JP4853366B2 - Steel carburized or carbonitrided parts with shot peening - Google Patents

Steel carburized or carbonitrided parts with shot peening Download PDF

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Description

本発明は、浸炭又は浸炭窒化後に、更にショットピーニングを施されて使用される鋼製の部品や、浸炭又は浸炭窒化後に焼戻しされ、その後更にショットピーニングを施されて使用される鋼製の部品(以下、それらの部品を「ショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品」という。)に関する。より詳しくは、優れた面疲労強度を確保するために浸炭又は浸炭窒化の後、あるいは、必要に応じて更に焼戻しされた後、ショットピーニングを施されて使用される歯車、プーリー及びシャフトなどショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品に関する。   The present invention is a steel part that is used after being subjected to shot peening after carburizing or carbonitriding, or a steel part that is used after being tempered after carburizing or carbonitriding and further subjected to shot peening ( Hereinafter, these parts are referred to as “steel carburized parts or carbonitrided parts subjected to shot peening”. More specifically, shot peening such as gears, pulleys and shafts that are used after shot peening after carburizing or carbonitriding to ensure excellent surface fatigue strength, or after further tempering if necessary. The present invention relates to a carburized part or carbonitrided part made of steel.

従来、自動車や産業機械の歯車、プーリー及びシャフトなどの鋼製の部品(以下、「鋼製の部品」を単に「部品」ともいう。)は、JIS規格のSCr420、SCM420やSNCM420などの機械構造用合金鋼を素材として、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れを施し、その後、200℃以下の焼戻しを行い、更に、必要に応じてショットピーニング処理を施すことにより、接触疲労強度、曲げ疲労強度や耐摩耗性など、それぞれの部品に要求される特性を確保することがなされていた。   Conventionally, steel parts such as gears, pulleys and shafts of automobiles and industrial machines (hereinafter “steel parts” are also simply referred to as “parts”) are mechanical structures such as JIS standard SCr420, SCM420 and SNCM420. Alloy steel is used as a raw material, carburizing and quenching or carbonitriding and quenching, followed by tempering at 200 ° C or lower, and further by shot peening treatment as necessary, contact fatigue strength, bending fatigue strength and wear resistance The properties required for each part, such as performance, have been ensured.

しかしながら、近年、自動車の燃費向上やエンジンの高出力化への対応のために部品の軽量・小型化が進み、これに伴って、部品にかかる負荷、なかでも、部品表面に繰り返しかかる応力が飛躍的に高まる傾向にある。このため、産業界からは、部品における前記特性のうちでも特に接触疲労強度を高めたいとの要望が大きくなっている。   However, in recent years, parts have become lighter and smaller in size in order to improve automobile fuel efficiency and engine output, and this has led to dramatic increases in loads on parts, especially stress on parts surfaces. Tend to increase. For this reason, there is a growing demand from the industry to increase the contact fatigue strength among the above-mentioned characteristics of parts.

上記の「接触疲労」には「面疲労」、「線疲労」及び「点疲労」が含まれるが、実際には「線」接触や「点」接触になることはほとんどない。このため、接触疲労強度として「面疲労強度」を高めたいとの産業界からの要望が大きい。   The above “contact fatigue” includes “face fatigue”, “line fatigue”, and “point fatigue”, but actually, “line” contact and “point” contact rarely occur. For this reason, there is a great demand from the industry to increase the “surface fatigue strength” as the contact fatigue strength.

なお、「ピッチング」は、面疲労の破壊形態の一つであり、歯車の歯面、プーリー及びシャフトにおける損傷形態は主にピッチングである。このため、ピッチング強度を向上させることが、上記の面疲労強度の向上に対応することになるので、以下、「面疲労」としての「ピッチング」について説明し、「ピッチング強度」を「面疲労強度」という。   “Pitching” is one of the forms of fracture of surface fatigue, and the form of damage on the gear teeth, pulleys, and shafts is mainly pitching. For this reason, improving the pitching strength corresponds to the improvement of the above-mentioned surface fatigue strength. Therefore, “pitting” as “surface fatigue” will be described below. "

上記の産業界からの要望に対しては、従来、部品の面疲労強度を向上させるために、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れを施した部品に対して、
・部品表層部の硬さを上昇させること、
・部品表層部のCの含有量(以下、「濃度」ともいう。)、あるいは、「C+N」の濃度を制御すること、
・表面粗さを小さくすること、
などの対策が講じられ、例えば、特許文献1〜3に面疲労強度に優れた歯車やその製造方法に関する技術が提案されている。
In response to the above-mentioned demand from the industry, conventionally, in order to improve the surface fatigue strength of parts, for parts subjected to carburizing quenching or carbonitriding quenching,
・ Increase the hardness of the parts surface layer,
-Controlling the C content (hereinafter also referred to as "concentration") or the concentration of "C + N" in the part surface layer part,
・ Reduce the surface roughness,
For example, Patent Documents 1 to 3 propose a technique related to a gear excellent in surface fatigue strength and a method for manufacturing the gear.

すなわち、特許文献1には、化学成分を規定するとともに、浸炭窒化もしくは浸炭浸窒後焼入焼戻しによる表面硬化層を有し、表面から0.1mmまでのC+N量、更に、必要に応じて、表面から50μm深さでのビッカース硬さや表面粗さを規定した、面疲れ強度の優れた歯車用鋼が開示されている。   That is, in Patent Document 1, the chemical components are defined, and a surface hardened layer is obtained by carbonitriding or quenching and tempering after carbonitriding, and the amount of C + N from the surface to 0.1 mm. Further, if necessary, Disclosed is a gear steel having excellent surface fatigue strength that defines Vickers hardness and surface roughness at a depth of 50 μm from the surface.

また、特許文献2には、化学成分を規定するとともに、必要に応じて、浸炭焼入れ焼戻しまたは浸炭窒化焼入れ焼戻しによる表面硬化層を有し、表面から深さ0.1mmまでのC、Si及びCr量、更には、表面から深さ50μmでのビッカース硬さや表面粗さを規定した、歯面強度の優れた歯車用鋼と歯車が開示されている。   Patent Document 2 defines chemical components and, as necessary, has a hardened surface layer by carburizing, quenching and tempering or carbonitriding, quenching and tempering, and C, Si and Cr up to a depth of 0.1 mm from the surface. Steels for gears and gears having excellent tooth surface strength are disclosed that define the amount, and further, Vickers hardness and surface roughness at a depth of 50 μm from the surface.

更に、特許文献3には、ガス浸炭による微細炭化物分散浸炭層、窒素侵入させることによる残留オーステナイト量、並びに、マイクロショットピーニングによる表面粗さ、表面圧縮残留応力及び表面硬さを規定した、耐面圧(面疲労強度)及び曲げ疲労強度に優れた機械構造部品が開示されている。   Further, in Patent Document 3, a fine carbide-dispersed carburized layer by gas carburization, the amount of retained austenite by intruding nitrogen, and surface roughness, surface compressive residual stress and surface hardness by micro-shot peening are defined. A mechanical structural component excellent in pressure (surface fatigue strength) and bending fatigue strength is disclosed.

特開平9−296250号公報Japanese Patent Laid-Open No. 9-296250 特開平7−242994号公報Japanese Patent Laid-Open No. 7-242994 特開2003−183808号公報Japanese Patent Laid-Open No. 2003-183808

特許文献1で提案された歯車用鋼によれば、その実施例に示されているように、歯面のピッチング寿命(面疲労強度)が向上する。しかしながら、特許文献1で提案された技術は、表面から0.1mmを超える深さの部位、つまり、表面からの距離が0.1mmを超える内側の部位の影響について考慮されていない。   According to the gear steel proposed in Patent Document 1, the tooth surface pitching life (surface fatigue strength) is improved as shown in the embodiment. However, the technique proposed in Patent Document 1 does not consider the influence of a portion having a depth exceeding 0.1 mm from the surface, that is, an inner portion having a distance from the surface exceeding 0.1 mm.

特許文献2で提案された歯車用鋼によっても、その実施例に示されているように、歯面強度(面疲労強度)が向上する。しかしながら、特許文献2で提案された技術は、前記特許文献1で提案された技術と同様に、表面からの深さが0.1mmを超える内側の部位の影響について考慮されたものではない。   The gear steel proposed in Patent Document 2 also improves the tooth surface strength (surface fatigue strength) as shown in the examples. However, similarly to the technique proposed in Patent Document 1, the technique proposed in Patent Document 2 does not take into account the influence of an inner part whose depth from the surface exceeds 0.1 mm.

また、特許文献3で提案された機械構造部品によれば、その実施例に示されているように、歯面強度(面疲労強度)が向上する。しかしながら、特許文献3で提案された技術も、最表層近傍の部位のみを制御するものである。   Moreover, according to the machine structural component proposed in Patent Document 3, the tooth surface strength (surface fatigue strength) is improved as shown in the embodiment. However, the technique proposed in Patent Document 3 also controls only the portion near the outermost layer.

しかしながら、上記特許文献1〜3で開示されたような表層部近傍の高硬度化技術ではいずれも、近年、産業界から要望されている部品の軽量化、小型化、高応力負荷化に十分対応できる面疲労強度を得ることはできなかった。   However, all of the techniques for increasing the hardness near the surface layer as disclosed in the above-mentioned Patent Documents 1 to 3 are sufficient for reducing the weight, reducing the size, and increasing the stress load of parts recently requested by the industry. The surface fatigue strength that can be obtained could not be obtained.

そこで、本発明の目的は、部品の軽量化、小型化、高応力負荷化の要求に十分応えることができるショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品を提供することである。   Accordingly, an object of the present invention is to provide a steel carburized part or carbonitrided part that has been subjected to shot peening that can sufficiently meet the demands for weight reduction, size reduction, and high stress load of the part.

