得難い。一方、0.05%を超えてAlを含有すると、前記の効果が飽和することに加えて、粗大なAlNが形成されて内部起点のスポーリング破壊が生じるようになる。したがって、Alの含有量を0.005〜0.05%とした。
Al: 0.005 to 0.05%
Al is an element having a deoxidizing action. Further, Al is an element that is easily bonded to N to form AlN. AlN is effective for refining the crystal grains of the hardened surface layer and has the effect of increasing the pitching strength. However, when the Al content is less than 0.005%, it is difficult to obtain the above-described effect. On the other hand, when Al exceeds 0.05%, in addition to saturation of the above effects, coarse AlN is formed and spalling breakage of the internal origin occurs. Therefore, the content of Al is set to 0.005 to 0.05%.

N:0.005〜0.025%
Nは、Al、Nb、V及びTiと結合してAlN、NbN、VN及びTiNを形成しやすく、このなかで、AlN、NbN及びVNは表面硬化層の結晶粒微細化に有効で、ピッチング強度を高める効果がある。しかし、Nの含有量が0.005%未満では前記の効果が得難く、一方、0.025%を超えるとその効果は飽和する。したがって、Nの含有量を0.005〜0.025%とした。なお、Nの含有量が0.010%以上になると、結晶粒微細化によるピッチング強度の向上が顕著になる。このため、Nの含有量は、0.010〜0.025%とすることが望ましい。
N: 0.005 to 0.025%
N is easy to form AlN, NbN, VN and TiN by combining with Al, Nb, V and Ti. Among them, AlN, NbN and VN are effective for refining the crystal grains of the surface hardened layer and have a pitching strength. There is an effect to increase. However, if the N content is less than 0.005%, it is difficult to obtain the above effect, while if it exceeds 0.025%, the effect is saturated. Therefore, the N content is set to 0.005 to 0.025%. When the N content is 0.010% or more, the improvement of the pitching strength due to the refinement of crystal grains becomes significant. For this reason, it is desirable that the N content be 0.010 to 0.025%.

本発明においては、不純物元素としてのO(酸素)及びPの含有量を下記のとおりに制限する。   In the present invention, the contents of O (oxygen) and P as impurity elements are limited as follows.

O(酸素):0.002%以下
Oは、Alと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、ピッチング強度を低下させてしまう。特に、Oの含有量が0.002%を超えると、内部起点のスポーリング破壊が生じるようになって、所望のピッチング強度(後述するローラーピッチング試験において2000MPaを超えるピッチング強度)が得られない。したがって、Oの含有量を0.002%以下とした。不純物元素としてのOの含有量はできる限り少なくすることが望ましい。なお、製鋼でのコストを考慮すると、Oの含有量は0.001%以下にすることが好ましい。
O (oxygen): 0.002% or less O is liable to form hard oxide inclusions by bonding with Al, and lowers the pitching strength. In particular, when the O content exceeds 0.002%, spalling failure at the internal origin occurs, and a desired pitching strength (pitching strength exceeding 2000 MPa in a roller pitching test described later) cannot be obtained. Therefore, the content of O is set to 0.002% or less. It is desirable to reduce the content of O as an impurity element as much as possible. In consideration of the cost in steelmaking, the O content is preferably 0.001% or less.

P:0.025%以下
Pは、粒界に偏析して粒界を脆化させ、ピッチング強度を低下させてしまう。特に、Pの含有量が0.025%を超えると、ピッチング強度の低下が著しくなる。したがって、Pの含有量を0.025%以下とした。不純物元素としてのPの含有量はできる限り少なくすることが望ましい。なお、製鋼でのコストを考慮すると、Pの含有量は0.020%以下にすることが好ましい。
P: 0.025% or less P segregates at the grain boundary, embrittles the grain boundary, and lowers the pitching strength. In particular, when the P content exceeds 0.025%, the pitching strength is significantly reduced. Therefore, the content of P is set to 0.025% or less. It is desirable to reduce the content of P as an impurity element as much as possible. In consideration of the cost in steelmaking, the P content is preferably 0.020% or less.

したがって、本発明(1)に係る歯車の母材部の化学組成を、上述した範囲のCからNまでの元素を含み、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のO(酸素)は0.002%以下、Pは0.025%以下であることと規定した。   Therefore, the chemical composition of the base material portion of the gear according to the present invention (1) includes the elements from C to N in the above-mentioned range, the balance is made of Fe and impurities, and O (oxygen) in the impurities is 0. It was specified that the content was 002% or less and P was 0.025% or less.

なお、本発明に係る歯車の母材部には、必要に応じて、Feの一部に代えて、後述する第1群及び第2群のうちの少なくとも1群のうちから選んだ1種以上の元素を任意添加元素として添加し、含有させてもよい。   In addition, in the base material part of the gear according to the present invention, one or more kinds selected from at least one of the first group and the second group, which will be described later, may be used instead of a part of Fe if necessary. These elements may be added and added as optional additional elements.

以下、任意添加元素に関して説明する。   Hereinafter, the optional additive element will be described.

第1群:Mo:0.1〜0.8%
Moは、焼入れ性及びピッチング強度を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が0.1%未満では前記の効果が不十分である。一方、Moの含有量が0.8%を超えると、ピッチング強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間加工後の鋼の硬さが高くなりすぎて、切削加工性が著しく低下する。したがって、Moの含有量を0.1〜0.8%とした。
First group: Mo: 0.1 to 0.8%
Mo is an element effective for enhancing the hardenability and the pitching strength. However, if the content is less than 0.1%, the above effect is insufficient. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.8%, not only the effect of increasing the pitching strength is saturated, but the hardness of the steel after hot working becomes too high, and the machinability is remarkably lowered. Therefore, the Mo content is set to 0.1 to 0.8%.

第2群:Nb:0.01〜0.08%、Ti:0.01〜0.20%及びV:0.01〜0.20%
Nbは、C又は/及びNと結合してNbC、NbN及びNb(C、N)を形成しやすい元素である。そして、NbC、NbN及びNb(C、N)は、前述したAlNによる表面硬化層の結晶粒微細化を補完するのに有効で、ピッチング強度を高める効果がある。この効果を確実に得るには、Nbは0.01%以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Nbの含有量が0.08%を超えても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、添加する場合のNbの含有量を0.01〜0.08%とした。
Second group: Nb: 0.01 to 0.08%, Ti: 0.01 to 0.20% and V: 0.01 to 0.20%
Nb is an element that easily forms NbC, NbN, and Nb (C, N) by combining with C or / and N. NbC, NbN, and Nb (C, N) are effective in complementing the above-described grain refinement of the surface hardened layer by AlN, and have an effect of increasing the pitching strength. In order to reliably obtain this effect, the Nb content is preferably 0.01% or more. However, even if the Nb content exceeds 0.08%, the above effects are saturated and the cost is increased. Therefore, the content of Nb when added is set to 0.01 to 0.08%.

Tiは、Cと結合してTiCを形成しやすく、このTiCは前述したAlNによる表面硬化層の結晶粒微細化を補完するのに有効で、ピッチング強度を高める効果がある。この効果を確実に得るには、Tiは0.01%以上の含有量とすることが好ましい。一方、Tiの含有量が0.20%を超えると、前記の効果が飽和してコストが嵩むことに加えて、粗大なTiO2が形成されて内部起点のスポーリング破壊が生じるようになる。したがって、添加する場合のTiの含有量を0.01〜0.20%とした。   Ti easily binds to C to form TiC, and this TiC is effective in complementing the above-described grain refinement of the surface hardened layer by AlN and has an effect of increasing the pitching strength. In order to reliably obtain this effect, Ti is preferably contained in an amount of 0.01% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.20%, the above effects are saturated and the cost is increased, and coarse TiO2 is formed to cause spalling failure at the internal origin. Therefore, when Ti is added, the content of Ti is set to 0.01 to 0.20%.

Vは、C及びNと結合してVC及びVNを形成しやすい元素である。上記のうちで、VNは、前述したAlNによる表面硬化層の結晶粒微細化を補完するのに有効で、ピッチング強度を高める効果がある。この効果を確実に得るには、Vは0.01%以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Vの含有量が0.20%を超えても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、添加する場合のVの含有量を0.01〜0.20%とした。   V is an element that is easily bonded to C and N to form VC and VN. Among the above, VN is effective in complementing the above-described grain refinement of the surface hardened layer by AlN and has an effect of increasing the pitching strength. In order to reliably obtain this effect, it is preferable that V is a content of 0.01% or more. However, even if the content of V exceeds 0.20%, the above effect is saturated and the cost is increased. Therefore, when V is added, the content of V is set to 0.01 to 0.20%.

なお、上記のNb、Ti及びVはいずれか1種のみ、又は2種以上の複合で添加することができる。   In addition, said Nb, Ti, and V can be added only with any 1 type or 2 or more types of composite.

