JP4821582B2 - Steel for vacuum carburized gear - Google Patents

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本発明は、真空浸炭歯車用鋼に関する。詳しくは、歯車に対して従来850〜980℃程度で行われていたガス浸炭処理を真空浸炭処理に変更し、1000℃を超えるような高温で浸炭して生産効率を向上させた場合にも、従来のガス浸炭処理した場合と同等以上の面圧疲労強度を確保することが可能で、しかも、低サイクル曲げ疲労強度は従来と同等以上で、異常粒成長も生じず、更に、その被削性が良好な真空浸炭歯車用鋼に関する。   The present invention relates to steel for vacuum carburized gears. Specifically, even when the gas carburizing process conventionally performed at about 850 to 980 ° C. with respect to the gear is changed to vacuum carburizing process and carburizing at a high temperature exceeding 1000 ° C. to improve the production efficiency, It is possible to ensure a surface pressure fatigue strength equal to or higher than that of conventional gas carburizing treatment, and the low cycle bending fatigue strength is equal to or higher than conventional, no abnormal grain growth occurs, and its machinability Relates to a steel for vacuum carburized gear.
自動車や産業機械などの歯車用の素材としては、一般に、炭素の含有量が0.2質量%程度、Siの含有量が0.3質量%程度、Mnの含有量が0.8質量%程度、Cr及びMoなどの合金元素を含んだSCM420鋼やSCr420鋼等の低炭素合金鋼が使用されている。   As materials for gears such as automobiles and industrial machines, the carbon content is generally about 0.2% by mass, the Si content is about 0.3% by mass, and the Mn content is about 0.8% by mass. Low carbon alloy steels such as SCM420 steel and SCr420 steel containing alloy elements such as Cr and Mo are used.
上記の鋼は、切削加工などの加工によって所定の歯車形状に成形された後、「浸炭焼入れ−焼戻し処理」が施され、この処理によって、表層に硬化層が形成され、更に、芯部硬さが確保され、最終製品である歯車に所望の耐摩耗性や強度が付与されている。   The above steel is formed into a predetermined gear shape by processing such as cutting, and then subjected to "carburization quenching-tempering treatment". By this treatment, a hardened layer is formed on the surface layer, and the core hardness is further increased. Is ensured, and the desired wear resistance and strength are imparted to the gear, which is the final product.
従来、上記の浸炭処理は、浸炭ガス雰囲気中で850〜980℃程度のオーステナイト領域において実施されており、十分な厚さの表層硬化層を得るためには、数時間から数十時間の長時間処理が必要であった。   Conventionally, the above carburizing treatment is performed in an austenite region of about 850 to 980 ° C. in a carburizing gas atmosphere, and in order to obtain a sufficiently thick surface layer hardened layer, it takes a long time of several hours to several tens of hours. Processing was necessary.
このため、浸炭処理時間を短縮して生産効率を高めることができる技術が要望されている。   For this reason, the technique which can shorten carburizing process time and can raise production efficiency is desired.
浸炭処理時間の短縮のためには、従来よりも高温で処理すればよいものの、従来のガス浸炭炉を用いた場合には炉壁の損傷が生じる。したがって、従来、980℃を超える温度でのガス浸炭処理はほとんど行われていない。   In order to shorten the carburizing time, it may be processed at a higher temperature than in the prior art, but when a conventional gas carburizing furnace is used, the furnace wall is damaged. Therefore, conventionally, a gas carburizing process at a temperature exceeding 980 ° C. is hardly performed.
しかも、従来のガス浸炭処理では雰囲気に酸化性のガスが存在するため、被処理材の表層に、粒界酸化層が生成して、浸炭処理材の曲げ疲労強度や面圧疲労強度を低下させることがある。   Moreover, since the oxidizing gas exists in the atmosphere in the conventional gas carburizing treatment, a grain boundary oxide layer is generated on the surface layer of the material to be treated, and the bending fatigue strength and the surface pressure fatigue strength of the carburized material are reduced. Sometimes.
素材鋼のSi、Mn及びCrの含有量を低減するとともに、MoやNiなどを含有させることによって、前記の粒界酸化層の生成を抑制することが可能であることが知られているが、高価な合金元素を多量に含んだ鋼を素材鋼として用いた場合には、製品コストの大幅な上昇を招いてしまう。   While it is known that the content of Si, Mn and Cr in the material steel can be reduced and the formation of the grain boundary oxide layer can be suppressed by including Mo, Ni, etc. When steel containing a large amount of expensive alloying elements is used as the material steel, the product cost is significantly increased.
したがって、粒界酸化層が発生しないので曲げ疲労強度や面圧疲労強度の低下が生じず、しかも、1000℃を超える高い温度で浸炭処理することができて生産効率の向上も可能な浸炭処理として、真空浸炭処理が注目されている。   Therefore, since no grain boundary oxide layer is generated, the bending fatigue strength and the contact pressure fatigue strength do not decrease, and the carburizing process can be performed at a high temperature exceeding 1000 ° C. and the production efficiency can be improved. Vacuum carburizing treatment has attracted attention.
しかしながら、前記したガス浸炭処理の素材鋼として用いられる通常の低炭素合金鋼であるSCM420鋼やSCr420鋼では、これを1000℃を超えるような高温で浸炭処理すると異常粒成長を生じてしまう。   However, in the case of SCM420 steel and SCr420 steel, which are ordinary low carbon alloy steels used as the material steel for the gas carburizing process described above, abnormal grain growth occurs when this is carburized at a high temperature exceeding 1000 ° C.
このため、1000℃を超えるような高温で真空浸炭処理した場合にも、異常粒成長を生じず、しかも、曲げ疲労強度、なかでも、低サイクル曲げ疲労強度は従来の低炭素合金鋼をガス浸炭処理した場合と同等以上で、かつ、面圧疲労強度は従来の低炭素合金鋼と同等以上で、更に、被削性が良好で所定の歯車形状に成形する場合の切削加工が容易な鋼に対する要望が極めて大きくなっている。   For this reason, even when vacuum carburizing is performed at a high temperature exceeding 1000 ° C., abnormal grain growth does not occur, and bending fatigue strength, in particular, low cycle bending fatigue strength, is obtained by gas carburizing a conventional low carbon alloy steel. For steel that is equal to or better than that of the treated steel and has a surface fatigue strength equal to or better than that of conventional low-carbon alloy steel, and that has good machinability and can be easily cut into a predetermined gear shape. The demand is extremely large.
そこで、前記した要望に応えるべく、特許文献1〜6に、種々の技術が提案されている。   Therefore, various techniques have been proposed in Patent Documents 1 to 6 in order to meet the above-described demand.
具体的には、特許文献1に、1.00〜3.0%のMnを含有させることによって残留オーステナイト量を高め、また、0.50〜3.0%のSiを含有量させることによって残留オーステナイトを安定化し、更に、Al、Nb及びNを含有させることによって旧オーステナイト粒径を微細にして疲労強度を向上させた「浸炭・ショットピーニング用鋼」が開示されている。   Specifically, in Patent Document 1, the amount of retained austenite is increased by containing 1.00 to 3.0% of Mn, and the content of Si is 0.50 to 3.0%. A “carburizing / shot peening steel” is disclosed in which austenite is stabilized and, further, by containing Al, Nb and N, the grain size of the prior austenite is reduced to improve fatigue strength.
特許文献2に、C含有量を0.26〜0.33%とすることによって900〜930℃で浸炭処理する際の浸炭時間を短縮し、更に、芯部硬さを過大とせず、かつ、熱処理ひずみも低減できる「浸炭用鋼」が開示されている。   In Patent Document 2, by making the C content 0.26 to 0.33%, the carburizing time at the time of carburizing at 900 to 930 ° C. is shortened, and further, the core hardness is not excessive, and “Carburizing steel” that can reduce heat treatment strain is disclosed.
特許文献3に、Si含有量の増量による焼戻し硬さの向上とNiとMoを単独又は複合で含有させることによる浸炭層及び心部の破壊靭性値を向上させることで面圧強度を向上させる「浸炭および浸炭窒化用鋼」が開示されている。   In Patent Document 3, the surface pressure strength is improved by improving the tempering hardness by increasing the Si content and improving the fracture toughness value of the carburized layer and the core by including Ni and Mo alone or in combination. "Carburizing and carbonitriding steel" is disclosed.
特許文献4に、使用する鋼材の成分組成に応じて浸炭焼入れ条件を制御することで、適正な表面硬さと残留オーステナイト量を確保し、優れた耐面圧性を有する浸炭部品を得ることができる技術、具体的には、高温強度を高めるためのSi含有量、残留オーステナイト量を確保するためのMnやCrの含有量などを規定し、更に、表層硬度を維持するために、浸炭時の雰囲気のカーボンポテンシャルを規定した「耐高面圧浸炭部品の製法」が開示されている。   In Patent Document 4, by controlling the carburizing and quenching conditions according to the component composition of the steel material to be used, it is possible to secure a suitable surface hardness and retained austenite amount and obtain a carburized part having excellent surface pressure resistance. Specifically, the content of Si for increasing the high temperature strength, the content of Mn and Cr for securing the amount of retained austenite, etc. are defined, and further, the atmosphere of the carburizing atmosphere is maintained in order to maintain the surface layer hardness. A “method for producing a high pressure pressure carburized component” specifying the carbon potential is disclosed.
特許文献5に、浸炭或いは浸炭窒化工程後の温度範囲を制御することで、部品の芯部組織をフェライトとオーステナイトの二相組織とし、更にその後の焼入れで芯部組織をフェライトとマルテンサイトの二相組織とすることによって部品の焼入れひずみを低減する「熱処理歪みの少ない肌焼用鋼」が開示されている。   In Patent Document 5, by controlling the temperature range after the carburizing or carbonitriding process, the core structure of the component is made to be a two-phase structure of ferrite and austenite, and further, the core structure is made of ferrite and martensite by subsequent quenching. “Skin-hardening steel with low heat treatment strain” that reduces quenching strain of parts by using a phase structure is disclosed.
特許文献6に、重量比にして、C:0.10〜0.30%、Si:0.50〜1.50%、Mn:0.30〜1.00%、P:0.035%以下、S:0.035%以下、Cr:0.20〜0.50%未満、Mo:0.35〜0.80%、Al:0.020〜0.060%、N:0.0080〜0.0200%を含有し、更に、必要に応じて、特定量のNbを含有し、かつ、1.5≦3×Si(%)−Mn(%)+Cr(%)/4+Mo(%)であり、残部Fe及び不純物からなる鋼を浸炭処理し、歯車は、C濃度が0.60%以上、残留オーステナイト量が20%以下の浸炭層を有し、その外層には最大深さ5〜13μmの不完全焼入れ組織よりなる浸炭異常層を有し、更に、最大深さ位置から表面までの断面における浸炭異常層の占める面積率70%以上である「歯元曲げ強度と耐ピッチング性に優れる高強度歯車及びその製造方法」が開示されている。   In Patent Document 6, as a weight ratio, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.50 to 1.50%, Mn: 0.30 to 1.00%, P: 0.035% or less , S: 0.035% or less, Cr: 0.20 to less than 0.50%, Mo: 0.35 to 0.80%, Al: 0.020 to 0.060%, N: 0.0080 to 0 0.0200%, and if necessary, a specific amount of Nb, and 1.5 ≦ 3 × Si (%) − Mn (%) + Cr (%) / 4 + Mo (%) The steel comprising the balance Fe and impurities is carburized, and the gear has a carburized layer having a C concentration of 0.60% or more and a retained austenite amount of 20% or less, and the outer layer has a maximum depth of 5 to 13 μm. It has a carburized abnormal layer consisting of an incompletely hardened structure, and the surface occupied by the carburized abnormal layer in the cross section from the maximum depth position to the surface Is the rate of 70% or more "high strength gear and a manufacturing method thereof excellent in dedendum bending strength and pitting resistance" is disclosed.