なお、本発明における面疲労強度の目標は、後述するローラーピッチング試験の評価で2860MPa以上の面疲労強度を有することとした。   The target of the surface fatigue strength in the present invention is to have a surface fatigue strength of 2860 MPa or more in the evaluation of a roller pitching test described later.

本発明者らは、前記した課題を解決するためには、表層部近傍の性状だけではなく、表面からの距離が大きい内側の部位(すなわち部品内部)の性状を制御することが重要であるとの着想の下、硬さ分布、ミクロ組織などに着目した調査・研究を重ね、更に、それに付帯する条件について種々の検討を行った。その結果、先ず、下記(a)〜(d)の知見を得た。   In order to solve the above-described problems, the present inventors believe that it is important to control not only the properties near the surface layer portion but also the properties of the inner part (that is, the inside of the component) having a large distance from the surface. Under the idea of, research and research focusing on hardness distribution, microstructure, etc. were repeated, and various conditions were examined for incidental conditions. As a result, first, the following findings (a) to (d) were obtained.

(a)面疲労強度の向上にはピッチングの発生を抑制する必要があるが、ピッチングの起点となる亀裂は最表層部近傍で発生し、それが徐々に伝播して部品の破損に至る。したがって、ピッチングの発生を抑止して大きな面疲労強度を確保するためには、亀裂の発生に加え亀裂の伝播速度をも抑制する必要がある。   (A) Although it is necessary to suppress the occurrence of pitching in order to improve the surface fatigue strength, a crack that becomes the starting point of pitching occurs in the vicinity of the outermost layer portion, which gradually propagates to cause damage to the component. Therefore, in order to suppress the occurrence of pitting and secure a large surface fatigue strength, it is necessary to suppress the propagation speed of the crack in addition to the generation of the crack.

(b)亀裂の発生を抑制するためには、表層部近傍を高硬度化すればよい。高硬度化するためには、表層部のC濃度、あるいは、「C+N」の濃度を高めて、且つマルテンサイト主体の組織にすることが有効があるが、表層部のC濃度、あるいは、「C+N」の濃度を高めると、ラスマルテンサイトが減少し、レンズ状マルテンサイトが増加する。そして、レンズ状マルテンサイトが増加すると、亀裂が発生しやすくなる。   (B) In order to suppress the occurrence of cracks, the vicinity of the surface layer may be increased in hardness. In order to increase the hardness, it is effective to increase the C concentration of the surface layer portion or the concentration of “C + N” and to make the structure mainly composed of martensite, but the C concentration of the surface layer portion or “C + N” ”Increases, the lath martensite decreases and the lenticular martensite increases. And if lenticular martensite increases, it will become easy to generate a crack.

(c)一方、亀裂の伝播速度の抑制には、表層部近傍だけでなく、表面からの深さ(以下、「表面からの距離」ともいう。)が0.1〜1mm程度の内部の領域まで高硬度化することが有効である。これは接触部では、表層部近傍だけでなく、それより内部の領域でも高い応力が繰り返し付与されるためである。   (C) On the other hand, in order to suppress the propagation speed of cracks, not only in the vicinity of the surface layer portion, but also in the inner region where the depth from the surface (hereinafter also referred to as “distance from the surface”) is about 0.1 to 1 mm. It is effective to increase the hardness. This is because a high stress is repeatedly applied not only in the vicinity of the surface layer portion but also in a region inside the contact portion.

(d)しかしながら、硬化層深さが過大であると、面疲労強度が飽和するだけでなく、浸炭、あるいは浸炭窒化処理の長時間化によるコストの増大、また、焼入れ後の変形量が大きくなる、という問題が生じる。   (D) However, when the depth of the hardened layer is excessive, not only the surface fatigue strength is saturated, but also the cost is increased due to the long time of carburizing or carbonitriding, and the amount of deformation after quenching is increased. The problem arises.

次に、本発明者らは、格段に優れた面疲労強度を得るための組織と鋼組成の条件についても調査・研究を重ね、その結果、下記(e)の知見を得た。   Next, the present inventors have repeatedly investigated and studied the structure and the steel composition conditions for obtaining remarkably excellent surface fatigue strength, and as a result, obtained the following knowledge (e).

(e)部品は接触時に温度が上昇するため、表層部の硬さが低下しやすい。このため、生地の鋼の化学組成は、焼戻し軟化抵抗を高める元素であるMoの含有量を高めることが有効である。   (E) Since the temperature of the component rises upon contact, the hardness of the surface layer portion tends to decrease. For this reason, it is effective for the chemical composition of the steel of the dough to increase the content of Mo, which is an element that increases the temper softening resistance.

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)〜(3)に示すショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品にある。   The present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is a steel carburized part or carbonitrided part subjected to shot peening shown in the following (1) to (3).

(1)生地が、質量%で、C:0.1〜0.3%、Si:0.05〜1.5%、Mn:0.2〜1.5%、S:0.003〜0.05%、Cr:0.5〜3.0%、Al:0.01〜0.05%及びN:0.008〜0.025%を含有し、残部はFe及び不純物からなる化学成分の鋼で、表層部の硬さがビッカース硬さで850以上、硬化層深さが0.6〜1.0mm及び表面からの深さが0.1mmまでの領域に占めるレンズ状マルテンサイトの体積分率が3%以下であることを特徴とする、ショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品。
但し、硬化層深さとは、表面からビッカース硬さで700の位置までの距離と定義する。
(1) Material | dough is mass%, C: 0.1-0.3%, Si: 0.05-1.5%, Mn: 0.2-1.5%, S: 0.003-0 .05%, Cr: 0.5-3.0%, Al: 0.01-0.05% and N: 0.008-0.025%, with the balance being a chemical component consisting of Fe and impurities The volume fraction of lenticular martensite in the region where the hardness of the surface layer is 850 or more in terms of Vickers hardness, the depth of the hardened layer is 0.6 to 1.0 mm, and the depth from the surface is 0.1 mm. A steel carburized part or carbonitrided part subjected to shot peening, wherein the rate is 3% or less.
However, the hardened layer depth is defined as a distance from the surface to a position of 700 in terms of Vickers hardness.

(2)生地の鋼が、Feの一部に代えて、質量%で、Mo:0.8%以下を含有することを特徴とする上記(1)に記載のショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品。   (2) The steel of the dough is made of steel subjected to shot peening according to the above (1), characterized in that, instead of a part of Fe, by mass%, Mo: 0.8% or less is contained. Carburized parts or carbonitrided parts.

(3)生地の鋼が、Feの一部に代えて、質量%で、Nb:0.08%以下及びV:0.15%以下のうちの1種以上を含有することを特徴とする上記(1)又は(2)に記載のショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品。   (3) The above steel, wherein the dough steel contains at least one of Nb: 0.08% or less and V: 0.15% or less in mass% instead of a part of Fe A steel carburized part or carbonitrided part subjected to shot peening according to (1) or (2).

なお、上記の表層部の硬さとしての「ビッカース硬さ」とは、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、表面から0.03mmの位置で試験力を1.961Nとして任意に10点測定した場合の算術平均値を指す。   The “Vickers hardness” as the hardness of the surface layer portion is a test force at a position of 0.03 mm from the surface in accordance with “Vickers hardness test-test method” in JIS Z 2244 (2003). Is an arithmetic average value when 10 points are arbitrarily measured as 1.961N.

以下、上記(1)〜(3)のショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品に係る発明を、それぞれ、「本発明(1)」〜「本発明(3)」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 carburized parts or carbonitrided parts subjected to the shot peening of (1) to (3) are referred to as “present invention (1)” to “present invention (3)”, respectively. Also, it may be collectively referred to as “the present invention”.

本発明のショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品は、面疲労強度が極めて優れているので、自動車や産業機械の部品である歯車、プーリー及びシャフトなどに用いることができる。   The steel carburized parts or carbonitrided parts subjected to the shot peening of the present invention have extremely excellent surface fatigue strength, and can be used for gears, pulleys, shafts, and the like, which are parts of automobiles and industrial machines.

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)生地の鋼の化学組成
C:0.1〜0.3%
Cは、浸炭焼入れ、あるいは、浸炭窒化焼入れしたときの部品の生地の強度(芯部強度)を確保するために必須の元素である。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、Cの含有量が0.3%を超えると、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、被削性が大きく低下する。したがって、生地の鋼のCの含有量を0.1〜0.3%とした。なお、生地の鋼のC含有量の望ましい範囲は0.2〜0.25%である。
(A) Chemical composition of dough steel C: 0.1-0.3%
C is an essential element for ensuring the strength (core strength) of the material of the parts when carburizing and quenching or carbonitriding and quenching. However, if the content is less than 0.1%, the above effect is insufficient. On the other hand, if the C content exceeds 0.3%, the strength after steel bar, wire, and hot forging becomes too high, so that machinability is greatly reduced. Therefore, the C content of the dough steel is set to 0.1 to 0.3%. In addition, the desirable range of C content of steel of dough is 0.2 to 0.25%.

Si:0.05〜1.5%
Siは、脱酸作用を有する。しかしながら、その含有量が0.05%未満では前記の効果が不十分である。一方、Siの含有量が1.5%を超えると、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、被削性が大きく低下する。したがって、生地の鋼のSiの含有量を0.05〜1.5%とした。なお、Siの含有量が0.3%以上であれば、面疲労強度を高める効果が十分に得られる。このため、生地の鋼のSiの含有量は、より好ましくは0.3〜1.5%である。
Si: 0.05 to 1.5%
Si has a deoxidizing action. However, if the content is less than 0.05%, the above effects are insufficient. On the other hand, if the Si content exceeds 1.5%, the strength after steel bar, wire, and hot forging becomes too high, so the machinability is greatly reduced. Therefore, the Si content of the dough steel is set to 0.05 to 1.5%. In addition, if content of Si is 0.3% or more, the effect which raises surface fatigue strength will fully be acquired. For this reason, the Si content of the dough steel is more preferably 0.3 to 1.5%.