上記の理由から、本発明(2)に係る歯車の母材部の化学組成を、本発明(1)における歯車の母材部のFeの一部に代えて、Mo:0.1〜0.8%を含有することと規定した。   For the above reasons, the chemical composition of the base material part of the gear according to the present invention (2) is replaced with a part of Fe of the base material part of the gear according to the present invention (1), and Mo: 0.1 to 0. It was specified to contain 8%.

また、本発明(4)に係る歯車の母材部の化学組成を、本発明(1)又は本発明(2)における歯車の母材部のFeの一部に代えて、Nb:0.01〜0.08%、Ti:0.01〜0.20%及びV:0.01〜0.20%のうちの1種又は2種以上を含有することと規定した。   Further, the chemical composition of the base material part of the gear according to the present invention (4) is replaced with a part of Fe of the base material part of the gear according to the present invention (1) or the present invention (2), Nb: 0.01 -0.08%, Ti: 0.01-0.20% and V: It specified that it contained 1 type (s) or 2 or more types in 0.01-0.20%.

なお、鋼中に不純物として混入するCu及びNiについては、その含有量は特に規定するものではない。   In addition, about Cu and Ni mixed as an impurity in steel, the content in particular is not prescribed | regulated.

(B)歯車表面の荷重移動方向の表面粗さ
本発明に係る歯車は、歯車表面の荷重移動方向の表面粗さにおいて、「0.2μm≦Rpk+0.5Rk≦0.8μm」で示される(1)式を満足する必要がある。
(B) Surface roughness of the gear surface in the load movement direction The gear according to the present invention is represented by “0.2 μm ≦ Rpk + 0.5Rk ≦ 0.8 μm” in the surface roughness of the gear surface in the load movement direction (1 ) Must be satisfied.

先ず、「Rpk+0.5Rk」に着目するのは、例えば、最近の自動車変速機において耐ピッチング特性が重要視されているファイナルギヤの場合、歯車の滑り率は80%以上と非常に大きく歯車運転時の接触する二面間の潤滑モードが潤滑油膜を介さない状態となって接触する二面の「山」部同士の直接接触が生じるので、表面粗さ曲線の「山」部を適切に評価するためである。   First, “Rpk + 0.5Rk” is focused on, for example, in the case of final gears in which the anti-pitching characteristics are important in recent automobile transmissions, the slip ratio of the gears is as high as 80% or more during gear operation. Since the lubrication mode between the two surfaces in contact with each other is in a state where no lubricating oil film is interposed, the “mountain” portions of the two surfaces in contact with each other are directly contacted, so the “mountain” portion of the surface roughness curve is appropriately evaluated. Because.

すなわち、先にも述べたように、従来表面粗さのパラメータとして使用されている最大高さ「Rz」は、JIS B 0601(2001)で定義されているが、「山」部及び「谷」部のいずれをも含んだパラメータで、表面を研磨した面は「山」部を優先的に摩耗させた面であり、その粗さ曲線は「山」部に対して「谷」部が大きくなっている。このため、最大高さ「Rz」では、「山」部のみの影響を直接的に表現することができない。   That is, as described above, the maximum height “Rz” conventionally used as a parameter for surface roughness is defined in JIS B 0601 (2001). The surface of the polished surface is a surface where the “mountain” portion has been preferentially worn, and the roughness curve is larger in the “valley” portion than the “mountain” portion. ing. For this reason, the maximum height “Rz” cannot directly express the influence of only the “mountain” portion.

これに対して、JIS B 0671-2(2002)で定義された粗さパラメータである突出谷部高さ「Rvk」、突出山部高さ「Rpk」及びコア部のレベル差「Rk」のうちで、「Rvk」は粗さ曲線中の谷底を表すものであるため、「直接接触」には関与しないが、「Rpk」は、粗さ曲線中の特に高さの高い突起を表すものであって「直接接触」に大きな影響を及ぼす。また、コア部のレベル差「Rk」は、「Rvk」と「Rpk」の中間の粗さ分布を表すもので、「Rk」のうちの特定領域が「直接接触」に影響を及ぼし、「Rk」の特定領域としての「0.5Rk」と「Rpk」との和、つまり「Rpk+0.5Rk」によって、潤滑油膜を介さない過酷な潤滑状態である「直接接触」における「山」部の影響を直接的に評価することができる。   On the other hand, out of the protruding valley height “Rvk”, the protruding peak height “Rpk” and the core level difference “Rk” which are roughness parameters defined in JIS B 0671-2 (2002) Since “Rvk” represents a valley bottom in the roughness curve, it does not participate in “direct contact”, but “Rpk” represents a particularly high protrusion in the roughness curve. Greatly affects “direct contact”. Further, the level difference “Rk” of the core portion represents a roughness distribution intermediate between “Rvk” and “Rpk”, and a specific region of “Rk” affects “direct contact”. The sum of “0.5 Rk” and “Rpk” as a specific region of “Rk”, that is, “Rpk + 0.5 Rk”, influences the “mountain” portion in “direct contact” that is a severe lubrication state without a lubricating oil film. Can be evaluated directly.

そして、荷重移動方向の表面粗さにおける「Rpk+0.5Rk」が0.2μm未満の場合には焼付きが生じる。一方、0.8μmを超えると、接触面の摩耗量が大きくなることに加えて、所望のピッチング強度(後述するローラーピッチング試験において2000MPaを超えるピッチング強度)が得られない。   If “Rpk + 0.5Rk” in the surface roughness in the load moving direction is less than 0.2 μm, seizure occurs. On the other hand, if the thickness exceeds 0.8 μm, the amount of wear on the contact surface increases, and a desired pitching strength (pitching strength exceeding 2000 MPa in a roller pitching test described later) cannot be obtained.

したがって、本発明に係る歯車について、歯車表面の荷重移動方向の表面粗さにおける「Rpk+0.5Rk」を0.2〜0.8μmと規定した。「Rpk+0.5Rk」の好ましい範囲は、0.2〜0.6μmである。   Therefore, regarding the gear according to the present invention, “Rpk + 0.5Rk” in the surface roughness in the load moving direction of the gear surface is defined as 0.2 to 0.8 μm. A preferable range of “Rpk + 0.5Rk” is 0.2 to 0.6 μm.

なお、歯車表面の荷重移動方向の表面粗さにおける「Rpk+0.5Rk」を0.2〜0.8μmとするには、例えば、後述の実施例に示すような特定の条件下で、歯車形状に粗加工して表面硬化処理を施した後、ホーニング及びショットピーニングを行い、その後に最終仕上げとしてバレル研磨を行えばよい。   In addition, in order to set “Rpk + 0.5Rk” in the surface roughness in the load movement direction of the gear surface to 0.2 to 0.8 μm, for example, the gear shape is changed under specific conditions as shown in the examples described later. After roughing and surface hardening treatment, honing and shot peening are performed, and then barrel polishing is performed as a final finish.

(C)歯車表面から深さ0.1mm以内の領域における化学成分
本発明(1)又は本発明(2)に係る歯車は、歯車表面から深さ0.1mm以内の領域(以下、「歯車表層部」ともいう。)における化学成分を適正化することによって、具体的には、前記(2)式で表されるAの値を13以上とすることによって、表層部におけるパーライト組織及びベイナイト組織の生成を安定かつ確実に抑制することができる。
(C) Chemical component in a region within a depth of 0.1 mm from the gear surface The gear according to the present invention (1) or the present invention (2) is a region within a depth of 0.1 mm from the gear surface (hereinafter referred to as “gear surface layer”). Part).) By specifically optimizing the chemical component in (2), specifically, by setting the value of A represented by the formula (2) to 13 or more, the pearlite structure and bainite structure in the surface layer part Generation can be suppressed stably and reliably.

また、本発明(4)に係る歯車は、歯車表層部における化学成分を適正化することによって、具体的には、前記(2)式で表されるAの値を15以上とすることによって、表層部におけるパーライト組織及びベイナイト組織の生成を安定かつ確実に抑制することができる。   In the gear according to the present invention (4), by optimizing the chemical component in the gear surface layer portion, specifically, by setting the value of A represented by the above formula (2) to 15 or more, Generation of a pearlite structure and a bainite structure in the surface layer portion can be stably and reliably suppressed.

以下、上記の事柄に関して詳しく説明する。   Hereinafter, the above matters will be described in detail.

本発明者らは、表1に示す鋼a〜kを150kg真空溶解炉で溶解した後、鋳型に鋳鉄(以後、鋳鉄の鋳型を「通常鋳型」という。)を用いて、インゴットに鋳造した。なお、溶解の際、不純物元素が十分低減するように原料の選定に十分注意を払った。   The present inventors melted steels a to k shown in Table 1 in a 150 kg vacuum melting furnace, and then cast them into ingots using cast iron (hereinafter referred to as “normal mold”) as the mold. At the time of dissolution, careful attention was paid to the selection of raw materials so that the impurity elements were sufficiently reduced.