特開平2−194149号公報JP-A-2-194149 特開昭55−89456号公報JP-A-55-89456 特開2001−192765号公報JP 2001-192765 A 特開平9−59756号公報Japanese Patent Laid-Open No. 9-59756 特開平9−137266号公報JP-A-9-137266 特開2003−27142号公報JP 2003-27142 A
1000℃を超えるような高温での真空浸炭処理の前組織は、特に、旧オーステナイト粒径に大きな影響を及ぼすが、前述の特許文献1〜3で開示された技術は、いずれも高温での真空浸炭処理を対象とする技術ではなく、高温での異常粒成長対策が十分になされたものではない。このため、特許文献1〜3で開示された技術の場合、1000℃を超えるような高い温度で真空浸炭処理する場合には、異常粒成長の抑制に対して十分な効果が得られるというものではなかった。   The pre-structure of the vacuum carburization process at a high temperature exceeding 1000 ° C. has a great influence on the prior austenite grain size, but the techniques disclosed in the above-mentioned Patent Documents 1 to 3 are all vacuum at a high temperature. It is not a technique for carburizing treatment, and it does not have enough countermeasures for abnormal grain growth at high temperatures. For this reason, in the case of the techniques disclosed in Patent Documents 1 to 3, when vacuum carburizing is performed at a high temperature exceeding 1000 ° C., a sufficient effect for suppressing abnormal grain growth is not obtained. There wasn't.
特許文献4で開示された技術は、浸炭処理の際の雰囲気炭素濃度の制御技術が確立されているガス浸炭においては効果が発揮されるものの、1000℃を超える温度域での異常粒成長については考慮されていない。このため、従来のガス浸炭よりも高い1000℃を超えるような高い温度での真空浸炭処理に対しては必ずしも異常粒成長の抑制に対して十分であるというものではなかった。   Although the technique disclosed in Patent Document 4 is effective in gas carburizing in which a control technique for the atmospheric carbon concentration during carburizing treatment has been established, abnormal grain growth in a temperature range exceeding 1000 ° C. Not considered. For this reason, the vacuum carburizing process at a high temperature exceeding 1000 ° C., which is higher than that of the conventional gas carburizing, is not necessarily sufficient for suppressing abnormal grain growth.
特許文献5で開示された技術は、部品の焼入れひずみの絶対値が小さくなるという効果が得られるものの、芯部にフェライトが生成して芯部硬度が低い。このため、従来の低炭素合金鋼をガス浸炭処理した場合と同等以上の低サイクル曲げ疲労強度を確保できないものであった。更に、面圧疲労強度の向上に有効な残留オーステナイト量について配慮されていないので、必ずしも従来の低炭素合金鋼をガス浸炭処理した場合と同等以上の面圧疲労強度が得られるというものでもなかった。   Although the technique disclosed in Patent Document 5 has the effect of reducing the absolute value of the quenching strain of the component, ferrite is generated in the core and the core hardness is low. For this reason, the low cycle bending fatigue strength equal to or higher than that obtained when the conventional low carbon alloy steel is subjected to gas carburizing treatment cannot be secured. Furthermore, since the amount of retained austenite effective for improving the surface fatigue strength is not considered, the surface fatigue strength is not necessarily equal to or higher than that obtained when gas carburizing a conventional low carbon alloy steel. .
特許文献6で開示された技術は、従来のガス浸炭焼入れを実施したものでは、耐ピッチング性を向上するという効果が得られるものの、真空浸炭焼入れを実施し、浸炭異常層を全く生成させない場合には、試験途中に曇り帯の生成が激しく生じ、凝着摩耗起点のピッチング破壊が生じ、面圧疲労強度が低下するというものであった。   The technique disclosed in Patent Document 6 is the case where the conventional gas carburizing and quenching is effective in improving the pitting resistance, but the vacuum carburizing and quenching is performed and no carburized abnormal layer is generated at all. In the test, the formation of a cloudy zone occurred vigorously during the test, causing pitting fracture at the starting point of adhesion wear, and the surface pressure fatigue strength decreased.
そこで、本発明の目的は、1000℃を超えるような高温で真空浸炭処理が施される歯車の素材であって、従来850〜980℃程度で行われていたガス浸炭処理を上記1000℃を超えるような高温での真空浸炭処理に変更して生産効率を向上させた場合にも、炭素の含有量が0.2質量%程度である従来の低炭素合金鋼を用いてガス浸炭処理した場合と同等以上の面圧疲労強度を確保することが可能で、しかも、曲げ疲労強度、なかでも低サイクル曲げ疲労強度は従来と同等以上で、異常粒成長も生じず、更に、その被削性が良好な真空浸炭歯車用鋼を提供することである。   Accordingly, an object of the present invention is a gear material that is subjected to vacuum carburizing at a high temperature exceeding 1000 ° C., and the gas carburizing treatment that has been conventionally performed at about 850 to 980 ° C. exceeds the above 1000 ° C. Even when the production efficiency is improved by changing to the vacuum carburizing process at such a high temperature, when the gas carburizing process is performed using the conventional low carbon alloy steel having a carbon content of about 0.2% by mass It is possible to ensure the same or higher surface pressure fatigue strength, and the bending fatigue strength, especially the low cycle bending fatigue strength is equal to or higher than the conventional one, no abnormal grain growth occurs, and the machinability is also good. Is to provide a steel for vacuum carburized gears.
本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の検討を行い、その結果、先ず、下記(a)〜(i)の知見を得た。   In order to solve the above-described problems, the present inventors made various studies, and as a result, first, the following findings (a) to (i) were obtained.
(a)浸炭時に酸化性ガスを使用するガス浸炭処理の場合には、酸化物を形成しやすいMnやSiによって表層に粒界酸化を生じるため、浸炭層の強度が低下して、曲げ疲労強度や面圧疲労強度の低下をきたす。これに対して、酸化性ガスを使用しない真空浸炭処理の場合には、粒界酸化が生じないので、従来のガス浸炭処理の場合にはその含有量を制限する必要があったSiやMnを活用することができる。   (A) In the case of gas carburizing using an oxidizing gas during carburizing, grain boundary oxidation occurs in the surface layer due to Mn or Si that easily form oxides, so the strength of the carburized layer decreases, and bending fatigue strength And surface fatigue strength decreases. On the other hand, in the case of vacuum carburizing treatment that does not use an oxidizing gas, grain boundary oxidation does not occur. Therefore, in the case of conventional gas carburizing treatment, the content of Si or Mn that had to be limited is limited. Can be used.
(b)歯車の歯面では転がりすべり応力が繰り返されることにより、ピッチングと呼ばれる疲労損傷が生じることがあり、この発生要因の一つとして、歯面同士の相対すべりで生じる摩擦熱による鋼材の軟化が考えられる。したがって、粒界酸化が生じない真空浸炭処理の場合には、Siの含有量を増やして鋼の焼戻し軟化抵抗を高めることでピッチングの発生を抑制することが可能である。   (B) Repeated rolling and sliding stress on the tooth surface of the gear may cause fatigue damage called pitching. One of the causes is softening of steel due to frictional heat generated by relative sliding between tooth surfaces. Can be considered. Therefore, in the case of the vacuum carburizing process in which grain boundary oxidation does not occur, it is possible to suppress the occurrence of pitting by increasing the Si content and increasing the temper softening resistance of the steel.
(c)しかしながら、単に高Si化して焼戻し軟化抵抗を上昇させるだけでは、表面硬さが非常に高くなって凝着摩耗を起因としたピッチングが発生するので、却って面圧疲労強度の低下を生じることがある。   (C) However, simply increasing the Si to increase the temper softening resistance causes the surface hardness to become very high and cause pitting due to adhesive wear, resulting in a decrease in surface fatigue strength. Sometimes.
(d)これに対し面圧疲労強度を上昇させるためには、表面におけるいわゆる「なじみ性」を確保するために、浸炭層に残留オーステナイトを分散させればよい。   (D) On the other hand, in order to increase the surface fatigue strength, retained austenite may be dispersed in the carburized layer in order to ensure the so-called “familiarity” on the surface.
(e)Mnは、Ms点を降下させる元素である。このため、Mnの含有量を増やすことによって、浸炭層内に残留オーステナイトを分散させることが可能である。   (E) Mn is an element that lowers the Ms point. For this reason, it is possible to disperse the retained austenite in the carburized layer by increasing the Mn content.
(f)また、真空浸炭時の炭素浸入量を増加する元素であるCr含有量を増やすことによっても、浸炭層内に残留オーステナイトを分散させることが可能である。   (F) It is also possible to disperse the retained austenite in the carburized layer by increasing the Cr content, which is an element that increases the carbon intrusion amount during vacuum carburization.
(g)このことから、Si、Mn及びCrの含有量が、「4Mn+4Cr−Si」の値で7.2%以上となるようにすれば、真空浸炭処理後の焼入れで浸炭層内に残留オーステナイトを確保して表面の「なじみ性」を高め、良好な面圧疲労強度を確保することができる。なお、最近の歯車は非常に高面圧で使用されるため、上記の場合の残留オーステナイトは、なじみの過程で加工誘起マルテンサイト変態して硬化するので破壊の起点とはならず、面圧疲労強度の向上に有効に働くと考えられる。   (G) From this, if the content of Si, Mn and Cr is 7.2% or more in terms of “4Mn + 4Cr—Si”, residual austenite in the carburized layer by quenching after vacuum carburizing treatment. Can be secured to improve the “familiarity” of the surface and to ensure good surface fatigue strength. Since recent gears are used at very high surface pressures, the retained austenite in the above case does not become the starting point of fracture because it is hardened by transformation induced by work-induced martensite. It is thought that it works effectively to improve strength.
(h)しかしながら、Mn及びCrの含有量が過多の場合、或いはSiの含有量が少ない場合には、浸炭層内における残留オーステナイト量が過多となって十分な表層硬さが確保できないので、面圧疲労強度は却って低下する。   (H) However, when the content of Mn and Cr is excessive, or when the content of Si is small, the amount of retained austenite in the carburized layer is excessive and sufficient surface hardness cannot be secured. On the other hand, the pressure fatigue strength decreases.
(i)真空浸炭処理後の焼入れで浸炭層内に残留オーステナイトを過多に生成させず、良好な面圧疲労強度を確保するためには、Si、Mn及びCrの含有量が、「4Mn+4Cr−Si」の値で9.0%以下となるようにすればよい。   (I) The content of Si, Mn, and Cr is “4Mn + 4Cr—Si in order to ensure good surface fatigue strength without excessively generating retained austenite in the carburized layer by quenching after vacuum carburizing treatment. The value may be set to 9.0% or less.
