JP4872846B2 - Rough shape for nitriding gear and nitriding gear - Google Patents

Rough shape for nitriding gear and nitriding gear Download PDF

Info

Publication number
JP4872846B2
JP4872846B2 JP2007197146A JP2007197146A JP4872846B2 JP 4872846 B2 JP4872846 B2 JP 4872846B2 JP 2007197146 A JP2007197146 A JP 2007197146A JP 2007197146 A JP2007197146 A JP 2007197146A JP 4872846 B2 JP4872846 B2 JP 4872846B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
gear
nitriding
less
pitching
nitrided
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2007197146A
Other languages
Japanese (ja)
Other versions
JP2009030134A (en
Inventor
秀樹 今高
善弘 大藤
Original Assignee
住友金属工業株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 住友金属工業株式会社 filed Critical 住友金属工業株式会社
Priority to JP2007197146A priority Critical patent/JP4872846B2/en
Publication of JP2009030134A publication Critical patent/JP2009030134A/en
Application granted granted Critical
Publication of JP4872846B2 publication Critical patent/JP4872846B2/en
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Description

本発明は、窒化歯車用粗形品および窒化歯車に関する。詳しくは、自動車の歯車などに使用される、耐摩耗性とピッチング強度に優れる窒化歯車およびその歯車の素材として用いるのに好適な窒化歯車用粗形品に関する。なお、窒化歯車とは、硬化層である「窒化層」を有する歯車を指す。   The present invention relates to a rough product for a nitriding gear and a nitriding gear. More specifically, the present invention relates to a nitrided gear excellent in wear resistance and pitching strength used for automobile gears and the like, and a rough product for a nitrided gear suitable for use as a material for the gear. The nitrided gear refers to a gear having a “nitrided layer” that is a hardened layer.
自動車のトランスミッションなどに使用される歯車は、耐摩耗性、曲げ疲労強度やピッチング強度が必要とされるため、通常、表面硬化処理が施される。   Since gears used in automobile transmissions require wear resistance, bending fatigue strength, and pitching strength, surface hardening is usually performed.
代表的な表面硬化処理としては、例えば、「浸炭焼入」および「高周波焼入」のような「硬化層」として「焼入層」を形成させる処理や、「窒化」および「軟窒化」のような「硬化層」として「窒化層」を形成させる処理を挙げることができる。   Typical surface hardening treatments include, for example, a treatment for forming a “quenched layer” as a “hardened layer” such as “carburizing quenching” and “high frequency quenching”, and “nitriding” and “soft nitriding” An example of such a “cured layer” is a process of forming a “nitride layer”.
上記の浸炭焼入は、一般に、素材鋼(生地の鋼)として低炭素鋼を使用し、Ac3点以上の高温のオーステナイト域でCを侵入・拡散させた後、焼入する処理である。このため、高い表面硬さと大きな硬化層深さを得ることができるものの、変態を伴う処理であるので、熱処理変形(熱処理歪)が大きくなる問題があり、部品に高い精度が要求される場合には、浸炭焼入後に研削やホーニングなどの仕上加工が必要となる。 The above-mentioned carburizing and quenching is generally a treatment in which low carbon steel is used as material steel (raw steel), C is intruded and diffused in a high temperature austenite region of Ac 3 or higher, and then quenched. For this reason, although high surface hardness and a large hardened layer depth can be obtained, there is a problem that heat treatment deformation (heat treatment strain) becomes large because the treatment involves transformation, and high precision is required for the parts. Requires finishing such as grinding and honing after carburizing and quenching.
また、高周波焼入は、Ac3点以上の高温のオーステナイト域に急速加熱後、急冷して焼入する処理であって、硬化層深さの調整が比較的容易であるものの、浸炭のようにCを侵入・拡散させる処理ではないので、所望の表面硬さ、硬化層深さおよび芯部硬さを得るための素材鋼として、浸炭焼入の場合に比べてCの含有量が多い中炭素鋼を使用することが一般的である。しかしながら、中炭素鋼は低炭素鋼に比べて硬さが高いので部品形状に加工する際の被削性が低く、また、部品毎にその形状に適した高周波加熱コイルを作製する必要がある。 In addition, induction hardening is a process of rapid heating in a high-temperature austenite region of Ac 3 or higher and then quenching and quenching, and although the adjustment of the hardened layer depth is relatively easy, as in carburizing. Medium carbon with higher C content than carburizing and quenching as material steel for obtaining desired surface hardness, hardened layer depth, and core hardness, because it is not a treatment for intruding and diffusing C. It is common to use steel. However, since medium carbon steel is harder than low carbon steel, machinability when machining into a part shape is low, and it is necessary to produce a high-frequency heating coil suitable for the shape for each part.
上記「硬化層」として「焼入層」を形成させる「浸炭焼入」や「高周波焼入」の場合と比較して、「硬化層」として「窒化層」を形成させる「窒化」および「軟窒化」の場合は、Ac1点以下の温度での処理であるため変態を伴わず、しかも、処理温度が低いので熱処理変形が小さい。したがって、高い精度が要求される歯車の表面硬化処理として用いられることが多く、特に、Ac1点以下の500〜600℃前後の温度域で、NおよびCを侵入・拡散させて高い表面硬さを得る「軟窒化」は、処理時間が数時間程度の短時間でよいこと、また、処理雰囲気として、RXガス(「RXガス」は吸熱型変成ガスの商標である。)にNH3を添加したガスを使用することができるので、大量生産に適した処理として多用されている。 Compared to the cases of “carburization quenching” and “induction quenching” in which “hardened layer” is formed as “hardened layer”, “nitriding” and “softening” in which “nitrified layer” is formed as “hardened layer” In the case of “nitriding”, since the treatment is performed at a temperature of Ac 1 point or less, no transformation is involved, and since the treatment temperature is low, the heat treatment is small. Therefore, it is often used as a surface hardening treatment for gears that require high accuracy, and in particular, high surface hardness by intruding and diffusing N and C in a temperature range of about 500 to 600 ° C. below Ac 1 point. “Soft nitriding” in which the processing time is as short as several hours, and NH 3 is added to RX gas (“RX gas” is a trademark of endothermic modified gas) as a processing atmosphere. Since the used gas can be used, it is frequently used as a process suitable for mass production.
しかしながら、「窒化」や「軟窒化」の処理を行った場合に被処理品の表面に形成される「窒化層」は、最表層部の多孔質層(以下、「ポーラス層」という。)およびその下の緻密層から構成されたε−Fe2〜3N相を主体とした化合物層、ならびにその下の拡散層からなるものである。 However, the “nitrided layer” formed on the surface of the article to be processed when the “nitriding” or “soft nitriding” treatment is performed is the outermost porous layer (hereinafter referred to as “porous layer”) and It consists of a compound layer mainly composed of an ε-Fe 2-3 N phase composed of a dense layer below it and a diffusion layer below it.
なお、上記表面に形成される化合物層は、非常に脆く、転がり接触状態において、表面から剥離しやすい。したがって、歯車に対して「窒化」や「軟窒化」の処理を行った場合には、歯車の噛み合い初期に容易に剥離することがあった。そして、上記化合物層が剥離した場合、歯車の表面に凹凸が形成されることとなり、それが局所的な応力集中箇所として作用するので、異常摩耗やピッチングが発生していた。   The compound layer formed on the surface is very brittle and easily peels from the surface in a rolling contact state. Therefore, when “nitriding” or “soft nitriding” is performed on the gear, the gear may be easily peeled off at the initial stage of meshing. And when the said compound layer peels, an unevenness | corrugation will be formed in the surface of a gearwheel and it will act as a local stress concentration location, Therefore Abnormal wear and pitching had generate | occur | produced.
このため、耐摩耗性に優れるとともに、耐ピッチング性にも優れた窒化歯車およびその素材として用いるのに好適な窒化歯車用粗形品に対する要望が極めて大きくなっている。   For this reason, there is a great demand for a nitrided gear excellent in wear resistance and excellent in pitting resistance and a rough product for a nitrided gear suitable for use as a material thereof.
そこで、前記した要望に応えるべく、例えば、特許文献1〜3に、窒化処理鋼や軟窒化処理歯車と、それらの製造方法が提案されている。   Therefore, in order to meet the above-described demands, for example, Patent Documents 1 to 3 propose nitriding steel and soft nitriding gears and methods for producing them.
具体的には、特許文献1に、「N2ガスとH2ガスとの混合比を1:2〜40とした窒化雰囲気において、鋼製の被処理品にイオン窒化処理を行うことを特徴とする窒化処理鋼の製造方法」、さらには、上記の製造方法において、「被処理品は歯車であり、窒化雰囲気をArガスの添加により、グロー放電のグローの幅が1〜3mmになるように調整する」技術および「イオン窒化処理後、被処理品にショットピーニングを施す」技術が開示されている。 Specifically, Patent Document 1 describes that “in a nitriding atmosphere in which the mixing ratio of N 2 gas and H 2 gas is 1: 2 to 40, ion nitriding treatment is performed on a steel workpiece. In the manufacturing method described above, and further in the above manufacturing method, “the object to be processed is a gear and the glow discharge glow width is 1 to 3 mm by adding Ar gas to the nitriding atmosphere. A technique of “adjusting” and a technique of “performing an article to be processed after ion nitriding” are disclosed.
また、特許文献2に、「C:0.05〜0.15重量%、Si:0.50重量%以下、Mn:1.00重量%以下、Cr:1.00〜2.00重量%、Mo:0.90〜1.50重量%、Al:0.010〜0.100重量%、N:0.0070〜0.0200重量%、更に、Ni:1.00重量%以下、V:0.10〜0.30重量%、Ti:0.10重量%以下、Nb:0.030重量%以下の1種または2種以上を含有し、必要に応じて更に、S:0.005〜0.100重量%、Pb:0.03〜0.35重量%、Ca:0.0010〜0.0100重量%、Te:0.001〜0.100重量%、Zr:0.01〜0.20重量%の1種または2種以上を含み、残部がFeと不可避不純物から成る析出強化型鋼であって、温度500〜600℃のガス窒化処理により芯部のビッカース硬さ(HV)がガス窒化処理前の硬さに比べて30以上高くなる性質を備えていることを特徴とする窒化処理用鋼」とその「窒化処理方法」が開示されている。   Patent Document 2 states that “C: 0.05 to 0.15 wt%, Si: 0.50 wt% or less, Mn: 1.00 wt% or less, Cr: 1.00 to 2.00 wt%, Mo: 0.90 to 1.50 wt%, Al: 0.010 to 0.100 wt%, N: 0.0070 to 0.0200 wt%, Ni: 1.00 wt% or less, V: 0 10 to 0.30% by weight, Ti: 0.10% by weight or less, Nb: 0.030% by weight or less, including one or more, and if necessary, S: 0.005 to 0 100% by weight, Pb: 0.03 to 0.35% by weight, Ca: 0.0010 to 0.0100% by weight, Te: 0.001 to 0.100% by weight, Zr: 0.01 to 0.20 A precipitation-strengthened steel containing one or more of wt%, the balance being Fe and inevitable impurities, and having a temperature of 50 A steel for nitriding treatment characterized by having a property that the Vickers hardness (HV) of the core is 30 or more higher than that before the gas nitriding treatment by gas nitriding treatment at ˜600 ° C. ” A “nitriding method” is disclosed.
さらに、特許文献3に、「重量%でC;0.18〜0.23、Si;0.15〜0.35、Mn;0.60〜0.85、P;0.03以下、S;0.03以下、Cr;0.90〜1.20、Mo;0.15〜0.30を含み、残余はFe及び不純物からなる鋼、あるいは、重量%でC;0.16〜0.21、Si;0.15〜0.35、Mn;0.55〜0.90、P;0.03以下、S;0.03以下、Cu;0.3以下、Ni;0.25以下、Cr;0.90〜1.10、Al;0.07〜0.13、V;0.10〜0.15を含み、残余はFe及び不純物からなる鋼に、ガス軟窒化処理を施すことにより、歯面に、厚さ2〜12[μm]のNとFeの化合物を有する化合物層と、その下層に隣接して、前記鋼自体の硬度よりHv50以上の硬さを有する厚さ200[μm]以上の拡散層とを備えることを特徴とする歯車」とその「製造方法」が開示されている。   Furthermore, Patent Document 3 states that “C by weight; 0.18 to 0.23, Si; 0.15 to 0.35, Mn; 0.60 to 0.85, P; 0.03 or less, S; 0.03 or less, Cr; 0.90 to 1.20, Mo; 0.15 to 0.30, with the balance being steel composed of Fe and impurities, or C in wt%; 0.16 to 0.21 , Si; 0.15 to 0.35, Mn; 0.55 to 0.90, P; 0.03 or less, S; 0.03 or less, Cu; 0.3 or less, Ni; 0.25 or less, Cr 0.90 to 1.10, Al; 0.07 to 0.13, V; 0.10 to 0.15, and the remainder is made by subjecting the steel composed of Fe and impurities to gas soft nitriding treatment, A compound layer having a compound of N and Fe having a thickness of 2 to 12 [μm] on the tooth surface, and adjacent to the lower layer, the hardness of the steel itself is Hv50 or less. Thickness 200 [[mu] m] or more diffusion layers and a gear ", characterized in that it comprises a its" manufacturing method "is disclosed having a hardness of.
特開平4−141573号公報JP-A-4-141573 特開平11−124653号公報Japanese Patent Laid-Open No. 11-124653 特開平11−72159号公報JP-A-11-72159
前述の特許文献1で開示された技術は、鋼材の表面に形成される窒素化合物層自体の生成を抑制し、その結果として、硬くて脆く、剥離しやすい最表層部のポーラス層を低減するという点では効果のある技術である。しかしながら、単に窒化処理の方法を改善してポーラス層を低減するだけでは、窒化処理した鋼部品、中でも窒化歯車のピッチング強度は必ずしも十分向上するというものではなかった。   The technique disclosed in Patent Document 1 described above suppresses the generation of the nitrogen compound layer itself formed on the surface of the steel material, and as a result, reduces the porous layer of the outermost layer portion that is hard, brittle, and easily peeled off. This is an effective technology. However, simply reducing the porous layer by simply improving the nitriding method does not necessarily improve the pitching strength of the nitriding steel part, particularly the nitriding gear.
特許文献2で開示された技術は、高価な元素であるMoを、0.90〜1.50重量%もの大量で含有させる必要があるため成分コストが極めて高く、経済性という面で劣るものであった。また、窒化処理後の芯部硬さは向上するものの、表面硬さの向上効果については十分であるとはいい難く、したがって、特に窒化歯車の素材である窒化歯車用粗形品としては用い難いものであった。   The technology disclosed in Patent Document 2 requires that Mo, which is an expensive element, be contained in a large amount of 0.90 to 1.50% by weight, so that the component cost is extremely high and is inferior in terms of economy. there were. Further, although the core hardness after nitriding treatment is improved, it is difficult to say that the effect of improving the surface hardness is sufficient, and therefore, it is difficult to use as a rough product for nitriding gear, which is a material of nitriding gear. It was a thing.
