JP2023079577A - Gear manufacturing method and gear - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は歯車の製造方法及び歯車に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a gear manufacturing method and a gear.
近年、自動車の低燃費化及び低コスト化を目的として、自動車部品の小型軽量化が求められている。一方で、自動車に搭載されるエンジンの高出力化に伴い、その負荷に耐え得る高強度な自動車部品が強く望まれている。そこで、自動車部品をはじめとする機械部品の強度を向上させるために、材料及び表面処理等の改良が行われている。 2. Description of the Related Art In recent years, in order to reduce the fuel consumption and cost of automobiles, there has been a demand for smaller and lighter automobile parts. On the other hand, with the increasing output of engines mounted on automobiles, there is a strong demand for high-strength automobile parts that can withstand the load. Therefore, in order to improve the strength of mechanical parts such as automobile parts, improvements in materials, surface treatments, and the like are being made.
例えば、特許文献1には、パワーローラの外輪(または内輪)素材に浸炭または浸炭窒化処理を施したのち、ローラまたはボールを用いた熱間転造によりベアリング溝部を形成し、焼入れ・焼戻しを行ったのち、研削超仕上げを行うトロイダル式無段変速用パワーローラ―及びその製造方法が開示されている。 For example, in Patent Document 1, after carburizing or carbonitriding the outer ring (or inner ring) material of a power roller, bearing grooves are formed by hot rolling using rollers or balls, and quenching and tempering are performed. Later, a toroidal continuously variable speed power roller for superfinishing grinding and a method of manufacturing the same are disclosed.
しかしながら、特許文献1に記載の方法では、鋼の強度向上に有効である浸炭または浸炭窒化処理と熱間転造とを施しても、製造されたパワーローラにおける強度向上の効果が低いという問題があった。 However, in the method described in Patent Document 1, even if carburizing or carbonitriding treatment and hot rolling, which are effective in improving the strength of steel, are applied, there is a problem that the effect of improving the strength of the manufactured power roller is low. there were.
本発明はこのような問題を解決するためになされたものであり、効果的に歯車の強度を向上することができる歯車の製造方法を提供することを目的とするものである。 SUMMARY OF THE INVENTION It is an object of the present invention to provide a gear manufacturing method capable of effectively improving the strength of gears.
さらに、本発明の他の目的は、強度に優れた歯車を提供することである。 Furthermore, another object of the present invention is to provide a gear having excellent strength.
一実施の形態にかかる歯車の製造方法は、原料鋼材を加熱することにより原料鋼材をオーステナイト状態としてオーステナイト化鋼材を生成するステップと、オーステナイト化鋼材に対して転造加工により歯面を成形した後、マルテンサイト変態温度以下に急冷するステップと、を有し、原料鋼材は、炭素を0.75~1.10質量%と、ケイ素を1.60~2.50質量%と、マンガンを0.20~1.50質量%と、硫黄を0.005~0.025質量%と、クロムを1.60~3.00質量%と、モリブデンを0.10~0.60質量%と、アルミニウムを0.005~0.100質量%と、窒素を0.010~0.025質量%と、を含有し、残部は鉄及び不純物の成分組成を有する。 A method for manufacturing a gear according to one embodiment includes the steps of heating a raw steel material to convert the raw steel material into an austenite state to generate an austenitized steel material, and forming a tooth flank on the austenitized steel material by rolling. , and a step of quenching below the martensite transformation temperature, and the raw steel material contains 0.75 to 1.10% by mass of carbon, 1.60 to 2.50% by mass of silicon, and 0.5% by mass of manganese. 20 to 1.50% by mass, 0.005 to 0.025% by mass of sulfur, 1.60 to 3.00% by mass of chromium, 0.10 to 0.60% by mass of molybdenum, and aluminum It contains 0.005 to 0.100% by mass, 0.010 to 0.025% by mass of nitrogen, and the balance is iron and impurities.