上記(a)〜(i)の知見に基づいて真空浸炭処理する歯車の素材鋼の成分設計を行えば、面圧疲労強度を確保することが可能であるが、自動車や産業機械などの歯車用の素材鋼は、切削加工によって所定の歯車形状に成形された後、「浸炭焼入れ−焼戻し処理」が施されることが多い。このため、真空浸炭歯車用の素材鋼は、良好な被削性が得られるように成分設計する必要がある。   It is possible to ensure the surface pressure fatigue strength by designing the component steel of the gear steel subjected to vacuum carburization based on the knowledge of (a) to (i) above, but for gears such as automobiles and industrial machines. The material steel is often formed into a predetermined gear shape by cutting and then subjected to “carburizing and tempering”. For this reason, the material steel for vacuum carburized gears needs to be designed so that good machinability can be obtained.
しかしながら、上記の面圧疲労強度を高める元素であるSiやMnは、フェライトの硬さを高める元素でもあることから、その含有量が過剰である場合には被削性の低下を招くこととなる。   However, since Si and Mn, which are elements that increase the surface pressure fatigue strength, are also elements that increase the hardness of ferrite, if the content is excessive, machinability is reduced. .
そこで次に、本発明者らは、切削加工前に焼準処理を行う工程を想定して、焼準処理における冷却速度を種々に変化させて組織及び硬さが異なるように調整して、切削加工することを試みた。   Then, next, the present inventors assumed a process of performing the normalizing process before the cutting process, adjusted the cooling rate in the normalizing process variously, and adjusted the structure and hardness to be different. Tried to process.
その結果、下記(j)及び(k)の知見が得られた。   As a result, the following findings (j) and (k) were obtained.
(j)鋼の切削加工前の硬さ、つまり、焼準後の硬さが、ビッカース硬さ(以下、「Hv硬さ」ともいう。)で240以下であれば、良好な被削性を確保することができる。   (J) If the hardness of steel before cutting, that is, the hardness after normalization is 240 or less in terms of Vickers hardness (hereinafter also referred to as “Hv hardness”), good machinability is achieved. Can be secured.
(k)焼準後の硬さをビッカース硬さで240以下とするためには、その組織をフェライトとパーライトの混合組織(以下、「フェライト・パーライト組織」という。)にすればよい。   (K) In order to set the hardness after normalization to 240 or less in terms of Vickers hardness, the structure may be a mixed structure of ferrite and pearlite (hereinafter referred to as “ferrite / pearlite structure”).
なお、鋼の焼準後のフェライト・パーライト組織の硬さには焼準材のフェライトの量と硬さが影響するので、本発明者らは更に、フェライトを強化するSi及びMo、並びに、フェライトを強化するとともにフェライトの生成核となるMnS量に影響を及ぼすMnの含有量を種々に変えて、焼準後の硬さについて調査した。   In addition, since the amount and hardness of the ferrite of the normalizing material influence the hardness of the ferrite-pearlite structure after normalizing the steel, the present inventors further added Si and Mo, which strengthen the ferrite, and ferrite. The hardness after normalization was investigated by variously changing the content of Mn that affects the amount of MnS that becomes the core of ferrite formation.
その結果、下記(l)及び(m)の知見を得た。   As a result, the following findings (1) and (m) were obtained.
(l)Mnの含有量が少ない場合にはMnSの生成量が少なくなるため、粒内フェライトの生成量が減少してHv硬さで240以下とならない。   (L) When the content of Mn is small, the amount of MnS produced decreases, so the amount of intragranular ferrite produced decreases and the Hv hardness does not become 240 or less.
(m)Mo非含有鋼の場合には、Si及びMnの含有量についての「Si+Mn」の値を2.50%以下に、また、特定量のMoを含有した鋼の場合には、Si、Mn及びMoの含有量についての「Si+Mn+4Mo」の値を2.80%以下にすることによって、焼準後の鋼の硬さをHv硬さで240以下とすることができる。   (M) In the case of Mo-free steel, the value of “Si + Mn” for the contents of Si and Mn is 2.50% or less, and in the case of steel containing a specific amount of Mo, Si, By setting the value of “Si + Mn + 4Mo” for the contents of Mn and Mo to 2.80% or less, the hardness of the steel after normalization can be made 240 or less in terms of Hv hardness.
なお、鋼の切削加工前の硬さ、つまり、焼準後の硬さは、焼準処理における冷却速度によっても変化するので、本発明者らは次に、焼準処理における冷却速度を種々に変えて、フェライト・パーライト組織におけるフェライト粒径及び硬さを変更した鋼を用いて、従来のガス浸炭よりも高温となる1050℃で真空浸炭処理を実施した。その結果、下記の重要な知見(n)が得られた。   In addition, since the hardness of steel before cutting, that is, the hardness after normalization also changes depending on the cooling rate in the normalizing process, the inventors next changed the cooling rate in the normalizing process. Instead, vacuum carburizing treatment was performed at 1050 ° C., which is higher than conventional gas carburizing, using steel in which the ferrite grain size and hardness in the ferrite / pearlite structure were changed. As a result, the following important findings (n) were obtained.
(n)浸炭処理前の焼準後のフェライト・パーライト組織において、フェライト粒径が大きい場合には高温での真空浸炭処理で異常粒成長が生じる。そして、異常粒成長が生じないためには、高温での浸炭処理前のフェライト・パーライト組織にけるフェライト粒径を100μm以下とする必要がある。   (N) In the ferrite / pearlite structure after normalization before carburizing treatment, if the ferrite grain size is large, abnormal grain growth occurs by vacuum carburizing treatment at high temperature. In order to prevent abnormal grain growth, the ferrite grain size in the ferrite-pearlite structure before carburizing at high temperature needs to be 100 μm or less.
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記(1)及び(2)に示す真空浸炭歯車用鋼にある。   This invention is completed based on said knowledge, The summary exists in the steel for vacuum carburized gears shown to following (1) and (2).
(1)質量%で、C:0.13〜0.30%、Si:0.50%を超えて1.50%以下、Mn:0.70〜1.50%、P:0.10%以下、S:0.01〜0.05%、Cr:0.70〜1.50%、Nb:0.010〜0.050%、Al:0.010〜0.050%及びN:0.0100〜0.0250%を含有するとともに、Si、Mn及びCrの含有量が、Si+Mn:2.50%以下及び4Mn+4Cr−Si:7.2〜9.0%を満たし、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のVが0.005%以下の化学組成を有し、かつ、真空浸炭前の組織がフェライト・パーライト組織で、そのフェライト粒径が100μm以下であることを特徴とする真空浸炭歯車用鋼。   (1) By mass%, C: 0.13 to 0.30%, Si: more than 0.50% and 1.50% or less, Mn: 0.70 to 1.50%, P: 0.10% Hereinafter, S: 0.01 to 0.05%, Cr: 0.70 to 1.50%, Nb: 0.010 to 0.050%, Al: 0.010 to 0.050%, and N: 0.00. 0100-0.0250%, and the contents of Si, Mn, and Cr satisfy Si + Mn: 2.50% or less and 4Mn + 4Cr-Si: 7.2-9.0%, and the balance is Fe and impurities. A vacuum carburized gear having a chemical composition in which V in impurities is 0.005% or less, and the structure before vacuum carburization is a ferrite pearlite structure, and the ferrite grain size is 100 μm or less. Steel.
(2)質量%で、C:0.13〜0.30%、Si:0.50%を超えて1.50%以下、Mn:0.70〜1.50%、P:0.10%以下、S:0.01〜0.05%、Cr:0.70〜1.50%、Nb:0.010〜0.050%、Mo:0.10〜0.50%、Al:0.010〜0.050%及びN:0.0100〜0.0250%を含有するとともに、Si、Mn、Cr及びMoの含有量が、Si+Mn+4Mo:2.80%以下及び4Mn+4Cr−Si:7.2〜9.0%を満たし、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のVが0.005%以下の化学組成を有し、かつ、真空浸炭前の組織がフェライト・パーライト組織で、そのフェライト粒径が100μm以下であることを特徴とする真空浸炭歯車用鋼。 (2) By mass%, C: 0.13 to 0.30%, Si: more than 0.50% and 1.50% or less, Mn: 0.70 to 1.50%, P: 0.10% Hereinafter, S: 0.01 to 0.05%, Cr: 0.70 to 1.50%, Nb: 0.010 to 0.050%, Mo: 0.10 to 0.50%, Al: 0.0. In addition to containing 0.10 to 0.050% and N: 0.0100 to 0.0250%, the contents of Si, Mn, Cr and Mo are Si + Mn + 4Mo: 2.80% or less and 4Mn + 4Cr-Si: 7.2. met 9.0%, the balance being Fe and impurities thereof or Rannahli, V in impurities has the following chemical composition 0.005%, and, prior vacuum carburizing tissue in ferrite-pearlite structure, the ferrite A steel for vacuum carburized gears having a particle size of 100 μm or less.
なお、「フェライト・パーライト組織」とは、フェライトとパーライトの混合組織を指す。   The “ferrite / pearlite structure” refers to a mixed structure of ferrite and pearlite.
また、フェライト・パーライト組織における「フェライト粒径」とは、倍率200倍の光学顕微鏡写真(面積で200μm×300μmの領域に相当)を画像処理することによって求めた各フェライト粒の面積から計算したいわゆる「相当円直径」の平均値を指す。なお、上記フェライトにはパーライト中のフェライトは含まない。   The “ferrite particle size” in the ferrite-pearlite structure is a so-called “calculated from the area of each ferrite grain obtained by image processing of an optical microscope photograph (corresponding to an area of 200 μm × 300 μm in area) with a magnification of 200 times”. The average value of “equivalent circle diameter”. The ferrite does not include ferrite in pearlite.
以下、上記 (1)及び(2)の真空浸炭歯車用鋼に係る発明を、それぞれ、「本発明(1)」及び「本発明(2)」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 steel for vacuum carburized gears of the above (1) and (2) are referred to as “present invention (1)” and “present invention (2)”, respectively. Also, it may be collectively referred to as “the present invention”.
本発明の真空浸炭歯車用鋼を用いれば、従来850〜980℃程度で行われていたガス浸炭処理を1000℃を超えるような高温での真空浸炭処理に変更して生産効率を向上させた場合にも、炭素の含有量が0.2質量%程度である低炭素合金鋼を用いてガス浸炭処理した従来の場合と同等以上の面圧疲労強度及び従来と同等以上の曲げ疲労強度、なかでも低サイクル曲げ疲労強度が得られ、しかも、異常粒成長が抑止できるので、浸炭時間の短縮による製造コストの合理化が行える。なお、この真空浸炭歯車用鋼は被削性にも優れているので、切削加工によって容易に所定の歯車形状に成形することができる。   When the steel for vacuum carburized gears of the present invention is used, the gas carburizing process that has been conventionally performed at about 850 to 980 ° C. is changed to the vacuum carburizing process at a high temperature exceeding 1000 ° C. to improve the production efficiency. In addition, the surface fatigue fatigue strength equal to or higher than the conventional case and the bending fatigue strength equal to or higher than the conventional case, in which gas carburizing treatment is performed using a low carbon alloy steel having a carbon content of about 0.2% by mass, Low cycle bending fatigue strength can be obtained, and abnormal grain growth can be suppressed, so that the manufacturing cost can be rationalized by shortening the carburizing time. In addition, since this vacuum carburized gear steel is excellent in machinability, it can be easily formed into a predetermined gear shape by cutting.