特許文献3で開示された技術は、化合物層のうちで最表層に形成されるポーラス層の生成を抑制するという点では効果のある技術である。しかしながら、上記技術をもってしても、歯車のピッチング強度は必ずしも十分といえるものではなかった。   The technique disclosed in Patent Document 3 is an effective technique in terms of suppressing the formation of a porous layer formed on the outermost layer of the compound layers. However, even with the above technique, the pitching strength of the gears is not always sufficient.
そこで、本発明の目的は、高価な元素であるMoを0.90%以上もの多い量で含有させる必要がなく経済的であって、しかも、耐摩耗性に優れるとともに、耐ピッチング性にも優れた窒化歯車およびその素材として用いるのに好適な窒化歯車用粗形品を提供することである。   Therefore, the object of the present invention is economical because it is not necessary to contain Mo, which is an expensive element, in an amount as high as 0.90% or more, and is excellent in wear resistance and pitting resistance. It is another object of the present invention to provide a nitriding gear and a rough product for nitriding gear suitable for use as a material thereof.
本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の検討を行った。その結果、先ず、下記(a)〜(c)の知見を得た。   The present inventors have made various studies in order to solve the above-described problems. As a result, first, the following findings (a) to (c) were obtained.
(a)窒化歯車の化合物層のうちで最表層に形成されるポーラス層の生成を抑制するだけでは必ずしも耐摩耗性を向上し、またピッチングの発生を抑止することはできない。   (A) Abrasion resistance is not necessarily improved and the occurrence of pitting cannot be suppressed merely by suppressing the formation of a porous layer formed on the outermost layer among the compound layers of the nitrided gear.
(b)窒化歯車の使用中に歯面が塑性変形するとピッチングが発生する。このため、窒化歯車のピッチング強度を向上させるためには、最表層部のポーラス層だけではなくその下の緻密層を含めた化合物層全体の形成を抑制あるいは、その化合物層全体を除去した状態で、歯車の表面硬さを大きくすることが必要である。そして、歯車の表面硬さを大きくすることは、耐摩耗性の向上にも有効である。   (B) Pitching occurs when the tooth surface is plastically deformed during use of the nitriding gear. Therefore, in order to improve the pitching strength of the nitriding gear, the formation of the entire compound layer including not only the outermost porous layer but also the dense layer below it is suppressed or the entire compound layer is removed. It is necessary to increase the surface hardness of the gear. Increasing the surface hardness of the gear is also effective for improving wear resistance.
(c)上記窒化歯車の表面における化合物層の形成を抑制あるいは、化合物層を除去した状態であっても、歯車の表面に硬質の非金属介在物が表れた場合には、それがピッチングの発生起点となる。   (C) Even if the formation of the compound layer on the surface of the nitrided gear is suppressed or the compound layer is removed, if hard non-metallic inclusions appear on the surface of the gear, it may cause pitting. The starting point.
そして、上記の点について詳細な検討を重ねた結果、次に示す(d)〜(i)の知見を得た。   And as a result of repeating detailed examination about said point, the knowledge of (d)-(i) shown next was acquired.
(d)Vは、窒化あるいは軟窒化時に、CおよびNと結合して微細な、炭化物、窒化物および炭窒化物として析出し、表面硬さおよび硬化層深さを向上させるので、窒化歯車用粗形品にとって必要不可欠な元素である。   (D) V is combined with C and N during nitriding or soft nitriding and precipitates as fine carbides, nitrides and carbonitrides to improve surface hardness and hardened layer depth. It is an indispensable element for crude products.
(e)Alは、窒化あるいは軟窒化の際にNと結合してAlNを形成し、表面硬さを向上させる。このため、窒化歯車用粗形品にはAlを積極的に含有させるのがよい。   (E) Al combines with N during nitriding or soft nitriding to form AlN, thereby improving the surface hardness. For this reason, it is preferable to positively contain Al in the nitrided gear coarse product.
(f)しかしながら、Alは、一方で硬質で粗大な非金属介在物であるAl23を形成するので、窒化歯車用粗形品におけるO(酸素)の含有量を規制する必要がある。 (F) However, Al, on the other hand, forms Al 2 O 3 , which is a hard and coarse non-metallic inclusion, so it is necessary to regulate the content of O (oxygen) in the nitrided gear crude product.
(g)Nとの親和性が高いTiは、鋼中のNと結合して硬質で粗大な非金属介在物であるTiNを形成する。このため、窒化歯車用粗形品における不純物中のTiの含有量を規制するとともに、AlN活用のためにNの含有量を特定の範囲に制御する必要がある。   (G) Ti having high affinity with N combines with N in steel to form TiN, which is a hard and coarse non-metallic inclusion. For this reason, it is necessary to control the Ti content in the impurities in the coarse-shaped product for nitriding gears and to control the N content within a specific range in order to utilize AlN.
(h)窒化歯車用粗形品のミクロ組織中に軟質相であるフェライトが多いと、窒化歯車の歯面において塑性変形や摩耗が起こり、ピッチング強度低下の原因となる。また、軟質のフェライト中では、ピッチングや曲げ疲労におけるき裂が進展しやすく、窒化歯車のピッチング強度および曲げ疲労強度の低下原因となる。しかしながら、窒化歯車用粗形品のミクロ組織中のフェライトが、面積割合で30%以下の場合には、窒化歯車のピッチング強度および曲げ疲労強度の低下が抑止される。   (H) If the microstructure of the nitrided gear coarse product contains a large amount of ferrite, which is a soft phase, plastic deformation and wear occur on the tooth surfaces of the nitrided gear, which causes a decrease in pitching strength. Further, in soft ferrite, cracks in pitching and bending fatigue tend to progress, which causes a decrease in the pitching strength and bending fatigue strength of the nitrided gear. However, when the ferrite in the microstructure of the nitrided gear coarse product has an area ratio of 30% or less, a decrease in the pitching strength and bending fatigue strength of the nitrided gear is suppressed.
(i)安定して優れたピッチング強度が得られるとともに耐摩耗性の向上効果も得られる窒化歯車表面における化合物層の最大深さは5μmである。   (I) The maximum depth of the compound layer on the surface of the nitriding gear where stable and excellent pitching strength is obtained and the effect of improving wear resistance is 5 μm.
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)〜(4)に示す窒化歯車用粗形品および(5)に示す窒化歯車にある。   The present invention has been completed based on the above findings, and the gist of the present invention resides in a rough product for a nitrided gear shown in the following (1) to (4) and a nitrided gear shown in (5).
(1)質量%で、C:0.10〜0.30%、Si:0.10%を超えて0.50%以下、Mn:0.50〜1.3%、S:0.005〜0.05%、Cr:0.70〜2.0%、Al:0.035〜0.10%、V:0.01〜0.30%およびN:0.003〜0.015%を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、不純物中のP、TiおよびO(酸素)がそれぞれ、P:0.025%以下、Ti:0.010%未満およびO:0.0020%未満の化学組成を有し、ミクロ組織が、ベイナイト、マルテンサイトまたはベイナイトとマルテンサイトの混合組織のいずれかであることを特徴とする窒化歯車用粗形品。   (1) By mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si: more than 0.10% and 0.50% or less, Mn: 0.50 to 1.3%, S: 0.005 0.05%, Cr: 0.70 to 2.0%, Al: 0.035 to 0.10%, V: 0.01 to 0.30% and N: 0.003 to 0.015% The balance consists of Fe and impurities, and P, Ti and O (oxygen) in the impurities are P: 0.025% or less, Ti: less than 0.010% and O: less than 0.0020%, respectively. And a microstructure of bainite, martensite, or a mixed structure of bainite and martensite.
(2)ミクロ組織が、さらに面積割合で、30%以下のフェライトを含むものであることを特徴とする上記(1)に記載の窒化歯車用粗形品。   (2) The microstructure for nitrided gears as described in (1) above, wherein the microstructure further contains 30% or less of ferrite in area ratio.
(3)化学組成が、Feの一部に代えて、質量%で、Mo:0.5%以下を含有することを特徴とする上記(1)または(2)に記載の窒化歯車用粗形品。   (3) The rough shape for a nitrided gear according to (1) or (2) above, wherein the chemical composition contains, by mass%, Mo: 0.5% or less instead of part of Fe Goods.
(4)化学組成が、Feの一部に代えて、質量%で、Pb:0.3%以下およびCa:0.005%以下のうちの1種または2種を含有することを特徴とする上記(1)から(3)までのいずれかに記載の窒化歯車用粗形品。   (4) The chemical composition is characterized by containing, in mass%, one or two of Pb: 0.3% or less and Ca: 0.005% or less instead of part of Fe. The rough shaped product for a nitriding gear according to any one of (1) to (3) above.
(5)上記(1)から(4)までのいずれかに記載の窒化歯車用粗形品を素材とする窒化歯車であって、表面の窒化層を形成する化合物層の深さが5μm以下であることを特徴とする窒化歯車。   (5) A nitriding gear made of the rough shaped product for nitriding gear according to any one of (1) to (4) above, wherein the depth of the compound layer forming the nitrided layer on the surface is 5 μm or less A nitriding gear characterized by being.
なお、「窒化歯車」が、硬化層である「窒化層」を有する歯車を指すことは既に述べたとおりである。   As already described, “nitriding gear” refers to a gear having a “nitriding layer” that is a hardened layer.
そして、「窒化歯車用粗形品」とは、上記「窒化歯車」の素材となるものであって、所定の歯車粗形状に熱間鍛造された後、「焼準−焼戻」や「焼入−焼戻」の熱処理が施されたものを指す。   The “roughed product for nitriding gear” is a material of the above “nitriding gear”, and after hot forging into a predetermined gear rough shape, “normalizing-tempering” or “tempering” It refers to a material that has been subjected to a heat treatment of “entry-tempering”.
また、窒化歯車の「化合物層の深さ」とは、化合物層の表面からの深さを指し、より具体的には、走査型電子顕微鏡により、窒化歯車の最表面を含むように、倍率2000倍で任意に100視野観察した場合の各視野における「化合物層」の窒化歯車の最表面からの最大距離を指す。したがって、「表面の化合物層の深さが5μm以下である」とは、上記のようにして求めた各視野における最表面からの最大距離の最大値が5μm以下であることを意味する。   Further, the “depth of the compound layer” of the nitriding gear refers to the depth from the surface of the compound layer, and more specifically, a magnification of 2000 so as to include the outermost surface of the nitriding gear by a scanning electron microscope. The maximum distance from the outermost surface of the nitriding gear of the “compound layer” in each visual field when 100 visual fields are observed at an arbitrary magnification. Therefore, “the depth of the surface compound layer is 5 μm or less” means that the maximum value of the maximum distance from the outermost surface in each field of view determined as described above is 5 μm or less.
以下、上記 (1)〜(4)の窒化歯車用粗形品に係る発明および(5)の窒化歯車に係る発明をそれぞれ、「本発明(1)」〜「本発明(5)」という。また、総称して「本発明」ということがある。   Hereinafter, the invention according to the above-described (1) to (4) coarse product for nitriding gear and the invention according to (5) the nitriding gear are referred to as “present invention (1)” to “present invention (5)”, respectively. Also, it may be collectively referred to as “the present invention”.
本発明の窒化歯車は、耐摩耗性に優れるとともに、耐ピッチング性にも優れており、また、高価な元素であるMoを0.90%以上もの多い量で含有させる必要がないので、自動車のトランスミッションなどに経済的な歯車として用いることができる。また、本発明の窒化歯車用粗形品は、上記窒化歯車の素材として用いるのに好適である。   The nitrided gear of the present invention is excellent in wear resistance and pitching resistance, and it is not necessary to contain Mo, which is an expensive element, in an amount as large as 0.90% or more. It can be used as an economical gear for a transmission or the like. Moreover, the rough product for nitriding gear of the present invention is suitable for use as a material for the nitriding gear.
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)窒化歯車用粗形品の化学組成:
C:0.10〜0.30%
Cは、窒化歯車の硬化層深さおよび芯部硬さを向上させる作用を有し、ピッチング強度および曲げ疲労強度の確保のために必須の元素であって、0.10%以上の含有量が必要である。しかしながら、Cの含有量が多くなると、硬さが大きくなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が0.30%を超えると、硬さ上昇に伴う被削性の低下が著しくなる。したがって、Cの含有量を0.10〜0.30%とした。なお、Cの含有量は0.15〜0.25%とすることが好ましい。
(A) Chemical composition of coarse product for nitriding gear:
C: 0.10 to 0.30%
C has the effect of improving the hardened layer depth and the core hardness of the nitrided gear, and is an essential element for ensuring pitching strength and bending fatigue strength, and has a content of 0.10% or more. is necessary. However, if the content of C increases, the hardness increases and machinability is reduced. In particular, when the content exceeds 0.30%, the machinability is significantly decreased as the hardness increases. Become. Therefore, the content of C is set to 0.10 to 0.30%. In addition, it is preferable that content of C shall be 0.15-0.25%.
Si:0.10%を超えて0.50%以下
Siは、脱酸作用を有する。また、Siは、焼戻軟化抵抗を向上させる元素であり、窒化歯車の使用中に歯面の温度が上昇した際の軟化を生じ難くして、ピッチング強度向上に有効に作用する。これらの効果を得るには、0.10%を超える含有量が必要である。しかしながら、Siの含有量が多すぎると、硬さが大きくなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が0.50%を超えると、硬さ上昇に伴う被削性の低下が著しくなる。したがって、Siの含有量を0.10%を超えて0.50%以下とした。なお、Siの含有量は0.20〜0.35%とすることが好ましい。
Si: more than 0.10% and 0.50% or less Si has a deoxidizing action. Further, Si is an element that improves the temper softening resistance. It is difficult to cause softening when the tooth surface temperature rises during use of the nitriding gear, and effectively acts to improve the pitching strength. In order to obtain these effects, a content exceeding 0.10% is required. However, if the Si content is too large, the hardness increases and the machinability decreases, and in particular, if the content exceeds 0.50%, the machinability decreases with an increase in hardness. It becomes remarkable. Therefore, the Si content is more than 0.10% and 0.50% or less. The Si content is preferably 0.20 to 0.35%.
Mn:0.50〜1.3%
Mnは、窒化歯車の硬化層深さおよび芯部硬さ向上に効果がある元素で、ピッチング強度および曲げ疲労強度を確保する作用を有する。また、Mnは、脱酸作用も有する。これらの効果を得るには、0.50%以上の含有量が必要である。しかしながら、Mnの含有量が多すぎると、硬さが大きくなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が1.3%を超えると、硬さ上昇に伴う被削性の低下が著しくなる。したがって、Mnの含有量を0.50〜1.3%とした。なお、Mnの含有量は0.60〜1.0%とすることが好ましい。