次いで、上記の各インゴットを1200〜1280℃で10時間以上保持して溶体化処理した後、室温まで放冷し、その後、再び1250℃に加熱して1時間保持してから、仕上げ温度が900〜1000℃となるように熱間鍛造し、室温まで放冷して、直径35mmの棒鋼を作製した。   Next, each ingot was held at 1200 to 1280 ° C. for 10 hours or more and subjected to a solution treatment, allowed to cool to room temperature, then heated again to 1250 ° C. and held for 1 hour, and then the finishing temperature was 900 Hot forging was performed to ˜1000 ° C. and the mixture was allowed to cool to room temperature to produce a steel bar having a diameter of 35 mm.

次いで、これらの各棒鋼に、925℃で1時間保持する加熱処理を施し、室温まで放冷し、更に、直径25mmにピーリング加工した。   Next, each of these steel bars was subjected to a heat treatment that was held at 925 ° C. for 1 hour, allowed to cool to room temperature, and further peeled to a diameter of 25 mm.

このようにして得た直径25mmの各棒鋼を、長さ300mmに切断し、更にセンタ穴加工を施した後、表2の番号1に示す条件でガス浸炭焼入れ及び焼戻しを行った。なお、表2における「CP」は「カーボンポテンシャル」を意味し、「NP」は「窒素ポテンシャル」を意味する。   Each steel bar having a diameter of 25 mm thus obtained was cut into a length of 300 mm, further subjected to center hole processing, and then subjected to gas carburizing and tempering under the conditions shown in No. 1 in Table 2. In Table 2, “CP” means “carbon potential”, and “NP” means “nitrogen potential”.

次いで、各棒鋼を長さ150mmに切断し、切断面から更に長さ10mmのサンプルを採取後、軸心に平行に中心を通って切断した。この面が観察面となる様に樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、Si、Mn、Cr及びMoの各元素についてEPMAを用いて線分析を行った。EPMAによる線分析は、ビーム直径を1μm、走査速度を200μm/分として、走査長さ100μmで、表面から軸心に垂直に10箇所を測定した。なお、Cも偏析しやすい元素として知られているが、オーステナイト域に加熱すると容易かつ均一に拡散しやすいため、Cの測定は行わなかった。   Next, each steel bar was cut to a length of 150 mm, a sample having a length of 10 mm was further taken from the cut surface, and then cut through the center parallel to the axis. After embedding in a resin so that this surface becomes an observation surface and mirror polishing, each element of Si, Mn, Cr and Mo was subjected to line analysis using EPMA. In the line analysis by EPMA, the beam diameter was 1 μm, the scanning speed was 200 μm / min, the scanning length was 100 μm, and 10 points were measured perpendicularly from the surface to the axis. C is also known as an element that easily segregates, but C was not measured because it easily and uniformly diffuses when heated in the austenite region.

EPMAでの測定結果から、Si、Mn、Cr及びMoのそれぞれの含有量が最も低かった位置について、Si、Mn、Cr及びMoの含有量を数値化した。ここで、Si、Mn、Cr及びMoの偏析傾向は同じであるため、Si、Mn、Cr及びMoのそれぞれの含有量が最も低かった位置についてSi、Mn、Cr及びMoの含有量を数値化しておけば、前記(2)式で表されるAの値として評価することができる。   From the measurement results with EPMA, the contents of Si, Mn, Cr and Mo were quantified at the positions where the respective contents of Si, Mn, Cr and Mo were the lowest. Here, since the segregation tendency of Si, Mn, Cr, and Mo is the same, the contents of Si, Mn, Cr, and Mo are quantified at positions where the respective contents of Si, Mn, Cr, and Mo are the lowest. Then, it can be evaluated as the value of A represented by the above formula (2).

なお、焼入れ性は、例えば、井上毅の第131・132回西山記念講座「鉄鋼材料の材質予測・制御技術の現状と将来」、第215〜217ページ(日本鉄鋼協会編、平成元年9月25日発行)に示されるように、C及びその他の合金元素の含有量並びにオーステナイト結晶粒度から見積もることができ、本発明の目指すピッチング強度の向上のためには、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れや高周波焼入れなど表面硬化処理した表層部の焼入れ性が重要な意味を持つ。そして、特に、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れによって表面硬化させる場合には、表層部の一般的なC含有量は0.8%程度であることが多く、また、そのオーステナイト結晶粒度は、Nb、Ti及びVのいずれをも含有しない場合には粒度番号9程度、Nb、Ti及びVの1種以上を含有する場合には粒度番号11程度であることが多いので、Nb、Ti及びVのいずれをも含まない場合と、Nb、Ti及びVの1種以上を含む場合とを区別すれば、Si、Mn、Cr及びMoの含有量から焼入れ性を評価することができる。   In addition, hardenability is, for example, in Inoue Kei's 131st and 132rd Nishiyama Memorial Lecture "Present and Future of Material Prediction and Control Technology of Steel Materials", pages 215 to 217 (Japan Steel Association, September 1989). (Issued on the 25th) can be estimated from the content of C and other alloy elements and the austenite grain size, and in order to improve the pitching strength aimed by the present invention, carburizing quenching, carbonitriding quenching and high frequency The hardenability of the surface layer that has been subjected to surface hardening treatment such as quenching is important. In particular, when surface hardening is performed by carburizing or carbonitriding, the general C content in the surface layer is often about 0.8%, and the austenite grain size is Nb, Ti In the case where neither of N and V is contained, the particle size number is about 9, and in the case of containing one or more of Nb, Ti and V, the particle size number is often about 11, so that any of Nb, Ti and V is Can be evaluated from the contents of Si, Mn, Cr, and Mo by distinguishing between the case of not containing Cu and the case of containing one or more of Nb, Ti, and V.

そこで、前記井上の「鉄鋼材料の材質予測・制御技術の現状と将来」に基づいて、焼入れ性の評価基準として、本発明者らは、前記(2)式の値、つまりAの値を採用した。   Therefore, the present inventors adopt the value of the equation (2), that is, the value of A as the evaluation standard of the hardenability based on the above-mentioned “present state and future of material prediction / control technology of steel materials”. did.

表3に、各サンプルについて、前記(2)式で表されるAの値、その値に対応するSi、Mn、Cr及びMoの含有量を示す。   Table 3 shows the value of A represented by the formula (2) and the contents of Si, Mn, Cr and Mo corresponding to the value for each sample.

また、前記の鏡面研磨したサンプルをナイタール腐食し、次いで、表層から100μmの領域をSEM(走査型電子顕微鏡)を用いて観察して、ベイナイト組織とパーライト組織の存在の有無を調査することも行った。   In addition, the mirror-polished sample is subjected to nital corrosion, and then an area of 100 μm from the surface layer is observed using a SEM (scanning electron microscope) to investigate the presence of a bainite structure and a pearlite structure. It was.

表3に、上記のベイナイト組織とパーライト組織の存在に関する調査結果を併せて示した。また、図1に、上記のベイナイト組織とパーライト組織の存在に関する調査結果を前記(2)式で表されるAの値で整理して示す。   Table 3 also shows the survey results regarding the presence of the bainite structure and the pearlite structure. Further, FIG. 1 shows the results of the investigation on the presence of the bainite structure and the pearlite structure, organized by the value of A expressed by the above equation (2).

なお、表3の「パーライト組織、ベイナイト組織」欄における「無し」及び「有り」は、それぞれ、「ベイナイト組織とパーライト組織のいずれもが存在しないこと」及び「ベイナイト組織とパーライト組織のいずれか一方または双方が存在すること」を意味する。   In Table 3, “None” and “Present” in the “Perlite structure, bainite structure” column indicate that “Neither bainite structure nor pearlite structure exists” and “One of bainite structure and pearlite structure, respectively. Or both exist. "

更に、図1における「○:パーライト、ベイナイト無し」及び「×:パーライト、ベイナイト有り」も、それぞれ、「ベイナイト組織とパーライト組織のいずれもが存在しないこと」及び「ベイナイト組織とパーライト組織のいずれか一方または双方が存在すること」を意味する。なお、図1においては、Nb、V及びTiのいずれをも含まない場合を、「Nb、V、Ti無し」と表記し、また、Nb、V及びTiの1種以上を含む場合を、「Nb、V、Ti有り」と表記した。   Furthermore, “O: No pearlite, no bainite” and “X: No pearlite, bainite” in FIG. 1 are respectively “no bainite structure and no pearlite structure” and “any of bainite structure and pearlite structure, respectively. It means that one or both exist. In FIG. 1, a case where none of Nb, V and Ti is included is expressed as “Nb, V and Ti are absent”, and a case where one or more of Nb, V and Ti are included is “ “Nb, V, Ti present”.