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)化学組成
C:0.13〜0.30%
Cは、鋼の強度に大きな影響を及ぼす元素であるが、強度と被削性には強い相関があって、強度が高い場合には被削性が低下し、特に、Cの含有量が0.30%を超えると、強度が高くなりすぎて被削性が著しく低下する。一方、Cの含有量が少なすぎると強度が低くなって、切削時に「むしれ」等の悪影響を生じ、更に、部品強度の確保もできなくなり、特に、Cの含有量が0.13%を下回ると、強度の低下が著しくなる。したがって、Cの含有量を、0.13〜0.30%とした。なお、C含有量の望ましい範囲は0.13〜0.27%であり、更に望ましい範囲は0.15〜0.25%である。
(A) Chemical composition C: 0.13 to 0.30%
C is an element that greatly affects the strength of steel, but there is a strong correlation between strength and machinability, and when the strength is high, the machinability decreases, and in particular, the content of C is 0. If it exceeds 30%, the strength becomes too high and the machinability is remarkably lowered. On the other hand, if the C content is too small, the strength will be low, causing adverse effects such as “peeling” at the time of cutting, and further, it will not be possible to ensure the strength of the part. In particular, the C content is 0.13%. If it is less, the strength is significantly reduced. Therefore, the content of C is set to 0.13 to 0.30%. In addition, the desirable range of C content is 0.13-0.27%, and a more desirable range is 0.15-0.25%.
Si:0.50%を超えて1.50%以下
Siは、300℃付近の焼戻し軟化抵抗を高め、ピッチングの発生を抑制する作用を有する。この効果を得るためには、Siは0.50%を超える含有量が必要である。しかしながら、Siの含有量が過剰になると、浸炭焼入れ時に芯部がフェライトとマルテンサイトの二相組織となるので芯部硬さが確保できず静的曲げ強度が低下し、特に、1.50%を超えると、静的曲げ強度の低下が著しくなる。したがって、Siの含有量を0.50%を超えて1.50%以下とした。更に望ましいSiの含有量は、0.55〜1.00%である。
Si: more than 0.50% and not more than 1.50% Si has an effect of increasing the temper softening resistance near 300 ° C. and suppressing the occurrence of pitting. In order to obtain this effect, the Si content needs to exceed 0.50%. However, if the Si content is excessive, the core becomes a two-phase structure of ferrite and martensite during carburizing and quenching, so that the hardness of the core cannot be ensured and the static bending strength decreases. If it exceeds 1, the static bending strength will be significantly reduced. Therefore, the Si content is more than 0.50% and not more than 1.50%. A more desirable Si content is 0.55 to 1.00%.
なお、Siの含有量は上記の範囲において、後述する「4Mn+4Cr−Si:7.2〜9.0%」を満たすとともに、本発明例(1)の場合には「Si+Mn:2.50%以下」を、また、本発明(2)の場合には「Si+Mn+4Mo:2.80%以下」をも満たす必要がある。   In addition, while content of Si satisfy | fills "4Mn + 4Cr-Si: 7.2-9.0%" mentioned later in the said range, in the case of this invention example (1), it is "Si + Mn: 2.50% or less In the case of the present invention (2), it is necessary to satisfy “Si + Mn + 4Mo: 2.80% or less”.
Mn:0.70〜1.50%
Mnは、焼準時に粒内フェライトの核となるMnSを形成するための必須元素であるとともに、浸炭層に残留オーステナイトを生成して真空浸炭処理した場合の表面における「なじみ性」を高めて十分な面圧疲労強度を確保するために有効な元素である。これらの効果を十分に得るためには、Mnは0.70%以上含有させる必要がある。しかしながら、Mnの含有量が過剰になると、残留オーステナイト量が過多となって表層硬さが低下するため面圧疲労強度が低下し、更に、焼準後の硬さが高くなりすぎて被削性が低下し、特に、その含有量が1.50%を超えると、面圧疲労強度と被削性の低下が著しくなる。したがって、Mnの含有量を0.70〜1.50%とした。Mnの含有量は0.80〜1.30%とすることが好ましい。
Mn: 0.70 to 1.50%
Mn is an essential element for forming MnS that becomes the core of intragranular ferrite at the time of normalization, and sufficiently increases the “familiarity” on the surface when vacuum carburizing is performed by generating residual austenite in the carburized layer. It is an effective element for ensuring sufficient surface pressure fatigue strength. In order to obtain these effects sufficiently, it is necessary to contain 0.70% or more of Mn. However, if the Mn content is excessive, the amount of retained austenite is excessive and the surface hardness decreases, so the surface pressure fatigue strength decreases, and the hardness after normalization becomes too high, and machinability. In particular, when the content exceeds 1.50%, the reduction in surface pressure fatigue strength and machinability becomes significant. Therefore, the content of Mn is set to 0.70 to 1.50%. The Mn content is preferably 0.80 to 1.30%.
なお、Mnの含有量は上記の範囲において、後述する「4Mn+4Cr−Si:7.2〜9.0%」を満たすとともに、本発明例(1)の場合には「Si+Mn:2.50%以下」を、また、本発明(2)の場合には「Si+Mn+4Mo:2.80%以下」をも満たす必要がある。   The Mn content satisfies the following “4Mn + 4Cr—Si: 7.2 to 9.0%” within the above range, and in the case of the present invention example (1), “Si + Mn: 2.50% or less. In the case of the present invention (2), it is necessary to satisfy “Si + Mn + 4Mo: 2.80% or less”.
P:0.10%以下
Pは、脆化元素であり被削性を向上させる効果がある。しかしながら、Pの含有量が過剰になると熱間延性が低下し、特に、0.10%を超えると、熱間延性の低下が著しくなる。したがって、Pの含有量を0.10%以下とした。なお、Pの被削性向上作用は、その含有量が0.01%以上の場合に大きくなる。したがって、Pの含有量は0.01〜0.10%とすることが好ましく、0.01〜0.02%とすれば一層好ましい。
P: 0.10% or less P is an embrittlement element and has an effect of improving machinability. However, when the P content is excessive, the hot ductility is lowered, and particularly when it exceeds 0.10%, the hot ductility is significantly lowered. Therefore, the content of P is set to 0.10% or less. In addition, the machinability improvement effect of P becomes large when the content is 0.01% or more. Therefore, the P content is preferably 0.01 to 0.10%, and more preferably 0.01 to 0.02%.
S:0.01〜0.05%
Sは、MnとともにMnSを形成するための必須元素である。一定量のMnを含有させた状態で形成されるMnSは被削性を確保するために必要であるばかりか、焼準時に粒内フェライトの核として働く。これらの効果を得るためには、Sの含有量は0.01%以上とする必要がある。しかしながら、Sの含有量が過剰になると熱間延性が低下し、特に、その含有量が0.05%を超えると、熱間延性の低下が著しくなる。したがって、Sの含有量を0.01〜0.05%とした。なお、Sの含有量は0.01〜0.03%とすることが好ましい。
S: 0.01 to 0.05%
S is an essential element for forming MnS together with Mn. MnS formed in a state in which a certain amount of Mn is contained is not only necessary for ensuring machinability but also serves as a nucleus of intragranular ferrite during normalization. In order to obtain these effects, the S content needs to be 0.01% or more. However, when the S content is excessive, the hot ductility is lowered, and particularly when the content exceeds 0.05%, the hot ductility is significantly lowered. Therefore, the content of S is set to 0.01 to 0.05%. In addition, it is preferable that content of S shall be 0.01-0.03%.
Cr:0.70〜1.50%
Crは、真空浸炭時に浸炭性を促進するとともに焼入れ性を向上させ、また、浸炭焼入れ後の内部硬さを高める元素である。Crは、浸炭層内に残留オーステナイトを分散させることによって表面の「なじみ性」を高め、十分な面圧疲労強度を確保する作用も有する。こうした効果を得るためには、Crを0.70%以上含有させる必要がある。しかしながら、Crの含有量が過度になると、残留オーステナイト量が過多となって十分な表層硬さが確保できず、面圧疲労強度が低下するし、表層の粒界にセメンタイトを生成して浸炭層の粒界強度の低下をきたし、特に、Crの含有量が1.50%を超えると、面圧疲労強度の低下及び浸炭層の粒界強度の低下が著しくなる。したがって、Crの含有量を0.70〜1.50%とした。
Cr: 0.70 to 1.50%
Cr is an element that promotes carburizing properties during vacuum carburizing, improves hardenability, and increases internal hardness after carburizing and quenching. Cr has the effect of increasing the “familiarity” of the surface by dispersing the retained austenite in the carburized layer and ensuring sufficient surface pressure fatigue strength. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.70% or more of Cr. However, if the Cr content is excessive, the amount of retained austenite becomes excessive and sufficient surface layer hardness cannot be ensured, surface fatigue strength decreases, and cementite is generated by generating cementite at the grain boundaries of the surface layer. In particular, when the Cr content exceeds 1.50%, the reduction of the surface pressure fatigue strength and the reduction of the grain boundary strength of the carburized layer become remarkable. Therefore, the content of Cr is set to 0.70 to 1.50%.
なお、Crの含有量は上記の範囲において、後述する「4Mn+4Cr−Si:7.2〜9.0%」を満たす必要がある。   In addition, the content of Cr needs to satisfy “4Mn + 4Cr—Si: 7.2 to 9.0%” described later in the above range.
Nb:0.010〜0.050%
Nbは、真空浸炭後の結晶粒を微細化することにより浸炭層の靱性を向上させるとともに、面圧疲労強度を向上させる作用を有する。これらの効果を得るためには、Nbは少なくとも0.010%の含有量が必要である。しかしながら、Nbの含有量が多くなって0.050%を超えると、これらの効果が飽和してコストが嵩むばかりでなく、粗大な析出物を生成して異常粒成長が生じやすくなる。したがって、Nbの含有量を0.010〜0.050%とした。
Nb: 0.010 to 0.050%
Nb has the effect | action which improves the toughness of a carburized layer by refine | miniaturizing the crystal grain after vacuum carburizing, and improves surface-pressure fatigue strength. In order to obtain these effects, the Nb content needs to be at least 0.010%. However, if the Nb content increases and exceeds 0.050%, these effects are saturated and the cost is increased, and coarse precipitates are generated to cause abnormal grain growth. Therefore, the Nb content is set to 0.010 to 0.050%.
Al:0.010〜0.050%
Alは、鋼中のNと結合しAlNを形成し、真空浸炭後の結晶粒を微細化することにより、浸炭層の靱性を向上させる作用がある。この効果を得るためには、Alは少なくとも0.010%の含有量が必要である。しかしながら、Alの含有量が0.050%を超えると、硬質のAl23形成による切削性の低下をきたす。したがって、Alの含有量を0.010〜0.050%とした。なお、Alの含有量は0.010〜0.040%とすることが好ましい。
Al: 0.010 to 0.050%
Al combines with N in the steel to form AlN and refines the crystal grains after vacuum carburization, thereby improving the toughness of the carburized layer. In order to obtain this effect, the Al content needs to be at least 0.010%. However, if the Al content exceeds 0.050%, the machinability deteriorates due to the formation of hard Al 2 O 3 . Therefore, the content of Al is set to 0.010 to 0.050%. In addition, it is preferable that content of Al shall be 0.010 to 0.040%.