また、一実施の形態にかかる歯車は、原料鋼材は、炭素を0.75~1.10質量%と、ケイ素を1.60~2.50質量%と、マンガンを0.20~1.50質量%と、硫黄を0.005~0.025質量%と、クロムを1.60~3.00質量%と、モリブデンを0.10~0.60質量%と、アルミニウムを0.005~0.100質量%と、窒素を0.010~0.025質量%と、を含有し、残部は鉄及び不純物の成分組成を有し、歯面及び歯元の表層から300μmの範囲における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が8以上であり、300℃で焼戻した時の歯面のビッカース硬さが850HV以上であり、歯元の表層から300μmの範囲における最大圧縮残留応力が1500MPa以上である。 Further, in the gear according to one embodiment, the raw steel material contains 0.75 to 1.10% by mass of carbon, 1.60 to 2.50% by mass of silicon, and 0.20 to 1.50% by mass of manganese. 0.005-0.025% by weight sulfur, 1.60-3.00% by weight chromium, 0.10-0.60% by weight molybdenum, and 0.005-0.00% aluminum .100% by mass and 0.010 to 0.025% by mass of nitrogen, the balance having a component composition of iron and impurities, prior austenite grains in the range of 300 μm from the surface layer of the tooth surface and tooth root has an average aspect ratio of 8 or more, a Vickers hardness of the tooth surface when tempered at 300° C. is 850 HV or more, and a maximum compressive residual stress is 1500 MPa or more in a range of 300 μm from the surface layer of the tooth root.
本発明により、効果的に歯車の強度を向上することができる歯車の製造方法を提供することができる。また、本発明によれば、強度に優れた歯車を提供することができる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION By this invention, the manufacturing method of the gear which can improve the intensity|strength of a gear effectively can be provided. Moreover, according to the present invention, it is possible to provide a gear having excellent strength.
実施の形態1
以下、図面を参照して本発明の実施の形態について説明する。ただし、本発明が以下の実施の形態に限定される訳ではない。また、説明を明確にするため、以下の記載及び図面は、適宜、簡略化されている。
Embodiment 1
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings. However, the present invention is not limited to the following embodiments. Also, for clarity of explanation, the following description and drawings are simplified as appropriate.
まず、本実施形態にかかる歯車の製造方法に用いる原料鋼材の成分組成について説明する。原料鋼材において、炭素は0.75~1.10質量%とする。炭素は、歯車の強度に大きく影響を及ぼす重要な元素である。転造加工後に十分な強度を確保する上で、炭素の含有量は0.75質量%以上とする必要があり、好ましくは0.80質量%以上である。一方、炭素の含有量が1.10質量%を超えると鋼の延性及び靭性が低下することに伴い加工性が低下する。そのため、炭素の含有量は1.10質量%以下とする必要があり、好ましくは1.05質量%以下である。 First, the chemical composition of the raw material steel used in the gear manufacturing method according to the present embodiment will be described. The carbon content in the raw material steel is 0.75 to 1.10% by mass. Carbon is an important element that greatly affects the strength of gears. In order to ensure sufficient strength after rolling, the carbon content should be 0.75% by mass or more, preferably 0.80% by mass or more. On the other hand, when the carbon content exceeds 1.10% by mass, the ductility and toughness of the steel are lowered, and the workability is lowered. Therefore, the carbon content should be 1.10% by mass or less, preferably 1.05% by mass or less.
また、ケイ素は1.60~2.50質量%とする。ケイ素は、鋼の焼戻し軟化抵抗を向上させ、温度上昇に伴う鋼の軟化を抑制する有用な元素である。鋼は、焼入れ後に冷間加工を施すことにより、硬度が向上する。特にケイ素を多量に含有する場合には、冷間加工後に行う焼戻しにより、鋼が軟化することを顕著に抑制する効果がある。この効果を得るために、ケイ素の含有量は1.60質量%以上とする必要があり、好ましくは1.80質量%以上である。一方、ケイ素の含有量が過剰であると、鋼の延性及び靭性が低下することに伴い加工性が低下するだけでなく、鋼が軟化することを顕著に抑制する効果が飽和してケイ素の含有量に見合う効果が期待できなくなる。そのため、ケイ素の含有量は2.50質量%以下とする。 Also, the silicon content is 1.60 to 2.50% by mass. Silicon is a useful element that improves the resistance to temper softening of steel and suppresses the softening of steel that accompanies temperature rise. Hardness of steel is improved by subjecting it to cold working after quenching. In particular, when a large amount of silicon is contained, it has the effect of remarkably suppressing the softening of steel due to tempering performed after cold working. In order to obtain this effect, the silicon content should be 1.60% by mass or more, preferably 1.80% by mass or more. On the other hand, if the silicon content is excessive, not only will the ductility and toughness of the steel decrease, the workability will decrease, but the effect of significantly suppressing the softening of the steel will be saturated, and the silicon content will be saturated. You can't expect the effect to match the amount. Therefore, the content of silicon is set to 2.50% by mass or less.