Mn:0.2〜1.5%
Mnは、焼入れ性を高める効果があるため、面疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が0.2%未満では前記の効果が不十分である。なお、Mnの含有量が0.4%以上になると、面疲労強度の向上が顕著になる。一方、Mnの含有量が1.5%を超えると、面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、被削性が大きく低下する。したがって、生地の鋼のMnの含有量を0.2〜1.5%とした。より好ましい生地の鋼のMn含有量は、0.4〜1.5%である。
Mn: 0.2 to 1.5%
Mn is an element effective for increasing the surface fatigue strength because it has the effect of increasing the hardenability. However, if the content is less than 0.2%, the above effect is insufficient. Note that when the Mn content is 0.4% or more, the improvement of the surface fatigue strength becomes remarkable. On the other hand, if the content of Mn exceeds 1.5%, not only the effect of increasing the surface fatigue strength is saturated, but also the strength after steel bar, wire and hot forging becomes too high, so the machinability is greatly reduced. To do. Therefore, the Mn content of the dough steel is set to 0.2 to 1.5%. The more preferable Mn content of the dough steel is 0.4 to 1.5%.

S:0.003〜0.05%
Sは、Mnと結合してMnSを形成し、被削性を向上させる。しかしながら、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、面疲労強度を低下させる傾向があり、特に、その含有量が0.05%を超えると、他の要件を満たしていても面疲労強度の低下が顕著になる。したがって、生地の鋼のSの含有量を0.003〜0.05%とした。なお、生地の鋼のS含有量の望ましい範囲は0.01〜0.03%である。
S: 0.003-0.05%
S combines with Mn to form MnS and improves 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 surface fatigue strength tends to be reduced. In particular, when the content exceeds 0.05%, other requirements are satisfied. However, the reduction in surface fatigue strength becomes significant. Therefore, the S content of the dough steel is set to 0.003 to 0.05%. In addition, the desirable range of S content of the steel of the dough is 0.01 to 0.03%.

Cr:0.5〜3.0%
Crは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める効果があり、面疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が0.5%未満では前記の効果が不十分である。なお、Crの含有量が1.2%以上になると、面疲労強度の向上が顕著になる。一方、Crの含有量が3.0%を超えると、面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、被削性が著しく低下する。したがって、生地の鋼のCrの含有量を0.5〜3.0%とした。より好ましい生地の鋼のCr含有量は1.2〜2.5%である。
Cr: 0.5 to 3.0%
Cr has an effect of increasing hardenability and temper softening resistance, and is an effective element for increasing surface fatigue strength. However, if the content is less than 0.5%, the above effect is insufficient. Note that when the Cr content is 1.2% or more, the improvement of the surface fatigue strength becomes remarkable. On the other hand, if the Cr content exceeds 3.0%, not only the effect of increasing the surface fatigue strength is saturated, but also the strength after steel bar, wire and hot forging becomes too high, so the machinability is remarkably reduced. To do. Therefore, the Cr content of the dough steel is set to 0.5 to 3.0%. The Cr content of the steel of the more preferable dough is 1.2 to 2.5%.

Al:0.01〜0.05%
Alは、脱酸作用を有すると同時に、Nと結合してAlNを形成しやすく、焼入れ部の結晶粒微細化に有効で、面疲労強度を高める効果がある。しかしながら、Alの含有量が0.01%未満ではこの効果は得難い。一方、Alは硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、Alの含有量が0.05%を超えると、面疲労強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても目標とする面疲労強度(後述するローラーピッチング試験の評価で2860MPa以上の面疲労強度)が得られなくなる。したがって、生地の鋼のAlの含有量を0.01〜0.05%とした。なお、生地の鋼のAl含有量の望ましい範囲は0.02〜0.04%である。
Al: 0.01 to 0.05%
Al has a deoxidizing action, and at the same time, easily binds to N to form AlN, is effective for refining crystal grains in the quenched portion, and has an effect of increasing surface fatigue strength. However, this effect is difficult to obtain when the Al content is less than 0.01%. On the other hand, Al tends to form hard oxide inclusions, and if the Al content exceeds 0.05%, the surface fatigue strength is significantly reduced, and the target surface is satisfied even if other requirements are satisfied. Fatigue strength (surface fatigue strength of 2860 MPa or more in evaluation of a roller pitching test described later) cannot be obtained. Therefore, the Al content of the dough steel is set to 0.01 to 0.05%. In addition, the desirable range of Al content of dough steel is 0.02 to 0.04%.

N:0.008〜0.025%
Nは、Al、Nb、VやTiと結合してAlN、NbN、VNやTiNを形成しやすく、このうちAlN、NbN、VNは結晶粒微細化に有効で、面疲労強度を高める効果がある。しかしながら、N含有量が0.008%未満ではこうした効果は得難い。一方、Nの含有量が0.025%を超えると、不純物中のTiと結合した粗大なTiNが形成されやすくなって面疲労強度が低下し、他の要件を満たしていても目標とする面疲労強度(後述するローラーピッチング試験の評価で2860MPa以上の面疲労強度)が得られなくなる場合がある。したがって、生地の鋼のNの含有量を0.008〜0.025%とした。より好ましい生地の鋼のN含有量は0.012〜0.020%である。
N: 0.008 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 crystal grains and have an effect of increasing the surface fatigue strength. . However, such effects are difficult to obtain when the N content is less than 0.008%. On the other hand, if the N content exceeds 0.025%, coarse TiN bonded to Ti in the impurities is easily formed, the surface fatigue strength is reduced, and the target surface is satisfied even if other requirements are satisfied. In some cases, fatigue strength (surface fatigue strength of 2860 MPa or more in evaluation of a roller pitching test described later) cannot be obtained. Therefore, the N content of the steel material is set to 0.008 to 0.025%. More preferably, the N content of the steel of the dough is 0.012 to 0.020%.

上記の理由から、本発明(1)に係るショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品は、生地が、C、Si、Mn、S、Cr、Al及びNを上述した範囲で含有し、残部はFe及び不純物からなる化学成分の鋼であることと規定した。   For the above reasons, the steel carburized part or carbonitrided part subjected to shot peening according to the present invention (1) contains C, Si, Mn, S, Cr, Al and N in the above-mentioned range. The balance was defined as a chemical component steel composed of Fe and impurities.

なお、本発明(1)に係るショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品は、生地が、上記本発明(1)におけるFeの一部に代えて、
第1群:Mo:0.8%以下、
第2群:Nb:0.08%以下及びV:0.15%以下のうちの1種以上、
の少なくとも1つの群の元素のうち1種以上を含有する鋼とすることができる。
In addition, the steel carburized parts or carbonitrided parts subjected to shot peening according to the present invention (1), the dough is replaced with a part of Fe in the present invention (1),
First group: Mo: 0.8% or less,
Group 2: Nb: not more than 0.08% and V: not less than 0.15%,
It can be set as the steel containing 1 or more types among the elements of at least 1 group.

すなわち、更により優れた特性を得るために、前記第1群と第2群の少なくとも1つの群の元素のうち1種以上を、本発明(1)の生地の鋼におけるFeの一部に代えて、含有してもよい。   That is, in order to obtain even more excellent characteristics, one or more of the elements of at least one of the first group and the second group are replaced with a part of Fe in the base steel of the present invention (1). And may be contained.

以下、上記の元素に関して説明する。   Hereinafter, the above elements will be described.

第1群:Mo:0.8%以下
Moは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める効果があり、面疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、Moの含有量が多くなり、特に、0.8%を超えると、面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎて、被削性が大きく低下する。したがって、添加する場合の生地の鋼のMoの含有量を0.8%以下とした。
First group: Mo: 0.8% or less Mo has an effect of increasing hardenability and tempering softening resistance, and is an element effective for increasing surface fatigue strength. However, if the Mo content increases, especially exceeding 0.8%, not only the effect of increasing the surface fatigue strength is saturated, but also the strength after steel bar, wire rod and hot forging becomes too high, The machinability is greatly reduced. Therefore, the Mo content in the steel of the dough when added is set to 0.8% or less.

なお、前記したMoの効果を確実に得るためには、生地の鋼のMo含有量を0.1%以上とすることが好ましい。このため、添加する場合の生地の鋼のより望ましいMo含有量は0.1〜0.8%であり、0.1〜0.4%であれば一層好ましい。   In addition, in order to acquire the above-mentioned effect of Mo reliably, it is preferable to make Mo content of steel of dough into 0.1% or more. For this reason, the more desirable Mo content of the steel of the dough when added is 0.1 to 0.8%, more preferably 0.1 to 0.4%.

第2群:Nb:0.08%以下及びV:0.15%以下のうちの1種以上
Nbは、C、Nと結合してNbC、NbN、Nb(C、N)を形成しやすく、前述したAlNによる焼入れ部の結晶粒微細化を補完するのに有効で、面疲労強度を高める効果がある。しかしながら、Nbの含有量が多くなり、特に、0.08%を超えると、中心偏析部に粗大なNb(C、N)が生成しやすくなり、面疲労強度が低下する。したがって、添加する場合の生地の鋼のNbの含有量を0.08%以下とした。
Group 2: Nb: not less than 0.08% and V: not more than 0.15% Nb is easily bonded to C and N to form NbC, NbN, Nb (C, N), This is effective for supplementing the above-described refinement of crystal grains in the quenched portion by AlN, and has the effect of increasing the surface fatigue strength. However, if the content of Nb increases, especially when it exceeds 0.08%, coarse Nb (C, N) tends to be generated at the center segregation part, and the surface fatigue strength decreases. Therefore, the Nb content of the steel of the dough when added is set to 0.08% or less.