Mn: 0.50 to 1.3%
Mn is an element that is effective in improving the depth of the hardened layer and the core hardness of the nitrided gear, and has the effect of ensuring the pitching strength and bending fatigue strength. Mn also has a deoxidizing action. In order to obtain these effects, a content of 0.50% or more is necessary. However, if the content of Mn is too large, the hardness increases and machinability is reduced. In particular, if the content exceeds 1.3%, the machinability is reduced due to the increase in hardness. It becomes remarkable. Therefore, the Mn content is set to 0.50 to 1.3%. In addition, it is preferable that content of Mn shall be 0.60-1.0%.
S:0.005〜0.05%
Sは、Mnと結合してMnSを形成し、被削性を向上させる作用がある。しかしながら、その含有量が0.005%未満では、前記の効果が得難い。一方、Sの含有量が0.05%を超えると、粗大なMnSを形成して、熱間鍛造性が低下する。したがって、Sの含有量を0.005〜0.05%とした。なお、Sの含有量は0.015〜0.03%とすることが好ましい。
S: 0.005-0.05%
S combines with Mn to form MnS and has the effect of improving machinability. However, if the content is less than 0.005%, it is difficult to obtain the above effect. On the other hand, if the S content exceeds 0.05%, coarse MnS is formed, and the hot forgeability decreases. Therefore, the content of S is set to 0.005 to 0.05%. In addition, it is preferable that content of S shall be 0.015-0.03%.
Cr:0.70〜2.0%
Crは、表面硬さ、硬化層深さおよび芯部硬さを向上させて、窒化歯車のピッチング強度および曲げ疲労強度を確保する作用を有する。この効果を得るには、0.70%以上の含有量が必要である。しかしながら、Crの含有量が多くなると、硬さが大きくなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が2.0%を超えると、硬さ上昇に伴う被削性の低下が著しくなる。したがって、Crの含有量を0.70〜2.0%とした。なお、Crの含有量は0.80〜1.5%とすることが好ましい。
Cr: 0.70 to 2.0%
Cr has the effect of improving the surface hardness, the hardened layer depth, and the core hardness, and ensuring the pitching strength and bending fatigue strength of the nitrided gear. In order to obtain this effect, a content of 0.70% or more is necessary. However, if the Cr content increases, the hardness increases and machinability is reduced. In particular, if the content exceeds 2.0%, the machinability is significantly reduced as the hardness increases. Become. Therefore, the content of Cr is set to 0.70 to 2.0%. The Cr content is preferably 0.80 to 1.5%.
Al:0.035〜0.10%
Alは、窒化あるいは軟窒化時にNと結合してAlNを形成し、表面硬さを向上させ、ピッチング強度および曲げ疲労強度を高める作用を有する重要な元素である。こうした効果を得るには、Alを0.035%以上含有させる必要がある。しかしながら、Alの含有量が過剰になって、特に、0.10%を超えると、硬質のAl23を多量に形成して被削性の低下を招くとともに硬化層深さが浅くなり、しかも、Al23が表層に存在した場合には、ピッチングの発生起点となるため、却ってピッチング強度が低下する。したがって、Alの含有量を0.035〜0.10%とした。なお、好ましいAlの含有量は0.040〜0.080%である。
Al: 0.035 to 0.10%
Al is an important element having an action of combining with N during nitriding or soft nitriding to form AlN, improving surface hardness, and increasing pitching strength and bending fatigue strength. In order to obtain such effects, it is necessary to contain 0.035% or more of Al. However, when the content of Al becomes excessive, especially when it exceeds 0.10%, a large amount of hard Al 2 O 3 is formed, resulting in a decrease in machinability and a hardened layer depth becomes shallow. In addition, when Al 2 O 3 is present in the surface layer, it becomes a starting point of pitching, and therefore the pitching strength is lowered. Therefore, the content of Al is set to 0.035 to 0.10%. In addition, preferable Al content is 0.040 to 0.080%.
V:0.01〜0.30%
Vは、窒化あるいは軟窒化時に、CおよびNと結合して微細な、炭化物、窒化物および炭窒化物として析出し、表面硬さと硬化層深さを向上させ、ピッチング強度および曲げ疲労強度を高める作用を有する重要な元素である。これらの効果を得るには、Vを0.01%以上含有させる必要がある。しかしながら、Vの含有量が多くなって、特に、0.30%を超えると、粗大な炭化物、窒化物および炭窒化物を析出して、靱性の低下を招く。したがって、Vの含有量を0.01〜0.30%とした。なお、好ましいVの含有量は0.05〜0.20%である。
V: 0.01-0.30%
V combines with C and N during nitriding or soft nitriding and precipitates as fine carbides, nitrides and carbonitrides, improving surface hardness and hardened layer depth, and increasing pitching strength and bending fatigue strength It is an important element having an action. In order to acquire these effects, it is necessary to contain V 0.01% or more. However, if the content of V increases, especially when it exceeds 0.30%, coarse carbides, nitrides and carbonitrides are precipitated, leading to a decrease in toughness. Therefore, the content of V is set to 0.01 to 0.30%. A preferable V content is 0.05 to 0.20%.
N:0.003〜0.015%
Nは、窒化あるいは軟窒化時にAlと結合してAlNを形成し、表面硬さを向上させ、ピッチング強度および曲げ疲労強度を高める作用を有する。こうした効果を得るには、Nを0.003%以上含有させる必要がある。しかしながら、Nの含有量が過剰になると、TiNのような粗大な窒化物を形成して靱性の低下を招き、特に、その含有量が0.015%を超えると靱性の低下が著しくなる。したがって、Nの含有量を0.003〜0.015%とした。なお、好ましいNの含有量は0.004〜0.008%である。
N: 0.003 to 0.015%
N combines with Al at the time of nitriding or soft nitriding to form AlN, thereby improving the surface hardness and increasing the pitching strength and bending fatigue strength. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.003% or more of N. However, when the N content is excessive, coarse nitrides such as TiN are formed, leading to a decrease in toughness. In particular, when the content exceeds 0.015%, the toughness is significantly decreased. Therefore, the N content is set to 0.003 to 0.015%. A preferable N content is 0.004 to 0.008%.
本発明においては、不純物中のP、TiおよびO(酸素)の含有量をそれぞれ、P:0.025%以下、Ti:0.010%未満およびO:0.0020%未満に制限する。   In the present invention, the contents of P, Ti and O (oxygen) in the impurities are limited to P: 0.025% or less, Ti: less than 0.010% and O: less than 0.0020%, respectively.
以下、このことについて説明する。   This will be described below.
P:0.025%以下
Pは、鋼に含有される不純物であり、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させる。特に、その含有量が0.025%を超えると、脆化の程度が著しくなる。したがって、不純物におけるPの含有量を0.025%以下とした。なお、不純物におけるPのより好ましい含有量は0.020%以下である。
P: 0.025% or less P is an impurity contained in the steel, and segregates at the grain boundaries to embrittle the steel. In particular, when the content exceeds 0.025%, the degree of embrittlement becomes significant. Therefore, the content of P in the impurities is set to 0.025% or less. A more preferable content of P in the impurities is 0.020% or less.
Ti:0.010%未満
Tiは、Nとの親和性が高いので、鋼中のNと結合して硬質で粗大な非金属介在物であるTiNを形成し、この粗大で硬質なTiNが窒化歯車の表面に存在した場合には、ピッチングの発生起点となってしまう。特に、Tiの含有量が0.010%以上になると、粗大で硬質なTiNの形成が著しくなる。したがって、不純物におけるTiの含有量を0.010%未満とした。なお、不純物におけるTiのより好ましい含有量は0.005%未満である。
Ti: Less than 0.010% Since Ti has a high affinity with N, it combines with N in steel to form hard and coarse non-metallic inclusions TiN, and this coarse and hard TiN is nitrided If it exists on the surface of the gear, it will be the starting point of pitching. In particular, when the Ti content is 0.010% or more, the formation of coarse and hard TiN becomes remarkable. Therefore, the content of Ti in the impurities is set to less than 0.010%. In addition, the more preferable content of Ti in the impurities is less than 0.005%.
O(酸素):0.0020%未満
前記0.035〜0.10%の量のAlを必須の元素として含む本発明において、Oの含有量が多いと硬質で粗大な酸化物であるAl23を形成し、この粗大で硬質なAl23が窒化歯車の表面に存在した場合には、ピッチングの発生起点となってしまう。また、Caを含む場合には、粗大な酸化物であるCaOを形成し、このCaOも窒化歯車の表面に存在した場合には、ピッチングの発生起点となってしまう。特に、Oの含有量が0.0020%以上になると、前記Al23やCaOの形成が著しくなる。したがって、不純物におけるOの含有量を0.0020%未満とした。なお、不純物におけるOのより好ましい含有量は0.0015%未満である。
O (oxygen): less than 0.0020% In the present invention containing 0.035 to 0.10% of Al as an essential element, Al 2 which is a hard and coarse oxide when the content of O is large When O 3 is formed and this coarse and hard Al 2 O 3 is present on the surface of the nitriding gear, it becomes a starting point of pitching. In addition, when Ca is contained, CaO which is a coarse oxide is formed, and when this CaO is also present on the surface of the nitriding gear, it becomes a starting point for occurrence of pitching. In particular, when the O content is 0.0020% or more, the formation of the Al 2 O 3 and CaO becomes remarkable. Therefore, the content of O in impurities is set to less than 0.0020%. A more preferable content of O in the impurities is less than 0.0015%.
上記の理由から、本発明(1)および本発明(2)に係る窒化歯車用粗形品の化学組成は、上述した範囲のCからNまでの元素を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、不純物中のP、TiおよびOがそれぞれ、上述の範囲にあることと規定した。   For the above reasons, the chemical composition of the nitrided gear crude product according to the present invention (1) and the present invention (2) contains the elements from C to N in the above-mentioned range, and the balance consists of Fe and impurities. It was defined that P, Ti, and O in the impurities are in the above-mentioned ranges.
本発明に係る窒化歯車用粗形品には、必要に応じて、上記本発明(1)または本発明(2)におけるFeの一部に代えて、
第1群:Mo:0.5%以下、
第2群:Pb:0.3%以下およびCa:0.005%以下のうちの1種または2種、
の少なくとも1つの群の元素のうち1種以上を含有するものとすることができる。
In the rough shape product for nitriding gear according to the present invention, if necessary, instead of a part of Fe in the present invention (1) or the present invention (2),
First group: Mo: 0.5% or less,
Second group: Pb: 0.3% or less and Ca: 0.005% or less
One or more elements of at least one group of the above may be contained.
すなわち、さら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)または本発明(2)の窒化歯車用粗形品における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, at least one of the elements of at least one of the first group and the second group is used as a rough material for a nitrided gear according to the present invention (1) or the present invention (2). Instead of part of Fe in the shaped product, it 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:0.5%以下
Moは、窒化歯車の硬化層深さおよび芯部硬さ向上に効果がある元素で、ピッチング強度および曲げ疲労強度を確保する作用を有するので、必要に応じて添加、含有させてもよい。しかしながら、0.5%を超えるMoを含有させても前記の効果が飽和するのでコストが嵩んで経済性が損なわれるし、硬さ上昇に伴う被削性の低下を招く。したがって、添加する場合のMoの含有量を0.5%以下とした。より一層良好な被削性が要求される場合には、Moの含有量を0.3%以下とすることが好ましい。
First group: Mo: 0.5% or less Mo is an element that is effective in improving the hardened layer depth and core hardness of the nitriding gear, and has an action to ensure pitching strength and bending fatigue strength. It may be added and contained accordingly. However, even if Mo exceeding 0.5% is contained, the above-described effect is saturated, so that the cost is increased and the economic efficiency is impaired, and the machinability is lowered due to the increase in hardness. Therefore, the Mo content when added is set to 0.5% or less. When even better machinability is required, the Mo content is preferably 0.3% or less.
前記したMoのピッチング強度および曲げ疲労強度確保の効果を確実に得るためには、Moの含有量を0.05%以上とすることが好ましい。このため、添加する場合のより望ましいMoの含有量は0.05〜0.5%である。なお、添加するMoの含有量は0.05〜0.3%とすることが好ましい。   In order to reliably obtain the effect of securing the above-described pitching strength and bending fatigue strength of Mo, the Mo content is preferably set to 0.05% or more. For this reason, when Mo is added, the more preferable content of Mo is 0.05 to 0.5%. In addition, it is preferable that content of Mo to add shall be 0.05-0.3%.
第2群:Pb:0.3%以下およびCa:0.005%以下のうちの1種または2種
PbおよびCaは、いずれも、被削性を改善する作用を有する。このため、より優れた被削性を得たい場合には以下の範囲で含有してもよい。
Second group: Pb: 0.3% or less and Ca: 0.005% or less One or two of Pb and Ca both have an effect of improving machinability. For this reason, when it is desired to obtain better machinability, it may be contained in the following range.
Pb:0.3%以下
Pbは、被削性を改善する作用を有するので、さらなる被削性向上のために含有させてもよい。しかしながら、0.3%を超えるPbを含有させても被削性向上効果が飽和するのでコストが嵩んで経済性が損なわれ、さらに、靱性や強度の低下をきたす。したがって、添加する場合のPbの含有量を0.3%以下とした。
Pb: 0.3% or less Pb has an effect of improving machinability, and may be contained for further machinability improvement. However, even if containing Pb exceeding 0.3%, the machinability improving effect is saturated, so the cost is increased, the economic efficiency is impaired, and the toughness and strength are further reduced. Therefore, the content of Pb when added is set to 0.3% or less.
前記したPbの被削性改善効果を確実に得るためには、Pbの含有量を0.05%以上とすることが好ましい。このため、添加する場合のより望ましいPbの含有量は0.05〜0.3%である。なお、添加する場合の一層望ましいPbの含有量は0.05〜0.15%である。   In order to reliably obtain the effect of improving the machinability of Pb described above, the Pb content is preferably 0.05% or more. For this reason, when Pb is added, the more preferable content of Pb is 0.05 to 0.3%. When Pb is added, the more desirable Pb content is 0.05 to 0.15%.
Ca:0.005%以下