また、マンガンは0.20~1.50質量%とする。マンガンは、鋼の焼入れ性を高める効果がある元素である。この効果を得るために、マンガンの含有量は0.20質量%以上とする。一方、マンガンの含有量が1.50質量%を超えると、加工硬化性が過大になり加工性が低下するため、マンガンの含有量は1.50質量%以下とする。 Also, manganese is 0.20 to 1.50% by mass. Manganese is an element that has the effect of increasing the hardenability of steel. In order to obtain this effect, the content of manganese is set to 0.20% by mass or more. On the other hand, if the manganese content exceeds 1.50% by mass, the work hardening property becomes excessively large and the workability is lowered.
また、硫黄は0.005~0.025質量%とする。硫黄は、鋼の被削性を向上させる効果がある元素である。この効果を得るために、硫黄の含有量は0.005質量%以上とする。一方、硫黄の含有量が過剰であると、大量に生成した硫化マンガンによって延性が低下する。そのため、硫黄の含有量は0.025質量%以下とする。 Also, sulfur is 0.005 to 0.025% by mass. Sulfur is an element that has the effect of improving the machinability of steel. In order to obtain this effect, the sulfur content is set to 0.005% by mass or more. On the other hand, when the sulfur content is excessive, the ductility decreases due to the large amount of manganese sulfide produced. Therefore, the sulfur content is set to 0.025% by mass or less.
また、クロムは1.60~3.00質量%とする。クロムは、鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を向上させる効果がある有用な元素である。この効果を得るために、クロムの含有量は1.60質量%以上とする。しかし、クロムの含有量が過剰であると、焼戻し軟化抵抗を向上させる効果は飽和する一方で、焼入れ性が高くなり過ぎる。そのため、クロムの含有量は3.00質量%以下とする。 Also, chromium is 1.60 to 3.00% by mass. Chromium is a useful element that has the effect of improving the hardenability and temper softening resistance of steel. In order to obtain this effect, the content of chromium is set to 1.60% by mass or more. However, if the chromium content is excessive, the effect of improving the temper softening resistance is saturated, but the hardenability becomes too high. Therefore, the chromium content is set to 3.00% by mass or less.
また、モリブデンは0.10~0.60質量%とする。モリブデンは、鋼の焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を向上させる効果がある有用な元素である。この効果を得るために、モリブデンの含有量は0.10質量%以上とする。しかし、モリブデンの含有量が0.60質量%を超えると鋼の焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を向上させる効果が飽和する一方で、加工性が低下する。そのため、モリブデンの含有量は0.60質量%以下とする。 Also, molybdenum is 0.10 to 0.60% by mass. Molybdenum is a useful element that has the effect of improving the hardenability and temper softening resistance of steel. In order to obtain this effect, the content of molybdenum is set to 0.10% by mass or more. However, when the molybdenum content exceeds 0.60% by mass, the effect of improving the hardenability and temper softening resistance of steel saturates, but workability decreases. Therefore, the content of molybdenum is set to 0.60% by mass or less.
また、アルミニウムは0.005~0.100質量%とする。アルミニウムは、脱酸作用を有する。また、アルミニウムは、熱処理の際に窒素と結合して窒化アルミニウムを生成することにより、オーステナイト粒の粗大化を防止し、靭性を高める効果を持つ。この効果を得るために、アルミニウムの含有量は0.005質量%以上とする。一方、アルミニウムの含有量が0.100質量%を超えると、鋼の清浄度が低下するとともに、靭性を高める効果が飽和する。そのため、アルミニウムの含有量は0.100質量%以下とする。 In addition, aluminum should be 0.005 to 0.100% by mass. Aluminum has a deoxidizing action. In addition, aluminum combines with nitrogen to form aluminum nitride during heat treatment, thereby preventing austenite grains from coarsening and increasing toughness. In order to obtain this effect, the content of aluminum is set to 0.005% by mass or more. On the other hand, if the aluminum content exceeds 0.100% by mass, the cleanliness of the steel is lowered and the effect of increasing the toughness is saturated. Therefore, the content of aluminum is set to 0.100% by mass or less.
