JP6319212B2 - Gear part and manufacturing method of gear part - Google Patents
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Description
本発明は、例えば建産機や自動車の分野で用いられる歯車部品および、その製造方法に関する。 The present invention relates to a gear component used, for example, in the field of industrial machinery and automobiles, and a manufacturing method thereof.
建産機や自動車等に使用される歯車部品は、鍛造や切削にて部品形状に整えられたのち、疲労強度を向上させるために、浸炭焼き入れ−焼き戻し処理がなされて高硬度化されている。その際、鋼材内部に粗大な介在物が存在すると、浸炭処理を施しても十分な疲労強度を確保できないため、部品としての使用が不可能となる。 Gear parts used in construction machinery, automobiles, etc. are hardened by carburizing and tempering to improve fatigue strength after they have been shaped into parts by forging or cutting. Yes. At that time, if coarse inclusions exist inside the steel material, sufficient fatigue strength cannot be ensured even if carburizing treatment is performed, so that it cannot be used as a part.
このような事情から、建産機や自動車等に使用される歯車部品に対して、介在物を適切に制御した肌焼鋼の提供が求められている。そこで、肌焼鋼の疲労強度を向上させるために適切な、介在物分散状態に関する技術が種々提案されている。 Under such circumstances, provision of case-hardened steel in which inclusions are appropriately controlled is required for gear parts used in construction machinery and automobiles. Therefore, various techniques relating to the inclusion dispersion state that are appropriate for improving the fatigue strength of the case-hardened steel have been proposed.
例えば、特許文献１〜６には、介在物の種類や大きさ及び、一定の大きさの介在物が被検面積中に存在する数量または密度を規定した、疲労寿命に優れた鋼が提案されている。
For example,
特許文献１〜６に提案された鋼は、介在物の種類や大きさ及び、一定の大きさの介在物が被検面積中に存在する数量または密度を規定しているが、これらはいずれも一定の被検面積中における介在物制御である。しかしながら、鋼材の全体にわたって一定の割合で粗大介在物が存在する可能性があることから、このような確率統計による介在物制御では、一定の割合で部品疲労特性が低下してしまう可能性を抱えていた。肌焼鋼は歯車等の重要保安部品に適用されるため、実使用中の破壊は許容されないものである。仮に、歯車部品に早期破壊等を生じた場合、クレーム発生またはリコールを余儀なくされるおそれもある。また、これらの従来技術は、被検面積が疲労試験片または実部品の疲労破壊危険体積に対して、非常に小さく、極値統計法による予測最大径を示すものであり、予測の精度が低く実用上の課題であった。
The steels proposed in
本発明は、上記の実状に鑑み開発されたものであり、疲労強度特性に優れた歯車部品およびその製造方法について提案することを目的とする。 The present invention has been developed in view of the above circumstances, and an object thereof is to propose a gear component having excellent fatigue strength characteristics and a method for manufacturing the same.
発明者らは、上記の目的を達成すべく、歯車部品の成分組成と介在物との関係および、介在物と疲労特性との関係を鋭意調査し、疲労強度に優れた歯車部品を見出すに到った。本発明は上記の知見に立脚するものである。 In order to achieve the above-mentioned object, the inventors have intensively investigated the relationship between the component composition of gear parts and inclusions, and the relationship between inclusions and fatigue characteristics, and have found gear parts having excellent fatigue strength. It was. The present invention is based on the above findings.
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.10〜0.40質量％、
Si：0.01〜1.20質量％、
Mn：0.30〜1.50質量％、
Ｐ：0.1質量％以下、
Ｓ：0.5質量％以下、
Cr：0.40〜2.00質量％、
Al：0.010〜0.080質量％および
Ｎ：0.05質量％以下
を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有し、少なくとも歯部分に浸炭層を有する歯車部品であって、前記歯部分の表面から１mm厚の表層域における介在物の大きさが下記式（１）を満足する歯車部品。
記
√ｂ ≦ 40 （μｍ） ・・・（１）
但し、ｂは前記表層域における最大介在物の断面積（μm2）
That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. C: 0.10-0.40 mass%,
Si: 0.01-1.20 mass%,
Mn: 0.30-1.50 mass%,
P: 0.1% by mass or less,
S: 0.5 mass% or less,
Cr: 0.40 to 2.00% by mass,
Al: 0.010 to 0.080% by mass and N: 0.05% by mass or less, and the balance is a gear part having a component composition of Fe and inevitable impurities, and having a carburized layer at least in the tooth part, the surface of the tooth part To 1 mm-thick surface layer in which the size of inclusions satisfies the following formula (1).
√b ≦ 40 (μm) (1)
Where b is the cross-sectional area of the largest inclusion in the surface layer region (μm 2 )
２．前記成分組成はさらに、
Mo：１質量％以下、
Cu：１質量％以下、
Ni：１質量％以下および
Ｂ：0.01質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記１に記載の歯車部品。
2. The component composition further includes
Mo: 1% by mass or less
Cu: 1% by mass or less
2. The gear part as described in 1 above, which contains one or more selected from Ni: 1% by mass or less and B: 0.01% by mass or less.
３．前記成分組成はさらに、
Nb：0.1質量％以下、
Hf：0.1質量％以下、
Ta：0.1質量％以下および
Se：0.3質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記１または２に記載の歯車部品。
3. The component composition further includes
Nb: 0.1% by mass or less,
Hf: 0.1 mass% or less,
Ta: 0.1% by mass or less
Se: The gear part according to 1 or 2 above, containing one or more selected from 0.3% by mass or less.
４．前記成分組成はさらに、
Ti：0.1質量％以下および
Ｖ：0.1質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有する前記１乃至３のいずれかに記載の歯車部品。
4). The component composition further includes
The gear part according to any one of 1 to 3 above, containing one or two selected from Ti: 0.1% by mass or less and V: 0.1% by mass or less.
５．前記成分組成はさらに、
Sb：0.5質量％以下および
Sn：0.5質量％以下、
のうちから選ばれる１種または２種を含有する前記１乃至４のいずれかに記載の歯車部品。
5). The component composition further includes
Sb: 0.5% by mass or less and
Sn: 0.5% by mass or less ,
5. The gear part according to any one of 1 to 4 above, which contains one or two selected from among the above.
６．Ｃ：0.10〜0.40質量％、
Si：0.01〜1.20質量％、
Mn：0.30〜1.50質量％、
Ｐ：0.1質量％以下、
Ｓ：0.5質量％以下、
Cr：0.40〜2.00質量％、
Al：0.010〜0.080質量％および
Ｎ：0.05質量％以下
を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有する鋼の鋳片に、下記式（２）を満足する断面減少率にて熱間加工を施して棒鋼または線材とし、該棒鋼または線材に下記式（３）を満足する条件にて鍛造を行ったのち、浸炭処理を施す歯車部品の製造方法。
記
（Ｓi―Ｓf）／Ｓi ≧0.960 ・・・（２）
0.2 ≦ εtotal ≦ 90 ・・・（３）
但し、Ｓiは鋳片断面積（mm2）、Ｓfは熱間加工後の棒鋼または線材の断面積（mm2）
鍛造工程におけるn番目の鍛造時に導入される最大の相当塑性歪量。
6). C: 0.10-0.40 mass%,
Si: 0.01-1.20 mass%,
Mn: 0.30-1.50 mass%,
P: 0.1% by mass or less,
S: 0.5 mass% or less,
Cr: 0.40 to 2.00% by mass,
Al: 0.010 to 0.080% by mass and N: 0.05% by mass or less, with the balance being hot in a steel slab having a component composition of Fe and inevitable impurities at a cross-sectional reduction rate that satisfies the following formula (2) A method of manufacturing a gear part that is processed into a steel bar or wire, forged under conditions that satisfy the following formula (3), and then carburized.