Caは、被削性を改善する作用を有するので、さらなる被削性向上のために含有させてもよい。しかしながら、0.005%を超えるCaを含有させても被削性向上効果が飽和するのでコストが嵩んで経済性が損なわれ、また、靱性や強度の低下をきたし、さらに粗大な酸化物であるCaOを形成して、ピッチング強度の低下を招いてしまう。したがって、添加する場合のCaの含有量を0.005%以下とした。
Ca: 0.005% or less Ca has an effect of improving machinability, and therefore may be contained for further machinability improvement. However, even if Ca exceeding 0.005% is contained, the machinability improving effect is saturated, so the cost is increased, the economy is impaired, and the toughness and strength are lowered, and the oxide is coarser. CaO is formed and the pitching strength is lowered. Therefore, when Ca is added, the content of Ca is set to 0.005% or less.
前記したCaの被削性改善効果を確実に得るためには、Caの含有量を0.0005%以上とすることが好ましい。このため、添加する場合のより望ましいCaの含有量は0.0005〜0.005%である。なお、添加する場合の一層望ましいCaの含有量は0.0005〜0.003%である。   In order to reliably obtain the above-described effect of improving the machinability of Ca, the Ca content is preferably set to 0.0005% or more. For this reason, the more preferable content of Ca in the case of adding is 0.0005 to 0.005%. In addition, when adding, the more desirable content of Ca is 0.0005 to 0.003%.
上記のPbおよびCaは、いずれか1種のみ、あるいは2種の複合で含有することができる。   Said Pb and Ca can be contained only in any 1 type or 2 types of composite.
上記の理由から、本発明(3)に係る窒化歯車用粗形品の化学組成は、本発明(1)または本発明(2)に係る窒化歯車用粗形品のFeの一部に代えて、Mo:0.5%以下を含有するものと規定した。   For the above reason, the chemical composition of the nitrided gear crude product according to the present invention (3) is replaced with a part of Fe of the nitrided gear crude product according to the present invention (1) or the present invention (2). , Mo: Specified to contain 0.5% or less.
また、本発明(4)に係る窒化歯車用粗形品の化学組成は、本発明(1)から本発明(3)までのいずれかに係る窒化歯車用粗形品のFeの一部に代えて、Pb:0.3%以下およびCa:0.005%以下のうちの1種または2種を含有することと規定した。   The chemical composition of the nitrided gear crude product according to the present invention (4) is replaced with a part of Fe of the nitrided gear crude product according to any of the present invention (1) to the present invention (3). Thus, it is defined that one or two of Pb: 0.3% or less and Ca: 0.005% or less are contained.
(B)窒化歯車用粗形品のミクロ組織:
本発明に係る窒化歯車用粗形品の基本的なミクロ組織は硬質相、すなわち、ベイナイト、マルテンサイトまたはベイナイトとマルテンサイトの混合組織のいずれかである。これは、窒化歯車用粗形品のミクロ組織中に軟質相であるフェライトが多い場合には、窒化歯車の歯面において塑性変形や摩耗が起こり、ピッチング強度低下の原因となり、また、軟質のフェライト中では、ピッチングや曲げ疲労におけるき裂が進展しやすく、窒化歯車のピッチング強度および曲げ疲労強度の低下原因となるからである。
(B) Microstructure of rough shaped product for nitriding gear:
The basic microstructure of the nitrided gear crude product according to the present invention is either a hard phase, that is, bainite, martensite, or a mixed structure of bainite and martensite. This is because if the microstructure of the nitrided gear coarse product contains a large amount of ferrite, which is a soft phase, plastic deformation and wear occur on the tooth surface of the nitrided gear, which causes a reduction in pitching strength. This is because cracks in pitching and bending fatigue tend to progress, causing a decrease in the pitching strength and bending fatigue strength of the nitriding gear.
しかしながら、窒化歯車用粗形品のミクロ組織中のフェライトが、面積割合で30%以下の場合には、窒化歯車のピッチング強度および曲げ疲労強度の低下が抑止される。   However, when the ferrite in the microstructure of the nitrided gear coarse product has an area ratio of 30% or less, a decrease in the pitching strength and bending fatigue strength of the nitrided gear is suppressed.
上述の理由から、本発明(1)に係る窒化歯車用粗形品のミクロ組織は、ベイナイト、マルテンサイトまたはベイナイトとマルテンサイトの混合組織のいずれかであることと規定した。   For the reasons described above, the microstructure of the nitrided gear crude product according to the present invention (1) is defined as being one of bainite, martensite, or a mixed structure of bainite and martensite.
また、本発明(2)に係る窒化歯車用粗形品のミクロ組織は、本発明(1)に係る窒化歯車用粗形品のミクロ組織がさらに面積割合で、30%以下のフェライトを含むものであることと規定した。   Further, the microstructure of the nitrided gear coarse product according to the present invention (2) is one in which the microstructure of the nitrided gear coarse product according to the present invention (1) further contains 30% or less of ferrite in area ratio. It was stipulated.
なお、前記(A)項に記載の化学組成を有し、本(B)項で述べたミクロ組織を有する窒化歯車用粗形品は、例えば、次の〈1〉〜〈4〉に示すような方法を経て〈5〉または〈5’〉に示す熱処理を施すような方法で製造することができる。   In addition, the rough-shaped product for nitrided gears having the chemical composition described in the item (A) and having the microstructure described in the item (B) is, for example, as shown in the following <1> to <4>. It can manufacture by the method of giving the heat processing shown to <5> or <5 '> through a simple method.
〈1〉転炉溶製した鋼を真空脱ガス設備内で精錬を行い、成分調整および不純物の除去を行う。   <1> The steel melted in the converter is refined in a vacuum degassing facility to adjust the components and remove impurities.
大気溶解の場合、溶鋼が大気と接触して鋼中のO含有量が高くなるため、Al23などの非金属介在物が粗大化しやすいが、真空脱ガス設備を用いることによって、上記Al23などの非金属介在物の粗大化を抑止することが可能となるので、特に、真空度を800Pa以下(600Torr以下)とした真空脱ガス設備内で溶鋼の精錬を行うことが好ましい。 In the case of melting in the atmosphere, since the molten steel comes into contact with the atmosphere and the O content in the steel increases, non-metallic inclusions such as Al 2 O 3 are likely to be coarsened, but by using a vacuum degassing facility, the above Al Since coarsening of non-metallic inclusions such as 2 O 3 can be suppressed, it is particularly preferable to refine the molten steel in a vacuum degassing facility with a vacuum degree of 800 Pa or less (600 Torr or less).
〈2〉上記〈1〉の成分調整および不純物の除去を行った溶鋼に、電磁攪拌処理を十分施し、非金属介在物を浮上させて除去した後、連続鋳造法によって鋳片を作製するか、造塊法によってインゴットを作製する。   <2> The molten steel subjected to the component adjustment and removal of impurities in the above <1> is sufficiently subjected to electromagnetic stirring treatment, and after removing non-metallic inclusions by floating, a slab is produced by a continuous casting method, An ingot is produced by the ingot-making method.
なお、造塊法による場合には、インゴットの押湯部を十分切断除去することが好ましい。   In the case of the ingot-making method, it is preferable to sufficiently cut and remove the feeder part of the ingot.
〈3〉上記〈2〉の鋳片またはインゴットは1250℃以上の温度で加熱して均質化処理を行い、分塊圧延によって鋼片にした後、棒鋼圧延や線材圧延を行う。   <3> The slab or ingot of the above <2> is heated at a temperature of 1250 ° C. or more, homogenized, and made into a steel slab by ingot rolling, followed by steel bar rolling or wire rod rolling.
なお、上記の圧延材に表面きずがある場合、所定の歯車粗形状に熱間鍛造する際の大きな割れにつながるため、分塊圧延、棒鋼圧延あるいは線材圧延を行った後は、丹念に表面きずを手入れし、除去することが好ましい。   In addition, if there is a surface flaw in the above rolled material, it will lead to a large crack when hot forging into a predetermined gear rough shape. It is preferred to care for and remove.
〈4〉上記〈3〉の圧延材は、所定の長さに切断した後、熱間鍛造にて歯車の粗形状とする。この場合、1250℃以上で10分以上加熱後、1100℃以上の仕上温度で熱間鍛造することが好ましい。   <4> The rolled material of the above <3> is cut into a predetermined length and then hot-forged to obtain a rough shape of the gear. In this case, it is preferable to perform hot forging at a finishing temperature of 1100 ° C. or higher after heating at 1250 ° C. or higher for 10 minutes or longer.
また、圧延材がコイル状の場合には、上記切断の前に矯正を行うのが好ましい。   Further, when the rolled material is coiled, it is preferable to perform correction before the cutting.
〈5〉上記〈4〉にて歯車の粗形状とされた熱間鍛造材は、窒化前の熱処理として、焼準後の冷却速度を0.5℃/s以上として焼準を行う。   <5> The hot forged material having the rough shape of the gear in <4> is subjected to normalization as a heat treatment before nitriding at a cooling rate after normalization of 0.5 ° C./s or more.
〈5’〉窒化前の熱処理として、Ac3点以上の温度に加熱・保持した後、油またはソルトなどで急冷して焼入する。 <5 ′> As a heat treatment before nitriding, after heating and holding at a temperature of Ac 3 point or higher, quenching is performed by quenching with oil or salt.
なお、窒化前の熱処理として等温焼鈍を行うと、フェライト変態温度で保持することになるため、フェライト分率が高くなって、面積割合でフェライトが30%以下というミクロ組織が得られない。   In addition, when isothermal annealing is performed as a heat treatment before nitriding, the ferrite transformation temperature is maintained, so that the ferrite fraction becomes high and a microstructure with an area ratio of 30% or less of ferrite cannot be obtained.
(C)窒化歯車表面の窒化層を形成する化合物層の深さ:
既に述べたように、「窒化」や「軟窒化」の処理を行った場合に被処理品の表面に形成される「窒化層」は、最表層部のポーラス層およびその下の緻密層から構成されたε−Fe2〜3N相を主体とした化合物層ならびに、その下の拡散層からなるものである。
(C) Depth of the compound layer forming the nitrided layer on the surface of the nitrided gear:
As already described, the “nitrided layer” formed on the surface of the article to be processed when “nitriding” or “soft nitriding” is performed is composed of a porous layer at the outermost layer and a dense layer below it. And a compound layer mainly composed of the ε-Fe 2-3 N phase and a diffusion layer therebelow.
そして、上記表面に形成される化合物層は、非常に脆いため、歯車に対して「窒化」や「軟窒化」の処理を行った場合には、歯車の噛み合い初期に容易に剥離して、歯車の表面に凹凸が形成されることとなり、それが局所的な応力集中箇所として作用して異常摩耗やピッチングを発生させてしまう。   Since the compound layer formed on the surface is very brittle, when the nitriding or soft nitriding treatment is performed on the gear, it easily peels off at the initial stage of meshing of the gear, As a result, irregularities are formed on the surface of the metal, which acts as a local stress concentration point, thereby causing abnormal wear and pitching.
このように、窒化歯車表面の窒化層を形成する化合物層は、窒化歯車の異常摩耗とピッチング強度に大きな影響を及ぼす。しかしながら、その深さが5μm以下の場合には、安定して優れたピッチング強度が得られるとともに異常摩耗が抑制できる。このため、本発明(1)から本発明(4)までのいずれかに係る窒化歯車用粗形品を素材とする本発明(5)に係る窒化歯車は、その表面の窒化層を形成する化合物層の深さが5μm以下であることと規定した。   Thus, the compound layer forming the nitride layer on the surface of the nitrided gear has a great influence on the abnormal wear and pitching strength of the nitrided gear. However, when the depth is 5 μm or less, stable and excellent pitching strength can be obtained and abnormal wear can be suppressed. For this reason, the nitrided gear according to the present invention (5), which is made from the rough shaped product for a nitrided gear according to any of the present invention (1) to the present invention (4), is a compound that forms a nitrided layer on the surface thereof It was defined that the depth of the layer was 5 μm or less.
なお、窒化歯車表面の窒化層を形成する化合物層の深さを5μm以下にするには、例えば、いわゆる「ラジカル窒化」などのような化合物層を生成しない窒化処理を施したり、ガス軟窒化を施した後で化合物層深さを小さくするための機械研磨や化学研磨を行えばよい。   In order to reduce the depth of the compound layer forming the nitride layer on the surface of the nitriding gear to 5 μm or less, for example, nitriding treatment that does not generate a compound layer such as so-called “radical nitridation” or gas soft nitriding After the application, mechanical polishing or chemical polishing for reducing the compound layer depth may be performed.
なお、「硬化層」としての「窒化層」を形成させるための「窒化」および「軟窒化」の処理温度は、低すぎるとNが拡散し難くなるため長時間の処理が必要となり、また、高すぎると生地(母材)が軟化してピッチング強度および曲げ疲労強度の低下を招くとともに摩耗が進んでしまう。したがって、その処理温度は、400〜600℃とすることが好ましい。   The processing temperature of “nitriding” and “soft nitriding” for forming the “nitriding layer” as the “hardened layer” is too low, so that it is difficult for N to diffuse, and a long processing time is required. If it is too high, the fabric (base material) is softened, leading to a decrease in pitching strength and bending fatigue strength, and wear progresses. Therefore, it is preferable that the processing temperature shall be 400-600 degreeC.
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1に示す化学組成を有する鋼1〜7および鋼9〜11を180kg真空溶解炉によって溶解し、インゴットを作製した。   Steels 1 to 7 and steels 9 to 11 having the chemical compositions shown in Table 1 were melted by a 180 kg vacuum melting furnace to produce ingots.
また、表1に示す化学組成を有する鋼8を3トン大気溶解炉によって溶解し、インゴットを作製した。   Moreover, the steel 8 which has the chemical composition shown in Table 1 was melt | dissolved by the 3 ton atmospheric melting furnace, and the ingot was produced.
表1中の鋼1〜5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6〜11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 5 in Table 1 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention. On the other hand, steels 6 to 11 are steels of comparative examples whose chemical compositions deviate from the conditions specified in the present invention.
各インゴットは、図1に概要を示す工程でローラーピッチングに供する試験片に加工した。   Each ingot was processed into a test piece to be subjected to roller pitching in the process outlined in FIG.
以下、上記ローラーピッチングに供する試験片の加工工程のそれぞれについて詳しく説明する。   Hereinafter, each of the processing steps of the test piece used for the roller pitching will be described in detail.