なお、前記(2)式で表されるAの値は、図1においては単に「A値」と表記した。   In addition, the value of A represented by the formula (2) is simply expressed as “A value” in FIG.

表3及び図1から、Nb、Ti及びVのいずれをも含まない場合、前記(2)式で表されるAの値が13以上であれば、ベイナイト組織とパーライト組織のいずれもが存在しないことが明らかである。また、Nb、Ti及びVの1種以上を含む場合には、前記(2)式で表されるAの値が15以上であれば、ベイナイト組織とパーライト組織のいずれもが存在しないことが明らかである。   From Table 3 and FIG. 1, when none of Nb, Ti and V is included, if the value of A represented by the formula (2) is 13 or more, neither bainite structure nor pearlite structure exists. It is clear. Further, when one or more of Nb, Ti and V are included, it is clear that neither the bainite structure nor the pearlite structure exists if the value of A represented by the formula (2) is 15 or more. It is.

したがって、本発明(3)に係る歯車は、本発明(1)又は本発明(2)に係る歯車において、前記(2)式で表されるAの値を13以上と規定した。   Therefore, in the gear according to the present invention (3), in the gear according to the present invention (1) or the present invention (2), the value of A represented by the formula (2) is defined as 13 or more.

また、本発明(5)に係る歯車は、本発明(4)に係る歯車において、前記(2)式で表されるAの値を15以上と規定した。   Further, in the gear according to the present invention (5), in the gear according to the present invention (4), the value of A represented by the formula (2) is defined as 15 or more.

なお,鋼材断面における前記(2)式で表されるAの値には、鋼の平均組成、凝固速度及
び凝固形態などが影響する。また、製鋼の設備によっても影響を受ける。
In addition, the average composition of steel, the solidification speed, the solidification form, etc. influence the value of A represented by the above-mentioned formula (2) in the steel material section. It is also affected by steelmaking facilities.

このため、Nb、Ti及びVのいずれをも含まない歯車における前記(2)式で表されるAの値を13以上にするためには、例えば、連続鋳造で400mm×300mm角という大断面のブルームを製造する場合、先ず、鋼の平均組成を前記(2)式で表されるAの値が20以上となるように溶製する。そして、溶鋼の電磁攪拌を十分に行ってから連続鋳造し、更に、ブルームに1200〜1280℃で8時間以上の均質化熱処理を行い、そのブルームを一辺が200mm以下の角ビレットにした後、ビレットを1200〜1280℃で2時間以上加熱してから圧延仕上げ温度が850〜1000℃になるように熱間圧延すればよい。   For this reason, in order to make the value of A represented by the above formula (2) in a gear not including any of Nb, Ti, and V to be 13 or more, for example, a large cross section of 400 mm × 300 mm square by continuous casting. When producing a bloom, first, the average composition of steel is melted so that the value of A represented by the formula (2) is 20 or more. The molten steel is sufficiently cast after being electromagnetically stirred, and further subjected to homogenization heat treatment at 1200 to 1280 ° C. for 8 hours or longer to make the bloom into a square billet with a side of 200 mm or less. Is heated at 1200 to 1280 ° C. for 2 hours or more and then hot rolled so that the rolling finish temperature is 850 to 1000 ° C.

また、Nb、Ti及びVの1種以上を含む歯車における前記(2)式で表されるAの値を15以上にするためには、例えば、連続鋳造で400mm×300mm角という大断面のブルームを製造する場合、先ず、鋼の平均組成を前記(2)式で表されるAの値が23以上となるように溶製する。そして、溶鋼の電磁攪拌を十分に行ってから連続鋳造し、更に、ブルームに1200〜1280℃で8時間以上の均質化熱処理を行い、そのブルームを一辺が200mm以下の角ビレットにした後、ビレットを1200〜1280℃で2時間以上加熱してから圧延仕上げ温度が850〜1000℃になるように熱間圧延すればよい。   In addition, in order to increase the value of A represented by the above formula (2) in a gear including one or more of Nb, Ti, and V to 15 or more, for example, a bloom having a large cross section of 400 mm × 300 mm square by continuous casting. First, the average composition of steel is melted so that the value of A represented by the formula (2) is 23 or more. The molten steel is sufficiently cast after being electromagnetically stirred, and further subjected to homogenization heat treatment at 1200 to 1280 ° C. for 8 hours or longer to make the bloom into a square billet with a side of 200 mm or less. Is heated at 1200 to 1280 ° C. for 2 hours or more and then hot rolled so that the rolling finish temperature is 850 to 1000 ° C.

本発明に係る歯車に対する「表面硬化処理」は、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れや高周波焼入れなど通常の表面硬化処理であればよい。   The “surface hardening treatment” for the gear according to the present invention may be a normal surface hardening treatment such as carburizing and quenching, carbonitriding and induction hardening.

前記の「表面硬化処理」として浸炭焼入れや浸炭窒化焼入れを施す場合には、例えば、部品を切削加工した後、930℃に加熱し、カーボンポテンシャルが1.1%の雰囲気に保持して、浸炭及び拡散処理した後、850℃に冷却し、カーボンポテンシャルが0.8%の雰囲気に保持して、表面炭素濃度を調整してから油温60℃の油中に浸漬して油焼入れし、その後、120℃で2時間焼き戻しすればよい。   In the case of performing carburizing quenching or carbonitriding quenching as the “surface hardening treatment”, for example, after cutting a part, it is heated to 930 ° C. and kept in an atmosphere having a carbon potential of 1.1%, and carburizing is performed. And after the diffusion treatment, it is cooled to 850 ° C., maintained in an atmosphere with a carbon potential of 0.8%, and after adjusting the surface carbon concentration, it is immersed in oil at an oil temperature of 60 ° C. and then oil-quenched, And tempering at 120 ° C. for 2 hours.

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。   Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.

表4示す化学成分を有する鋼A〜Pを溶解した。   Steels A to P having chemical components shown in Table 4 were dissolved.

上記の鋼のうち、鋼A、鋼B、鋼D〜F、鋼K及び鋼Lは150kg真空溶解炉にて溶製し、通常鋳型を用いてインゴットに鋳造した。また、鋼G〜I及び鋼Mは30kg真空溶解炉にて溶解し、通常鋳型を用いてインゴットに鋳造した。   Among the above steels, Steel A, Steel B, Steel D to F, Steel K, and Steel L were melted in a 150 kg vacuum melting furnace and cast into an ingot using a normal mold. Steel G to I and steel M were melted in a 30 kg vacuum melting furnace and cast into an ingot using a normal mold.

鋼N〜Pは、3t(トン)大気溶解炉で溶解し、通常鋳型を用いて450mm×550mmのインゴットを製造した。   Steels N to P were melted in a 3 t (ton) atmospheric melting furnace, and a 450 mm × 550 mm ingot was manufactured using a normal mold.

更に、鋼C及び鋼Jは、70t(トン)転炉で溶解し、二次精錬でRH真空脱ガス処理を長時間実施し、更に、溶鋼の電磁攪拌を十分に行った後、連続鋳造によって400mm×300mm角のブルームを製造した。   Further, Steel C and Steel J were melted in a 70 t (ton) converter, subjected to RH vacuum degassing for a long time by secondary refining, and further, after sufficient electromagnetic stirring of the molten steel, was performed by continuous casting. A 400 mm × 300 mm square bloom was produced.

なお、表4中の鋼A〜Jは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、表4中の鋼K〜Pは、化学組成が本発明の規定から外れた鋼である。   Steels A to J in Table 4 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention. On the other hand, steels K to P in Table 4 are steels whose chemical compositions deviate from the definition of the present invention.

上記のようにして得たインゴットとブルームについて次に示す処理を行った。   The following process was performed on the ingot and bloom obtained as described above.

先ず、150kg真空炉溶製した鋼A、鋼B、鋼D〜F、鋼K及び鋼Lのインゴットは、1250℃で8時間加熱した後、仕上げ温度が900〜1000℃となるように熱間鍛造し、室温まで放冷して直径35mmの棒鋼を作製した。次いで、これらの各棒鋼に、925℃で1時間保持する加熱処理を施し、室温まで放冷した。   First, ingots of steel A, steel B, steel D to F, steel K and steel L melted in a 150 kg vacuum furnace are heated at 1250 ° C. for 8 hours, and then hot so that the finishing temperature is 900 to 1000 ° C. The steel bar was forged and allowed to cool to room temperature to produce a steel bar having a diameter of 35 mm. Next, each of these bar steels was subjected to a heat treatment that was held at 925 ° C. for 1 hour and allowed to cool to room temperature.