(S i -S f ) / S i ≧ 0.960 (2)
0.2 ≦ ε total ≦ 90 (3)
However, S i is the cross-sectional area of the slab (mm 2 ), S f is the cross-sectional area of the steel bar or wire after hot working (mm 2 )
７．前記成分組成はさらに、
Mo：１質量％以下、
Cu：１質量％以下、
Ni：１質量％以下および
Ｂ：0.01質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記６に記載の歯車部品の製造方法。
7). The component composition further includes
Mo: 1% by mass or less
Cu: 1% by mass or less
7. The method for producing a gear part as described in 6 above, which contains one or more selected from Ni: 1% by mass or less and B: 0.01% by mass or less.
８．前記成分組成はさらに、
Nb：0.1質量％以下、
Hf：0.1質量％以下、
Ta：0.1質量％以下および
Se：0.3質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記６または７に記載の歯車部品の製造方法。
8). The component composition further includes
Nb: 0.1% by mass or less,
Hf: 0.1 mass% or less,
Ta: 0.1% by mass or less
Se: The manufacturing method of the gear component of said 6 or 7 containing 1 type, or 2 or more types chosen from 0.3 mass% or less.
９．前記成分組成はさらに、
Ti：0.1質量％以下および
Ｖ：0.1質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有する前記６乃至８のいずれかに記載の歯車部品の製造方法。
9. The component composition further includes
9. The method for manufacturing a gear part according to any one of 6 to 8 above, containing one or two selected from Ti: 0.1% by mass or less and V: 0.1% by mass or less.
１０．前記成分組成はさらに、
Sb：0.5質量％以下および
Sn：0.5質量％以下、
のうちから選ばれる1種または２種を含有する前記６乃至９のいずれかに記載の歯車部品の製造方法。
10. The component composition further includes
Sb: 0.5% by mass or less and
Sn: 0.5% by mass or less,
10. The method for manufacturing a gear part according to any one of 6 to 9, which contains one or two selected from among the above.
本発明によれば、疲労強度に優れた歯車部品を提供することができる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the gear components excellent in fatigue strength can be provided.
まず、本発明の歯車部品について、ここに適用する鋼の成分組成から順に詳しく説明する。
Ｃ：0.10〜0.40質量％
Ｃは、浸炭熱処理後の焼入れにより中心部の硬度を高めるために、0.10質量％以上を必要とする。一方、含有量が0.40質量％を超えると、芯部の靭性が低下するため、Ｃ量は0.10〜0.40質量％の範囲に限定した。好ましくは、0.13〜0.27質量％の範囲である。より好ましくは、0.15〜0.25％の範囲である。
First, the gear component of the present invention will be described in detail starting with the component composition of steel applied here.
C: 0.10-0.40 mass%
C needs 0.10 mass% or more in order to raise the hardness of a center part by hardening after carburizing heat processing. On the other hand, when the content exceeds 0.40% by mass, the toughness of the core part decreases, so the C content is limited to a range of 0.10 to 0.40% by mass. Preferably, it is the range of 0.13-0.27 mass%. More preferably, it is 0.15 to 0.25% of range.
Si：0.01〜1.20質量％
Siは、脱酸剤として必要であり、少なくとも0.01質量％以上の添加が必要である。しかしながら、Siは浸炭表層で優先的に酸化し、粒界酸化を促進する元素である。また、固溶強化により変形抵抗を高めて鍛造性を劣化させるため、上限を1.20質量％とする。好ましくは0.02〜0.35質量％である。さらに好ましくは、0.03〜0.15質量％である。また、冷間鍛造用途の場合に最も好ましい範囲は0.03〜0.09％である。
Si: 0.01-1.20% by mass
Si is necessary as a deoxidizing agent, and at least 0.01% by mass or more must be added. However, Si is an element that preferentially oxidizes in the carburized surface layer and promotes grain boundary oxidation. In addition, the upper limit is set to 1.20% by mass in order to increase deformation resistance by solid solution strengthening and degrade forgeability. Preferably it is 0.02-0.35 mass%. More preferably, it is 0.03-0.15 mass%. In the case of cold forging, the most preferable range is 0.03 to 0.09%.
Mn：0.30〜1.50質量％
Mnは、焼入性の向上に有効な元素で有り、少なくとも0.30質量％の添加を必要とする。しかし、Mnの過剰な添加は、固溶強化による変形抵抗の上昇を招くため、上限を1.50質量％とした。好ましくは0.40〜1.0質量％であり、より好ましくは0.40〜0.90質量％である。
Mn: 0.30-1.50 mass%
Mn is an element effective for improving the hardenability, and requires addition of at least 0.30% by mass. However, excessive addition of Mn causes an increase in deformation resistance due to solid solution strengthening, so the upper limit was made 1.50% by mass. Preferably it is 0.40-1.0 mass%, More preferably, it is 0.40-0.90 mass%.
Ｐ：0.1質量％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析し、靭性を低下させるため、その混入は低いほど望ましいが、0.1質量％までは許容される。好ましくは、0.02質量％以下である。また、下限については特に限定せずとも問題はないが、無駄な低Ｐ化は精錬時間の増長や精錬コストを上昇させてしまうため、0.003％以上とするとよい。
P: 0.1% by mass or less P is segregated at the grain boundary and lowers the toughness. Therefore, the lower the mixing thereof, the better, but 0.1 mass% is acceptable. Preferably, it is 0.02 mass% or less. Further, there is no problem even if the lower limit is not particularly limited, but wasteful reduction in P increases the refining time and increases the refining cost, so it is preferable to set it to 0.003% or more.
Ｓ：0.5質量％以下
Ｓは、硫化物系介在物として存在し、被削性の向上に有効な元素であるが、過剰な添加は冷間鍛造性の低下を招くため、上限を0.5質量％とした。また、下限については特に限定しないが、過度の低Ｓ化は精錬コストを上昇させてしまうため、0.003％以上とするとよい。好ましくは0.004〜0.3質量％であり、さらに好ましくは0.005〜0.09質量％である。
S: 0.5% by mass or less S is an element that exists as a sulfide inclusion and is effective for improving machinability. However, excessive addition causes a decrease in cold forgeability, so the upper limit is 0.5% by mass. It was. Moreover, although it does not specifically limit about a minimum, since excessively low S will raise refining cost, it is good to set it as 0.003% or more. Preferably it is 0.004-0.3 mass%, More preferably, it is 0.005-0.09 mass%.
Cr：0.40〜2.00質量％
Crは、焼入性と焼戻し軟化抵抗の向上に寄与し、さらには炭化物の球状化促進にも有用な元素であるが、含有量が0.40質量％に満たないと、その添加効果に乏しい。一方、2.00質量％を超えると、過剰浸炭や残留オーステナイトの生成を促進し、疲労強度に悪影響を与える。よって、Cr量は0.40〜2.00質量％の範囲に限定した。好ましくは0.7〜1.9質量％の範囲である。より好ましくは0.8〜1.8質量％である。
Cr: 0.40 to 2.00% by mass
Cr is an element that contributes to improvement of hardenability and resistance to temper softening and is also useful for promoting the spheroidization of carbides. However, if the content is less than 0.40% by mass, its addition effect is poor. On the other hand, if it exceeds 2.00% by mass, the formation of excess carburization and retained austenite is promoted, and the fatigue strength is adversely affected. Therefore, the Cr content is limited to the range of 0.40 to 2.00% by mass. Preferably it is the range of 0.7-1.9 mass%. More preferably, it is 0.8-1.8 mass%.