〔1〕均質化処理:
上記の各インゴットは、均熱炉に装入して1250℃で8時間保持し、均質化した。
[1] Homogenization treatment:
Each ingot was charged in a soaking furnace and held at 1250 ° C. for 8 hours to homogenize.
〔2〕熱間鍛造:
各インゴットは、上記1250℃で8時間保持した後、均熱炉から取り出して、直径が30mmで長さが1000mmおよび直径が140mmで長さが1000mmの2種類の丸棒に熱間鍛造した。なお、熱間鍛造仕上温度は1000℃以上とし、鍛造後は大気中で放冷した。
[2] Hot forging:
Each ingot was held at the above 1250 ° C. for 8 hours and then taken out from the soaking furnace and hot forged into two types of round bars having a diameter of 30 mm, a length of 1000 mm, a diameter of 140 mm and a length of 1000 mm. The hot forging finishing temperature was 1000 ° C. or higher, and the forging was allowed to cool in the air after forging.
〔3〕焼準:
鋼1〜4および鋼6〜11について、熱間鍛造した直径が30mmの各丸棒は900℃で1時間保持した後に大気中で放冷して焼準し、また、熱間鍛造した直径が140mmの各丸棒は900℃で3時間保持した後に大気中で放冷して焼準した。
[3] Normalization:
For steels 1 to 4 and steels 6 to 11, each of the hot-forged round bars with a diameter of 30 mm was held at 900 ° C. for 1 hour and then allowed to cool in the atmosphere and normalized. Each 140 mm round bar was held at 900 ° C. for 3 hours, and then allowed to cool in the atmosphere and normalized.
また、鋼5については、熱間鍛造した直径が30mmの丸棒を2つに切断し、その一方を900℃で1時間保持した後に大気中で放冷して焼準した。また、熱間鍛造した直径が140mmの丸棒についても2つに切断し、その一方を900℃で3時間保持した後に大気中で放冷して焼準した。   As for Steel 5, a hot-forged round bar with a diameter of 30 mm was cut into two, one of which was held at 900 ° C. for 1 hour, and then allowed to cool in the atmosphere and normalized. Also, a hot forged round bar having a diameter of 140 mm was cut into two, one of which was held at 900 ° C. for 3 hours, and then allowed to cool in the atmosphere and normalized.
〔4〕等温焼鈍:
前記〔3〕において2つに切断した鋼5の残部について、次の等温焼鈍を行った。すなわち、熱間鍛造した直径が30mmの丸棒の一方を900℃で1時間保持した後に表面温度が680℃になるまで大気中で放冷し、その後さらに、680℃で1時間保持してから大気中で放冷する等温焼鈍を施した。また、熱間鍛造した直径が140mmの丸棒の一方を900℃で3時間保持した後に表面温度が680℃になるまで大気中で放冷し、その後さらに、680℃で3時間保持してから大気中で放冷する等温焼鈍を施した。
[4] Isothermal annealing:
The following isothermal annealing was performed on the remaining part of the steel 5 cut into two in [3]. That is, after holding one of the hot-forged round bars with a diameter of 30 mm at 900 ° C. for 1 hour, it was allowed to cool in the atmosphere until the surface temperature reached 680 ° C., and then held at 680 ° C. for 1 hour. Isothermal annealing to cool in the atmosphere was performed. In addition, one of the hot forged round bars with a diameter of 140 mm was held at 900 ° C. for 3 hours, then allowed to cool in the atmosphere until the surface temperature reached 680 ° C., and then held at 680 ° C. for 3 hours. Isothermal annealing to cool in the atmosphere was performed.
〔5〕焼入A:
鋼4および鋼5について、前記〔3〕の焼準を行った直径が30mmと140mmの丸棒は、それぞれ、長さが150mmと21mmに切断して、いずれも900℃で1時間保持した後に100℃の油中に冷却する焼入を行なった。
[5] Quenching A:
For Steel 4 and Steel 5, the round bars with diameters of 30 mm and 140 mm subjected to normalization of [3] were cut into lengths of 150 mm and 21 mm, respectively, and both were held at 900 ° C. for 1 hour. Quenching by cooling in oil at 100 ° C was performed.
〔5’〕焼入B:
鋼1について、前記〔3〕の焼準を行った直径が30mmと140mmの丸棒を2つに切断し、それぞれの一方をさらに長さが150mmと21mmに切断して、いずれも900℃で1時間保持した後に170℃の油中に冷却する焼入を行なった。
[5 '] Quenching B:
For steel 1, cut the round rods with diameters of 30 mm and 140 mm that were subjected to the normalization of [3] into two, and cut one of them into 150 mm and 21 mm in length, both at 900 ° C. After holding for 1 hour, quenching was performed by cooling in oil at 170 ° C.
〔6〕焼戻:
前記焼準、等温焼鈍、焼入Aおよび焼入Bで生じた内部応力を除去するため、全ての素材について500℃で1時間保持した後に大気中で放冷して焼戻した。
[6] Tempering:
In order to remove the internal stress generated in the normalization, isothermal annealing, quenching A, and quenching B, all the materials were held at 500 ° C. for 1 hour and then allowed to cool in the atmosphere and tempered.
〔7〕機械加工(粗加工):
焼戻した直径が30mmの各丸棒の中心部から、鍛錬軸に平行に図2に示すローラーピッチング小ローラー試験片を切り出した。また、直径が140mmの各丸棒の中心部から、鍛錬軸に平行に図3に示すローラーピッチング大ローラー試験片を切り出した。
[7] Machining (rough machining):
A roller pitching small roller test piece shown in FIG. 2 was cut out from the center of each round bar having a tempered diameter of 30 mm in parallel with the forging axis. Moreover, the roller pitching large roller test piece shown in FIG. 3 was cut out from the center of each round bar having a diameter of 140 mm in parallel with the forging axis.
なお、図2および図3中に示した上記の切り出し試験片における寸法の単位は全て「mm」であり、図中の仕上記号「▽」および「▽▽▽」は、JIS B 0601(1982)の解説表1の表面粗さを示す「三角記号」である。   2 and 3 are all “mm”, and the finishing symbols “▽” and “▽▽▽” in the figures are JIS B 0601 (1982). Is a “triangular symbol” indicating the surface roughness of Table 1.
また、「▽▽▽」に付した「G」はJIS B 0122(1978)に規定の「研削」を示す加工方法の略号であることを意味する。   Further, “G” added to “▽▽▽” means an abbreviation of a processing method indicating “grinding” defined in JIS B 0122 (1978).
同様に「E(ペーパー仕上)」は「紙ヤスリ」での「研磨」を示す加工方法の略号であることを意味する。   Similarly, “E (paper finish)” means an abbreviation of a processing method indicating “polishing” with “paper file”.
上記のようにして切り出した各ローラーピッチング小ローラー試験片の一部を用いて、φ26mmの中央部を横断してミクロ組織を調査した。なお、調査法の詳細については後述する。   Using a part of each roller pitching small roller test piece cut out as described above, the microstructure was examined across the central part of φ26 mm. Details of the survey method will be described later.
〔8〕表面硬化処理としてのラジカル窒化またはガス軟窒化:
上記〔7〕で切り出したローラーピッチング小ローラー試験片のミクロ組織調査に供した残りの試験片、およびローラーピッチング大ローラー試験片の全てに対して、表面硬化処理として、図4に示すヒートパターンによるラジカル窒化(以下、「条件A」という。)または図5に示すヒートパターンによるガス軟窒化(以下、「条件B」という。)を施した。
[8] Radical nitriding or gas soft nitriding as surface hardening treatment:
With respect to all of the remaining test pieces subjected to the microstructural examination of the roller pitching small roller test piece cut out in the above [7] and the roller pitching large roller test piece, as a surface hardening treatment, the heat pattern shown in FIG. Radical nitriding (hereinafter referred to as “condition A”) or gas soft nitriding (hereinafter referred to as “condition B”) by the heat pattern shown in FIG. 5 was performed.
〔9〕表面研磨:
上記〔8〕の条件Bのガス軟窒化を施した試験片の一部について、その表面に機械加工による研磨を施し、窒化層を形成する化合物層の深さの調整や化合物層そのものの除去を行った。
[9] Surface polishing:
Part of the test piece subjected to gas soft nitriding under the condition B of [8] above is subjected to polishing by machining to adjust the depth of the compound layer forming the nitrided layer and remove the compound layer itself. went.
〔10〕ショットピーニング:
上記〔9〕の表面研磨して化合物層を除去した試験片の一部に対して、次の条件で二段ショットピーニング処理を実施した。
[10] Shot peening:
A two-stage shot peening treatment was performed on a part of the test piece from which the compound layer was removed by surface polishing in [9] above under the following conditions.
一段目:
・投射材の種類:ラウンドカットワイヤ、
・投射材の直径(ショット粒の粒径):0.6mm、
・投射材の硬さ:ビッカース硬さ(以下、「Hv硬さ」という。)で700、
・アークハイト:0.4mmA、
二段目:
・投射材の種類:スチールビーズ、
・投射材の直径:0.1mm、
・投射材の硬さ:Hv硬さで700、
・アークハイト:0.1mmA。
first stage:
・ Type of projection material: Round cut wire,
・ Diameter of shot material (particle size of shot grains): 0.6 mm,
Projection material hardness: Vickers hardness (hereinafter referred to as “Hv hardness”) 700,
-Arc height: 0.4 mmA,
Second stage:
・ Type of projection material: Steel beads,
・ Diameter of projection material: 0.1 mm,
・ Hardness of projection material: 700 in Hv hardness
-Arc height: 0.1 mmA.
〔11〕機械加工(仕上加工):
上記種々の処理を施した各試験片を仕上加工して、図6に示すローラーピッチング小ローラー試験片および図7に示すローラーピッチング大ローラー試験片を作製した。
[11] Machining (finishing):
Each test piece subjected to the above-described various treatments was finished to produce a roller pitching small roller test piece shown in FIG. 6 and a roller pitching large roller test piece shown in FIG.
なお、図6および図7に示した前述の試験片における寸法の単位は全て「mm」であり、上記各図における仕上記号「▽」および「▽▽▽」は先の図2および図3におけると同様、それぞれ、JIS B 0601(1982)の解説表1の表面粗さを示す「三角記号」である。   6 and 7 are all “mm”, and the finish symbols “▽” and “▽▽▽” in the above figures are the same as those in FIGS. Similarly, “Triangle symbol” indicating the surface roughness in Table 1 of JIS B 0601 (1982).
また、「▽▽▽」に付した「G」はJIS B 0122(1978)に規定の「研削」を示す加工方法の略号であることを意味する。   Further, “G” added to “▽▽▽” means an abbreviation of a processing method indicating “grinding” defined in JIS B 0122 (1978).
さらに、「〜」は「波形記号」であり、生地であること、すなわち、前記〔8〕から〔10〕までのいずれかの条件で処理した表面のままであることを意味する。   Furthermore, “˜” is a “waveform symbol”, which means that it is a fabric, that is, it remains a surface treated under any of the conditions [8] to [10].
表2に、試験番号1〜13として、上述したローラーピッチングに供する試験片の熱間鍛造後の加工工程、すなわち、〔3〕の焼準以降の工程を整理して示した。   Table 2 shows, as test numbers 1 to 13, the processing steps after hot forging of the test pieces used for the roller pitching described above, that is, the steps after the normalization of [3].
なお、表2の表面研磨欄において「実施」とした試験番号のうち、試験番号5については、窒化層を形成する化合物層深さが3μmとなるように、また、試験番号10については、窒化層を形成する化合物層深さが9μmとなるように調整して表面研磨を行った。さらに、試験番号6および試験番号11については、いずれも表面を25μm研磨して、窒化層を形成する化合物層を完全に除去した。   Of the test numbers set as “execution” in the surface polishing column of Table 2, for test number 5, the compound layer depth for forming the nitride layer is 3 μm, and for test number 10, nitriding is performed. Surface polishing was performed by adjusting the depth of the compound layer forming the layer to 9 μm. Furthermore, for Test No. 6 and Test No. 11, the surface was polished by 25 μm to completely remove the compound layer forming the nitride layer.
表2の試験番号1〜13の各々の場合について、表面硬化処理前のローラーピッチング小ローラー試験片を用いたミクロ組織調査、仕上加工したローラーピッチング小ローラー試験片を用いた表面の窒化層を形成する化合物層の深さ、表面硬さおよび有効硬化層深さの調査、ならびに、仕上加工したローラーピッチング小ローラー試験片およびローラーピッチング大ローラー試験片を用いたローラーピッチング試験による耐ピッチング特性の調査を行った。   For each of the test numbers 1 to 13 in Table 2, a micro structure investigation using a roller pitching small roller test piece before surface hardening treatment, and forming a surface nitrided layer using a finished roller pitching small roller test piece Investigation of the depth, surface hardness and effective hardened layer depth of the working compound, as well as investigation of anti-pitching properties by roller pitching test using finished roller pitching small roller test piece and roller pitching large roller test piece went.
また、ローラーピッチング試験したローラーピッチング小ローラー試験片を用いて、表面摩耗量を調査することも行った。   Moreover, the amount of surface abrasion was also investigated using the roller pitching small roller test piece which carried out the roller pitching test.
以下、上記各調査の内容について詳しく説明する。   Hereinafter, the contents of each of the above surveys will be described in detail.
《1》ミクロ組織調査:
表面硬化処理前のローラーピッチング小ローラー試験片、すなわち、前記〔7〕のようにして切り出したままのローラーピッチング小ローラー試験片を用いて、φ26mmの中央部を横断した後、その切断面が被検面となるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、次いで、ナイタルで腐食してミクロ組織を調査した。
<< 1 >> Microstructure investigation:
Using a roller pitching small roller test piece before surface hardening treatment, that is, a roller pitching small roller test piece that has been cut out as described in [7] above, after crossing the central portion of φ26 mm, the cut surface is covered. It was embedded in a resin so as to be a surface to be examined, mirror-polished, and then corroded with nital to examine the microstructure.
具体的には、光学顕微鏡により倍率400倍で任意に100視野観察して、「相」の調査を行った。なお、ミクロ組織の「相」中にフェライトを含む場合は、各視野に占めるフェライトの割合を測定し、上記100視野における算術平均から、ミクロ組織におけるフェライトの面積割合を求めた。   More specifically, 100 phases were arbitrarily observed with an optical microscope at a magnification of 400 times, and the “phase” was investigated. When ferrite was included in the “phase” of the microstructure, the ratio of ferrite in each field of view was measured, and the area ratio of ferrite in the microstructure was determined from the arithmetic average in the 100 fields of view.
《2》表面の窒化層を形成する化合物層の深さの調査:
前記〔11〕の仕上加工したローラーピッチング小ローラー試験片を用いて、φ26mmの中央部を横断した後、その切断面が被検面となるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、次いで、ナイタルで腐食して表面の窒化層を形成する化合物層の深さを調査した。
<< 2 >> Investigation of the depth of the compound layer forming the nitride layer on the surface:
Using the finished roller pitching small roller test piece of [11], after crossing the central part of φ26 mm, the cut surface is embedded in a resin so as to be a test surface, and then mirror-polished. The depth of the compound layer that corrodes to form a nitrided surface was investigated.