30kg真空炉溶製した鋼G〜I及び鋼Mのインゴットも、1250℃で8時間加熱した後、仕上げ温度が900〜1000℃となるように熱間鍛造し、室温まで放冷して直径35mmの棒鋼を作製した。次いで、これらの各棒鋼に、925℃で1時間保持する加熱処理を施し、室温まで放冷した。   Ingots of steel G to I and steel M melted in a 30 kg vacuum furnace were heated at 1250 ° C. for 8 hours, then hot forged to a finish temperature of 900 to 1000 ° C., allowed to cool to room temperature, and a diameter of 35 mm A steel bar was prepared. Next, each of these bar steels was subjected to a heat treatment that was held at 925 ° C. for 1 hour and allowed to cool to room temperature.

3t(トン)大気炉溶製した鋼N〜Pのインゴットは、1350℃で4時間加熱した後、分塊圧延して180mm×180mmの角ビレットにした。次いで、上記の角ビレットを1250℃で2時間加熱した後、850〜1000℃の圧延仕上げ温度で、直径が35mmの棒鋼に熱間圧延し、室温まで放冷した後、更に、925℃で1時間保持する加熱処理を施し、室温まで放冷した。   Ingots of steel N to P melted in a 3 t (ton) atmosphere furnace were heated at 1350 ° C. for 4 hours and then rolled into a 180 mm × 180 mm square billet. Next, the above-mentioned square billet was heated at 1250 ° C. for 2 hours, then hot-rolled to a steel bar having a diameter of 35 mm at a rolling finishing temperature of 850 to 1000 ° C., allowed to cool to room temperature, and further heated at 925 ° C. A heat treatment was performed for a period of time, and the mixture was allowed to cool to room temperature.

更に、鋼C及び鋼Jのブルームは、1250℃で10時間加熱した後、分塊圧延して180mm×180mmの角ビレットにした。次いで、その角ビレットを1250℃で2時間加熱した後、850〜1000℃の圧延仕上げ温度で、直径が35mmの棒鋼に熱間圧延し、室温まで放冷した後、更に、925℃で1時間保持する加熱処理を施し。室温まで放冷した。   Further, the blooms of Steel C and Steel J were heated at 1250 ° C. for 10 hours, and then rolled into pieces of 180 mm × 180 mm square billets. Next, the square billet was heated at 1250 ° C. for 2 hours, then hot rolled into a steel bar having a diameter of 35 mm at a rolling finishing temperature of 850 to 1000 ° C., allowed to cool to room temperature, and further at 925 ° C. for 1 hour. Apply heat treatment to hold. Allowed to cool to room temperature.

このようにして得た鋼A〜Pの直径35mmの各棒鋼から、図2に示す直径26mmで長さ28mmの試験部1及び長さ51mmの掴み部2からなるローラーピッチング試験用の小ローラー粗形品を切り出し、表2及び図3に示す条件で浸炭処理又は浸炭窒化処理を行って油焼入れし、その後、180℃で2時間の焼戻しを行った。既に述べたように、表2における「CP」及び「NP」はそれぞれ、「カーボンポテンシャル」及び「窒素ポテンシャル」を意味する。   From each steel bar 35 mm in diameter of steel A to P obtained in this way, a small roller coarse for a roller pitching test comprising a test part 1 having a diameter of 26 mm and a length of 28 mm and a grip part 2 having a length of 51 mm shown in FIG. The product was cut out, carburized or carbonitrided under the conditions shown in Table 2 and FIG. 3, and oil-quenched, and then tempered at 180 ° C. for 2 hours. As already mentioned, “CP” and “NP” in Table 2 mean “carbon potential” and “nitrogen potential”, respectively.

上記焼戻し処理の後、掴み部2の仕上げ加工を行い、更に、試験部1に、研削、ショットピーニングやバレル研磨を施して、表面を仕上げた。なお,掴み部2はマスキングして、ショットピーニングやバレル研磨の影響を受けないようにした。   After the tempering process, the grip part 2 was finished, and the test part 1 was subjected to grinding, shot peening and barrel polishing to finish the surface. The grip 2 was masked so that it was not affected by shot peening or barrel polishing.

ローラーピッチング試験用小ローラーの試験部1の具体的な表面仕上げ方法は以下の(イ)〜(ヘ)に示すとおりである。   The specific surface finishing method of the test part 1 of the small roller for roller pitching test is as shown in the following (a) to (f).

(イ)直径50〜100μmの炭化珪素系の砥粒と水を混合し、加工圧を3MPa、試験片回転速度を150回毎分(以下、「rpm」と記載する。)として20分間液体ホーニングを実施。次いで、直径5〜50μmの炭化珪素系の砥粒と水を混合し、加工圧を3MPa、試験片回転速度を150rpmとして30分間液体ホーニングを実施し、鏡面仕上げした後、直径0.6mmのショット球(鋼線)を投射圧が0.35MPa、カバレージが300%の条件でショットピーニングを実施。最後に、直径300〜2000μmのアルミナ系砥粒を用いてジャイロ式バレル研磨機で60分間バレル研磨を実施。   (A) A silicon carbide type abrasive grain having a diameter of 50 to 100 μm and water are mixed, and a liquid pressure honing is performed for 20 minutes with a processing pressure of 3 MPa and a test piece rotation speed of 150 times per minute (hereinafter referred to as “rpm”). Implemented. Next, silicon carbide abrasive grains having a diameter of 5 to 50 μm are mixed with water, liquid honing is performed for 30 minutes with a processing pressure of 3 MPa and a test piece rotation speed of 150 rpm, and after a mirror finish, a shot with a diameter of 0.6 mm Shot peening is performed on a ball (steel wire) under conditions where the projection pressure is 0.35 MPa and the coverage is 300%. Finally, barrel polishing was performed for 60 minutes with a gyro barrel polishing machine using alumina abrasive grains having a diameter of 300 to 2000 μm.

(ロ)直径50〜100μmの炭化珪素系の砥粒と水を混合し、加工圧を3MPa、試験片回転速度を150rpmとして20分間液体ホーニングを実施。次いで、直径5〜50μmの炭化珪素系の砥粒と水を混合し、加工圧を3MPa、試験片回転速度を150rpmとして30分間液体ホーニングを実施し、鏡面仕上げした後、直径0.6mmのショット球(鋼線)を投射圧が0.35MPa、カバレージが300%の条件でショットピーニングを実施し、その後更に、直径0.3mmのショット球(鋼線)を投射圧が0.35MPa、カバレージが300%の条件でショットピーニングを実施。最後に、直径300〜2000μmのアルミナ系砥粒を用いてジャイロ式バレル研磨機で60分間バレル研磨を実施。   (B) A silicon carbide abrasive grain having a diameter of 50 to 100 μm and water are mixed, and a liquid honing is performed for 20 minutes at a processing pressure of 3 MPa and a test piece rotation speed of 150 rpm. Next, silicon carbide abrasive grains having a diameter of 5 to 50 μm are mixed with water, liquid honing is performed for 30 minutes with a processing pressure of 3 MPa and a test piece rotation speed of 150 rpm, and after a mirror finish, a shot with a diameter of 0.6 mm Shot peening is performed on a sphere (steel wire) at a projection pressure of 0.35 MPa and a coverage of 300%, and then a shot sphere (steel wire) having a diameter of 0.3 mm is further projected at a projection pressure of 0.35 MPa and a coverage of Shot peening is performed at 300%. Finally, barrel polishing was performed for 60 minutes with a gyro barrel polishing machine using alumina abrasive grains having a diameter of 300 to 2000 μm.

(ハ)直径50〜100μmの炭化珪素系の砥粒と水を混合し、加工圧を3MPa、試験片回転速度を150rpmとして20分間液体ホーニングを実施。次いで、直径300〜2000μmのアルミナ系砥粒を用いてジャイロ式バレル研磨機で60分間バレル研磨を実施。   (C) Silicon carbide abrasive grains having a diameter of 50 to 100 μm and water are mixed, and liquid honing is performed for 20 minutes at a processing pressure of 3 MPa and a test piece rotation speed of 150 rpm. Next, barrel polishing was performed for 60 minutes with a gyro barrel polishing machine using alumina abrasive grains having a diameter of 300 to 2000 μm.

(ニ)円周方向、軸方向に加工目が残るように砥石の回転方向を変更して、固形砥石によるホーニングを実施。次いで、直径0.6mmのショット球(鋼線)を投射圧が0.35MPa、カバレージが300%の条件でショットピーニングを実施。最後に、直径300〜2000μmのアルミナ系砥粒を用いてジャイロ式バレル研磨機で60分間バレル研磨を実施。   (D) The honing with a solid whetstone is implemented by changing the rotation direction of the whetstone so that the machine marks remain in the circumferential direction and the axial direction. Next, shot peening was performed on a shot ball (steel wire) with a diameter of 0.6 mm under the conditions of a projection pressure of 0.35 MPa and a coverage of 300%. Finally, barrel polishing was performed for 60 minutes with a gyro barrel polishing machine using alumina abrasive grains having a diameter of 300 to 2000 μm.