Al：0.010〜0.080質量％
Alは、脱酸に有効な元素であるとともに、窒化物を形成して結晶粒の粗大化防止に有効である。が、含有量が0.010質量％に満たないと、その添加効果に乏しい。また、過剰な添加は介在物の増加を招き、疲労破壊の起点を増やし、低疲労強度の原因となることから、上限を0.080質量％とした。好ましくは、0.015〜0.080質量％であり、さらに好ましくは0.015〜0.060質量％である。Ｂと組み合わせて固溶Ｂによる焼入れ性向上も疲労強度向上に効果的であり、その場合は0.035〜0.070質量％の範囲が好適である。
Al: 0.010 to 0.080 mass%
Al is an element effective for deoxidation, and is effective in preventing the coarsening of crystal grains by forming nitrides. However, if the content is less than 0.010% by mass, the effect of addition is poor. In addition, excessive addition causes an increase in inclusions, increases the starting point of fatigue fracture, and causes low fatigue strength, so the upper limit was made 0.080% by mass. Preferably, it is 0.015-0.080 mass%, More preferably, it is 0.015-0.060 mass%. The hardenability improvement by solid solution B in combination with B is also effective for improving the fatigue strength. In that case, the range of 0.035 to 0.070 mass% is preferable.
Ｎ：0.05質量％以下
Ｎは、鋼の精錬時に大気中より混入する。Ｎ量が0.05質量％を超えた場合、凝固時に割れが発生してしまい、圧延または鍛造後でも疵として残り、製品として使用できなくなる。疵が残ったまま鍛造をした場合、その疵が開き、割れが著しく発生しやすくなってしまう。そこで、Ｎの上限を0.05質量％とした。また、下限については特に限定しないが、過度の低Ｎ化は精錬コストを上昇させてしまうため、0.001％以上とするとよい。好ましくは0.0015〜0.03質量％であり、さらに好ましくは0.002〜0.025質量％である。また、鋼中固溶Ｎ量を低減し、冷間鍛造時の動的ひずみ時効による冷間鍛造荷重の上昇を抑え、鍛造荷重低減を志向する場合は、0.002〜0.0060質量％の範囲が好適である。
N: 0.05% by mass or less N is mixed from the atmosphere during refining of steel. If the amount of N exceeds 0.05% by mass, cracks occur during solidification, remain as wrinkles even after rolling or forging, and cannot be used as a product. If forging is carried out with the wrinkles remaining, the wrinkles will open and cracks will easily occur. Therefore, the upper limit of N is set to 0.05% by mass. Moreover, although it does not specifically limit about a minimum, since excessively low N raises refining cost, it is good to set it as 0.001% or more. Preferably it is 0.0015-0.03 mass%, More preferably, it is 0.002-0.025 mass%. Also, when reducing the amount of solute N in steel, suppressing the increase in cold forging load due to dynamic strain aging during cold forging, and aiming to reduce forging load, the range of 0.002 to 0.0060 mass% is suitable. is there.
以上、本発明の基本成分について説明したが、本発明では、必要に応じて、更に、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。
Mo：１質量％以下、Cu：１質量％以下、Ni：１質量％以下およびＢ：0.01質量％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
As mentioned above, although the basic component of this invention was demonstrated, in this invention, it is possible to add suitably each component shown below further as needed.
Mo: 1% by mass or less, Cu: 1% by mass or less, Ni: 1% by mass or less, and B: 0.01% by mass or less
Mo：１質量％以下
Moは、焼入性と焼戻し軟化抵抗性の向上に寄与し、さらには浸炭異常層を低減する効果も示し、有用な元素であるため添加してもよい。しかし、含有量が１質量％を超えると、焼入れが過剰となり、圧延後の取り扱い時に疵が発生または割れが発生する懸念がある。そのため、Mo含有量は１質量％以下の範囲に制限することが好ましい。なお、Moによる上記の焼入性、焼戻し軟化抵抗性の向上、浸炭異常層の低減の各効果を発現させるためには、Moは0.01質量％以上で含有されることが好ましい。さらに、好ましくは0.03〜0.5質量％の範囲である。より好ましくは0.05〜0.3質量％である。
Mo: 1% by mass or less
Mo contributes to the improvement of hardenability and temper softening resistance, and also exhibits the effect of reducing the carburizing abnormal layer, and may be added because it is a useful element. However, if the content exceeds 1% by mass, quenching becomes excessive, and there is a concern that wrinkles or cracks may occur during handling after rolling. Therefore, the Mo content is preferably limited to a range of 1% by mass or less. In order to exhibit the above effects of improving the hardenability, temper softening resistance, and reducing the carburization abnormal layer by Mo, Mo is preferably contained in an amount of 0.01% by mass or more. Furthermore, it is preferably in the range of 0.03-0.5% by mass. More preferably, it is 0.05-0.3 mass%.
Cu：１質量％以下
Cuは、焼入性の向上に寄与する元素であり、また、Seととともに添加することにより、鋼中でSeと結合し、結晶粒の粗大化防止効果を示す有用な元素である。これらの効果を得るためには、Cuは0.01質量％以上で含有されることが好ましい。一方、Cu含有量が１質量％を超えると、圧延材の表面肌が荒れてしまい、疵として残存する懸念がある。そこで、Cu量は１質量％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.015〜0.5質量％の範囲である。更に好ましくは0.03〜0.3質量％である。
Cu: 1% by mass or less
Cu is an element that contributes to improving hardenability, and is a useful element that, when added together with Se, binds to Se in steel and exhibits an effect of preventing crystal grain coarsening. In order to obtain these effects, Cu is preferably contained at 0.01% by mass or more. On the other hand, when Cu content exceeds 1 mass%, the surface skin of a rolled material will be rough and there exists a concern which remains as a soot. Therefore, it is preferable to limit the Cu amount to a range of 1% by mass or less. More preferably, it is the range of 0.015-0.5 mass%. More preferably, it is 0.03-0.3 mass%.
Ni：１質量％以下
Niは、焼入性の向上に寄与するとともに、靱性の向上に有用な元素である。これらの効果を得るためには、Niは0.01質量％以上で含有されることが好ましい。一方、１質量％を超えて含有されても、上記の効果が飽和する。よって、Ni含有量は１質量％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.015〜0.5質量％の範囲である。更に好ましくは0.03〜0.3質量％である。
Ni: 1% by mass or less
Ni contributes to improving hardenability and is an element useful for improving toughness. In order to obtain these effects, Ni is preferably contained at 0.01% by mass or more. On the other hand, even if it contains exceeding 1 mass%, said effect will be saturated. Therefore, the Ni content is preferably limited to a range of 1% by mass or less. More preferably, it is the range of 0.015-0.5 mass%. More preferably, it is 0.03-0.3 mass%.