なお、前記したNbの効果を確実に得るためには、生地の鋼のNb含有量を0.01%以上とすることが好ましい。このため、添加する場合の生地の鋼のより望ましいNb含有量は0.01〜0.08%であり、0.02〜0.05%であれば一層好ましい。   In order to surely obtain the above-described effect of Nb, it is preferable that the Nb content of the dough steel is 0.01% or more. For this reason, the more desirable Nb content of the base steel when added is 0.01 to 0.08%, and more preferably 0.02 to 0.05%.

Vは、C、Nと結合してVN、VCを形成しやすく、このうち、VNは前述したAlNによる焼入れ部の結晶粒微細化を補完するのに有効で、面疲労強度を高める効果がある。また、浸炭窒化時にVNが析出すると、面疲労強度をより高める効果がある。しかしながら、Vの含有量が多くなり、特に、0.15%を超えると、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎて、被削性が大きく低下する。したがって、添加する場合の生地の鋼のVの含有量を0.15%以下とした。   V easily combines with C and N to form VN and VC. Among these, VN is effective in supplementing the above-described grain refinement of the quenched portion by AlN, and has the effect of increasing the surface fatigue strength. . Further, when VN is precipitated during carbonitriding, there is an effect of further increasing the surface fatigue strength. However, if the content of V increases, and particularly exceeds 0.15%, the strength after steel bar, wire, and hot forging becomes too high, and machinability is greatly reduced. Therefore, the V content of the dough steel when added is 0.15% or less.

なお、前記したVの効果を確実に得るためには、生地の鋼のV含有量を0.02%以上とすることが好ましい。このため、添加する場合の生地の鋼のより望ましいV含有量は0.02〜0.15%であり、0.05〜0.10%であれば一層好ましい。   In addition, in order to acquire the effect of V mentioned above reliably, it is preferable to make V content of the steel of dough 0.02% or more. For this reason, the more desirable V content of the base steel when added is 0.02 to 0.15%, and more preferably 0.05 to 0.10%.

上記の理由から、本発明(2)に係るショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品は、生地の鋼が、本発明(1)の生地の鋼におけるFeの一部に代えて、Mo:0.8%以下を含有することと規定した。   For the above reasons, the steel carburized parts or carbonitrided parts subjected to shot peening according to the present invention (2), the dough steel is replaced with a part of Fe in the dough steel of the present invention (1). , Mo: Specified to contain 0.8% or less.

また、本発明(3)に係るショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品は、生地の鋼が、本発明(1)又は本発明(2)の生地の鋼におけるFeの一部に代えて、Nb:0.08%以下及びV:0.15%以下のうちの1種以上を含有することと規定した。   In addition, the steel carburized or carbonitrided parts subjected to shot peening according to the present invention (3) are made of steel in the dough, and a part of Fe in the dough steel in the present invention (1) or (2). Instead of Nb: 0.08% or less and V: 0.15% or less.

なお、本発明に係るショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品は、より安定した特性を得るために、その生地の鋼における不純物元素としてのP、Ti及びO(酸素)の含有量を下記のとおりに制限することが好ましい。   In addition, in order to obtain more stable characteristics, steel carburized parts or carbonitrided parts subjected to shot peening according to the present invention contain P, Ti and O (oxygen) as impurity elements in the steel of the material. It is preferred to limit the amount as follows.

P:0.025%以下
Pは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素であるため、0.025%を超えると、他の要件を満たしていても少ない頻度であるが、面疲労強度が低下する場合がある。したがって、生地の鋼のPの含有量は、0.025%以下とすることが好ましい。
P: 0.025% or less P is an element that easily segregates at the grain boundary and easily embrittles the grain boundary. Therefore, if it exceeds 0.025%, the frequency is low even if other requirements are satisfied. The fatigue strength may decrease. Therefore, it is preferable that the P content of the dough steel is 0.025% or less.

Ti:0.005%以下
Tiは、Nと結合してTiNを形成しやすく、特に、Ti含有量が0.005%を超えると、粗大なTiNが形成されやすくなり、他の要件を満たしていても少ない頻度であるが、面疲労強度が低下する場合がある。したがって、生地の鋼のTiの含有量は、0.005%以下とすることが好ましい。更に、不純物元素としてのTi含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、製鋼でのコストを考慮すると、0.002%以下にすることがより好ましい。
Ti: 0.005% or less Ti easily bonds to N to form TiN. In particular, when the Ti content exceeds 0.005%, coarse TiN is easily formed and satisfies other requirements. However, the surface fatigue strength may decrease although the frequency is low. Therefore, it is preferable that the Ti content of the dough steel is 0.005% or less. Furthermore, it is desirable to reduce the Ti content as an impurity element as much as possible, but considering the cost in steelmaking, it is more preferable to make it 0.002% or less.

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、特に、O含有量が0.002%を超えると、他の要件を満たしていても少ない頻度であるが、面疲労強度が低下する場合がある。したがって、生地の鋼のOの含有量は、0.002%以下とすることが好ましい。更に、不純物元素としてのO含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、製鋼でのコストを考慮すると、0.001%以下にすることがより好ましい。
O (oxygen): 0.002% or less O tends to combine with Al to form hard oxide inclusions, and particularly satisfies the other requirements when the O content exceeds 0.002%. However, the surface fatigue strength may decrease although the frequency is low. Therefore, it is preferable that the O content of the dough steel is 0.002% or less. Furthermore, it is desirable to reduce the O content as an impurity element as much as possible, but considering the cost in steelmaking, it is more preferable to make it 0.001% or less.

(B)硬さ及び組織
本発明者らの検討によって、本発明に係るショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品は、表層部の硬さがビッカース硬さで850以上、硬化層深さが0.6〜1.0mm及び表面からの深さが0.1mmまでの領域に占めるレンズ状マルテンサイトの体積分率が3%以下でなければならないことが明らかになった。
(B) Hardness and structure The steel carburized parts or carbonitrided parts subjected to shot peening according to the present invention have a surface layer portion hardness of 850 or more in terms of Vickers hardness, as determined by the present inventors. It became clear that the volume fraction of lenticular martensite occupying the region with a depth of 0.6 to 1.0 mm and a depth from the surface of up to 0.1 mm should be 3% or less.

以下、上記の事項について詳しく説明する。   Hereinafter, the above items will be described in detail.

面疲労は、接触部近傍の硬さや組織に大きく影響されることが知られており、従来、表層部近傍の高硬度化が面疲労強度の向上に有効であるといわれてきた。しかしながら、表層部近傍の高硬度化による面疲労強度向上では、産業界からの要望である前述した部品の軽量化、小型化、高応力負荷化に対応できる面疲労強度の確保に対して十分ではない。   It is known that surface fatigue is greatly influenced by the hardness and structure in the vicinity of the contact portion, and conventionally, it has been said that increasing the hardness in the vicinity of the surface layer portion is effective in improving the surface fatigue strength. However, improving the surface fatigue strength by increasing the hardness in the vicinity of the surface layer is not sufficient to ensure the surface fatigue strength that can respond to the weight reduction, downsizing, and high stress loading of the aforementioned parts, which is a request from the industry. Absent.

そこで、本発明者らは、表層部近傍だけでなく、表面からの距離がそれより大きい内部の領域も制御することにより、面疲労強度を向上させるという、従来とは異なる視点にたって、以下に示す検討を行った。   Therefore, the present inventors have not only the vicinity of the surface layer portion, but also the internal region where the distance from the surface is larger, thereby improving the surface fatigue strength. The examination to show was done.

先ず、表1に示す前記(A)項で述べた生地の鋼の化学組成を満たす鋼α〜εを150kg真空溶解炉で溶解した後、インゴットに鋳造した。   First, steels α to ε satisfying the chemical composition of the dough steel described in the above section (A) shown in Table 1 were melted in a 150 kg vacuum melting furnace and then cast into an ingot.

各インゴットを1250℃で4時間加熱し、一旦室温まで冷却した後、再度1250℃で30分加熱し、仕上げ温度を950℃以上として熱間鍛造して、直径35mmの丸棒を得た。   Each ingot was heated at 1250 ° C. for 4 hours, once cooled to room temperature, then heated again at 1250 ° C. for 30 minutes, and hot forged at a finishing temperature of 950 ° C. or higher to obtain a round bar having a diameter of 35 mm.

次いで、上記の直径が35mmの各丸棒に、920℃で1時間保持して室温まで放冷する処理を行った後、機械加工により図1(a)に示す形状のローラーピッチング試験用小ローラーを作製した。   Next, each round bar having a diameter of 35 mm was subjected to a treatment of holding at 920 ° C. for 1 hour and allowing to cool to room temperature, and then a small roller for roller pitching test having the shape shown in FIG. 1A by machining. Was made.

上記のローラーピッチング試験用小ローラーには、ガス浸炭炉を用いて、図2及び表2に示す条件で浸炭焼入れ(表2に示す処理条件A〜E、G及びI)又は浸炭窒化焼入れ(表2に示す処理条件F、H、J及びK)を行い、次いで、170℃で2時間の焼戻しを行った後、熱処理ひずみを除く目的で、つかみ部の仕上げ加工を行い、更に、試験部を30μm研削した。なお、図2及び表2における「CP」は、カーボンポテンシャルを意味する。   For the small roller for roller pitching test, carburizing and quenching (treatment conditions A to E, G and I shown in Table 2) or carbonitriding and quenching (Table) using a gas carburizing furnace under the conditions shown in FIG. 2 and Table 2. 2) and then tempering at 170 ° C. for 2 hours, and then finishing the grip portion for the purpose of removing heat treatment strain. 30 μm grinding was performed. In FIG. 2 and Table 2, “CP” means carbon potential.