具体的には、走査型電子顕微鏡により、試験片の最表面を含むように、倍率2000倍で任意に100視野観察して、各視野における「化合物層」の試験片の最表面からの最大距離を測定し、その最大値をもって表面の窒化層を形成する化合物層の深さとした。   Specifically, by using a scanning electron microscope, 100 fields of view are arbitrarily observed at a magnification of 2000 to include the outermost surface of the test piece, and the maximum distance of the “compound layer” from the outermost surface of the test piece in each field of view. The maximum value was taken as the depth of the compound layer forming the surface nitride layer.
《3》表面硬さの調査:
上記《2》の表面の化合物層深さの調査で用いた樹脂埋めした試験片を使用して、表面硬さを調査した。
<3> Investigation of surface hardness:
Surface hardness was investigated using the resin-embedded test piece used in the investigation of the depth of the compound layer on the surface of << 2 >>.
具体的には、JIS Z 2244(2003)に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、試験片の表面から0.03mmの深さ位置における任意の100点でのビッカース硬さを、試験力を0.9807Nとして測定し、その最小値をもって表面硬さとした。   Specifically, in accordance with “Vickers hardness test-test method” described in JIS Z 2244 (2003), Vickers hardness at an arbitrary 100 points at a depth of 0.03 mm from the surface of the test piece. Was measured with a test force of 0.9807 N, and the minimum value was defined as surface hardness.
《4》有効硬化層深さの調査:
前記《2》の表面の化合物層深さの調査で用いた樹脂埋めした試験片を使用して、有効硬化層深さの調査を行った。
<4> Investigation of effective hardened layer depth:
The effective hardened layer depth was investigated using the resin-embedded test piece used in the investigation of the compound layer depth on the surface of << 2 >>.
具体的には、上記《3》の表面硬さの調査の場合と同様に、JIS Z 2244(2003)に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、試験片の表面から中心に向かう方向について、試験力を0.9807NとしてHv硬さが420となる場合の表面からの深さを求め、任意100箇所を測った最小値をもって有効硬化層深さとした。   Specifically, in the same manner as in the case of the surface hardness investigation of the above << 3 >>, in accordance with “Vickers hardness test-test method” described in JIS Z 2244 (2003), the surface from the surface of the test piece is centered. The depth from the surface when the test force is 0.9807 N and the Hv hardness is 420 is obtained in the direction toward the surface, and the effective hardened layer depth is determined by the minimum value obtained by measuring 100 arbitrary locations.
《5》ローラーピッチング試験による耐ピッチング特性の調査:
前記〔11〕の仕上加工したローラーピッチング小ローラー試験片およびローラーピッチング大ローラー試験片を用いて、下記の試験条件で行い、繰返し数が107回において、長辺が1mm以上の大きさのピッチングが発生しない最大の面圧をピッチング強度とした。なお、このピッチング強度の目標は1800MPa以上とし、ピッチング強度が目標とする1800MPa以上の場合に、耐ピッチング特性に優れるものとした。
<< 5 >> Investigation of anti-pitching characteristics by roller pitting test:
Using the finished roller pitching small roller test piece and roller pitching large roller test piece of [11] above, the test is performed under the following test conditions, and the long side has a length of 1 mm or more when the number of repetitions is 10 7 times. The maximum surface pressure at which no occurrence occurs was defined as the pitching strength. In addition, the target of this pitching strength shall be 1800 Mpa or more, and when the pitching strength is 1800 Mpa or more which is a target, it shall be excellent in a pitching-proof characteristic.
・すべり率:40%、
・回転数:1000rpm
・潤滑:油温80℃のオートマチックトランスミッション用潤滑油を2リットル/分の割合で、ローラーピッチング小ローラー試験片とローラーピッチング大ローラー試験片の接触部に噴出させて実施。
・ Slip rate: 40%
・ Rotation speed: 1000rpm
・ Lubrication: Lubricating oil for an automatic transmission with an oil temperature of 80 ° C. was jetted at a rate of 2 liters / minute to the contact portion between the roller pitching small roller test piece and the roller pitching large roller test piece.
但し、上記の「すべり率」は、「V1」をローラーピッチング小ローラー試験片表面の接線速度、「V2」をローラーピッチング大ローラー試験片表面の接線速度として、下記の式で計算される値を指す。
{(V2−V1)/V1}×100。
However, the above-mentioned “slip ratio” is a value calculated by the following formula, where “V1” is the tangential speed of the roller pitching small roller test piece surface and “V2” is the tangential speed of the roller pitching large roller test piece surface Point to.
{(V2-V1) / V1} × 100.
《6》表面摩耗量の調査:
上記《5》のローラーピッチング試験後の表面摩耗量を、次のようにして調査した。
<< 6 >> Investigation of surface wear:
The amount of surface wear after the roller pitching test of << 5 >> was investigated as follows.
すなわち、繰返し数で107回において長辺が1mm以上の大きさのピッチングが発生しない最大の面圧が得られたローラーピッチング小ローラー試験片のφ26mmの試験面の任意の10箇所において、触針式の表面粗さ計を用いて、軸方向に非接触部、接触部、非接触部のプロフィルを連続的に測定した。そして、上記の測定で得られたプロフィルにおいて、接触部の中央付近で凹となっている谷底の位置と非接触部の差のうちの、10箇所の最大値を表面摩耗量と定義した。 That is, the stylus at any 10 positions on the φ26 mm test surface of the roller pitching small roller test piece in which the maximum surface pressure that does not generate pitching with a length of 1 mm or more at 10 7 repetitions was obtained. The profile of the non-contact part, the contact part, and the non-contact part was measured continuously in the axial direction using a surface roughness meter of the formula. And in the profile obtained by said measurement, the maximum value of 10 places was defined as the amount of surface wear among the difference of the position of the valley bottom which became concave near the center of a contact part, and a non-contact part.
上記表面摩耗量の目標は10μm以下とし、表面摩耗量が目標とする10μm以下の場合に、耐摩耗性に優れるものとした。   The target of the surface wear amount is 10 μm or less, and when the surface wear amount is 10 μm or less, the wear resistance is excellent.
表3に、上記の各調査結果をまとめて示す。なお、表3においては、「表面の窒化層を形成する化合物層の深さ」を「化合物層深さ」と表記した。   Table 3 summarizes the results of the above investigations. In Table 3, “the depth of the compound layer forming the surface nitride layer” was expressed as “the depth of the compound layer”.
表3から、本発明で規定する条件を満たす試験番号1〜6は、Moを含有する場合であってもその量は高々0.35%と少ないにも拘わらず、いずれも1800MPa以上という大きなピッチング強度を有して耐ピッチング特性に優れていること、さらには、表面摩耗量が10μm以下であって耐摩耗性にも優れていることが明らかである。   From Table 3, the test numbers 1 to 6 that satisfy the conditions specified in the present invention are large pitching of 1800 MPa or more in spite of the small amount of 0.35% even when containing Mo. It is clear that it has strength and excellent anti-pitching characteristics, and further, the surface wear amount is 10 μm or less and is excellent in wear resistance.
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7および試験番号9の場合、ピッチング強度が、また、比較例の試験番号8及び試験番号11〜13の場合、ピッチング強度と表面摩耗量の双方が、本発明の目標に達していない。   On the other hand, in the case of the test number 7 and the test number 9 of the comparative example that deviates from the conditions specified in the present invention, the pitching strength is in the case of the test number 8 and the test numbers 11 to 13 of the comparative example. Both the surface wear and the amount of surface wear do not reach the target of the present invention.
すなわち、試験番号7は、鋼6のSi含有量が0.05%と本発明で規定する値より少ないため、ピッチング強度が1650MPaと低く、本発明の目標に達していない。   That is, in test number 7, since the Si content of steel 6 is 0.05%, which is less than the value specified in the present invention, the pitching strength is as low as 1650 MPa, and does not reach the target of the present invention.
試験番号8は、鋼7のAl含有量が0.120%と本発明で規定する値より多く、さらに、表面硬化処理前のフェライトの面積割合が35%と本発明で規定する値より多い。このため、ピッチング強度は1500MPaと低く、また、表面摩耗量は15.0μmと大きく、いずれも本発明の目標に達していない。   In Test No. 8, the Al content of steel 7 is 0.120%, which is higher than the value specified in the present invention, and the area ratio of ferrite before the surface hardening treatment is 35%, which is higher than the value specified in the present invention. For this reason, the pitching strength is as low as 1500 MPa, and the surface wear amount is as large as 15.0 μm, and none of them reaches the target of the present invention.
試験番号9は、鋼8のO含有量が0.0030%と本発明で規定する値より多いため、ピッチング強度が1600MPaと低く、本発明の目標に達していない。   In Test No. 9, since the O content of steel 8 is 0.0030%, which is higher than the value specified in the present invention, the pitching strength is as low as 1600 MPa and does not reach the target of the present invention.
試験番号10は、鋼9のTi含有量が0.025%と本発明で規定する値より多く、さらに、表面の窒化層を形成する化合物層の深さが9μmと本発明で規定する値より大きい。このため、ピッチング強度は1550MPaと低く、また、表面摩耗量は12.0μmと大きく、いずれも本発明の目標に達していない。   Test No. 10 has a Ti content of steel 9 of 0.025%, which is higher than the value specified in the present invention, and further, the depth of the compound layer forming the nitrided layer on the surface is 9 μm, which is higher than the value specified in the present invention. large. For this reason, the pitching strength is as low as 1550 MPa, and the surface wear amount is as large as 12.0 μm, which does not reach the target of the present invention.
試験番号11は、鋼10のMn含有量が0.35%と本発明で規定する値より少なく、さらに、表面硬化処理前のフェライトの面積割合が45%と本発明で規定する値より多い。このため、ピッチング強度は1500MPaと低く、また、表面摩耗量は15.0μmと大きく、いずれも本発明の目標に達していない。   In test number 11, the Mn content of steel 10 is 0.35%, which is less than the value specified in the present invention, and the area ratio of ferrite before the surface hardening treatment is 45%, which is higher than the value specified in the present invention. For this reason, the pitching strength is as low as 1500 MPa, and the surface wear amount is as large as 15.0 μm, and none of them reaches the target of the present invention.
試験番号12は、鋼11がVを含まないことに加えてNの含有量が0.0280%と本発明で規定する値より多く、さらに、表面の窒化層を形成する化合物層の深さが21μmと本発明で規定する値より大きい。このため、ピッチング強度は1500MPaと低く、また、表面摩耗量は49.5μmと大きく、いずれも本発明の目標に達していない。   In Test No. 12, the steel 11 does not contain V, the N content is 0.0280%, which is larger than the value specified in the present invention, and the depth of the compound layer forming the nitrided layer on the surface is larger. 21 μm, which is larger than the value specified in the present invention. For this reason, the pitching strength is as low as 1500 MPa, and the surface wear amount is as large as 49.5 μm, and none of them reach the target of the present invention.
試験番号13は、鋼5の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、表面硬化処理前のフェライトの面積割合が65%と本発明で規定する値より多い。このため、ピッチング強度は1500MPaと低く、また、表面摩耗量は25.0μmと大きく、いずれも本発明の目標に達していない。   In Test No. 13, although the chemical composition of the steel 5 is within the range specified by the present invention, the area ratio of ferrite before the surface hardening treatment is 65%, which is larger than the value specified by the present invention. For this reason, the pitching strength is as low as 1500 MPa, and the surface wear amount is as large as 25.0 μm, and none of them reach the target of the present invention.
本発明の窒化歯車は、耐摩耗性に優れるとともに、耐ピッチング性にも優れており、また、高価な元素であるMoを0.90%以上もの多い量で含有させる必要がないので、自動車のトランスミッションなどに経済的な歯車として用いることができる。また、本発明の窒化歯車用粗形品は、上記窒化歯車の素材として用いるのに好適である。   The nitrided gear of the present invention is excellent in wear resistance and pitching resistance, and it is not necessary to contain Mo, which is an expensive element, in an amount as large as 0.90% or more. It can be used as an economical gear for a transmission or the like. Moreover, the rough product for nitriding gear of the present invention is suitable for use as a material for the nitriding gear.
実施例で用いた鋼のインゴットから、ローラーピッチングに供した試験片を加工する工程の概要を示す図である。It is a figure which shows the outline | summary of the process of processing the test piece used for roller pitching from the steel ingot used in the Example. 実施例で用いたローラーピッチング小ローラー試験片の丸棒から切り出したままの形状を示す図である。It is a figure which shows the shape as cut out from the round bar of the roller pitching small roller test piece used in the Example. 実施例で用いたローラーピッチング大ローラー試験片の丸棒から切り出したままの形状を示す図である。It is a figure which shows the shape as cut out from the round bar of the roller pitching large roller test piece used in the Example. 実施例における「ラジカル窒化」のヒートパターンを示す図である。It is a figure which shows the heat pattern of "radical nitriding" in an Example. 実施例における「ガス軟窒化」のヒートパターンを示す図である。It is a figure which shows the heat pattern of "gas soft nitriding" in an Example. 実施例のローラーピッチング試験で用いたローラーピッチング小ローラー試験片の形状を示す図である。It is a figure which shows the shape of the roller pitching small roller test piece used by the roller pitching test of the Example. 実施例のローラーピッチング試験で用いたローラーピッチング大ローラー試験片の形状を示す図である。It is a figure which shows the shape of the roller pitching large roller test piece used by the roller pitching test of an Example.