Ｂ：0.01質量％以下
Ｂは、粒界に偏析し、拡散型変態を抑制することで、焼入性の向上に有効であり、加えて粒界を強化し、疲労亀裂の発生および進展を抑制し疲労強度を向上させる効果もある。Ｂによるこの効果を得るためには、0.0003質量％以上でＢを含有させることが好ましい。一方、0.01％を超えると、靱性が低下するため、Ｂ量は0.01質量％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは、0.0005〜0.005質量％の範囲である。更に好ましくは0.0007〜0.002質量％である。
B: 0.01% by mass or less B is segregated at grain boundaries and suppresses diffusional transformation, and is effective in improving hardenability. In addition, it strengthens grain boundaries and suppresses the occurrence and progression of fatigue cracks. It also has the effect of improving fatigue strength. In order to acquire this effect by B, it is preferable to contain B at 0.0003 mass% or more. On the other hand, if it exceeds 0.01%, the toughness decreases, so the B content is preferably limited to a range of 0.01% by mass or less. More preferably, it is the range of 0.0005-0.005 mass%. More preferably, it is 0.0007-0.002 mass%.
Nb：0.1質量％以下、Hf：0.1質量％以下、Ta：0.1質量％以下およびSe：0.3質量％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Nb：0.1質量％以下
Nbは、鋼中でNbCを形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Nbによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％でNbを添加することが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加すると、粗大なNbCの析出による粗粒化抑制能の低下や疲労強度の劣化を招くおそれがあるため、Nb含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005〜0.08質量％である。さらに好ましくは、0.01〜0.06質量％である。
Nb: 0.1% by mass or less, Hf: 0.1% by mass or less, Ta: 0.1% by mass or less and Se: 0.3% by mass or less
Nb: 0.1% by mass or less
Nb forms NbC in the steel and suppresses the coarsening of the austenite grain size during the carburizing heat treatment by the pinning effect. In order to obtain this effect by Nb, it is preferable to add Nb at at least 0.003% by mass. On the other hand, if added in excess of 0.1% by mass, there is a risk of reducing the coarsening suppression ability and deterioration of fatigue strength due to coarse NbC precipitation, so the Nb content is preferably 0.1% by mass or less. More preferably, it is 0.005-0.08 mass%. More preferably, it is 0.01-0.06 mass%.
Hf：0.1質量％以下
Hfは、鋼中で炭化物を形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Hfによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％でHfを添加することが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加すると、鋳造凝固時に粗大な析出物を生成し、粗粒化抑制能の低下や疲労強度の劣化を招くおそれがあるため、Hfの含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005〜0.06質量％である。さらに好ましくは、0.01〜0.05質量％である。
Hf: 0.1% by mass or less
Hf forms carbides in the steel and suppresses the coarsening of the austenite grain size during the carburizing heat treatment by the pinning effect. In order to obtain this effect by Hf, it is preferable to add Hf at least at 0.003% by mass. On the other hand, if added over 0.1% by mass, coarse precipitates are formed during casting solidification, which may lead to a decrease in coarsening suppression ability and fatigue strength, so the Hf content is 0.1% by mass or less. It is preferable that More preferably, it is 0.005-0.06 mass%. More preferably, it is 0.01-0.05 mass%.
Ta：0.1質量％以下
Taは、鋼中で炭化物を形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Taによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％でTaを添加することが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加すると、鋳造凝固時に割れを生じやすくなり、圧延および鍛造後でも疵が残存してしまう懸念があるため、Taの含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005〜0.06質量％である。さらに好ましくは、0.01〜0.05質量％である。
Ta: 0.1% by mass or less
Ta forms carbides in the steel and suppresses the coarsening of the austenite grain size during the carburizing heat treatment by the pinning effect. In order to obtain this effect by Ta, it is preferable to add Ta at least 0.003 mass%. On the other hand, if added in excess of 0.1% by mass, cracks are likely to occur during casting solidification, and soot may remain even after rolling and forging, so the Ta content is preferably 0.1% by mass or less. . More preferably, it is 0.005-0.06 mass%. More preferably, it is 0.01-0.05 mass%.
Se：0.3質量％以下
Seは、MnやCuと結合し、鋼中に析出物として分散する。Se析出物は浸炭熱処理温度域で析出物成長がほとんど起こらず安定に存在しており、オーステナイト粒径のピン止め効果が高い。このため、Se添加は結晶粒の粗大化防止に有効であるが、この効果を得るためには、少なくとも0.001質量％以上でSeを添加することが好ましい。一方、0.3質量％を超えて添加しても、結晶粒の粗大化防止効果は飽和する。このため、Se含有量は0.3質量％とすることが好ましい。より好ましくは、0.005〜0.1質量％である。さらに好ましくは、0.008〜0.09質量％である。
Se: 0.3% by mass or less
Se combines with Mn and Cu and disperses as precipitates in the steel. Se precipitates exist stably in the carburizing heat treatment temperature range with little precipitate growth, and have a high pinning effect on the austenite grain size. For this reason, the addition of Se is effective for preventing coarsening of crystal grains, but in order to obtain this effect, it is preferable to add Se at least 0.001% by mass or more. On the other hand, even if added over 0.3% by mass, the effect of preventing coarsening of crystal grains is saturated. For this reason, it is preferable that Se content shall be 0.3 mass%. More preferably, it is 0.005-0.1 mass%. More preferably, it is 0.008-0.09 mass%.
Ti：0.1質量％以下およびＶ：0.1質量％以下のうちから選ばれる１種または２種
Ti：0.1質量％以下
Tiは、鋼中で炭化物や窒化物を形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Tiによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％以上でTiを含有させることが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加すると、粗大な析出物による粗粒化抑制能の低下を招くおそれがあるため、Ti含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。また、TiはＮとの結合力が極めて強く、少量であっても窒化物を形成する。このTi窒化物は凝固段階から粗大に生成し、圧延後も残存するため、接触疲労強度を著しく低下する場合がある。ピッチングや表面剥離等の接触疲労破壊が優先的に生じる部材または使用環境における負荷応力が非常に高い歯車部品の場合は、むしろ添加せず不純物としてもなるべく混入を避けることが望ましく、0.003％以下としてもよい。
One or two selected from Ti: 0.1% by mass or less and V: 0.1% by mass or less
Ti: 0.1% by mass or less
Ti forms carbides and nitrides in the steel and suppresses the coarsening of the austenite grain size during the carburizing heat treatment due to the pinning effect. In order to acquire this effect by Ti, it is preferable to contain Ti at least 0.003 mass% or more. On the other hand, if added in excess of 0.1% by mass, there is a risk of reducing the coarsening suppression ability due to coarse precipitates, so the Ti content is preferably 0.1% by mass or less. Ti has a very strong bonding force with N and forms a nitride even in a small amount. Since this Ti nitride is coarsely formed from the solidification stage and remains after rolling, the contact fatigue strength may be significantly reduced. In the case of a gear part with preferential contact fatigue failure such as pitting or surface peeling or a gear part with a very high load stress in the usage environment, it is desirable to avoid contamination as much as possible without adding it, and 0.003% or less Also good.
Ｖ：0.1質量％以下
Ｖは、鋼中でVCを形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Ｖによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％以上でＶを含有させることが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加しても合金コストが高価となるばかりであり、結晶粒の粗大化防止効果は飽和する。よって、Ｖ含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005〜0.08質量％である。さらに好ましくは、0.01〜0.06質量％である。
V: 0.1% by mass or less V forms VC in the steel and suppresses the coarsening of the austenite grain size during the carburizing heat treatment by the pinning effect. In order to acquire this effect by V, it is preferable to contain V at least 0.003 mass% or more. On the other hand, adding more than 0.1% by mass only increases the cost of the alloy, and the effect of preventing the coarsening of the crystal grains is saturated. Therefore, the V content is preferably 0.1% by mass or less. More preferably, it is 0.005-0.08 mass%. More preferably, it is 0.01-0.06 mass%.