更に、上記の浸炭焼入れ・焼戻し及びつかみ部の仕上げ加工と30μmの試験部研削を行ったローラーピッチング試験用小ローラーの試験片は、下記の条件でショットピーニング処理を行った。なお、このショットピーニングには、直圧式ショットピーニング装置を用いた。   Furthermore, the test piece of the small roller for a roller pitching test which performed said carburizing quenching and tempering, the finishing process of the grip part, and grinding of the test part of 30 micrometers performed the shot peening process on the following conditions. A direct pressure shot peening apparatus was used for this shot peening.

・投射材の種類:高炭素鋼、
・投射材の直径(ショット粒の粒径):0.3mm、
・投射材の硬さ:ビッカース硬さで700〜800、
・投射圧力:0.3MPa、
・カバレージ:200%、
・投射距離:120mm。
・ Type of projection material: High carbon steel,
-Diameter of shot material (particle size of shot grains): 0.3 mm,
・ Hardness of the projection material: 700 to 800 in terms of Vickers hardness
・ Projection pressure: 0.3 MPa,
・ Coverage: 200%
-Projection distance: 120 mm.

上記のようにして得たローラーピッチング試験用小ローラーの試験部近傍のビッカース硬さを、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、次の方法で測定した。   The Vickers hardness in the vicinity of the test portion of the small roller pitching test roller obtained as described above was measured by the following method in accordance with “Vickers hardness test-test method” in JIS Z 2244 (2003). .

すなわち、前記試験部を小ローラーの軸方向に垂直な面で切断し、その切断面を鏡面研磨して試験部の表面からの深さが0.03mmの位置で、試験力を1.961Nとして10点測定し、その算術平均値を表層部のビッカース硬さとした。   That is, the test part is cut by a surface perpendicular to the axial direction of the small roller, the cut surface is mirror-polished, and the test force is set to 1.961 N at a depth of 0.03 mm from the surface of the test part. Ten points were measured, and the arithmetic average value was defined as the Vickers hardness of the surface layer.

また、表面からの深さが、0.03mmの位置、0.05mmの位置、これ以降1.0mmの位置までを0.05mmピッチで、更に、前記1.0mmの位置以降2.4mmの位置までを0.1mmピッチで、試験力を1.961Nとして各部位において2点ずつ測定し、その算術平均値を各位置のビッカース硬さとして、硬さ分布図を求め、この硬さ分布図を用いて、表面からビッカース硬さで700の位置までの距離である「硬化層深さ」及び550の位置までの距離を測定した。   Further, the depth from the surface is a position of 0.03 mm, a position of 0.05 mm, and thereafter a position of 1.0 mm with a pitch of 0.05 mm, and further a position of 2.4 mm after the position of 1.0 mm. Up to 0.1 mm pitch, with a test force of 1.961 N, measure two points at each part, and calculate the hardness distribution chart using the arithmetic average value as the Vickers hardness at each position. It was used to measure the “hardened layer depth” which is the distance from the surface to the position of 700 in terms of Vickers hardness and the distance to the position of 550.

なお、表面からビッカース硬さで550の位置までの距離は、JIS G 0557(1996)などにおいて定義されている一般的な硬化層深さで、以下これを「硬化層深さ550」という。 The distance from the surface to the position of 550 in terms of Vickers hardness is a general hardened layer depth defined in JIS G 0557 (1996) or the like, and this is hereinafter referred to as “hardened layer depth 550 ”.

一方、前記の表面からビッカース硬さで700の位置までの距離は、本発明でいう硬化層深さである。   On the other hand, the distance from the said surface to the position of 700 in Vickers hardness is the hardened layer depth said by this invention.

本発明において、表面からビッカース硬さで700の位置までの距離をもって「硬化層深さ」とするのは、以下の理由である。   In the present invention, the distance from the surface to the position of 700 in the Vickers hardness is set as the “hardened layer depth” for the following reason.

・表層部近傍に大きな応力が繰り返し付与されることは、従来から知られており、表層部近傍の硬さをビッカース硬さで700以上にするのは、一般的である。   -It has been conventionally known that a large stress is repeatedly applied to the vicinity of the surface layer portion, and it is common to set the hardness in the vicinity of the surface layer portion to 700 or more in terms of Vickers hardness.

・表面からの深さが数百μmの位置でも、表層部近傍と大差ない応力が繰り返し付与されることが明らかになった。   -It became clear that even when the depth from the surface was several hundreds of micrometers, stress that was not significantly different from the vicinity of the surface layer was repeatedly applied.

次いで、上記のようにして得たローラーピッチング試験用小ローラー及び表1に示す鋼γを素材とし、図1(b)に示す形状、すなわち、直径が130mmで、接触部のR形状が150mmRの形状のローラーピッチング試験用大ローラーを用いて、表3に示した条件でローラーピッチング試験を行った。   Next, the roller pitting test small roller obtained as described above and the steel γ shown in Table 1 are used as a raw material, and the shape shown in FIG. 1B, that is, the diameter is 130 mm, and the R shape of the contact portion is 150 mmR. A roller pitching test was performed under the conditions shown in Table 3 using a large roller for the shape of a roller pitching test.

なお、ローラーピッチング試験は、一般には油温を80〜90℃として行われることが多いが、今回は油温を100℃として実施した。これは、油温を上げることで面疲労強度が低くなることが知られているため、極端に高い面圧での試験を避けることができるためである。   The roller pitching test is generally performed at an oil temperature of 80 to 90 ° C., but this time the oil temperature was 100 ° C. This is because it is known that the surface fatigue strength is lowered by raising the oil temperature, so that a test at an extremely high surface pressure can be avoided.

なお、上記ローラーピッチング試験用大ローラーは一般的な製造工程、つまり、「焼きならし、試験片加工、ガス浸炭炉による共析浸炭、低温焼戻し及び研磨」の工程によって作製したものである。   The large roller pitching test roller is produced by a general manufacturing process, that is, “normalizing, specimen processing, eutectoid carburizing with a gas carburizing furnace, low temperature tempering and polishing”.

各試験番号について、ローラーピッチング試験における試験数は5とし、縦軸に面圧、横軸にピッチング発生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、面疲労強度とした。なお、小ローラーの試験部の表面が損傷している箇所のうちで、最大のものの面積が1mm2以上になった場合をピッチング発生とした。 For each test number, the number of tests in the roller pitching test was set to 5, an SN graph was created with the surface pressure on the vertical axis and the number of repetitions until the occurrence of pitching on the horizontal axis, and the number of repetitions was 1.0 × 10 7. The surface pressure at the time was defined as surface fatigue strength. In addition, when the area of the largest thing became 1 mm < 2 > or more among the places where the surface of the test part of a small roller was damaged, it was set as pitching generation | occurrence | production.

なお、本発明における面疲労強度は、鋼組成がJIS G 4053(2003)に規定されたSCR420の規格を満たす鋼αを用いて、表2に示す処理条件Aで処理し、次いで、170℃で2時間の焼戻しを行った後、更に、試験部を30μm研削して、ショットピーニングを施した場合の面疲労強度(後述の表4の試験番号1の面疲労強度)である2200MPaを30%以上上回ること、すなわち、2860MPa以上であることを目標とした。そして、面疲労強度が2860MPa以上の場合に、面疲労特性に優れるものとした。   In addition, the surface fatigue strength in this invention is processed by the processing condition A shown in Table 2 using steel (alpha) which satisfies the specification of SCR420 specified in JIS G 4053 (2003), and then at 170 ° C. After tempering for 2 hours, the test portion was further ground by 30 μm and subjected to shot peening, and the surface fatigue strength (surface fatigue strength of test number 1 in Table 4 described later) of 2200 MPa was 30% or more. The target was to exceed, that is, 2860 MPa or more. When the surface fatigue strength is 2860 MPa or more, the surface fatigue characteristics are excellent.

また、面疲労強度が、上記の2200MPaを40%以上上回る3080MPa以上の場合に、面疲労特性に極めて優れるものとした。   In addition, when the surface fatigue strength is 3080 MPa or more, which is 40% or more higher than the above 2200 MPa, the surface fatigue characteristics are extremely excellent.

表4及び表5に、上記の各試験結果をまとめて示す。また、図3に、表層部の硬さと面疲労強度の関係を整理して示す。表4及び表5における「硬化層深さ550」は、表面からビッカース硬さで550の位置までの距離を指す。なお、表4、表5及び図3においては、ビッカース硬さを「Hv」と表記した。 Tables 4 and 5 collectively show the test results described above. FIG. 3 shows the relationship between the hardness of the surface layer and the surface fatigue strength. “Hardened layer depth 550 ” in Tables 4 and 5 refers to the distance from the surface to the position of 550 in terms of Vickers hardness. In Tables 4, 5 and 3, the Vickers hardness is represented as “Hv”.

図3からわかるように、表層部の硬さがビッカース硬さで850未満の場合には、目標とする2860MPa以上の面疲労強度が得られていない。一方、表層部の硬さがビッカース硬さで850以上であっても、目標とする2860MPa以上の面疲労強度が得られない場合のあることも明らかである。   As can be seen from FIG. 3, when the hardness of the surface layer portion is less than 850 in terms of Vickers hardness, the target surface fatigue strength of 2860 MPa or more is not obtained. On the other hand, even if the hardness of the surface layer portion is 850 or more in terms of Vickers hardness, it is apparent that the target surface fatigue strength of 2860 MPa or more may not be obtained.