また、窒素は0.0010~0.0250質量%とする。窒素は、アルミニウムと結合して窒化アルミニウムを生成することにより、オーステナイト粒の粗大化を防止し、靭性を高める効果を持つ。この効果を得るために、窒素の含有量は0.0010質量%以上とする。一方、窒素の含有量が0.0250質量%を超えると靭性を高める効果が飽和するため、窒素の含有量は0.0250質量%以下とする。 Also, nitrogen is 0.0010 to 0.0250% by mass. Nitrogen combines with aluminum to form aluminum nitride, thereby preventing coarsening of austenite grains and increasing toughness. To obtain this effect, the nitrogen content is set to 0.0010% by mass or more. On the other hand, if the nitrogen content exceeds 0.0250% by mass, the effect of increasing the toughness is saturated, so the nitrogen content is made 0.0250% by mass or less.
そして、原料鋼材が含有する成分の残部は、鉄及び不純物である。不純物の1つであるリンは、0.030質量%以下とする。リンは、粒界に偏析して粒界強度を下げるため、リンの含有量はなるべく低い方がよい。そのため、リンの含有量は0.030質量%以下とする。そして、不純物は、鋼の原料として使用される鉱石、スクラップ、又は製造工程の環境等から混入する成分であって、原料鋼材に意図的に含有させた成分ではない成分を意味する。以上が本実施形態にかかる歯車の製造方法に用いる原料鋼材の好適な成分組成である。 The rest of the components contained in the raw steel material are iron and impurities. Phosphorus, which is one of the impurities, should be 0.030% by mass or less. Phosphorus segregates at grain boundaries and lowers the grain boundary strength, so the phosphorus content should be as low as possible. Therefore, the phosphorus content is set to 0.030% by mass or less. The term "impurity" refers to a component that is mixed in from the ore or scrap used as a raw material for steel, or from the environment of the manufacturing process, etc., and is not a component that is intentionally included in the raw steel material. The above is the preferred chemical composition of the raw material steel used in the gear manufacturing method according to the present embodiment.
本実施形態にかかる歯車の製造方法では、上記の成分組成を有する原料鋼材を歯車の母材として用いる。そこで、図1を参照して、歯車の製造工程について説明する。図1は、比較例の歯車の製造方法及び実施の形態1にかかる歯車の製造方法を示すフローチャートである。まず、図1に示す比較例の歯車の製造方法は、切削加工により歯面を成形する歯車の製造方法であって、浸炭処理の工程を含む。図1に示すように、比較例の歯車の製造方法は、以下のステップS1~S7の工程を有する。 In the gear manufacturing method according to the present embodiment, the raw steel material having the above composition is used as the base material of the gear. Therefore, the gear manufacturing process will be described with reference to FIG. FIG. 1 is a flow chart showing a gear manufacturing method of a comparative example and a gear manufacturing method according to a first embodiment. First, the gear manufacturing method of the comparative example shown in FIG. 1 is a gear manufacturing method in which tooth flanks are formed by cutting, and includes a carburizing process. As shown in FIG. 1, the gear manufacturing method of the comparative example has the following steps S1 to S7.