Sb：0.5質量％以下およびSn：0.5質量％のうちから選ばれる１種または２種
Sb：0.5質量％以下
Sbは、鋼材表面の脱炭を抑制し、表面硬度の低下を防止するために有効な元素である。この効果を発現させるためには、Sbは0.0003質量％以上含有させることが好ましい。一方、過剰な添加は鍛造性を劣化させることから、Sbの含有量は0.5質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.001〜0.05質量％であり、更に好ましくは、0.0015〜0.035質量％である。
One or two selected from Sb: 0.5% by mass or less and Sn: 0.5% by mass
Sb: 0.5% by mass or less
Sb is an effective element for suppressing the decarburization of the steel surface and preventing the decrease in surface hardness. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.0003 mass% or more of Sb. On the other hand, since excessive addition deteriorates forgeability, the Sb content is preferably 0.5% by mass or less. More preferably, it is 0.001-0.05 mass%, More preferably, it is 0.0015-0.035 mass%.
Sn：0.5質量％以下
Snは、鋼材表面の耐食性を向上させるために有効な元素である。耐食性向上の観点からは、Snは0.003質量％以上含有させることが好ましい。一方、過剰な添加は鍛造性を劣化させることから、Snの含有量は0.5質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.0010〜0.050質量％であり、更に好ましくは、0.0015〜0.035質量％である。
以上説明した元素以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
Sn: 0.5% by mass or less
Sn is an effective element for improving the corrosion resistance of the steel material surface. From the viewpoint of improving corrosion resistance, Sn is preferably contained in an amount of 0.003% by mass or more. On the other hand, since excessive addition deteriorates forgeability, the Sn content is preferably 0.5% by mass or less. More preferably, it is 0.0010-0.050 mass%, More preferably, it is 0.0015-0.035 mass%.
The balance other than the elements described above is Fe and inevitable impurities.
次に、本発明における介在物に関する規定について説明する。本発明の歯車部品は、上述した成分組成の鋼を用いて歯車の部品形状に成形され、その後に浸炭処理が施されてなる歯車部品であるが、この歯車部品の歯部分の表面から１mm厚の表層域（以下、表層域と示す）における、介在物の大きさが下記式（１）を満足する必要がある。
記
√ｂ ≦ 40 （μｍ） ・・・（１）
但し、ｂは前記表層域における最大介在物の断面積（μm2）である。
Next, the prescription | regulation regarding the inclusion in this invention is demonstrated. The gear part of the present invention is a gear part formed by using the steel having the above-described composition into a gear part shape and then carburized. The gear part is 1 mm thick from the surface of the tooth part of the gear part. The size of inclusions in the surface layer region (hereinafter referred to as the surface layer region) must satisfy the following formula (1).
√b ≦ 40 (μm) (1)
However, b is a cross-sectional area (μm 2 ) of the maximum inclusion in the surface layer region.
上掲（１）式の左辺は、歯車部品の前記表層域における、疲労破壊の起点となる最大介在物サイズを示す指標であり、これが40を超えると、歯車部品は早期に疲労破壊を生じ疲労強度が低下してしまう。より好ましくは、（１）式の左辺が35以下であり、さらに好ましくは、30以下である。 The left side of the above formula (1) is an index indicating the maximum inclusion size that becomes the starting point of fatigue fracture in the surface layer region of the gear part. If this exceeds 40, the gear part will cause fatigue fracture early and fatigue. Strength will fall. More preferably, the left side of the formula (1) is 35 or less, and more preferably 30 or less.
ここで、前記表層域における最大介在物の径を特定した理由は、表面からの厚みが１mmを超える表層域外では、負荷応力が減少し疲労亀裂が発生し難いため、疲労亀裂の発生する表層域において最大介在物のサイズを規制することとした。 Here, the reason for specifying the diameter of the maximum inclusion in the surface layer region is that the surface stress region where the fatigue crack occurs because the load stress decreases and fatigue cracks hardly occur outside the surface layer region where the thickness from the surface exceeds 1 mm. In order to regulate the size of the maximum inclusion.
なお、ｂは、歯車部品の疲労試験後の破面を走査型電子顕微鏡により観察することで得られる。すなわち、疲労破壊後の破面を観察し、前記表層域において観察される、面積が最大の介在物を特定し、その面積（介在物の断面積に相当）を画像解析にて定量化して求めることができる。 In addition, b is obtained by observing the fracture surface after the fatigue test of a gear part with a scanning electron microscope. That is, the fracture surface after fatigue fracture is observed, the inclusion having the largest area observed in the surface layer region is specified, and the area (corresponding to the cross-sectional area of the inclusion) is quantified by image analysis. be able to.
また、上記した歯車部品の疲労試験以外でも、次のようにしてｂを求めることができる。すなわち、上記と同様の疲労試験における破面におけるフィッシュアイのうち、疲労破壊危険体積と同等以上の危険体積を有するフィッシュアイ、の中心部に位置する介在物の最大径をｂとする。すなわち、下記式(５)で得られる本数の鋼素材の回転曲げ疲労試験を行い、それら全ての回転曲げ疲労試験後の破面を走査型電子顕微鏡により観察し、フィッシュアイ中心部に位置する介在物の面積を画像解析にて定量化して求め、式(４)で得られた本数全ての中で最も大きな介在物の断面積をｂとしてもよい。
記
Record
上述した試験片を用いた疲労試験は、浸炭後に実施する。ただし、浸炭後の表層はスケール等が付着しているため、約0.1mm程度の研磨を行う。浸炭による硬化層は約0.5mm以上存在するため、約0.1mm程度の研磨であれば十分な硬化層が残存する。なお、このように表層を研磨して行う疲労試験では、表層破壊よりも内部起点破壊、すなわち介在物を起点とする破壊が主となり、このため、試験後にフィッシュアイ破壊が観察される。 The fatigue test using the test piece described above is performed after carburizing. However, the surface layer after carburizing has scales attached, so it is polished to about 0.1 mm. Since the hardened layer by carburization is about 0.5 mm or more, a sufficient hardened layer remains if the polishing is about 0.1 mm. In the fatigue test performed by polishing the surface layer in this manner, the internal origin failure, that is, the failure starting from inclusions is the main rather than the surface layer failure, and therefore, fish eye failure is observed after the test.
次に、本発明の歯車部品の製造方法について説明する。
上掲式（１）を満足させるためには、上記した範囲での成分組成の調整に加えて、鋳片に、下記式（２）を満足する断面減少率にて熱間加工を施し、棒鋼または線材とする必要がある。
記
（Ｓｉ―Ｓｆ）／Ｓｉ ≧0.960 ・・・（２）
但し、Ｓｉは鋳片断面積（mm2）、Ｓｆは熱間加工後の棒鋼または線材の断面積（mm2）
Next, the manufacturing method of the gear component of this invention is demonstrated.
In order to satisfy the above formula (1), in addition to the adjustment of the component composition within the above-mentioned range, the slab is hot-worked with a cross-sectional reduction rate that satisfies the following formula (2), and the steel bar Or it needs to be a wire.