(ホ)円周方向、軸方向に加工目が残るように砥石の回転方向を変更して、固形砥石によるホーニングを実施。次いで、直径0.6mmのショット球(鋼線)を投射圧が0.35MPa、カバレージが300%の条件でショットピーニングを実施し、その後更に、直径0.3mmのショット球(鋼線)を投射圧が0.35MPa、カバレージが300%の条件でショットピーニングを実施。最後に、直径300〜2000μmのアルミナ系砥粒を用いてジャイロ式バレル研磨機で60分間バレル研磨を実施。   (E) Honing with a solid grindstone is performed by changing the rotation direction of the grindstone so that the machine marks remain in the circumferential direction and the axial direction. Next, shot peening was performed on a shot sphere (steel wire) having a diameter of 0.6 mm under conditions where the projection pressure was 0.35 MPa and the coverage was 300%, and then a shot sphere (steel wire) having a diameter of 0.3 mm was further projected. Shot peening was performed under conditions of 0.35MPa pressure and 300% coverage. Finally, barrel polishing was performed for 60 minutes with a gyro barrel polishing machine using alumina abrasive grains having a diameter of 300 to 2000 μm.

(ヘ)直径0.6mmのショット球(鋼線)を投射圧が0.35MPa、カバレージが300%の条件でショットピーニングを実施。   (F) Shot peening was performed on a shot ball (steel wire) having a diameter of 0.6 mm under the conditions of a projection pressure of 0.35 MPa and a coverage of 300%.

なお、上記(イ)及び(ロ)のように、ショットピーニング前に液体ホーニングを行うことで、小ローラー粗形品における試験部1の粗加工の影響を除去し、ショットピーニング後の粗さのバラツキを抑えることが可能となる。   In addition, by performing liquid honing before shot peening as described in the above (a) and (b), the influence of the rough processing of the test section 1 in the small roller rough shape product is removed, and the roughness after shot peening is reduced. Variations can be suppressed.

表面仕上げを施した各小ローラについて、試験部1の種々の表面粗さを測定した。すなわち、試験部1の円周方向に速度0.3mm/秒、走査長さ3mmで表面粗さを測定し、JIS B 0671-2(2002)で定義された突出山部高さ「Rpk」とコア部のレベル差「Rk」 、特許文献2に記載された表面粗さ分布の非対称性パラメータであるひずみ度「Sk」及び「Rmax」を求めた。上記の「Sk」及び「Rmax」には、JIS B 0601(2001)で定義された歪み度Rsk、最大高さRzをそれぞれ使用した。   Various surface roughness of the test part 1 was measured about each small roller which gave surface finish. That is, the surface roughness was measured at a speed of 0.3 mm / second and a scanning length of 3 mm in the circumferential direction of the test part 1, and the protruding peak height “Rpk” defined in JIS B 0671-2 (2002) The level difference “Rk” of the core portion and the degree of distortion “Sk” and “Rmax”, which are asymmetry parameters of the surface roughness distribution described in Patent Document 2, were obtained. For the above “Sk” and “Rmax”, the degree of distortion Rsk and the maximum height Rz defined in JIS B 0601 (2001) were used, respectively.

「Rpk」、「Rk」、「Sk」及び「Rmax」は、上述のようにして測定した表面粗さに最小自乗曲線補正を行うことで円周面周りの粗さに変換した。   “Rpk”, “Rk”, “Sk”, and “Rmax” were converted to roughness around the circumferential surface by performing least square curve correction on the surface roughness measured as described above.

また、上述のようにして作製した小ローラーとJIS G 4805(1999)で規定されたSUJ2製の大ローラーを用いて、表5に示す条件でローラーピッチング試験を行った。   In addition, a roller pitching test was performed under the conditions shown in Table 5 using a small roller manufactured as described above and a large roller made of SUJ2 specified in JIS G 4805 (1999).

SUJ2製の大ローラーは図4に示す直径が130mmで、接触部長さが7mm形状のものであり、球状化焼鈍、試験片加工、焼入れ、焼戻し後に、直径50〜100μmの炭化珪素系の砥粒と水を混合し、加工圧を3MPa、試験片回転速度を150回毎分として20分間液体ホーニングを実施し、次いで、直径5〜50μmの炭化珪素系の砥粒と水を混合し、加工圧を3MPa、試験片回転速度を150rpmとして30分間液体ホーニングを実施して作製した。   The large roller made of SUJ2 has a diameter of 130 mm as shown in FIG. 4 and a contact portion length of 7 mm. After spheroidizing annealing, test piece processing, quenching, and tempering, silicon carbide-based abrasive grains having a diameter of 50 to 100 μm And water are mixed, the processing pressure is 3 MPa, the test piece rotation speed is 150 times per minute, and the liquid honing is performed for 20 minutes. Then, the silicon carbide abrasive grains having a diameter of 5 to 50 μm are mixed with water and the processing pressure is increased. Was prepared by performing liquid honing for 30 minutes at 3 MPa and a test piece rotation speed of 150 rpm.

ローラーピッチング試験における試験数は各7とし、縦軸に面圧、横軸に破壊までの繰り返し数をとったS−N線図を作成し、繰り返し数1.0×107回での面圧を、ピッチング強度とした。 The number of tests in the roller pitching test was set to 7 each, an SN diagram was prepared with the vertical axis representing the surface pressure and the horizontal axis representing the number of repetitions until failure, and the surface pressure at the number of repetitions of 1.0 × 10 7 times. Was defined as the pitching strength.

小ローラーとして、試験部1の表面仕上げを前記(ヘ)の方法で行った鋼Jに二硫化モリブデンコーティングを施したものを用いた場合のピッチング強度を基準値とし、これを超えることを目標とした。なお、上記鋼Jに二硫化モリブデンコーティングを施した小ローラーについては、繰り返し数1.0×107回までの耐久試験とは別に途中止め試験を実施し、繰り返し数0.5×105回後における「Rpk」と「Rk」も測定した。また、同サンプルの転動面をEPMAで分析することにより、転動面にMo及びSの濃化層が無くなっていることを確認した。 As a small roller, the pitching strength when using the steel J coated with molybdenum disulfide coating on the surface finish of the test part 1 by the above method (f) is used as a reference value, and the goal is to exceed this. did. In addition, about the small roller which gave the molybdenum disulfide coating to the said steel J, a halfway stop test was implemented separately from the durability test to 1.0 * 10 < 7 > repetition number, and 0.5 * 10 < 5 > repetition number Later “Rpk” and “Rk” were also measured. Further, by analyzing the rolling surface of the sample with EPMA, it was confirmed that the concentrated surface of Mo and S was lost on the rolling surface.

ローラーピッチング試験後、各小ローラーの試験部1を切り出し、軸心と平行に軸心を通って切断した断面を鏡面研磨し、端部から5mmの部位(大ローラーと非接触の部位)におけるSi、Mn、Cr及びMoの各元素についてEPMAを用いて線分析を行った。EPMAによる線分析は、ビーム直径を1μm、走査速度を200μm/分として、走査長さ100μmで、軸心に垂直に、浸炭面側の表面から10箇所を測定した。EPMAでの測定結果から、Si、Mn、Cr及びMoのそれぞれの含有量が最も低かった位置について、Si、Mn、Cr及びMoの含有量を数値化した。また,上記サンプルを用いて、浸炭面側の表面からビッカース硬さ(以下、Hv硬さという。)を測定した。表面から100μmピッチで深さ500μmの位置までのHv硬さを試験力2.942Nで測定し、5点の平均値を算出した。   After the roller pitching test, the test part 1 of each small roller was cut out, the cross section cut through the axis parallel to the axis was mirror-polished, and Si in a part 5 mm from the end (a part not in contact with the large roller) , Mn, Cr and Mo were subjected to line analysis using EPMA. In the line analysis by EPMA, the beam diameter was 1 μm, the scanning speed was 200 μm / min, the scanning length was 100 μm, and 10 points were measured from the surface on the carburized surface side perpendicular to the axis. From the measurement results with EPMA, the contents of Si, Mn, Cr and Mo were quantified at the positions where the respective contents of Si, Mn, Cr and Mo were the lowest. Moreover, the Vickers hardness (henceforth Hv hardness) was measured from the carburized surface side surface using the said sample. The Hv hardness from the surface to a position of depth of 500 μm at a pitch of 100 μm was measured with a test force of 2.942 N, and an average value of 5 points was calculated.