Claims (5)

  1. 質量%で、C:0.10〜0.30%、Si:0.10%を超えて0.50%以下、Mn:0.50〜1.3%、S:0.005〜0.05%、Cr:0.70〜2.0%、Al:0.035〜0.10%、V:0.01〜0.30%およびN:0.003〜0.015%を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、不純物中のP、TiおよびO(酸素)がそれぞれ、P:0.025%以下、Ti:0.010%未満およびO:0.0020%未満の化学組成を有し、ミクロ組織が、ベイナイト、マルテンサイトまたはベイナイトとマルテンサイトの混合組織のいずれかであることを特徴とする窒化歯車用粗形品。   In mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si: more than 0.10% and 0.50% or less, Mn: 0.50 to 1.3%, S: 0.005 to 0.05 %, Cr: 0.70 to 2.0%, Al: 0.035 to 0.10%, V: 0.01 to 0.30% and N: 0.003 to 0.015%, the balance Is composed of Fe and impurities, and P, Ti and O (oxygen) in the impurities have a chemical composition of P: 0.025% or less, Ti: less than 0.010% and O: less than 0.0020%, respectively. The rough structure for nitrided gears, wherein the microstructure is any one of bainite, martensite, or a mixed structure of bainite and martensite.
  2. ミクロ組織が、さらに面積割合で、30%以下のフェライトを含むものであることを特徴とする請求項1に記載の窒化歯車用粗形品。   The microstructure of the nitrided gear according to claim 1, wherein the microstructure further contains 30% or less of ferrite in area ratio.
  3. 化学組成が、Feの一部に代えて、質量%で、Mo:0.5%以下を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の窒化歯車用粗形品。   The chemical composition contains Mo: 0.5% or less in terms of mass% instead of a part of Fe, and the rough shaped product for nitrided gear according to claim 1 or 2.
  4. 化学組成が、Feの一部に代えて、質量%で、Pb:0.3%以下およびCa:0.005%以下のうちの1種または2種を含有することを特徴とする請求項1から3までのいずれかに記載の窒化歯車用粗形品。   The chemical composition contains one or two of Pb: 0.3% or less and Ca: 0.005% or less in mass%, instead of a part of Fe. 4 to 3 for nitriding gears.
  5. 請求項1から4までのいずれかに記載の窒化歯車用粗形品を素材とする窒化歯車であって、表面の窒化層を形成する化合物層の深さが5μm以下であることを特徴とする窒化歯車。   A nitrided gear made of the roughened product for a nitrided gear according to any one of claims 1 to 4, wherein the depth of the compound layer forming the nitrided layer on the surface is 5 µm or less. Nitriding gear.
JP2007197146A 2007-07-30 2007-07-30 Rough shape for nitriding gear and nitriding gear Active JP4872846B2 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2007197146A JP4872846B2 (en) 2007-07-30 2007-07-30 Rough shape for nitriding gear and nitriding gear