N:0.0100〜0.0250%
Nは、Alと結合してAlNを形成し、真空浸炭後の結晶粒を微細化することにより、浸炭層の靱性を向上させる作用がある。この効果を得るためには、Nは少なくとも0.0100%の含有量が必要である。しかしながら、0.0250%を超えて含有させても、上記の効果が飽和するとともに、溶製の際、内部にいわゆる「巣」ができやすくなる。したがって、Nの含有量を、0.0100〜0.0250%とした。
N: 0.0100 to 0.0250%
N combines with Al to form AlN and refines the crystal grains after vacuum carburization, thereby improving the toughness of the carburized layer. In order to obtain this effect, N must have a content of at least 0.0100%. However, even if the content exceeds 0.0250%, the above effect is saturated, and a so-called “nest” is easily formed in the interior during melting. Therefore, the content of N is set to 0.0100 to 0.0250%.
4Mn+4Cr−Si:7.2〜9.0%
既に述べたように、Mn及びCrは、浸炭層内の残留オーステナイトの生成に有効な元素であり、また、Siは、浸炭層内の残留オーステナイトの生成を抑制する作用を有する。しかしながら、Si、Mn及びCrの含有量が、「4Mn+4Cr−Si」の値で9.0%を上回ると、浸炭層内における残留オーステナイト量が過多となって表層硬さが低下するため面圧疲労強度が低下する。一方、Si、Mn及びCrの含有量が、「4Mn+4Cr−Si」の値で7.2%を下回ると、残留オーステナイト量が少なくなり、真空浸炭処理の場合における表面の「なじみ性」が低下するので、十分な面圧疲労強度を得ることができない。したがって、Si、Mn及びCrは、それぞれ、前述の含有量範囲で、しかも、「4Mn+4Cr−Si」の値で7.2〜9.0%を満たすこととした。
4Mn + 4Cr-Si: 7.2-9.0%
As already described, Mn and Cr are effective elements for the production of retained austenite in the carburized layer, and Si has an action of suppressing the production of retained austenite in the carburized layer. However, if the content of Si, Mn and Cr exceeds 9.0% in the value of “4Mn + 4Cr—Si”, the amount of retained austenite in the carburized layer becomes excessive and the surface layer hardness decreases, so that surface pressure fatigue occurs. Strength decreases. On the other hand, when the content of Si, Mn and Cr is less than 7.2% in the value of “4Mn + 4Cr—Si”, the amount of retained austenite decreases, and the “familiarity” of the surface in the case of vacuum carburizing treatment decreases. Therefore, sufficient surface pressure fatigue strength cannot be obtained. Accordingly, Si, Mn, and Cr satisfy the content range of 7.2% to 9.0% in the above-described content range and the value of “4Mn + 4Cr—Si”.
Si+Mn:2.50%以下
既に述べたように、Siは、300℃付近の焼戻し軟化抵抗を高め、ピッチングの発生を抑制する作用を有し、また、Mnは、浸炭層に残留オーステナイトを生成して真空浸炭処理した場合の表面における「なじみ性」を高めて十分な面圧疲労強度を確保するする作用を有する。
Si + Mn: 2.50% or less As already described, Si has the effect of increasing the temper softening resistance near 300 ° C. and suppressing the occurrence of pitting, and Mn generates retained austenite in the carburized layer. Thus, it has the effect of increasing the “familiarity” on the surface when vacuum carburizing is performed and ensuring sufficient surface fatigue strength.
しかしながら、Si及びMnの含有量が、「Si+Mn」の値で2.50%を超えると、焼準後の鋼の硬さがHv硬さで240を超えるので被削性が低下する。   However, if the content of Si and Mn exceeds 2.50% in terms of “Si + Mn”, the hardness of the steel after normalization exceeds 240 in terms of Hv hardness, so that machinability decreases.
したがって、Mo非含有の本発明(1)の場合には、Si及びMnは、それぞれ、前述の含有量範囲で、しかも、「Si+Mn」の値で2.50%以下を満たすこととした。   Therefore, in the case of the present invention (1) containing no Mo, Si and Mn each satisfy the above-described content range and satisfy the value of “Si + Mn” of 2.50% or less.
V:0.005%以下
本発明においては、Vは不純物として、その含有量は0.005%以下に抑えなければならない。すなわち、Vは、CやNと結合しVCやVCNを形成し、これらの炭化物や炭窒化物は真空浸炭処理の昇温過程の初期にはオーステナイト粒を微細化するのに有効であるものの、温度上昇が進んだ段階、また、浸炭処理温度に保持される段階では、マトリックス(素地)に固溶して異常粒成長の要因となる。更に、Vは、焼準後のフェライトを硬化するため、被削性の低下を招く。特に、Vの含有量が0.005%を超えると、異常粒成長及び被削性の低下が顕著になる。したがって、本発明においては、不純物中のVの含有量を0.005%以下とした。
V: 0.005% or less In the present invention, V is an impurity, and its content must be suppressed to 0.005% or less. That is, V combines with C and N to form VC and VCN, and these carbides and carbonitrides are effective for refining austenite grains at the beginning of the temperature raising process of vacuum carburizing treatment. At the stage where the temperature rise has progressed, or at the stage where the temperature is kept at the carburizing temperature, it becomes a solid solution in the matrix (substrate) and causes abnormal grain growth. Furthermore, since V hardens the ferrite after normalization, it causes a decrease in machinability. In particular, when the V content exceeds 0.005%, abnormal grain growth and machinability are significantly reduced. Therefore, in the present invention, the content of V in the impurities is set to 0.005% or less.
上記の理由から、本発明(1)に係る真空浸炭歯車用鋼の化学組成を、C:0.13〜0.30%、Si:0.50%を超えて1.50%以下、Mn:0.70〜1.50%、P:0.10%以下、S:0.01〜0.05%、Cr:0.70〜1.50%、Nb:0.010〜0.050%、Al:0.010〜0.050%及びN:0.0100〜0.0250%を含有するとともに、Si、Mn及びCrの含有量が、Si+Mn:2.50%以下及び4Mn+4Cr−Si:7.2〜9.0%を満たし、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のVが0.005%以下を満たすことと規定した。   For the above reasons, the chemical composition of the steel for vacuum carburized gear according to the present invention (1) is C: 0.13 to 0.30%, Si: more than 0.50% and 1.50% or less, Mn: 0.70 to 1.50%, P: 0.10% or less, S: 0.01 to 0.05%, Cr: 0.70 to 1.50%, Nb: 0.010 to 0.050%, While containing Al: 0.010-0.050% and N: 0.0100-0.0250%, content of Si, Mn, and Cr is Si + Mn: 2.50% or less and 4Mn + 4Cr-Si: 7. It was specified that 2 to 9.0% was satisfied, the balance was Fe and impurities, and V in the impurities satisfied 0.005% or less.
なお、本発明に係る真空浸炭歯車用鋼の化学組成は、0.10〜0.50%のMoを含み、Si、Mn及びMoの含有量が、Si+Mn+4Mo:2.80%以下であってもよい。以下、このことについて説明する。   In addition, even if the chemical composition of the steel for vacuum carburized gears according to the present invention includes 0.10 to 0.50% Mo, and the contents of Si, Mn, and Mo are Si + Mn + 4Mo: 2.80% or less. Good. This will be described below.
Mo:0.10〜0.50%
Moは、フェライトを強化する作用及び浸炭層の焼戻し軟化抵抗を高める作用を有する。これらの効果を得るためには、Moは0.10%以上の含有量が必要である。しかしながら、Moの含有量が0.50%を超えると真空浸炭前の組織中にベイナイト組織の生成が認められ、被削性の低下をきたす。したがって、本発明(2)においては、Moの含有量を0.10〜0.50%とした。なお、Moを含有する場合、その含有量は、0.10〜0.40%とすることが好ましい。
Mo: 0.10 to 0.50%
Mo has the effect | action which strengthens a ferrite and raises the temper softening resistance of a carburized layer. In order to obtain these effects, the Mo content needs to be 0.10% or more. However, if the Mo content exceeds 0.50%, the formation of a bainite structure is observed in the structure before vacuum carburization, resulting in a decrease in machinability. Therefore, in the present invention (2), the Mo content is set to 0.10 to 0.50%. In addition, when it contains Mo, it is preferable that the content shall be 0.10 to 0.40%.
Si+Mn+4Mo:2.80%以下
Mo含有の場合には、Si、Mn及びMoの含有量が、「Si+Mn+4Mo」の値で2.80%を超えると、焼準後の鋼の硬さがHv硬さで240を超えるので被削性が低下する。
Si + Mn + 4Mo: 2.80% or less In the case of containing Mo, if the content of Si, Mn and Mo exceeds 2.80% in terms of “Si + Mn + 4Mo”, the hardness of the steel after normalization is Hv hardness Since it exceeds 240, machinability deteriorates.
したがって、Mo含有の本発明(2)の場合には、Si、Mn及びMoは、それぞれ、前述の含有量範囲で、しかも、「Si+Mn+4Mo」の値で2.80%以下を満たすこととした。   Therefore, in the case of the present invention (2) containing Mo, Si, Mn, and Mo are each in the above-described content range and satisfy the value of “Si + Mn + 4Mo” of 2.80% or less.
上記の理由から、本発明(2)に係る真空浸炭歯車用鋼の化学組成をC:0.13〜0.30%、Si:0.50%を超えて1.50%以下、Mn:0.70〜1.50%、P:0.10%以下、S:0.01〜0.05%、Cr:0.70〜1.50%、Nb:0.010〜0.050%、Mo:0.10〜0.50%、Al:0.010〜0.050%及びN:0.0100〜0.0250%を含有するとともに、Si、Mn、Cr及びMoの含有量が、Si+Mn+4Mo:2.80%以下及び4Mn+4Cr−Si:7.2〜9.0%を満たし、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のVが0.005%以下を満たすことと規定した。 For the above reason, the chemical composition of the steel for vacuum carburized gears according to the present invention (2) is C: 0.13 to 0.30%, Si: more than 0.50% and 1.50% or less, Mn: 0 70 to 1.50%, P: 0.10% or less, S: 0.01 to 0.05%, Cr: 0.70 to 1.50%, Nb: 0.010 to 0.050%, Mo : 0.10 to 0.50%, Al: 0.010 to 0.050% and N: 0.0100 to 0.0250%, and the contents of Si, Mn, Cr and Mo are Si + Mn + 4Mo: 2.80% or less and 4Mn + 4Cr-Si: meet 7.2 to 9.0%, the balance was defined as the Fe and impurities thereof or Rannahli, the V in the impurities satisfy the following 0.005%.
(B)真空浸炭処理前の組織
本発明においては、真空浸炭処理前の組織がフェライト・パーライト組織で、そのフェライト粒径が100μm以下であることが必要である。以下、このことについて説明する。
(B) Structure before vacuum carburizing treatment In the present invention, the structure before vacuum carburizing treatment is a ferrite pearlite structure, and the ferrite particle size must be 100 μm or less. This will be described below.