表6及び表7に、上記の各試験結果を示す。なお、表6及び表7の「表面硬化処理条件」欄における番号は表2の処理番号に対応するものである。また、「表面仕上げ」欄は、前記(イ)〜(ヘ)の表面仕上げ方法によって試験部1の表面仕上げを行ったことを意味する。なお、表6及び表7においては、「Rpk+0.5Rk」はJIS B 0671-2(2002)で定義された表面粗さパラメータ「Rpk」と「Rk」から計算した。「表層部のHv硬さ」欄は、前記したHv硬さの5点の平均値を示すものである。   Tables 6 and 7 show the results of the above tests. Note that the numbers in the “surface hardening treatment condition” column in Tables 6 and 7 correspond to the treatment numbers in Table 2. The “surface finishing” column means that the surface finishing of the test part 1 was performed by the surface finishing methods (a) to (f). In Tables 6 and 7, “Rpk + 0.5Rk” was calculated from the surface roughness parameters “Rpk” and “Rk” defined in JIS B 0671-2 (2002). The “Hv hardness of the surface layer portion” column shows an average value of the above five Hv hardness values.

表6及び表7から、本発明で規定する条件から外れた試験番号7、試験番号8、試験番号18〜23及び試験番号25〜31の場合には、ローラーピッチング試験におけるピッチング強度は、基準とする試験番号32のピッチング強度である2000MPaに達しない低いものであることが明らかである。   From Table 6 and Table 7, in the case of Test No. 7, Test No. 8, Test No. 18-23 and Test No. 25-31 that deviated from the conditions specified in the present invention, the pitching strength in the roller pitching test is It is apparent that the test number 32 does not reach 2000 MPa which is the pitching strength.

すなわち、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼B及び鋼Jを用いたため、母材部の化学組成も本発明で規定する範囲内にある試験番号7、試験番号18及び試験番号22の場合、液体ホーニング後にショットピーニングによって表面を荒らすことなくバレル研磨する(ハ)の方法によって表面仕上げしたため、その荷重移動方向の表面粗さにおける「Rpk+0.5Rk」はそれぞれ、0.13μm、0.12μm及び0.12μmと低い。このため、焼付きが頻発して、ピッチング強度は目標に達しなかった。   That is, since steel B and steel J whose chemical composition is within the range specified in the present invention were used, the test composition 7, test number 18 and test number 22 whose chemical composition of the base metal part was also within the range specified by the present invention. In the case of (1), surface finishing was performed by the method (c) of barrel polishing without roughening the surface by shot peening after the liquid honing, so that “Rpk + 0.5Rk” in the surface roughness in the load moving direction is 0.13 μm, 0. As low as 12 μm and 0.12 μm. For this reason, seizure frequently occurred and the pitching strength did not reach the target.

鋼B及び鋼Jを用いたため、母材部の化学組成が本発明で規定する範囲内にある試験番号8、試験番号19、試験番号21、試験番号23及び試験番号25の場合、ショットピーニング後に研削を施さない(ヘ)の方法によって表面仕上げしたため、その荷重移動方向の表面粗さにおける「Rpk+0.5Rk」はそれぞれ、2.52μm、3.31μm、2.30μm、2.84μm及び2.22μmと大きい。このため、ピッチング強度は目標に未達であった。   Since Steel B and Steel J were used, in the case of Test No. 8, Test No. 19, Test No. 21, Test No. 23 and Test No. 25 in which the chemical composition of the base material is within the range specified in the present invention, after shot peening Since the surface was finished by the method (f) without grinding, “Rpk + 0.5Rk” in the surface roughness in the load moving direction was 2.52 μm, 3.31 μm, 2.30 μm, 2.84 μm and 2.22 μm, respectively. And big. For this reason, the pitching strength did not reach the target.

また、鋼Jを用いたため、母材部の化学組成が本発明で規定する範囲内にある試験番号20の場合、油焼入れの際の油温が200℃で浸炭焼入れ後に不完全焼入れ組織が生成し、これを液体ホーニングで除去しきれなかったために、油温60℃の油で焼入れした浸炭焼入れ品に対し、ショットピーニングで表面が荒れ、「Rpk+0.5Rk」が0.8以上となったので、ピッチング強度は目標に未達であった。   In addition, since steel J was used, in the case of test number 20 in which the chemical composition of the base metal part is within the range specified in the present invention, an incompletely quenched structure is formed after carburizing and quenching at an oil temperature of 200 ° C. However, since this could not be removed by liquid honing, the surface of the carburized hardened product quenched with oil at an oil temperature of 60 ° C. was roughened by shot peening, and “Rpk + 0.5Rk” was 0.8 or more. The pitching strength did not reach the target.

更に、化学組成が本発明の規定から外れた鋼K〜Pを用いたため、母材部の化学組成も本発明で規定から外れる試験番号26〜31のうちで、試験番号26〜30は内部の非金属介在物を起点とするスポーリング破壊を生じ、ピッチング強度は目標に達しなかった。また、試験番号31は、Pの含有量が本発明の規定を超えるために、ピッチング強度は目標に未達であった。   Furthermore, since steels K to P whose chemical composition deviated from the provisions of the present invention were used, among the test numbers 26 to 31 in which the chemical composition of the base material part also deviated from the prescriptions of the present invention, the test numbers 26 to 30 are internal. Spalling failure starting from non-metallic inclusions occurred, and the pitching strength did not reach the target. In Test No. 31, since the P content exceeded the definition of the present invention, the pitching strength did not reach the target.

これに対して、本発明で規定する条件を満たす試験番号1〜6、試験番号9〜17及び試験番号24の場合には、ローラーピッチング試験におけるピッチング強度は、基準とする試験番号32のピッチング強度である2000MPaを超える大きな値であることが明らかである。なお、試験番号24は、油焼入れの際の油温が200℃であったが、表面硬化処理として浸炭窒化焼入れを用いたので、不完全焼入れ組織は生成しなかった。   On the other hand, in the case of the test numbers 1 to 6, the test numbers 9 to 17, and the test number 24 that satisfy the conditions defined in the present invention, the pitching strength in the roller pitching test is the pitching strength of the test number 32 as a reference. It is clear that this is a large value exceeding 2000 MPa. In Test No. 24, the oil temperature during the oil quenching was 200 ° C., but since carbonitriding quenching was used as the surface hardening treatment, an incompletely quenched structure was not generated.

上記の本発明で規定する条件を満たす試験番号のうちでも、Nb、Ti及びVのいずれをも含まない場合に前記(2)式で表されるAの値の最小値が13以上である試験番号9、試験番号11及び試験番号13のピッチング強度は一層良好であり、また、Nb、Ti及びVの1種以上含む場合に前記(2)式で表されるAの値の最小値が15以上である試験番号2〜6、試験番号12、試験番号14〜17及び試験番号24のピッチング強度は一層良好である。   Among the test numbers that satisfy the conditions defined in the present invention, a test in which the minimum value of A represented by the formula (2) is 13 or more when none of Nb, Ti, and V is included The pitching strengths of No. 9, Test No. 11 and Test No. 13 are even better, and when one or more of Nb, Ti and V are included, the minimum value of A represented by the above formula (2) is 15 The above test numbers 2-6, test number 12, test numbers 14-17, and test number 24 have better pitching strength.

以上、本発明を1実施例を用いて具体的に説明したが、本発明はもとより前記実施例によって制限を受けるものではなく、既に述べた趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することが可能であり、それらはいずれも本発明の技術範囲に含まれる。   The present invention has been specifically described with reference to one embodiment. However, the present invention is not limited by the above embodiment, and may be implemented with appropriate modifications within a range that can be adapted to the above-described purpose. All of which are within the scope of the present invention.

本発明の表面硬化処理を施された歯車は、ピッチング強度に優れ、ローラーピッチング試験において2000MPaを超えるピッチング強度を有するので、自動車の変速機に使用される歯車やミッションシャフト中の歯車などに用いることができる。また、この表面硬化処理を施された歯車は、二硫化モリブデンコーティングなど固体潤滑処理を省略できるので、製品コスト削減の効果も大きい。   The gear subjected to the surface hardening treatment of the present invention is excellent in pitching strength and has a pitching strength exceeding 2000 MPa in a roller pitching test. Therefore, it is used for a gear used in a transmission of an automobile, a gear in a mission shaft, or the like. Can do. In addition, since the gear subjected to the surface hardening treatment can omit the solid lubrication treatment such as molybdenum disulfide coating, the effect of reducing the product cost is great.

(2)式で表されるAの最小値(図では「A値」と表記)と、Nb、Ti及びVの含有とが、表層から100μmの領域をSEM観察した場合のベイナイト組織とパーライト組織の存在の有無に及ぼす影響について示す図である。(2) A bainite structure and a pearlite structure in the case where the minimum value of A (expressed as “A value” in the drawing) and the content of Nb, Ti, and V represented by the formula and the region of 100 μm from the surface layer are observed by SEM It is a figure shown about the influence which it has on the presence or absence of presence. ローラーピッチング試験で用いた小ローラーの形状を示す図である。It is a figure which shows the shape of the small roller used by the roller pitching test. 実施例で実施した浸炭処理又は浸炭窒化処理を説明する図である。It is a figure explaining the carburizing process or carbonitriding process implemented in the Example. ローラーピッチング試験で用いた大ローラーの形状を示す図である。It is a figure which shows the shape of the large roller used by the roller pitching test.