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2007197146A JP4872846B2 (en) 2007-07-30 2007-07-30 Rough shape for nitriding gear and nitriding gear

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2009030134A JP2009030134A (en) 2009-02-12
JP4872846B2 true JP4872846B2 (en) 2012-02-08

Family

ID=40400951

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2007197146A Active JP4872846B2 (en) 2007-07-30 2007-07-30 Rough shape for nitriding gear and nitriding gear

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP4872846B2 (en)

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5343760B2 (en) * 2009-08-24 2013-11-13 新日鐵住金株式会社 Tempered soft nitriding parts
JP5597563B2 (en) 2011-02-01 2014-10-01 新日鐵住金株式会社 Nitriding steel and nitride parts
JP6043080B2 (en) * 2012-03-30 2016-12-14 株式会社神戸製鋼所 Steel for high frequency heat treatment gears excellent in peeling resistance and gear cutting workability, and gears and methods for producing the same
JP6043079B2 (en) * 2012-03-30 2016-12-14 株式会社神戸製鋼所 Steel for gears for induction heat treatment excellent in hot forgeability and gear cutting workability, and gears and methods for producing the gears
JP5912778B2 (en) * 2012-03-30 2016-04-27 株式会社神戸製鋼所 Gears with excellent peel resistance and impact fatigue resistance
FR2999609B1 (en) * 2012-12-13 2014-12-19 Peugeot Citroen Automobiles Sa PROCESS FOR REINFORCING STEEL BY THERMOCHEMICAL EFFECTS AND RE-AUSTENITISATION EFFECT
CN106011648B (en) * 2016-07-22 2018-01-16 武汉钢铁有限公司 A kind of pinion steel and its production method

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07138696A (en) * 1993-11-11 1995-05-30 Sumitomo Metal Ind Ltd Steel parts excellent in fatigue strength
JP2894184B2 (en) * 1993-12-03 1999-05-24 住友金属工業株式会社 Steel for soft nitriding
JP3400934B2 (en) * 1997-10-21 2003-04-28 三菱製鋼室蘭特殊鋼株式会社 Nitriding steel and nitriding method
JP4280923B2 (en) * 2004-04-20 2009-06-17 住友金属工業株式会社 Steel materials for carburized parts or carbonitrided parts
JP4219863B2 (en) * 2004-07-06 2009-02-04 愛知製鋼株式会社 High-strength bainite-type nitrided parts and manufacturing method thereof
JP4352261B2 (en) * 2005-02-21 2009-10-28 住友金属工業株式会社 gear

Also Published As

Publication number Publication date
JP2009030134A (en) 2009-02-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4385019B2 (en) Manufacturing method for steel nitrocarburized machine parts
JPWO2008123397A1 (en) Case-hardened steel pipe with excellent workability and its manufacturing method
JP5163241B2 (en) Case-hardened steel
JP4872846B2 (en) Rough shape for nitriding gear and nitriding gear
JP5333682B2 (en) Rolled steel bar or wire rod for hot forging
JP5182067B2 (en) Steel for vacuum carburizing or carbonitriding
JP5824063B2 (en) Manufacturing method of steel parts
WO2019244503A1 (en) Mechanical component
JP5299118B2 (en) Vacuum carburizing steel and vacuum carburized parts
JP5163242B2 (en) Case-hardened steel
JP2006307271A (en) Case hardening steel having excellent crystal grain coarsening resistance and cold workability and in which softening can be obviated, and method for producing the same
JP4853366B2 (en) Steel carburized or carbonitrided parts with shot peening
JP5258458B2 (en) Gears with excellent surface pressure resistance
JP4752635B2 (en) Method for manufacturing soft nitrided parts
JP5370073B2 (en) Alloy steel for machine structural use
JP5630523B2 (en) Steel sheet for nitriding treatment and method for producing the same
JP2008057017A (en) Carburized component or carbo-nitrided component made of steel
JP5886119B2 (en) Case-hardened steel
JP5561436B2 (en) Rolled steel bar or wire rod for hot forging
JP5206459B2 (en) Case-hardened steel
JP3550886B2 (en) Manufacturing method of gear steel for induction hardening excellent in machinability and fatigue strength
JP4411096B2 (en) Steel wire rod and steel bar for case hardening with excellent cold forgeability after spheronization
JP2007107046A (en) Steel material to be induction-hardened
JP2008133501A (en) Steel for gear to be vacuum-carburized
JP2020105603A (en) Steel material for carburized steel component

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20090827

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20111017

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

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20111025

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

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20111107

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 4872846

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

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

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20141202

Year of fee payment: 3

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111

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

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20141202

Year of fee payment: 3

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

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20141202

Year of fee payment: 3

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350