先ず、真空浸炭処理前の組織をフェライト・パーライト組織と規定するのは、切削加工前の組織である真空浸炭処理前の組織をフェライト・パーライト組織にすることによって、切削加工前の硬さが安定してビッカース硬さで240以下となって、良好な被削性を確保することができるからである。   First, the structure before vacuum carburizing treatment is defined as ferrite / pearlite structure. The structure before vacuum carburizing treatment, which is the structure before cutting, is made ferrite / pearlite structure, so that the hardness before cutting is stable. This is because the Vickers hardness is 240 or less, and good machinability can be secured.
なお、「フェライト・パーライト組織」とは、フェライトとパーライトの混合組織を指す。   The “ferrite / pearlite structure” refers to a mixed structure of ferrite and pearlite.
次に、真空浸炭処理前のフェライト・パーライト組織におけるフェライト粒径を100μm以下と規定するのは、前記フェライト粒径を100μm以下とすることによって、1000℃を超えるような高温で真空浸炭処理での異常粒成長を抑止できるからである。   Next, the ferrite grain size in the ferrite and pearlite structure before vacuum carburizing treatment is defined as 100 μm or less by setting the ferrite grain size to 100 μm or less by vacuum carburizing treatment at a high temperature exceeding 1000 ° C. This is because abnormal grain growth can be suppressed.
なお、上記フェライト粒径は小さいほど好ましく、望ましくは50μm以下、更に望ましくは30μm以下とする。   The ferrite grain size is preferably as small as possible, desirably 50 μm or less, and more desirably 30 μm or less.
上記フェライト・パーライト組織における「フェライト粒径」が、倍率200倍の光学顕微鏡写真(面積で200μm×300μmの領域に相当)を画像処理することによって求めた各フェライト粒の面積から計算したいわゆる「相当円直径」の平均値を指すこと、また、上記フェライトにはパーライト中のフェライトは含まないことは、既に述べたとおりである。   The “ferrite particle size” in the ferrite-pearlite structure is a so-called “corresponding” calculated from the area of each ferrite grain obtained by image processing of an optical micrograph of 200 × magnification (corresponding to a region of 200 μm × 300 μm in area). As described above, it means the average value of “circular diameter” and that the ferrite does not contain ferrite in pearlite.
なお、前記(A)項に記載の化学組成を有する鋼は、例えば、これに1250℃以上に昇温後、30分以上保持の後、放冷し、更に900〜950℃に昇温後、30〜180分保持し、10〜30℃/分の速度で冷却する処理を行うことで、容易にその真空浸炭処理前の組織を、「フェライト・パーライト組織で、そのフェライト粒径が100μm以下であるもの」とすることができ、1100℃程度までの高温での真空浸炭における異常粒成長を抑止できる。   The steel having the chemical composition described in the above (A) is, for example, heated to 1250 ° C. or higher, held for 30 minutes or more, allowed to cool, and further heated to 900 to 950 ° C. By carrying out the process of holding for 30 to 180 minutes and cooling at a rate of 10 to 30 ° C./min, the structure before the vacuum carburizing process can be easily expressed as “ferrite / pearlite structure with a ferrite particle size of 100 μm or less. It is possible to suppress abnormal grain growth in vacuum carburization at a high temperature up to about 1100 ° C.
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.
〔実施例1〕
表1に示す化学組成を有する鋼1を180kg真空溶解炉によって溶解し、インゴットを作製した。
[Example 1]
Steel 1 having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a 180 kg vacuum melting furnace to produce an ingot.
なお、上記の鋼1は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。   In addition, said steel 1 is steel which has a chemical composition in the range prescribed | regulated by this invention.
上記のインゴットに、1250℃で30分保持の処理を施した後、熱間鍛造を行って直径35mmの丸棒とした。なお、熱間鍛造の仕上げ温度は1000℃を下回らないようにし、熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。   The above ingot was treated at 1250 ° C. for 30 minutes and then hot forged to give a round bar having a diameter of 35 mm. In addition, the finishing temperature of hot forging was made not to drop below 1000 ° C., and cooling after hot forging was allowed to cool in the air.
次いで、上記の直径35mmの丸棒を1250℃に加熱し、60分保持した後、室温まで大気中放冷する熱処理を行った。   Next, the above-mentioned round bar having a diameter of 35 mm was heated to 1250 ° C., held for 60 minutes, and then subjected to a heat treatment that was allowed to cool to room temperature.
このようにして得た直径35mmの丸棒の横断面中心から10mmの位置を基準にして、直径が8mmで長さが30mmの試験片を5本切り出した。   Five test pieces each having a diameter of 8 mm and a length of 30 mm were cut out based on the position of 10 mm from the center of the cross section of the round bar having a diameter of 35 mm.
上記の直径が8mmで長さが30mmの各試験片を真空熱処理炉で925℃に加熱し、120分保持してから、組織が変わるように600〜5℃/分の冷却速度で室温まで冷却した。   Each test piece having a diameter of 8 mm and a length of 30 mm was heated to 925 ° C. in a vacuum heat treatment furnace, held for 120 minutes, and then cooled to room temperature at a cooling rate of 600 to 5 ° C./minute so that the structure changed. did.
上記冷却後の各試験片を長さ10mmと長さ20mmに分割し、このうち長さ10mmの各試験片を樹脂に埋め込み、鏡面研磨してからナイタールで腐食し、組織及びフェライト粒径を調査した。   Each test piece after cooling is divided into a length of 10 mm and a length of 20 mm. Of these, each test piece with a length of 10 mm is embedded in a resin, mirror-polished and then corroded with nital, and the structure and ferrite grain size are investigated. did.
なお、「フェライト粒径」は、倍率200倍の光学顕微鏡写真(面積で200μm×300μmの領域に相当)を画像処理することによって求めた各フェライト粒の面積から計算したいわゆる「相当円直径」の平均値から求めた。   The “ferrite particle size” is a so-called “equivalent circle diameter” calculated from the area of each ferrite grain obtained by image processing of an optical micrograph (corresponding to an area of 200 μm × 300 μm in area) with a magnification of 200 times. Obtained from the average value.
また、分割した残りの長さ20mmの各試験片は、真空浸炭炉に装入後、1時間で1050℃まで昇温し、浸炭時間を7分、拡散時間を20分の浸炭処理を行った後、30分で850℃まで降温し、更に30分間保持した後に油温60℃の油中に焼入れした。なお、この時の浸炭深さの目標は1.0mmとした。   Further, each remaining test piece having a length of 20 mm was charged in a vacuum carburizing furnace, heated to 1050 ° C. in 1 hour, and subjected to a carburizing process with a carburizing time of 7 minutes and a diffusion time of 20 minutes. Thereafter, the temperature was lowered to 850 ° C. in 30 minutes, held for another 30 minutes, and then quenched in oil at an oil temperature of 60 ° C. The target carburization depth at this time was 1.0 mm.
次いで、上記のようにして得た各試験片の横断面を鏡面研磨し、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食して、オーステナイト結晶粒径を測定し、異常粒成長の有無を調査した。   Next, the cross section of each test piece obtained as described above was mirror-polished, corroded with a saturated aqueous solution of picric acid to which a surfactant was added, the austenite crystal grain size was measured, and the presence or absence of abnormal grain growth was investigated. did.
なお、「オーステナイト粒径」も上記「フェライト粒径」と同様に、倍率200倍の光学顕微鏡写真(面積で200μm×300μmの領域に相当)を画像処理することによって求めた各オーステナイト粒の面積から計算したいわゆる「相当円直径」の平均値から求めた。そして、上記のようにして得た「オーステナイト粒径」の3倍以上の粒径のオーステナイト粒が存在する場合に、異常粒成長していると判定した。   The “austenite particle size” is also calculated from the area of each austenite grain obtained by image processing of an optical microscope photograph (corresponding to an area of 200 μm × 300 μm in area) with a magnification of 200 times, similarly to the above “ferrite particle size”. It calculated | required from the average value of what was called "equivalent circle diameter". And when the austenite grain of the particle size 3 times or more of the "austenite grain size" obtained as mentioned above exists, it determined with abnormal grain growth.
表2に、上記の各調査結果を示す。   Table 2 shows the results of the above investigations.
表2から、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であっても、真空浸炭前の組織におけるフェライト粒径が100μm以上の場合には、異常粒成長が生じることが明らかである。   From Table 2, it is clear that even if the steel has a chemical composition within the range specified in the present invention, abnormal grain growth occurs when the ferrite grain size in the structure before vacuum carburizing is 100 μm or more.
〔実施例2〕
表3に示す化学組成を有する鋼1〜20を180kg真空溶解炉によって溶解し、インゴットを作製した。
[Example 2]
Steels 1 to 20 having the chemical compositions shown in Table 3 were melted in a 180 kg vacuum melting furnace to produce an ingot.
表3中の鋼1〜8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、鋼9〜20は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。   Steels 1 to 8 in Table 3 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention. On the other hand, steels 9 to 20 are steels of comparative examples whose chemical compositions deviate from the conditions specified in the present invention.
なお、鋼1は前記表1に示した鋼そのもので、表3に再掲したものである。   Steel 1 is the steel itself shown in Table 1 and is listed again in Table 3.
上記の各インゴットに、1250℃で30分保持の処理を施した後、熱間鍛造を行って直径35mmの丸棒とした。なお、熱間鍛造の仕上げ温度は1000℃を下回らないようにし、熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。   Each ingot was subjected to a treatment for 30 minutes at 1250 ° C., and then hot forged to obtain a round bar having a diameter of 35 mm. In addition, the finishing temperature of hot forging was made not to drop below 1000 ° C., and cooling after hot forging was allowed to cool in the air.
このようにして得た各鋼の直径35mmの丸棒を1250℃に加熱し、60分保持した後、室温まで大気中放冷する熱処理を行った。この後更に、925℃に加熱し、120分保持してから、10〜30℃/分の冷却速度で室温まで冷却した。   A round bar having a diameter of 35 mm of each steel thus obtained was heated to 1250 ° C., held for 60 minutes, and then subjected to a heat treatment in which it was allowed to cool to room temperature. Thereafter, the mixture was further heated to 925 ° C. and held for 120 minutes, and then cooled to room temperature at a cooling rate of 10 to 30 ° C./min.
このようにして得た直径35mmの丸棒を端から100mmの位置で切断し、切断面の組織及びフェライト粒径を測定するとともにビッカース硬さを測定した。なお、鋼1については、実施例1で直径が8mmで長さが30mmの試験片を5本切り出したのとは反対側の端から100mmの位置で切断した。   The round bar having a diameter of 35 mm thus obtained was cut at a position 100 mm from the end, and the structure of the cut surface and the ferrite particle size were measured, and the Vickers hardness was measured. In addition, about steel 1, it cut | disconnected in the position of 100 mm from the edge on the opposite side to having cut out five test pieces of diameter 8mm and length 30mm in Example 1. FIG.
組織、フェライト粒径及びビッカース硬さの測定は、前記の切断面が被検面となるように樹脂埋めし、鏡面研磨してから実施した。   The measurement of the structure, the ferrite particle size, and the Vickers hardness was carried out after the resin was buried such that the cut surface was the test surface and mirror-polished.