符号の説明Explanation of symbols

1:ローラーピッチング試験用小ローラーの試験部、
2:ローラーピッチング試験用小ローラーの掴み部
1: Test section of small roller for roller pitching test,
2: Gripping part of small roller for roller pitching test

Claims (5)

質量%で、C:0.1〜0.3%、Si:0.02〜0.6%、Mn:0.3〜1.5%、S:0.003〜0.050%、Cr:0.2〜2.0%、Al:0.005〜0.05%及びN:0.005〜0.025%を含有し、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のO(酸素)は0.002%以下、Pは0.025%以下である鋼材を母材部とする表面硬化処理された歯車であって、歯車表面の荷重移動方向の表面粗さが下記(1)式を満足することを特徴とする歯車。
0.2μm≦Rpk+0.5Rk≦0.8μm・・・(1)
なお、Rpk及びRkはそれぞれ、歯車表面の荷重移動方向の表面粗さ負荷曲線における、突出山部高さ(μm)及びコア部のレベル差(μm)を表す。
In mass%, C: 0.1 to 0.3%, Si: 0.02 to 0.6%, Mn: 0.3 to 1.5%, S: 0.003 to 0.050%, Cr: 0.2 to 2.0%, Al: 0.005 to 0.05% and N: 0.005 to 0.025%, the balance is composed of Fe and impurities, O (oxygen) in the impurities is 0.002% or less, P is a surface-hardened gear whose steel base is 0.025% or less, and the surface roughness of the gear surface in the load movement direction satisfies the following formula (1) A gear characterized by that.
0.2 μm ≦ Rpk + 0.5 Rk ≦ 0.8 μm (1)
Note that Rpk and Rk respectively represent the protruding peak height (μm) and the core level difference (μm) in the surface roughness load curve in the load movement direction of the gear surface.
母材部が、Feの一部に代えて、質量%で、Mo:0.1〜0.8%を含有することを特徴とする請求項1に記載の歯車。   The gear according to claim 1, wherein the base material portion contains Mo: 0.1 to 0.8% in mass% instead of part of Fe. 下記(2)式で表されるAの値が13以上であることを特徴とする請求項1又は2に記載の歯車。
A=(1+0.681Si)×(1+3.066Mn+0.329Mn2)×(1+2.007Cr)×(1+3.14Mo)・・・(2)
なお、(2)式中の元素記号は、歯車の表面から深さ0.1mm以内の領域におけるその元素の質量%での含有量のうち最低値を表す。
The gear according to claim 1 or 2, wherein the value of A represented by the following formula (2) is 13 or more.
A = (1 + 0.681Si) × (1 + 3.066Mn + 0.329Mn 2 ) × (1 + 2.007Cr) × (1 + 3.14Mo) (2)
In addition, the element symbol in Formula (2) represents the minimum value among the content in the mass% of the element in the area | region within the depth of 0.1 mm from the surface of a gearwheel.
母材部が、Feの一部に代えて、質量%で、Nb:0.01〜0.08%、Ti:0.01〜0.20%及びV:0.01〜0.20%のうちの1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の歯車。   Instead of part of Fe, the base material part is in mass%, Nb: 0.01 to 0.08%, Ti: 0.01 to 0.20%, and V: 0.01 to 0.20%. The gear according to claim 1 or 2, comprising one or more of them. 下記(2)式で表されるAの値が15以上であることを特徴とする請求項4に記載の歯車。
A=(1+0.681Si)×(1+3.066Mn+0.329Mn2)×(1+2.007Cr)×(1+3.14Mo)・・・(2)
なお、(2)式中の元素記号は、歯車の表面から深さ0.1mm以内の領域におけるその元素の質量%での含有量のうち最低値を表す。
The gear according to claim 4, wherein the value of A represented by the following formula (2) is 15 or more.
A = (1 + 0.681Si) × (1 + 3.066Mn + 0.329Mn 2 ) × (1 + 2.007Cr) × (1 + 3.14Mo) (2)
In addition, the element symbol in Formula (2) represents the minimum value among the content in the mass% of the element in the area | region within the depth of 0.1 mm from the surface of a gearwheel.
JP2005043495A 2005-02-21 2005-02-21 gear Active JP4352261B2 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005043495A JP4352261B2 (en) 2005-02-21 2005-02-21 gear

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005043495A JP4352261B2 (en) 2005-02-21 2005-02-21 gear

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2006225741A JP2006225741A (en) 2006-08-31
JP4352261B2 true JP4352261B2 (en) 2009-10-28

Family

ID=36987359

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2005043495A Active JP4352261B2 (en) 2005-02-21 2005-02-21 gear

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP4352261B2 (en)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019218653A1 (en) * 2018-05-17 2019-11-21 常熟市龙腾特种钢有限公司 Method for producing angle steel for use in low-temperature high-toughness steel pylon

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4853366B2 (en) * 2007-04-13 2012-01-11 住友金属工業株式会社 Steel carburized or carbonitrided parts with shot peening
JP4872846B2 (en) * 2007-07-30 2012-02-08 住友金属工業株式会社 Rough shape for nitriding gear and nitriding gear
JP5305123B2 (en) 2007-11-28 2013-10-02 Ntn株式会社 gear
JP5169724B2 (en) * 2008-10-22 2013-03-27 新日鐵住金株式会社 Sliding parts
JP5206459B2 (en) * 2009-02-06 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 Case-hardened steel
JP5617747B2 (en) * 2010-07-16 2014-11-05 新日鐵住金株式会社 Nitriding machine parts manufacturing method
JP5630392B2 (en) * 2011-07-20 2014-11-26 新日鐵住金株式会社 Low alloy steel manufacturing method
CN102952994B (en) * 2011-08-25 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 Refractory anti-seismic construction steel and production method thereof
JP6088322B2 (en) 2012-03-30 2017-03-01 株式会社神戸製鋼所 Gears with excellent seizure resistance
JP5656908B2 (en) * 2012-04-18 2015-01-21 Dowaサーモテック株式会社 Nitride steel member and manufacturing method thereof
JP6558016B2 (en) * 2015-03-26 2019-08-14 日本製鉄株式会社 Carburized machine structural parts
CN109182701A (en) * 2018-11-08 2019-01-11 南京钢铁股份有限公司 A kind of compound antidetonation fire-resistive construction steel and its manufacturing method

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019218653A1 (en) * 2018-05-17 2019-11-21 常熟市龙腾特种钢有限公司 Method for producing angle steel for use in low-temperature high-toughness steel pylon

Also Published As

Publication number Publication date
JP2006225741A (en) 2006-08-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4352261B2 (en) gear
JP6098732B2 (en) Manufacturing method of carburized steel parts and carburized steel parts
JP5099276B1 (en) Gas carburized steel parts having excellent surface fatigue strength, steel for gas carburizing, and method for producing gas carburized steel parts
JP5163241B2 (en) Case-hardened steel
JP5299118B2 (en) Vacuum carburizing steel and vacuum carburized parts
JP6610808B2 (en) Soft nitriding steel and parts
JP5333682B2 (en) Rolled steel bar or wire rod for hot forging
JP5163242B2 (en) Case-hardened steel
JP5561436B2 (en) Rolled steel bar or wire rod for hot forging
JP6098769B2 (en) Soft nitriding steel and parts and methods for producing them
JP4872846B2 (en) Rough shape for nitriding gear and nitriding gear
JP5258458B2 (en) Gears with excellent surface pressure resistance
JP4280923B2 (en) Steel materials for carburized parts or carbonitrided parts
WO2019142947A1 (en) Carburized bearing steel component, and steel bar for carburized bearing steel component
JP5886119B2 (en) Case-hardened steel
JP2005307257A5 (en)
JP2009263767A (en) Method for manufacturing high-strength case hardened steel part
JP2005344167A (en) Steel product for carburized parts or carbonitrided parts, and method for manufacturing carburized parts or carbonitrided parts
JP6601358B2 (en) Carburized parts and manufacturing method thereof
JP2010180455A (en) Case-hardening steel
JP4821582B2 (en) Steel for vacuum carburized gear
TWI630278B (en) Surface hardened steel
JP6569650B2 (en) Case-hardened steel
WO2021106086A1 (en) Steel and bearing
JP6521089B2 (en) Machine structural steels and induction hardened steel parts

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20070322

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20090415

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20090701

A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20090714

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 4352261

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120807

Year of fee payment: 3

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120807

Year of fee payment: 3

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130807

Year of fee payment: 4

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130807

Year of fee payment: 4

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130807

Year of fee payment: 4

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350