(S i −S f ) / S i ≧ 0.960 (2)
Where S i is the cross-sectional area of the slab (mm 2 ) and S f is the cross-sectional area of the steel bar or wire after hot working (mm 2 )
上掲式(２)の左辺は、鋳片を、歯車部品とするための鍛造の素材となる、棒鋼または線材へと熱間加工を施す際の、断面減少率を示す指標である。ここで、熱間加工は、熱間鍛造であってもよいし熱間圧延であってもよい。さらに、熱間鍛造と熱間圧延との両方を行う場合であってもよい。
ＳｉおよびＳｆはそれぞれ、熱間加工時の延伸方向と直交する断面における鋳片断面積（ｍｍ２）、熱間加工後の棒鋼または線材の断面積（ｍｍ２）である。
そして、上掲式（２）の左辺で示される指標が、0.960未満では、後述する歯車部品への鍛造の際の鍛造条件を満足したとしても、最終の歯車部品において粗大な介在物が残留してしまい、この粗大介在物に起因する早期疲労破壊を示し、疲労強度が低下してしまう。より好ましくは、（２)式の左辺が0.980以上であり、さらに好ましくは、0.995以上である。最適は0.9995以上である。
The left side of the above equation (2) is an index indicating the cross-sectional reduction rate when hot working is performed on a steel bar or wire that is a forging material for making a slab into a gear part. Here, the hot working may be hot forging or hot rolling. Furthermore, it may be a case where both hot forging and hot rolling are performed.
Each S i and S f, the billet cross-sectional area in a cross section perpendicular to the stretching direction at the time of hot working (mm 2), the cross-sectional area of the steel bar or wire rod after hot working (mm 2).
If the index shown on the left side of the above equation (2) is less than 0.960, coarse inclusions remain in the final gear part even if the forging conditions for forging the gear part described later are satisfied. As a result, premature fatigue failure due to the coarse inclusions is exhibited, and the fatigue strength is reduced. More preferably, the left side of the formula (2) is 0.980 or more, and more preferably 0.995 or more. The optimum is above 0.9993.
以上のようにして製造された棒鋼あるいは線材に対して、熱間鍛造および／または冷間鍛造、さらには切削等の加工が施されて部品形状に仕上げられ、その後、公知の浸炭処理が施されて部品となる。歯車部品の歯部分の表層域における、疲労破壊の起点となる最大介在物のサイズを上述した範囲とするには、棒鋼または線材から歯車部品の部品形状へと鍛造（熱間鍛造あるいは冷間鍛造）する鍛造工程において、歯車部品の歯部分の前記表層域における鍛造時の累積塑性ひずみ量が下記式（３）を満足する必要がある。
記
0.2 ≦ εtotal ≦ 90 ・・・（３）
但し、歯車部品の総鍛造回数をｋ、該鍛造工程におけるｎ番目の鍛造時に導入される最大の相当塑性歪量をεnとしたときに、εtotalは以下の式により算出される値である。
Record
0.2 ≦ ε total ≦ 90 (3)
However, ε total is a value calculated by the following equation, where k is the total number of forgings of gear parts and ε n is the maximum equivalent plastic strain amount introduced at the n-th forging in the forging process. .
上掲式（３）の中辺は、棒鋼または線材から歯車部品への鍛造工程における累積塑性ひずみ量を示す指標であり、これが0.2未満では、疲労試験において介在物起因の疲労破面（フィッシュアイ）を示し、疲労強度が低下してしまう。一方、これが90を超える場合は、介在物起因の疲労破面を示すことは低頻度となるが、浸炭時のオーステナイト粒が粗大化しやすくなり、かような粗大オーステナイト粒の形成による疲労破壊の進行が促進され、結果として疲労強度が低下してしまう。このため、式（３）の中辺は0.2以上であり90以下である必要があり、好ましくは、0.4以上であり50以下である。さらに好ましくは、1.0以上であり30以下である。なお、相当塑性歪量は汎用の成形解析ソフトを用いて測定することが可能である。また、介在物は中間熱処理による形態変化がほとんどないため、中間熱処理を含んでもよく、例えば、冷間鍛造工程において、焼鈍や、焼準工程を含む場合であっても式（３）が適用できる。 The middle side of the above formula (3) is an index indicating the accumulated plastic strain amount in the forging process from the steel bar or wire to the gear part. If this is less than 0.2, the fatigue fracture surface (fish eye) caused by inclusions in the fatigue test is shown. ) And the fatigue strength decreases. On the other hand, if it exceeds 90, it is less likely to show a fatigue fracture surface due to inclusions, but the austenite grains during carburization tend to be coarsened, and the progress of fatigue fracture due to the formation of such coarse austenite grains Is promoted, resulting in a decrease in fatigue strength. For this reason, the middle side of the formula (3) needs to be 0.2 or more and 90 or less, preferably 0.4 or more and 50 or less. More preferably, it is 1.0 or more and 30 or less. The equivalent plastic strain amount can be measured using general-purpose molding analysis software. In addition, since inclusions hardly change in form due to the intermediate heat treatment, the inclusion may include an intermediate heat treatment. For example, in the cold forging process, even if the annealing or normalizing process is included, the formula (3) can be applied. .
以下、実施例に従って、本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。しかし、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内にて適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。 Hereinafter, according to an Example, the structure and effect of this invention are demonstrated more concretely. However, the present invention is not limited by the following examples, and can be appropriately changed within the scope that can meet the gist of the present invention, and these are all included in the technical scope of the present invention. It is.
表１および表２に示す成分組成の鋼を溶製し、種々の断面減少率にて熱間圧延し、種々の直径を有する丸棒に成形した。得られた丸棒について、機械構造用鋼に求められる各種特性の評価を行った。すなわち、圧延ままの鋼材について、光学顕微鏡組織観察、硬度測定および鍛造性（限界割れ試験）を評価し、さらに、鋼材を浸炭した後の硬度分布測定および浸炭後旧オーステナイト粒観察を実施した。 Steels having the component compositions shown in Tables 1 and 2 were melted and hot-rolled at various cross-section reduction rates to form round bars having various diameters. The obtained round bar was evaluated for various properties required for machine structural steel. That is, as-rolled steel material was evaluated for optical microscope structure observation, hardness measurement and forgeability (limit crack test), and further, hardness distribution measurement after carburizing the steel material and old austenite grain observation after carburization were performed.
ここで、圧延まま鋼材についての光学顕微鏡観察は、丸棒横断面の表面から直径の1/4深さ位置（以下、1/4位置という）を鏡面研磨後、ナイタール３％液でエッチングした後、観察した。倍率：400倍にて10視野撮影後、フェライト面積率を画像解析ソフト(Media Cybernetics社製Image-Pro_PLUS)にて定量化し、評価した。 Here, as-rolled steel is observed with an optical microscope after mirror-polishing a 1/4 depth position (hereinafter referred to as 1/4 position) of the diameter from the surface of the cross section of the round bar and then etching with a 3% solution of Nital. Observed. After 10 fields of view were taken at a magnification of 400 times, the ferrite area ratio was quantified and evaluated using image analysis software (Image-Pro_PLUS manufactured by Media Cybernetics).
硬度測定は、丸棒の1/4位置について、300gfでのビッカース硬度を測定した。10点計測し、平均値を算出し評価した。冷間鍛造用として使用するにはHV180以下が望ましい。一方、熱間鍛造用の場合、圧延まま硬度は任意の値でも問題ない。 For the hardness measurement, the Vickers hardness at 300 gf was measured at 1/4 position of the round bar. Ten points were measured, and the average value was calculated and evaluated. HV180 or less is desirable for use in cold forging. On the other hand, in the case of hot forging, there is no problem even if the hardness is as it is rolled.