ステップS1の熱間鍛造工程では、用意した原料鋼材に対して熱間鍛造を行い、粗形状の鍛造品を得る。ステップS2の焼ならし工程では、鍛造品に対して焼ならしを行うことにより、鋼の組織を均一化した焼ならし品を得る。ステップS3のブランク加工工程では、焼ならし品の中心部に軸穴が形成されたブランク品を得る。ステップS4のホブ工程では、ブランク品に対して切削加工により歯車の歯面を成形したホブ品を得る。ステップS5の浸炭処理工程では、ホブ品の表面に炭素を拡散浸透させた浸炭処理品を得る。ステップS6のショット工程では、ショットピーニングにより、浸炭処理品の歯面及び歯元の表層部に圧縮残留応力を生じさせた後加工品を得る。ステップS7の歯研工程では、後加工品の歯面を滑らかにした歯車を得る。 In the hot forging process of step S1, hot forging is performed on the prepared raw material steel to obtain a rough-shaped forged product. In the normalizing step of step S2, the forged product is normalized to obtain a normalized product with a homogenized steel structure. In the blanking process of step S3, a blank product is obtained in which a shaft hole is formed in the central part of the normalized product. In the hobbing step of step S4, a hobbing product is obtained by cutting the blank product to form the tooth flanks of the gear. In the carburizing process of step S5, a carburized product is obtained by diffusing carbon on the surface of the hob product. In the shot process of step S6, a post-processed product is obtained by shot peening to generate compressive residual stress in the surface layer of the tooth flank and tooth root of the carburized product. In the gear grinding step of step S7, a gear having smoothed tooth flanks is obtained as a post-processed product.
上述の工程について、以下に詳細に説明する。ステップS1の熱間鍛造工程では、歯車の材料として原料鋼材を用意する。用意した原料鋼材は、例えば1200±30℃に加熱した状態で、熱間鍛造を行うことにより、予備成形した鍛造品を得る。この工程により得られる鍛造品は、例えば、略円柱形状を有する。より具体的には、当該円柱の軸方向の中央部分が他の部分より径が大きい円柱形状を有する大径部と、当該軸方向の大径部を除く両端部分の径が大径部よりも径が小さい円柱形状を有する小径部と、から構成されるものである。熱間鍛造により得られた鍛造品は、鍛造品の内部にその形状に沿ったファイバーフローが形成され、鋼の強度及び靭性が高められる。 The above steps are described in detail below. In the hot forging process of step S1, a raw steel material is prepared as a gear material. The prepared raw material steel material is heated to, for example, 1200±30° C., and subjected to hot forging to obtain a preformed forged product. A forged product obtained by this process has, for example, a substantially cylindrical shape. More specifically, the large-diameter portion has a cylindrical shape in which the central portion in the axial direction of the cylinder has a larger diameter than the other portions, and the diameter of both end portions excluding the large-diameter portion in the axial direction is larger than that of the large-diameter portion. and a small-diameter portion having a cylindrical shape with a small diameter. A forged product obtained by hot forging has a fiber flow formed inside the forged product along the shape of the forged product, thereby enhancing the strength and toughness of the steel.
ステップS2の焼ならし工程では、ステップS1で得られた鍛造品を900±20℃で60分間保持した後に空冷することにより焼ならしを行い、焼ならし品を得る。この工程により、鋼の結晶粒の微細化、結晶組織の均一化、被削性の向上、及び残留応力の除去を行うことができる。 In the normalizing process of step S2, the forged product obtained in step S1 is held at 900±20° C. for 60 minutes and then air-cooled for normalizing to obtain a normalized product. This process can refine the grains of the steel, homogenize the crystal structure, improve machinability, and remove residual stress.
ステップS3のブランク加工工程では、ステップS2で得られた焼ならし品の中心部に、旋盤を用いて軸穴を穴開け加工することによりブランク品を得る。ステップS4のホブ工程では、ステップS3で得られたブランク品に対してホブ盤を用いた切削加工を行うことにより、ブランク品の歯面を歯車形状に成形したホブ品を得る。 In the blanking process of step S3, a blank is obtained by boring a shaft hole in the central portion of the normalized product obtained in step S2 using a lathe. In the hobbing step of step S4, the blank obtained in step S3 is cut using a hobbing machine to obtain a hobbing product in which the tooth surface of the blank is formed into a gear shape.