そこで、図4に、表層部の硬さがビッカース硬度で850以上である試験番号、具体的には、試験番号3〜8、試験番号10、試験番号11、試験番号14〜19、試験番号21、試験番号22、試験番号25〜30、試験番号32、試験番号33、試験番号36〜41、試験番号43、試験番号44及び試験番号47〜55について、硬化層深さと面疲労強度の関係を整理した。   Therefore, FIG. 4 shows a test number in which the hardness of the surface layer portion is 850 or more in terms of Vickers hardness, specifically, test numbers 3 to 8, test number 10, test number 11, test numbers 14 to 19, test number 21. Test number 22, test number 25-30, test number 32, test number 33, test number 36-41, test number 43, test number 44 and test number 47-55, the relationship between the hardened layer depth and the surface fatigue strength Tidy.

図4からわかるように、硬化層深さが0.6mm未満の場合には、目標とする2860MPa以上の面疲労強度が得られていない。   As can be seen from FIG. 4, when the hardened layer depth is less than 0.6 mm, the target surface fatigue strength of 2860 MPa or more is not obtained.

このように、表層部の硬さがビッカース硬さで850以上及び硬化層深さが0.6mm以上であっても安定して目標とする2860MPa以上の高い面疲労強度が得られないため、本発明者らは、次に、表層部の組織を観察した。   Thus, even if the surface layer has a Vickers hardness of 850 or more and the hardened layer depth is 0.6 mm or more, a target high surface fatigue strength of 2860 MPa or more cannot be stably obtained. Next, the inventors observed the structure of the surface layer portion.

その結果、表層部の硬さがビッカース硬さで850以上及び硬化層深さが0.6mm以上であっても、目標とする2860MPa以上の面疲労強度が得られなかったものでは、レンズ状マルテンサイトが頻繁に観察され、その部分に微小な亀裂が発生していることがわかった。   As a result, even if the surface layer portion had a Vickers hardness of 850 or more and the hardened layer depth was 0.6 mm or more, the target surface fatigue strength of 2860 MPa or more could not be obtained. The site was observed frequently, and it was found that a minute crack occurred in that part.

そこで、前記の硬さを測定した鏡面研磨面をナイタールで腐食して、光学顕微鏡によって、試験片最表層を含むように、倍率400倍で各4視野撮影した。なお、各視野の大きさは0.22mm×0.15mmである。   Therefore, the mirror-polished surface whose hardness was measured was corroded with nital, and four fields of view were taken with an optical microscope at a magnification of 400 times so as to include the outermost layer of the test piece. The size of each visual field is 0.22 mm × 0.15 mm.

上記の各視野について、表面からの深さが0.1mmまでの領域の、長さが0.22mmの範囲について、通常の方法による画像解析を行って、レンズ状マルテンサイトの面積分率を求めた。なお、各試験番号について4視野の面積分率の平均値をその試験番号のレンズ状マルテンサイトの体積分率とした。   For each of the above fields of view, the area fraction of the lenticular martensite is obtained by performing image analysis by a usual method for a region having a depth from the surface of up to 0.1 mm and a length of 0.22 mm. It was. For each test number, the average value of the area fractions of the four visual fields was used as the volume fraction of the lenticular martensite of that test number.

高炭素鋼においては、ラスマルテンサイトとレンズ状マルテンサイトが混在することが知られているが、レンズ状マルテンサイト組織は、ラスマルテンサイト組織に較べて腐食されにくく、またラス構造を有しないことから、ラスマルテンサイト組織と区別可能である。さらにレンズ状マルテンサイト組織の形状から、残留オーステナイト組織とも区別が可能である。   In high-carbon steel, it is known that lath martensite and lenticular martensite are mixed, but the lenticular martensite structure is less susceptible to corrosion than the lath martensite structure and does not have a lath structure. Therefore, it can be distinguished from the lath martensite structure. Further, it can be distinguished from the retained austenite structure from the shape of the lenticular martensite structure.

表4及び表5に、上記のようにして求めた表面からの深さが0.1mmまでの領域に占めるレンズ状マルテンサイトの体積分率を併せて示した。   Tables 4 and 5 also show the volume fraction of lenticular martensite that occupies a region having a depth of up to 0.1 mm from the surface determined as described above.

表4及び表5から、表層部の硬さがビッカース硬さで850以上、硬化層深さが0.6mm以上で、且つ表面からの深さが0.1mmまでの領域に占めるレンズ状マルテンサイトの体積分率が3%以下であれば、安定して目標とする2860MPa以上の面疲労強度が得られることがわかる。   From Tables 4 and 5, lenticular martensite occupies an area where the hardness of the surface layer is 850 or more in terms of Vickers hardness, the depth of the cured layer is 0.6 mm or more, and the depth from the surface is up to 0.1 mm. If the volume fraction of is 3% or less, it can be seen that the target surface fatigue strength of 2860 MPa or more can be obtained stably.

そこで、確認のため、表層部の硬さがビッカース硬さで850以上で、且つレンズ状マルテンサイトの体積分率が3%以下である試験番号、具体的には、試験番号3〜7、試験番号10、試験番号14〜18、試験番号21、試験番号25〜29、試験番号32、試験番号36〜40、試験番号43、試験番号47〜51及び試験番号54について、図5に、表面からビッカース硬さで700の位置までの距離として定義した本発明の硬化層深さと面疲労強度の関係を、また、図6に、硬化層深さ550と面疲労強度の関係を整理した。 Therefore, for confirmation, a test number in which the hardness of the surface layer is 850 or more in terms of Vickers hardness and the volume fraction of lenticular martensite is 3% or less, specifically, test numbers 3 to 7, No. 10, Test No. 14-18, Test No. 21, Test No. 25-29, Test No. 32, Test No. 36-40, Test No. 43, Test No. 47-51 and Test No. 54 are shown in FIG. The relationship between the hardened layer depth of the present invention defined as the distance to the position of 700 in terms of Vickers hardness and the surface fatigue strength, and the relationship between the hardened layer depth 550 and the surface fatigue strength are arranged in FIG.

図5と図6の比較から、本発明で定義する硬化層深さで整理した方が、硬化層深さ550で整理した場合に比べて、安定して目標とする2860MPa以上の高い面疲労強度が得られることが明らかである。 From comparison between FIG. 5 and FIG. 6, the higher the surface fatigue strength of 2860 MPa or more, which is a stable target, when arranged by the hardened layer depth defined in the present invention than when arranged by the hardened layer depth 550 Is clearly obtained.

なお、図5から、硬化層深さが1.0mmを超えても、面疲労強度が飽和することがわかる。   FIG. 5 shows that the surface fatigue strength is saturated even when the hardened layer depth exceeds 1.0 mm.

硬化層深さを大きくするためには、浸炭や浸炭窒化の処理時間を長くする必要があるためコストの増大を招く。しかも、長時間にわたる浸炭処理や浸炭窒化処理の場合には、熱処理ひずみが大きくなりやすい。したがって、硬化層深さは、1.0mm以下にするのがよい。   In order to increase the depth of the hardened layer, it is necessary to increase the treatment time for carburizing and carbonitriding, which increases the cost. Moreover, in the case of carburizing or carbonitriding for a long time, the heat treatment strain tends to increase. Therefore, the hardened layer depth is preferably 1.0 mm or less.

以上のことから、本発明に係るショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品の硬さ及び組織について、表層部の硬さがビッカース硬さで850以上、硬化層深さが0.6〜1.0mm及び表面からの深さが0.1mmまでの領域に占めるレンズ状マルテンサイトの体積分率が3%以下であることと規定した。   From the above, regarding the hardness and structure of the steel carburized parts or carbonitrided parts subjected to shot peening according to the present invention, the surface layer has a Vickers hardness of 850 or more and the hardened layer depth is 0. It was defined that the volume fraction of lenticular martensite occupying an area of 6 to 1.0 mm and a depth from the surface up to 0.1 mm was 3% or less.

上記の本発明でいう「硬化層深さ」とは、表面からビッカース硬さで700の位置までの距離を指すことは既に定義したとおりである。   As already defined, the “hardened layer depth” in the present invention refers to the distance from the surface to the position of 700 in terms of Vickers hardness.

なお、上記の表層部の硬さがビッカース硬さで850以上、硬化層深さが0.6〜1.0mm及び表面からの深さが0.1mmまでの領域に占めるレンズ状マルテンサイトの体積分率が3%以下であるという規定を満たす試験番号、具体的には、試験番号5〜7、試験番号10、試験番号16、試験番号17、試験番号21、試験番号27、試験番号28、試験番号32、試験番号38、試験番号39、試験番号43、試験番号49、試験番号50及び試験番号54のうちでも、3080MPaを上回る面疲労強度が得られているものには、浸炭窒化処理したものが多い(試験番号6、試験番号10、試験番号17、試験番号21、試験番号28、試験番号32、試験番号39、試験番号43、試験番号50及び試験番号54)。このことから、本発明に係るショットピーニングを施した鋼製の部品は、浸炭窒化処理によって本発明の規定を満たすようにした部品であることがより好ましい。   The volume of the lenticular martensite occupying the region where the hardness of the surface layer portion is 850 or more in terms of Vickers hardness, the depth of the hardened layer is 0.6 to 1.0 mm, and the depth from the surface is up to 0.1 mm. Test number satisfying the rule that the fraction is 3% or less, specifically, test number 5-7, test number 10, test number 16, test number 17, test number 21, test number 27, test number 28, Of test number 32, test number 38, test number 39, test number 43, test number 49, test number 50, and test number 54, those having surface fatigue strength exceeding 3080 MPa were carbonitrided. There are many things (test number 6, test number 10, test number 17, test number 21, test number 28, test number 32, test number 39, test number 43, test number 50 and test number 54). Therefore, it is more preferable that the steel part subjected to shot peening according to the present invention is a part that satisfies the provisions of the present invention by carbonitriding.