すなわち、組織とフェライト粒径については、鏡面研磨した面をナイタールで腐食して調査した。   That is, the structure and ferrite grain size were investigated by corroding the mirror-polished surface with nital.
なお、「フェライト粒径」は、倍率200倍の光学顕微鏡写真(面積で200μm×300μmの領域に相当)を画像処理することによって求めた各フェライト粒の面積から計算したいわゆる「相当円直径」の平均値から求めた。   The “ferrite particle size” is a so-called “equivalent circle diameter” calculated from the area of each ferrite grain obtained by image processing of an optical micrograph (corresponding to an area of 200 μm × 300 μm in area) with a magnification of 200 times. Obtained from the average value.
一方、ビッカース硬さの測定は、JIS Z 2244(2003)における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、鏡面研磨した断面の中心から直径の1/4の位置にある4点について、試験力を98Nとして実施し、上記4点における平均値をもってビッカース硬さとした。   On the other hand, the measurement of Vickers hardness is based on “Vickers hardness test-test method” in JIS Z 2244 (2003), with respect to four points located at 1/4 of the diameter from the center of the mirror-polished cross section. The test force was set to 98 N, and the average value at the above four points was taken as Vickers hardness.
なお、上記のビッカース硬さは240以下であることを目標とした。これは、既に述べたように、ビッカース硬さが240以下であれば、良好な被削性を確保することができるためである。   The Vickers hardness was set to 240 or less. This is because, as already described, if the Vickers hardness is 240 or less, good machinability can be ensured.
また、前記のようにして得た直径35mmの丸棒の中心部から、図1に示す形状の二円筒転がり疲労試験に用いる小ローラ試験片及び図2に示す形状の四点曲げ試験片を切り出した。   Further, a small roller test piece used for the two-cylinder rolling fatigue test having the shape shown in FIG. 1 and a four-point bending test piece having the shape shown in FIG. 2 are cut out from the center of the round bar having a diameter of 35 mm obtained as described above. It was.
上記の試験片は、いずれも、試験面を研削した後、真空浸炭処理した。具体的には、真空浸炭炉に装入後、1時間で1020℃まで昇温し、浸炭時間を6分、拡散時間を12分の浸炭処理を行った後、30分で850℃まで降温し、更に30分保持した後に油温60℃の油中に焼入れした。なお、この時の浸炭深さの目標は0.8mmとした。   All the above test pieces were vacuum carburized after the test surface was ground. Specifically, after charging in a vacuum carburizing furnace, the temperature is raised to 1020 ° C. in 1 hour, carburizing time is 6 minutes, diffusion time is 12 minutes, and then the temperature is lowered to 850 ° C. in 30 minutes. Further, after being kept for 30 minutes, it was quenched in oil having an oil temperature of 60 ° C. The carburization depth target at this time was 0.8 mm.
焼入れ後、各試験片は170℃の無酸化焼戻し炉で120分保持した後、窒素ガスを吹き付けて冷却した。   After quenching, each test piece was held in a non-oxidizing tempering furnace at 170 ° C. for 120 minutes, and then cooled by blowing nitrogen gas.
以上のようにして、試験番号1〜20の試験片を作製した。   As described above, test pieces of test numbers 1 to 20 were produced.
また、比較のため、鋼19を用いてガス浸炭処理を行った上記の小ローラ試験片及び四点曲げ試験片を、試験番号21として作製した。すなわち、真空浸炭処理品と同様に試験面を研削した後、930℃でガス浸炭処理し、油温60℃の油中に焼入れした。なお、処理時間は180分であり、浸炭深さの目標は0.8mmとした。   For comparison, the small roller test piece and the four-point bending test piece, which were subjected to gas carburization using steel 19, were prepared as test number 21. That is, after grinding the test surface in the same manner as the vacuum carburized product, it was gas carburized at 930 ° C. and quenched in oil at an oil temperature of 60 ° C. The treatment time was 180 minutes, and the carburization depth target was 0.8 mm.
焼入れ後、各試験片は170℃の大気中で120分保持した後、空冷の焼戻しを行った。   After quenching, each test piece was kept in the atmosphere at 170 ° C. for 120 minutes, and then air-cooled and tempered.
上記の「浸炭焼入れ−焼戻し」を施した小ローラ試験片を用いて、浸炭焼入れ−焼戻し後の浸炭層における残留オーステナイト量を測定した。すなわち、小ローラ試験片の表面から10μmを電解研磨により除去した後、X線回折を用いて、マルテンサイト相による回折線の積分強度とオーステナイト相による回折線の積分強度を比較することにより残留オーステナイト量を求め、浸炭焼入れ−焼戻し後の浸炭層における残留オーステナイト量を決定した。   The amount of retained austenite in the carburized layer after carburizing and quenching and tempering was measured using the small roller test piece subjected to the above-mentioned “carburizing and quenching and tempering”. That is, after removing 10 μm from the surface of the small roller test piece by electropolishing, X-ray diffraction is used to compare the integrated intensity of the diffraction line due to the martensite phase and the integrated intensity of the diffraction line due to the austenite phase to thereby determine the residual austenite. The amount was determined and the amount of retained austenite in the carburized layer after carburizing and tempering was determined.
二円筒転がり疲労試験に用いる小ローラ試験片は、上記の焼戻し後に、その掴み部を仕上げ、表4に示す条件で二円筒転がり疲労試験を実施し、面圧疲労強度を調査した。   The small-roller test piece used for the two-cylinder rolling fatigue test was subjected to the two-cylinder rolling fatigue test under the conditions shown in Table 4 after the above tempering and the surface pressure fatigue strength was investigated.
なお、二円筒転がり疲労試験に用いる大ローラ試験片には、JIS G 4053(2003)で規定されたSCM822を機械加工後、ガス浸炭焼入れし、更に表層を50ミクロン研削したものを使用した。   The large roller test piece used in the two-cylinder rolling fatigue test was a machined SCM822 defined in JIS G 4053 (2003), gas carburized and quenched, and the surface layer was ground by 50 microns.
具体的には、素材を直径150mmに熱間鍛造後、1250℃に加熱し、60分間保持した後、室温まで大気中放冷する熱処理を行った。この後更に、925℃に加熱し、120分間保持した後、10℃/分の冷却速度で室温まで冷却した。   Specifically, the material was hot forged to a diameter of 150 mm, heated to 1250 ° C., held for 60 minutes, and then subjected to a heat treatment that was allowed to cool to room temperature. Thereafter, the mixture was further heated to 925 ° C., held for 120 minutes, and then cooled to room temperature at a cooling rate of 10 ° C./min.
次いで、上記の処理を施した素材を機械加工し、半径150mmのクラウニングをもつ直径が130mmで幅が20mmの形状のローラに加工した。上記ローラには、全浸炭深さの目標を1.5mmとして、930℃でガス浸炭処理を施した後、油温60℃の油中に焼入れした。焼入れ後、ローラは170℃の大気中で120分保持した後、空冷の焼戻しを行った。その後、クラウニング面を50ミクロン研磨して、大ローラ試験片に仕上げた。   Next, the material subjected to the above treatment was machined into a roller having a diameter of 130 mm and a width of 20 mm with a crowning with a radius of 150 mm. The roller was subjected to gas carburizing treatment at 930 ° C. with a target of the total carburizing depth of 1.5 mm, and then quenched in oil at an oil temperature of 60 ° C. After quenching, the roller was kept in the atmosphere at 170 ° C. for 120 minutes, and then air-cooled tempering was performed. Thereafter, the crowning surface was polished by 50 microns to finish a large roller test piece.
なお、面圧疲労強度は、前記表4に示すように、小ローラの回転数を1000rpmとし、大ローラのすべり率が80%となる条件で試験中の荷重が一定となる条件で、二円筒転がり疲労試験を実施した。この際、市販のATF(オートマティックトランスミッション油)を、油温40℃、2リットル/分の条件で接触部に試験片の回転逆方向から吐出した。   In addition, as shown in the above Table 4, the surface pressure fatigue strength is a two-cylinder condition where the load during the test is constant under the condition that the rotation speed of the small roller is 1000 rpm and the slip ratio of the large roller is 80%. A rolling fatigue test was performed. Under the present circumstances, commercially available ATF (automatic transmission oil) was discharged from the rotation direction of the test piece to the contact part on the conditions of oil temperature 40 degreeC and 2 liter / min.
各試験荷重において、疲労剥離が生じるまで、或いは、疲労剥離が生じない場合には2×107回に至るまで、二円筒転がり疲労試験を継続し、2×107回まで疲労剥離が生じなかった条件のうち、最大の荷重となった場合の計算ヘルツ応力を面圧疲労強度とした。なお、この面圧疲労強度の目標は3000MPa以上とし、面圧疲労強度が目標とする3000MPa以上の場合に、面圧疲労強度に優れるものとした。 In each test load, the fatigue to the peeling occurs, or up to 2 × 10 7 times when fatigue flaking does not occur, continue two cylindrical rolling fatigue test, the fatigue flaking until 2 × 10 7 times is not occurred Of the above conditions, the calculated Hertz stress at the maximum load was defined as the surface pressure fatigue strength. The target of the surface pressure fatigue strength is 3000 MPa or more, and the surface pressure fatigue strength is excellent when the surface pressure fatigue strength is 3000 MPa or more.
また、前記の「浸炭焼入れ−焼戻し」を施した四点曲げ試験片を用いて、切欠部に常に引張応力がかかるように、応力比0.1、繰返し速度5Hzの条件で四点曲げ疲労試験を実施して低サイクル曲げ疲労特性を調査し、S−N線図から1000回曲げ疲労強度を求めた。なお、この1000回曲げ疲労強度の目標は1000MPa以上とし、1000回曲げ疲労強度が目標とする1000MPa以上の場合に、低サイクル曲げ疲労強度に優れるものとした。   Also, using the four-point bending test piece subjected to the above-mentioned “carburization quenching and tempering”, a four-point bending fatigue test is performed under conditions of a stress ratio of 0.1 and a repetition rate of 5 Hz so that a tensile stress is always applied to the notch. And the low cycle bending fatigue characteristics were investigated, and the bending fatigue strength was determined 1000 times from the SN diagram. The target of 1000 times bending fatigue strength is set to 1000 MPa or more. When the 1000 times bending fatigue strength is set to 1000 MPa or more, the low cycle bending fatigue strength is excellent.
更に、前記の「浸炭焼入れ−焼戻し」を施した小ローラ試験片の横断面を鏡面研磨し、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食して、オーステナイト結晶粒径を測定し、異常粒成長の有無を調査した。   Furthermore, the cross section of the small roller test piece subjected to the above-mentioned “carburizing quenching and tempering” is mirror-polished, corroded with a saturated aqueous solution of picric acid to which a surfactant is added, the austenite crystal grain size is measured, and abnormal grains are measured. The presence or absence of growth was investigated.
なお、「オーステナイト粒径」も前記「フェライト粒径」と同様に、倍率200倍の光学顕微鏡写真(面積で200μm×300μmの領域に相当)を画像処理することによって求めた各オーステナイト粒の面積から計算したいわゆる「相当円直径」の平均値から求めた。そして、上記のようにして得た「オーステナイト粒径」の3倍以上の粒径のオーステナイト粒が存在する場合に、異常粒成長していると判定した。   The “austenite particle size” is also calculated from the area of each austenite grain obtained by image processing of an optical micrograph (corresponding to a region of 200 μm × 300 μm in area) with a magnification of 200 times, similarly to the “ferrite particle size”. It calculated | required from the average value of what was called "equivalent circle diameter". And when the austenite grain of the particle size 3 times or more of the "austenite grain size" obtained as mentioned above exists, it determined with abnormal grain growth.