介在物分布測定は、圧延まま材の酸化物系介在物の最大サイズが極値分布（ワイブル分布）に従うと仮定し、極値統計法を用いて算出した。すなわち、丸棒の1/4位置を鏡面研磨後、光学顕微鏡を用いて倍率100倍×20視野（１視野当たり15mm2、合計視野面積300mm2）を観察した。各視野の最大酸化物系介在物の面積を画像解析により求め、該面積の平方根を算出する。測定した20視野の最大の酸化物系介在物の面積の平方根を用い、極値確率紙を用いて、面積40,000mm2での予測値を最大サイズとした。なお、該方法は一般的な方法であり、上記以外の測定条件については、常法に従えばよく、その参照文献としては、例えば「ＪＩＳ点算法の問題点と極値統計法による介在物評価とその応用 鉄と鋼Ｖｏｌ．７９（１９９３）Ｎｏ．１２」がある。 The inclusion distribution measurement was calculated using the extreme value statistical method, assuming that the maximum size of the oxide inclusions in the as-rolled material follows the extreme value distribution (Weibull distribution). That is, a 1/4 position of the round bar was mirror-polished, and an optical microscope was used to observe a magnification of 100 × 20 fields (15 mm 2 per field, total field area 300 mm 2 ). The area of the maximum oxide inclusion in each visual field is obtained by image analysis, and the square root of the area is calculated. Using the square root of the area of the maximum oxide inclusions in 20 fields of view, using extreme probability paper, the predicted value at an area of 40,000 mm 2 was taken as the maximum size. The method is a general method, and the measurement conditions other than those described above may be in accordance with a conventional method. References thereof include, for example, “Problems of JIS point calculation method and inclusion evaluation by extreme value statistical method” And its application Iron and Steel Vol. 79 (1993) No. 12 ”.
鍛造性の評価は、冷間据込み性試験（日本塑性加工学会 冷間鍛造分科会制定）によって得られる限界据込率で評価した。棒鋼の表面から直径の1/2深さ位置(以下、中心部という)から、側面にＶ溝を有し、直径：14mmおよび高さ：21mmの円柱試験片を採取し、300tプレス機を用いて、Ｖ溝の溝底から割れが発生するまでの据込率で評価した。Ｖ溝は、溝底Ｒ0.15mmとし、開き角30°で深さ0.8mmとした。熱間鍛造および冷間鍛造ともに、限界据込率が30％以上であれば割れが発生しにくい。 The forgeability was evaluated by the limit upsetting rate obtained by the cold upsetting test (Japan Plastic Working Society Cold Forging Subcommittee established). A cylindrical test piece having a V-groove on the side, a diameter of 14 mm and a height of 21 mm is taken from the position of a half-diameter of the diameter from the surface of the steel bar (hereinafter referred to as the center), and a 300-ton press is used. Then, the upsetting rate until the crack occurred from the groove bottom of the V groove was evaluated. The V-groove had a groove bottom R of 0.15 mm, an opening angle of 30 °, and a depth of 0.8 mm. In both hot forging and cold forging, cracks are unlikely to occur if the critical upsetting rate is 30% or more.
浸炭後硬度分布測定は、30mmφの丸棒に、図１に示す条件で浸炭焼き入れ−焼き戻し処理を実施し、垂直断面(円形状)について、表面から中心まで300gfでのビッカース硬度測定を行った。有効硬化層深さ(ECD)として、表面からHV550mmになる位置までの層深さをもって評価した。疲労強度確保のためには、ECDが0.5mm以上であることが望ましい。 Hardness distribution measurement after carburization is performed by carburizing and tempering a 30mmφ round bar under the conditions shown in Fig. 1 and measuring Vickers hardness at 300gf from the surface to the center for a vertical section (circular shape). It was. The effective hardened layer depth (ECD) was evaluated based on the layer depth from the surface to the position where it reached HV550 mm. In order to ensure fatigue strength, it is desirable that ECD is 0.5 mm or more.
浸炭後旧オーステナイト粒の観察は、上記中心部から、側面にＶ溝を有し、直径：14mmおよび高さ：21mmの円柱試験片を採取し、300tプレス機を用いて、据込率０％(鍛造無し)と70％の冷間鍛造を実施し、図１に記載の条件で浸炭焼き入れ−焼き戻し処理を実施した後、断面組織を、JIS Ｇ0551の「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に従い、結晶粒度の評価を実施した。また、加えて、同一試験片の断面組織について、光学顕微鏡で倍率：400倍にて10視野撮影後、62μm以下の結晶粒の面積率および177μm超えの結晶粒の面積率を画像解析ソフト(Media Cybernetics社製Image-Pro_PLUS)にて定量化し、評価した。62μm以下の結晶粒の面積率が70％以上であり、177μm超えの結晶粒の面積率が３％以内であれば良好な組織である。 Observation of old austenite grains after carburization was carried out by collecting cylindrical specimens with V-grooves on the side, diameter: 14 mm, and height: 21 mm from the center, and using a 300-ton press, the upsetting rate was 0%. (No forging) and 70% cold forging, and after carburizing quenching and tempering treatment under the conditions shown in FIG. The grain size was evaluated according to In addition, for the cross-sectional structure of the same specimen, after taking 10 fields of view with an optical microscope at a magnification of 400 times, the area ratio of crystal grains of 62 μm or less and the area ratio of crystal grains of over 177 μm were calculated using image analysis software (Media It was quantified and evaluated with Cybernetics Image-Pro_PLUS). If the area ratio of crystal grains of 62 μm or less is 70% or more, and the area ratio of crystal grains of more than 177 μm is within 3%, a good structure is obtained.
これらの測定結果を、表３および表４に併せて示す。また、得られた丸棒を素材とし、表３および表４に示す鍛造工程に供した後、仕上げ切削を施し、表５に示す形状の歯車を作製した。得られた歯車に対し、図１に示す条件にて浸炭熱処理を実施した。浸炭熱処理後に、歯車疲労試験を実施した。 These measurement results are shown in Table 3 and Table 4 together. Moreover, after using the obtained round bar as a raw material and using it for the forge process shown in Table 3 and Table 4, finish cutting was performed and the gearwheel of the shape shown in Table 5 was produced. The obtained gear was subjected to carburizing heat treatment under the conditions shown in FIG. After the carburizing heat treatment, a gear fatigue test was performed.
鍛造工程における相当塑性ひずみ量は、汎用鍛造解析ソフト (SFTC社製 DEFORM)にて変形解析を行い求めた。
歯車疲労試験は、動力循環式歯車疲労試験機を用いて、負荷トルクは500N・m、回転数は3000rpmで実施し、破壊までの繰り返し数を求めた。本試験において、100,000回以上の破壊寿命を示す場合、高疲労強度であるといえる。疲労破壊後の破面について走査型電子顕微鏡にて観察し、フィッシュアイ中心部の介在物面積を画像解析(Media Cybernetics社製Image-Pro_PLUS)にて求め、ｂとして評価した。
The amount of equivalent plastic strain in the forging process was obtained by performing deformation analysis with general-purpose forging analysis software (DEFORM manufactured by SFTC).
The gear fatigue test was performed using a power circulation gear fatigue tester at a load torque of 500 N · m and a rotation speed of 3000 rpm, and the number of repetitions until failure was determined. In this test, if the fracture life is 100,000 times or more, it can be said that the fatigue strength is high. The fracture surface after fatigue failure was observed with a scanning electron microscope, and the inclusion area at the center of the fish eye was determined by image analysis (Image-Pro_PLUS manufactured by Media Cybernetics) and evaluated as b.