また、硬化層深さ550が1.5mmを超えると、熱処理ひずみが顕著になる。このため、硬化層深さ550は1.5mm以下であることが好ましい
なお、本発明で規定した硬さ及び組織を得る方法については、いずれの方法でもよく、特に規定しないが、例えば、以下に示す〈1〉〜〈4〉の手順によって得ることができる。
On the other hand, when the hardened layer depth 550 exceeds 1.5 mm, heat treatment strain becomes significant. For this reason, it is preferable that the hardened layer depth 550 is 1.5 mm or less. In addition, about the method of obtaining the hardness and structure | tissue prescribed | regulated by this invention, any method may be sufficient and it does not prescribe | regulate in particular, For example, It can be obtained by the procedures <1> to <4> shown.

〈1〉Mn、Cr及びMoの含有量をそれぞれ、Mn(%)、Cr(%)及びMo(%)としたときに、Mn(%)+Cr(%)+2Mo(%)が2.2以上である鋼材を用いる。
〈2〉表面から深さ0.1mmまでの「C+N」濃度が0.80〜0.95%、表面から深さ0.1〜0.6mmの「C+N」濃度が0.50〜0.85%となる浸炭あるいは浸炭窒化を行い、これらの処理に続く焼入れを、油温を100℃以下とした油焼入れとし、その後、160〜180℃で1〜2時間の条件で焼戻しする。
〈3〉真空浸炭炉を用いて上記の浸炭あるいは浸炭窒化の処理を行う。又は、ガス浸炭炉を用いて上記の浸炭あるいは浸炭窒化の処理を行い、前記〈2〉の焼戻し後に20μm以上研削する。
〈4〉ショットピーニングを下記の条件範囲で行う。
投射材の種類:高炭素鋼、
投射材の直径(ショット粒の粒径):0.2〜0.8mm、
投射材の硬さ:ビッカース硬さで700〜800、
投射圧力:0.25〜0.35MPa、
カバレージ:120〜250%、
投射距離:100〜150mm。
<1> When the contents of Mn, Cr and Mo are Mn (%), Cr (%) and Mo (%), respectively, Mn (%) + Cr (%) + 2 Mo (%) is 2.2 or more. The steel material which is is used.
<2> The “C + N” concentration from the surface to a depth of 0.1 mm is 0.80 to 0.95%, and the “C + N” concentration from the surface to a depth of 0.1 to 0.6 mm is 0.50 to 0.85. % Carburizing or carbonitriding, and quenching following these treatments is oil quenching with an oil temperature of 100 ° C. or lower, and then tempering at 160-180 ° C. for 1-2 hours.
<3> Carburizing or carbonitriding is performed using a vacuum carburizing furnace. Alternatively, the above carburizing or carbonitriding treatment is performed using a gas carburizing furnace, and after tempering in the above <2>, grinding is performed by 20 μm or more.
<4> Perform shot peening under the following conditions.
Projection type: high carbon steel,
Projection diameter (shot grain size): 0.2-0.8 mm
Projection material hardness: 700 to 800 in terms of Vickers hardness
Projection pressure: 0.25 to 0.35 MPa,
Coverage: 120-250%
Projection distance: 100 to 150 mm.

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6に示す鋼a〜lを150kg真空溶解炉で溶解した後、インゴットに鋳造した。なお、表6中の鋼a〜iは、本発明で規定する生地の化学成分を満たす鋼である。一方、鋼j〜lは、本発明で規定する生地の化学成分の条件から外れた鋼である。   Steels a to l shown in Table 6 were melted in a 150 kg vacuum melting furnace and then cast into an ingot. In addition, steel ai in Table 6 is steel that satisfies the chemical composition of the dough defined in the present invention. On the other hand, the steels j to l are steels that deviate from the chemical composition conditions of the dough defined in the present invention.

各インゴットを1250℃で4時間加熱し、一旦室温まで冷却した後、再度1250℃で30分加熱し、仕上げ温度を950℃以上として熱間鍛造して、直径35mmの丸棒を得た。   Each ingot was heated at 1250 ° C. for 4 hours, once cooled to room temperature, then heated again at 1250 ° C. for 30 minutes, and hot forged at a finishing temperature of 950 ° C. or higher to obtain a round bar having a diameter of 35 mm.

次いで、上記の直径が35mmの各丸棒に、920℃で1時間保持して室温まで放冷する処理を行った後、機械加工により図1(a)に示す形状のローラーピッチング試験用小ローラーを作製した。   Next, each round bar having a diameter of 35 mm was subjected to a treatment of holding at 920 ° C. for 1 hour and allowing to cool to room temperature, and then a small roller for roller pitching test having the shape shown in FIG. 1A by machining. Was made.

上記のローラーピッチング試験用小ローラーには、ガス浸炭炉を用いて、図2及び表2に示す条件で浸炭焼入れ(表2に示す処理条件A〜E及びI)又は浸炭窒化焼入れ(表2に示す処理条件F、H、J及びK)を行い、次いで、170℃で2時間の焼戻しを行った後、熱処理ひずみを除く目的で、つかみ部の仕上げ加工を行い、更に、試験部を30μm研削した。   For the above-mentioned small roller for roller pitching test, carburizing and quenching (treatment conditions A to E and I shown in Table 2) or carbonitriding and quenching (in Table 2) under the conditions shown in FIG. 2 and Table 2 using a gas carburizing furnace. Treatment conditions F, H, J, and K) shown in the figure, then tempering at 170 ° C. for 2 hours, and then finishing the grip part for the purpose of eliminating heat treatment strain, and grinding the test part by 30 μm did.

更に、上記の浸炭焼入れ・焼戻し及びつかみ部の仕上げ加工と30μmの試験部研削を行ったローラーピッチング試験用小ローラーの試験片は、下記の条件でショットピーニング処理を行った。なお、このショットピーニングには、直圧式ショットピーニング装置を用いた。   Furthermore, the test piece of the small roller for a roller pitching test which performed said carburizing quenching and tempering, the finishing process of the grip part, and grinding of the test part of 30 micrometers performed the shot peening process on the following conditions. A direct pressure shot peening apparatus was used for this shot peening.

・投射材の種類:高炭素鋼、
・投射材の直径(ショット粒の粒径):0.3mm、
・投射材の硬さ:ビッカース硬さで700〜800、
・投射圧力:0.3MPa、
・カバレージ:200%、
・投射距離:120mm。
・ Type of projection material: High carbon steel,
-Diameter of shot material (particle size of shot grains): 0.3 mm,
・ Hardness of the projection material: 700 to 800 in terms of Vickers hardness
・ Projection pressure: 0.3 MPa,
・ Coverage: 200%
-Projection distance: 120 mm.

上記のようにして得たローラーピッチング試験用小ローラーの試験部近傍のビッカース硬さを、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、次の方法で測定した。   The Vickers hardness in the vicinity of the test portion of the small roller pitching test roller obtained as described above was measured by the following method in accordance with “Vickers hardness test-test method” in JIS Z 2244 (2003). .

すなわち、前記試験部を小ローラーの軸方向に垂直な面で切断し、その切断面を鏡面研磨して試験部の表面からの深さが0.03mmの位置で、試験力を1.961Nとして10点測定し、その算術平均値を表層部のビッカース硬さとした。   That is, the test part is cut by a surface perpendicular to the axial direction of the small roller, the cut surface is mirror-polished, and the test force is set to 1.961 N at a depth of 0.03 mm from the surface of the test part. Ten points were measured, and the arithmetic average value was defined as the Vickers hardness of the surface layer.

また、表面からの深さが、0.03mmの位置、0.05mmの位置、これ以降1.0mmの位置までを0.05mmピッチで、更に、前記1.0mmの位置以降2.4mmの位置までを0.1mmピッチで、試験力を1.961Nとして各部位において2点ずつ測定し、その算術平均値を各位置のビッカース硬さとして、硬さ分布図を求め、この硬さ分布図を用いて、表面からビッカース硬さで700の位置までの距離である「硬化層深さ」及び550の位置までの距離である「硬化層深さ550」を測定した。 Further, the depth from the surface is a position of 0.03 mm, a position of 0.05 mm, and thereafter a position of 1.0 mm with a pitch of 0.05 mm, and further a position of 2.4 mm after the position of 1.0 mm. Up to 0.1 mm pitch, with a test force of 1.961 N, measure two points at each part, and calculate the hardness distribution chart using the arithmetic average value as the Vickers hardness at each position. Using, the “cured layer depth” which is the distance from the surface to the position of 700 in Vickers hardness and the “cured layer depth 550 ” which is the distance to the position of 550 were measured.

また、上記の硬さを測定した鏡面研磨面をナイタールで腐食して、光学顕微鏡によって、試験片最表層を含むように、倍率400倍で各4視野撮影した。なお、各視野の大きさは0.22mm×0.15mmである。   Further, the mirror-polished surface of which the hardness was measured was corroded with nital, and four fields of view were taken with an optical microscope at a magnification of 400 times so as to include the outermost layer of the test piece. The size of each visual field is 0.22 mm × 0.15 mm.

上記の各視野について、表面からの深さが0.1mmまでの領域の、長さが0.22mmの範囲について、通常の方法による画像解析を行って、レンズ状マルテンサイトの面積分率を求めた。なお、各試験番号について4視野の面積分率の平均値をその試験番号のレンズ状マルテンサイトの体積分率とした。   For each of the above fields of view, the area fraction of the lenticular martensite is obtained by performing image analysis by a usual method for a region having a depth from the surface of up to 0.1 mm and a length of 0.22 mm. It was. For each test number, the average value of the area fractions of the four visual fields was used as the volume fraction of the lenticular martensite of that test number.