表5に、上記の各調査結果を示す。   Table 5 shows the results of the above investigations.
表5から、本発明の条件を満たす試験番号1〜8の場合、従来のガス浸炭用鋼である試験番号21と同等以上の3000MPa以上の面圧疲労強度と1000MPa以上の1000回曲げ疲労強度を有し、面圧疲労強度と曲げ疲労強度、なかでも低サイクル曲げ疲労強度に優れており、しかも、異常粒成長も生じていないことが明らかである。   From Table 5, in the case of test numbers 1 to 8 that satisfy the conditions of the present invention, the surface pressure fatigue strength of 3000 MPa or more and 1000 times bending fatigue strength of 1000 MPa or more equivalent to or higher than test number 21 that is a conventional gas carburizing steel. It is clear that it has excellent surface pressure fatigue strength and bending fatigue strength, especially low cycle bending fatigue strength, and that no abnormal grain growth has occurred.
これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号9〜20の場合、本発明の目標に達していない。   On the other hand, in the case of test numbers 9 to 20 of comparative examples that deviate from the conditions defined in the present invention, the target of the present invention has not been reached.
試験番号9の場合、鋼9の「Si+Mn」の値が本発明で規定する範囲を超えるため、Hv硬さが240を超え、被削性が低下する。更に、「4Mn+4Cr−Si」の値も本発明で規定する範囲を超えるため浸炭層における残留オーステナイト量が過多となり、面圧疲労強度は3000MPaに達していない。   In the case of the test number 9, since the value of “Si + Mn” of the steel 9 exceeds the range specified in the present invention, the Hv hardness exceeds 240, and the machinability deteriorates. Furthermore, since the value of “4Mn + 4Cr—Si” exceeds the range specified in the present invention, the amount of retained austenite in the carburized layer becomes excessive, and the surface pressure fatigue strength does not reach 3000 MPa.
試験番号10の場合も、鋼10の「Si+Mn」の値が本発明で規定する範囲を超えるため、Hv硬さが240を超え、被削性が低下する。   Also in the case of the test number 10, since the value of “Si + Mn” of the steel 10 exceeds the range defined in the present invention, the Hv hardness exceeds 240, and the machinability deteriorates.
試験番号11の場合、鋼11の「4Mn+4Cr−Si」の値が本発明で規定する範囲を下回るため、浸炭層における残留オーステナイト量の生成が少なく、いわゆる「なじみ性」が確保されないので、面圧疲労強度は3000MPaに達していない。   In the case of test number 11, since the value of “4Mn + 4Cr—Si” of the steel 11 is below the range specified in the present invention, the amount of retained austenite in the carburized layer is small, and so-called “familiarity” is not ensured. The fatigue strength does not reach 3000 MPa.
試験番号12の場合、鋼12の「4Mn+4Cr−Si」の範囲が本発明で規定する範囲を超えるため浸炭層における残留オーステナイト量が過多となり、面圧疲労強度は3000MPaに達していない。   In the case of test number 12, since the range of “4Mn + 4Cr—Si” of the steel 12 exceeds the range specified in the present invention, the amount of retained austenite in the carburized layer becomes excessive, and the surface pressure fatigue strength does not reach 3000 MPa.
試験番号13の場合、鋼13のSiの含有量が本発明で規定する範囲を下回るため、焼戻し軟化抵抗が低く、面圧疲労強度が3000MPaに達していない。   In the case of the test number 13, since the Si content of the steel 13 is below the range specified in the present invention, the temper softening resistance is low and the surface pressure fatigue strength does not reach 3000 MPa.
試験番号14〜17の場合、鋼14〜17のMn含有量が、いずれも本発明で規定する範囲を下回るため、浸炭層における残留オーステナイト量が少なく、いわゆる「なじみ性」が確保できず凝着摩耗起因のピッチングが生じるため、面圧疲労強度は3000MPaに達していない。   In the case of test numbers 14 to 17, since the Mn contents of the steels 14 to 17 are all below the range specified in the present invention, the amount of retained austenite in the carburized layer is small, so-called “familiarity” cannot be ensured and adhesion occurs. Since pitting due to wear occurs, the surface pressure fatigue strength does not reach 3000 MPa.
試験番号18の場合、鋼18のCr含有量が本発明で規定する範囲を上回るため、真空浸炭焼入れ後の浸炭層の粒界に網目状のセメンタイトが生成して、低サイクル曲げ疲労強度(1000回曲げ疲労強度)が低く、曲げ疲労強度は目標に達していない。   In the case of test number 18, since the Cr content of steel 18 exceeds the range specified in the present invention, mesh-like cementite is generated at the grain boundaries of the carburized layer after vacuum carburizing and quenching, and low cycle bending fatigue strength (1000 The bending fatigue strength is low and the bending fatigue strength has not reached the target.
試験番号19の場合、鋼19はSiの含有量が本発明で規定する範囲を下回るため、焼戻し軟化抵抗が低く、面圧疲労強度は3000MPaに達していない。   In the case of test number 19, since the steel 19 has a Si content below the range defined in the present invention, the temper softening resistance is low, and the surface pressure fatigue strength does not reach 3000 MPa.
試験番号20の場合、鋼20のSi含有量が本発明で規定する範囲を下回るため、焼戻し軟化抵抗が低く、面圧疲労強度は3000MPaに達しておらず、また、V含有量が本発明で規定する範囲を上回るため、真空浸炭処理時に異常粒成長が生じるため、低サイクル曲げ疲労強度(1000回曲げ疲労強度)が低く、曲げ疲労強度は目標に達していない。   In the case of the test number 20, since the Si content of the steel 20 is below the range specified in the present invention, the temper softening resistance is low, the surface pressure fatigue strength does not reach 3000 MPa, and the V content is in the present invention. Since exceeding the specified range, abnormal grain growth occurs during the vacuum carburization treatment, so the low cycle bending fatigue strength (1000 times bending fatigue strength) is low, and the bending fatigue strength does not reach the target.
なお、既に述べたように、試験番号21は、鋼19をガス浸炭処理した比較材である。   As already described, the test number 21 is a comparative material obtained by gas carburizing the steel 19.
本発明の真空浸炭歯車用鋼を用いれば、従来850〜980℃程度で行われていたガス浸炭処理を1000℃を超えるような高温での真空浸炭処理に変更して生産効率を向上させた場合にも、炭素の含有量が0.2質量%程度である低炭素合金鋼を用いてガス浸炭処理した従来の場合と同等以上の面圧疲労強度及び従来と同等以上の曲げ疲労強度、なかでも低サイクル曲げ疲労強度が得られ、しかも、異常粒成長が抑止できるので、浸炭時間の短縮による製造コストの合理化が行える。なお、この真空浸炭歯車用鋼は被削性にも優れているので、切削加工によって容易に所定の歯車形状に成形することができる。   When the steel for vacuum carburized gears of the present invention is used, the gas carburizing process that has been conventionally performed at about 850 to 980 ° C. is changed to the vacuum carburizing process at a high temperature exceeding 1000 ° C. to improve the production efficiency. In addition, the surface fatigue fatigue strength equal to or higher than the conventional case and the bending fatigue strength equal to or higher than the conventional case, in which gas carburizing treatment is performed using a low carbon alloy steel having a carbon content of about 0.2% by mass, Low cycle bending fatigue strength can be obtained, and abnormal grain growth can be suppressed, so that the manufacturing cost can be rationalized by shortening the carburizing time. In addition, since this vacuum carburized gear steel is excellent in machinability, it can be easily formed into a predetermined gear shape by cutting.
実施例の二円筒転がり疲労試験に用いた小ローラ試験片の形状を示す図である。It is a figure which shows the shape of the small roller test piece used for the two-cylinder rolling fatigue test of an Example. 実施例の四点曲げ試験に用いた四点曲げ試験片の形状を示す図である。It is a figure which shows the shape of the four-point bending test piece used for the four-point bending test of an Example.

Claims (2)

  1. 質量%で、C:0.13〜0.30%、Si:0.50%を超えて1.50%以下、Mn:0.70〜1.50%、P:0.10%以下、S:0.01〜0.05%、Cr:0.70〜1.50%、Nb:0.010〜0.050%、Al:0.010〜0.050%及びN:0.0100〜0.0250%を含有するとともに、Si、Mn及びCrの含有量が、Si+Mn:2.50%以下及び4Mn+4Cr−Si:7.2〜9.0%を満たし、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のVが0.005%以下の化学組成を有し、かつ、真空浸炭前の組織がフェライト・パーライト組織で、そのフェライト粒径が100μm以下であることを特徴とする真空浸炭歯車用鋼。   In mass%, C: 0.13 to 0.30%, Si: more than 0.50% and 1.50% or less, Mn: 0.70 to 1.50%, P: 0.10% or less, S : 0.01 to 0.05%, Cr: 0.70 to 1.50%, Nb: 0.010 to 0.050%, Al: 0.010 to 0.050%, and N: 0.0100 to 0 0.0250%, Si, Mn, and Cr contents satisfy Si + Mn: 2.50% or less and 4Mn + 4Cr—Si: 7.2 to 9.0%, and the balance is Fe and impurities. A steel for vacuum carburized gears, characterized in that the inside V has a chemical composition of 0.005% or less, the structure before vacuum carburizing is a ferrite pearlite structure, and the ferrite grain size is 100 μm or less.
  2. 質量%で、C:0.13〜0.30%、Si:0.50%を超えて1.50%以下、Mn:0.70〜1.50%、P:0.10%以下、S:0.01〜0.05%、Cr:0.70〜1.50%、Nb:0.010〜0.050%、Mo:0.10〜0.50%、Al:0.010〜0.050%及びN:0.0100〜0.0250%を含有するとともに、Si、Mn、Cr及びMoの含有量が、Si+Mn+4Mo:2.80%以下及び4Mn+4Cr−Si:7.2〜9.0%を満たし、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のVが0.005%以下の化学組成を有し、かつ、真空浸炭前の組織がフェライト・パーライト組織で、そのフェライト粒径が100μm以下であることを特徴とする真空浸炭歯車用鋼。 In mass%, C: 0.13 to 0.30%, Si: more than 0.50% and 1.50% or less, Mn: 0.70 to 1.50%, P: 0.10% or less, S : 0.01 to 0.05%, Cr: 0.70 to 1.50%, Nb: 0.010 to 0.050%, Mo: 0.10 to 0.50%, Al: 0.010 to 0 0.05% and N: 0.0100 to 0.0250%, and the contents of Si, Mn, Cr and Mo are Si + Mn + 4Mo: 2.80% or less and 4Mn + 4Cr-Si: 7.2 to 9.0. % was filled, the balance being Fe and impurities thereof or Rannahli, V in impurities has the following chemical composition 0.005%, and, prior vacuum carburizing tissue in ferrite-pearlite structure, its ferrite grain size A steel for vacuum carburized gears, characterized by being 100 μm or less.
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