得られた結果を表３および表４に併せて示す。図２は顕微鏡観察による介在物予測最大径と歯車疲労寿命との関係を、図３は√ｂと歯車疲労寿命の関係とを示す。なお、図２および図３はフェライト分率、硬度、限界据込率、ECD、62μm以下の結晶粒の面積率、177μm超えの結晶粒の面積率の全てが好適範囲である例のみを示した。
これらより、顕微鏡観察による介在物予測最大径は疲労寿命との相関性がほとんどないが、本発明の√ｂは疲労寿命との相関性が高い。従って、本発明に従う歯車部品は高疲労強度を有することが分かる。
The obtained results are shown in Table 3 and Table 4 together. FIG. 2 shows the relationship between the predicted maximum inclusion diameter by microscopic observation and the gear fatigue life, and FIG. 3 shows the relationship between √b and the gear fatigue life. 2 and 3 show only examples in which the ferrite fraction, hardness, critical upsetting ratio, ECD, area ratio of crystal grains of 62 μm or less, and area ratio of crystal grains of more than 177 μm are all in a suitable range. .
From these, the predicted maximum inclusion diameter by microscopic observation has little correlation with the fatigue life, but √b of the present invention has a high correlation with the fatigue life. Therefore, it can be seen that the gear component according to the present invention has high fatigue strength.
Claims (10)
Si：0.01〜1.20質量％、
Mn：0.30〜1.50質量％、
Ｐ：0.1質量％以下、
Ｓ：0.5質量％以下、
Cr：0.40〜2.00質量％、
Al：0.010〜0.080質量％および
Ｎ：0.05質量％以下
を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有し、少なくとも歯部分に浸炭層を有する歯車部品であって、前記歯部分の表面から１mm厚の表層域における介在物の大きさが下記式（１）を満足する歯車部品。
記
√ｂ ≦ 40 （μｍ） ・・・（１）
但し、ｂは前記表層域における最大介在物の断面積（μm2） C: 0.10-0.40 mass%,
Si: 0.01-1.20 mass%,
Mn: 0.30-1.50 mass%,
P: 0.1% by mass or less,
S: 0.5 mass% or less,
Cr: 0.40 to 2.00% by mass,
Al: 0.010 to 0.080% by mass and N: 0.05% by mass or less, and the balance is a gear part having a component composition of Fe and inevitable impurities, and having a carburized layer at least in the tooth part, the surface of the tooth part To 1 mm-thick surface layer in which the size of inclusions satisfies the following formula (1).
√b ≦ 40 (μm) (1)
Where b is the cross-sectional area of the largest inclusion in the surface layer region (μm 2 )
Mo：１質量％以下、
Cu：１質量％以下、
Ni：１質量％以下および
Ｂ：0.01質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の歯車部品。 The component composition further includes
Mo: 1% by mass or less
Cu: 1% by mass or less
The gear part according to claim 1, comprising one or more selected from Ni: 1% by mass or less and B: 0.01% by mass or less.
Nb：0.1質量％以下、
Hf：0.1質量％以下、
Ta：0.1質量％以下および
Se：0.3質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の歯車部品。 The component composition further includes
Nb: 0.1% by mass or less,
Hf: 0.1 mass% or less,
Ta: 0.1% by mass or less
Se: The gear part of Claim 1 or 2 containing 1 type, or 2 or more types chosen from 0.3 mass% or less.
Ti：0.1質量％以下および
Ｖ：0.1質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有する請求項１乃至３のいずれかに記載の歯車部品。 The component composition further includes
The gear part according to any one of claims 1 to 3, comprising one or two selected from Ti: 0.1% by mass or less and V: 0.1% by mass or less.
Sb：0.5質量％以下および
Sn：0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有する請求項１乃至４のいずれかに記載の歯車部品。 The component composition further includes
Sb: 0.5% by mass or less and
Sn: The gear component in any one of the Claims 1 thru | or 4 containing 1 type or 2 types chosen from 0.5 mass% or less.
Si：0.01〜1.20質量％、
Mn：0.30〜1.50質量％、
Ｐ：0.1質量％以下、
Ｓ：0.5質量％以下、
Cr：0.40〜2.00質量％、
Al：0.010〜0.080質量％および
Ｎ：0.05質量％以下
を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有する鋼の鋳片に、下記式（２）を満足する断面減少率にて熱間加工を施して棒鋼または線材とし、該棒鋼または線材に下記式（３）を満足する条件にて鍛造を行ったのち、浸炭処理を施す、歯部分の表面から１ｍｍ厚の表層域における介在物が√ｂ≦４０μｍ（但し、ｂは前記表層域における最大介在物の断面積：μｍ ２ ）である、歯車部品の製造方法。
記
（Ｓi―Ｓf）／Ｓi ≧0.960 ・・・（２）
0.2 ≦ εｔｏｔａｌ ≦ 90 ・・・（３）
但し、Ｓiは鋳片断面積（mm2）、Ｓfは熱間加工後の棒鋼または線材の断面積（mm2）
鍛造工程におけるn番目の鍛造時に導入される最大の相当塑性歪量。 C: 0.10-0.40 mass%,
Si: 0.01-1.20 mass%,
Mn: 0.30-1.50 mass%,
P: 0.1% by mass or less,
S: 0.5 mass% or less,
Cr: 0.40 to 2.00% by mass,
Al: 0.010 to 0.080% by mass and N: 0.05% by mass or less, with the balance being hot in a steel slab having a component composition of Fe and inevitable impurities at a cross-sectional reduction rate that satisfies the following formula (2) The steel bar or wire is processed to be forged under the conditions satisfying the following formula (3), and then carburized, and the inclusions in the surface layer area of 1 mm thickness from the tooth surface are provided. √b ≦ 40 μm (where b is the cross-sectional area of the maximum inclusion in the surface layer region: μm 2 ) .
(Si-Sf) /Si≧0.960 (2)
0.2 ≦ ε total ≦ 90 (3)
However, Si is the slab cross-sectional area (mm 2 ), Sf is the cross-sectional area of the steel bar or wire after hot working (mm 2 )
Mo：１質量％以下、
Cu：１質量％以下、
Ni：１質量％以下および
Ｂ：0.01質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項６に記載の歯車部品の製造方法。 The component composition further includes
Mo: 1% by mass or less
Cu: 1% by mass or less
The manufacturing method of the gear components of Claim 6 containing 1 type (s) or 2 or more types chosen from Ni: 1 mass% or less and B: 0.01 mass% or less.
Nb：0.1質量％以下、
Hf：0.1質量％以下、
Ta：0.1質量％以下および
Se：0.3質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項６または７に記載の歯車部品の製造方法。 The component composition further includes
Nb: 0.1% by mass or less,
Hf: 0.1 mass% or less,
Ta: 0.1% by mass or less
Se: The manufacturing method of the gear components of Claim 6 or 7 containing 1 type, or 2 or more types chosen from 0.3 mass% or less.
Ti：0.1質量％以下および
Ｖ：0.1質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有する請求項６乃至８のいずれかに記載の歯車部品の製造方法。 The component composition further includes
The manufacturing method of the gear components in any one of Claims 6 thru | or 8 containing 1 type or 2 types chosen from Ti: 0.1 mass% or less and V: 0.1 mass% or less.
Sb：0.5質量％以下および
Sn：0.5質量％以下
のうちから選ばれる1種または２種を含有する請求項６乃至９のいずれかに記載の歯車部品の製造方法。 The component composition further includes
Sb: 0.5% by mass or less and
Sn: The manufacturing method of the gear components in any one of Claim 6 thru | or 9 containing 1 type or 2 types chosen from 0.5 mass% or less.
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