次いで、上記のようにして得たローラーピッチング試験用小ローラー及び表1に示す鋼γを素材とし、図1(b)に示す形状、すなわち、直径が130mmで、接触部のR形状が150mmRの形状のローラーピッチング試験用大ローラーを用いて、表3に示した条件でローラーピッチング試験を行った。   Next, the roller pitting test small roller obtained as described above and the steel γ shown in Table 1 are used as a raw material, and the shape shown in FIG. 1B, that is, the diameter is 130 mm, and the R shape of the contact portion is 150 mmR. A roller pitching test was performed under the conditions shown in Table 3 using a large roller for the shape of a roller pitching test.

なお、上記ローラーピッチング試験用大ローラーは一般的な製造工程、つまり、「焼きならし、試験片加工、ガス浸炭炉による共析浸炭、低温焼戻し及び研磨」の工程によって作製したものである。   The large roller pitching test roller is produced by a general manufacturing process, that is, “normalizing, specimen processing, eutectoid carburizing with a gas carburizing furnace, low temperature tempering and polishing”.

各試験番号について、ローラーピッチング試験における試験数は5とし、縦軸に面圧、横軸にピッチング発生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、面疲労強度とした。なお、小ローラーの試験部の表面が損傷している箇所のうちで、最大のものの面積が1mm2以上になった場合をピッチング発生とした。 For each test number, the number of tests in the roller pitching test was set to 5, an SN graph was created with the surface pressure on the vertical axis and the number of repetitions until the occurrence of pitching on the horizontal axis, and the number of repetitions was 1.0 × 10 7. The surface pressure at the time was defined as surface fatigue strength. In addition, when the area of the largest thing became 1 mm < 2 > or more among the places where the surface of the test part of a small roller was damaged, it was set as pitching generation | occurrence | production.

表7に、上記の各試験結果をまとめて示す。   Table 7 summarizes the above test results.

表7から、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号、具体的には、試験番号56、試験番号58、試験番号61〜63、試験番号65、試験番号67、試験番号68、試験番号71、試験番号73、試験番号74、試験番号77及び試験番号81〜85の場合には、ローラーピッチング試験における面疲労強度が目標とする2860MPaに達していないことが明らかである。   From Table 7, the test number of the comparative example deviating from the conditions specified in the present invention, specifically, test number 56, test number 58, test numbers 61-63, test number 65, test number 67, test number 68, In the case of the test number 71, the test number 73, the test number 74, the test number 77, and the test numbers 81 to 85, it is clear that the surface fatigue strength in the roller pitching test does not reach the target 2860 MPa.

上記の比較例に対し、本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号、具体的には、試験番号57、試験番号59、試験番号60、試験番号64、試験番号66、試験番号69、試験番号70、試験番号72、試験番号75、試験番号76及び試験番号78〜80の場合のローラーピッチング試験における面疲労強度は、目標とする2860MPa以上であり、良好な面疲労強度を有することが明らかである。   Compared to the above comparative example, the test number of the present invention example that satisfies the conditions defined in the present invention, specifically, test number 57, test number 59, test number 60, test number 64, test number 66, test number 69 The surface fatigue strength in the roller pitching test in the case of Test No. 70, Test No. 72, Test No. 75, Test No. 76 and Test No. 78 to 80 is not less than 2860 MPa as a target and has good surface fatigue strength. Is clear.

更に、本発明例のうちでも、浸炭窒化処理を施した試験番号60、試験番号64、試験番号69、試験番号70、試験番号72、試験番号75、試験番号76及び試験番号78〜80は、3080MPaを上回る大きな面疲労強度を有することが明らかである。


Moreover, among the present invention example, test No. 60 was subjected to carbonitriding, Test No. 64, Test No. 69, Test No. 70, Test No. 72, Test No. 75, Test No. 76及 beauty Test No. 78-80 are It is clear that it has a large surface fatigue strength exceeding 3080 MPa.


本発明のショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品は、面疲労強度が極めて優れているので、自動車や産業機械の部品である歯車、プーリー及びシャフトなどに用いることができる。   The steel carburized parts or carbonitrided parts subjected to the shot peening of the present invention have extremely excellent surface fatigue strength, and can be used for gears, pulleys, shafts, and the like, which are parts of automobiles and industrial machines.

ローラーピッチング試験用ローラーの形状を説明する図で、(a)は小ローラーの形状を(b)は大ローラーの形状を示す図である。It is a figure explaining the shape of the roller for a roller pitching test, (a) is a figure which shows the shape of a small roller, (b) is the figure which shows the shape of a large roller. ガス浸炭炉を用いてローラーピッチング試験用小ローラーに施した表2に記載の浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れの条件を示す図である。It is a figure which shows the conditions of the carburizing quenching or carbonitriding quenching of Table 2 given to the small roller for roller pitching tests using the gas carburizing furnace. 試験番号1〜55における表層部の硬さと面疲労強度の関係を示す図である。It is a figure which shows the relationship between the hardness of the surface layer part, and surface fatigue strength in the test numbers 1-55. 表層部の硬さがビッカース硬さ850以上である試験番号3〜8、試験番号10、試験番号11、試験番号14〜19、試験番号21、試験番号22、試験番号25〜30、試験番号32、試験番号33、試験番号36〜41、試験番号43、試験番号44及び試験番号47〜55について、硬化層深さと面疲労強度の関係を示す図である。Test number 3-8, test number 10, test number 11, test number 14, test number 14, test number 21, test number 22, test number 25-30, test number 32 where hardness of surface layer part is Vickers hardness 850 or more It is a figure which shows the relationship between a hardening layer depth and surface fatigue strength about Test number 33, Test number 36-41, Test number 43, Test number 44, and Test number 47-55. 表層部の硬さがビッカース硬さで850以上で、且つレンズ状マルテンサイトの体積分率が3%以下である試験番号3〜7、試験番号10、試験番号14〜18、試験番号21、試験番号25〜29、試験番号32、試験番号36〜40、試験番号43、試験番号47〜51及び試験番号54について、表面からビッカース硬さで700の位置までの距離として定義した本発明でいう「硬化層深さ」と面疲労強度の関係を示す図である。Test number 3-7, test number 10, test number 14-18, test number 21, test in which the hardness of the surface layer part is 850 or more in terms of Vickers hardness and the volume fraction of lenticular martensite is 3% or less In the present invention, the numbers 25 to 29, the test number 32, the test numbers 36 to 40, the test number 43, the test numbers 47 to 51, and the test number 54 are defined as the distance from the surface to the position of 700 in Vickers hardness. It is a figure which shows the relationship between "hardened layer depth" and surface fatigue strength. 表層部の硬さがビッカース硬さで850以上で、且つレンズ状マルテンサイトの体積分率が3%以下である試験番号3〜7、試験番号10、試験番号14〜18、試験番号21、試験番号25〜29、試験番号32、試験番号36〜40、試験番号43、試験番号47〜51及び試験番号54について、表面からビッカース硬さで550の位置までの距離を示す硬化層深さ550と面疲労強度の関係を示す図である。Test number 3-7, test number 10, test number 14-18, test number 21, test in which the hardness of the surface layer part is 850 or more in terms of Vickers hardness and the volume fraction of lenticular martensite is 3% or less For the numbers 25-29, test number 32, test numbers 36-40, test number 43, test numbers 47-51 and test number 54, the cured layer depth 550 indicating the distance from the surface to the position of 550 in Vickers hardness; It is a figure which shows the relationship of surface fatigue strength.

Claims (3)

生地が、質量%で、C:0.1〜0.3%、Si:0.05〜1.5%、Mn:0.2〜1.5%、S:0.003〜0.05%、Cr:0.5〜3.0%、Al:0.01〜0.05%及びN:0.008〜0.025%を含有し、残部はFe及び不純物からなる化学成分の鋼で、表層部の硬さがビッカース硬さで850以上、硬化層深さが0.6〜1.0mm及び表面からの深さが0.1mmまでの領域に占めるレンズ状マルテンサイトの体積分率が3%以下であることを特徴とする、ショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品。
但し、硬化層深さとは、表面からビッカース硬さで700の位置までの距離と定義する。
Dough is mass%, C: 0.1-0.3%, Si: 0.05-1.5%, Mn: 0.2-1.5%, S: 0.003-0.05% , Cr: 0.5-3.0%, Al: 0.01-0.05% and N: 0.008-0.025%, the balance is steel of chemical composition consisting of Fe and impurities, The volume fraction of lenticular martensite in the region where the hardness of the surface layer is 850 or more in terms of Vickers hardness, the depth of the hardened layer is 0.6 to 1.0 mm, and the depth from the surface is 0.1 mm is 3 % Of steel carburized parts or carbonitrided parts subjected to shot peening, characterized by being less than or equal to%.
However, the hardened layer depth is defined as a distance from the surface to a position of 700 in terms of Vickers hardness.
生地の鋼が、Feの一部に代えて、質量%で、Mo:0.8%以下を含有することを特徴とする請求項1に記載のショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品。   2. The steel carburized part or carburized steel subjected to shot peening according to claim 1, characterized in that the dough steel contains Mo: 0.8% or less in mass% instead of part of Fe. Nitrided parts. 生地の鋼が、Feの一部に代えて、質量%で、Nb:0.08%以下及びV:0.15%以下のうちの1種以上を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載のショットピーニングを施した鋼製の浸炭部品又は浸炭窒化部品。   The dough steel contains at least one of Nb: 0.08% or less and V: 0.15% or less in mass%, instead of a part of Fe. Steel carburized parts or carbonitrided parts subjected to shot peening according to 2.
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