ステップS5の浸炭処理工程では、ガス浸炭法を用いる。ステップS4で得られたホブ品を、カーボンポテンシャル0.8質量%、950℃で加熱保持し、その後、カーボンポテンシャル0.8質量%のまま、845℃まで降温した後、油焼入れを行う。さらに、150℃で60分間の焼き戻しを行う。なお、浸炭処理工程の条件は特に限定されず、公知又は任意の条件とすればよい。以上の浸炭処理により、浸炭部分を硬化させた浸炭処理品を得る。浸炭処理により、材料の表面における硬度が向上する。 The gas carburizing method is used in the carburizing process of step S5. The hob product obtained in step S4 is heated and held at 950°C with a carbon potential of 0.8% by mass, and then cooled to 845°C with the carbon potential of 0.8% by mass, followed by oil quenching. Further, tempering is performed at 150° C. for 60 minutes. The conditions for the carburizing process are not particularly limited, and known or arbitrary conditions may be used. By the carburizing treatment described above, a carburized product in which the carburized portion is hardened is obtained. Carburizing increases the surface hardness of the material.
ステップS6のショット工程では、ステップS5で得られた浸炭処理品にショットピーニングを行うことにより後加工品を得る。ショットピーニングでは、浸炭処理品に無数のショットを投射することにより、歯面及び歯元の表層部に圧縮残留応力を生じさせ、歯面及び歯元の疲労強度を高めることができる。ステップS7では、ステップS6で得られた後加工品に対して、研磨等により後加工品の歯面を滑らかにする歯研工程を行うことにより、歯車を得る。 In the shot process of step S6, a post-processed product is obtained by subjecting the carburized product obtained in step S5 to shot peening. In shot peening, by projecting countless shots onto a carburized product, compressive residual stress is generated in the surface layer of the tooth flank and tooth root, and the fatigue strength of the tooth flank and tooth root can be increased. In step S7, a gear is obtained by subjecting the post-processed product obtained in step S6 to a gear grinding step for smoothing the tooth flanks of the post-processed product by polishing or the like.
続いて、図1に示す実施の形態1にかかる歯車の製造方法は、転造加工により歯面を成形する歯車の製造方法であって、工程中に浸炭処理を必要としない。図1に示すように、実施の形態1にかかる歯車の製造方法は、以下のステップS11~S16の工程を有する。 Next, the gear manufacturing method according to the first embodiment shown in FIG. 1 is a gear manufacturing method in which tooth flanks are formed by rolling, and does not require carburizing treatment during the process. As shown in FIG. 1, the gear manufacturing method according to the first embodiment includes the following steps S11 to S16.
ステップS11の熱間鍛造工程では、用意した原料鋼材に対して熱間鍛造を行い、粗形状の鍛造品を得る。ステップS12の球状化焼なまし工程では、鍛造品に対して球状化焼なましを行うことにより、鋼の被塑性加工性及び靭性を向上させた焼なまし品を得る。ステップS13のブランク加工工程では、焼なまし品の中心部に軸穴が形成されたブランク品を得る。ステップS14の転造焼入れ工程では、ブランク品を加熱することによりオーステナイト状態とし、この状態において、転造加工により歯面を成形した後、マルテンサイト変態温度以下に急冷することにより、転造焼入れ品を得る。ステップS15のショット工程では、ショットピーニングにより、転造焼入れ品の歯面及び歯元の表層部に圧縮残留応力を生じさせた後加工品を得る。ステップS16の歯研工程では、後加工品の歯面を滑らかにした歯車を得る。 In the hot forging process of step S11, hot forging is performed on the prepared raw material steel to obtain a rough-shaped forged product. In the spheroidizing annealing step of step S12, the forged product is subjected to spheroidizing annealing to obtain an annealed product with improved plastic workability and toughness. In the blanking process of step S13, a blank product is obtained in which a shaft hole is formed in the central part of the annealed product. In the rolling and quenching step of step S14, the blank is heated to an austenitic state, and in this state, the tooth flank is formed by rolling and then rapidly cooled below the martensitic transformation temperature to obtain a rolled and quenched product. get In the shot process of step S15, shot peening is used to generate compressive residual stress in the surface layer portions of the tooth flank and tooth root of the rolled and hardened product to obtain a post-processed product. In the gear grinding step of step S16, a gear having smoothed tooth flanks is obtained as a post-processed product.
上述の工程について、以下に詳細に説明する。ステップS11の熱間鍛造工程は、用いる原料鋼材が異なる点を除いて、比較例の歯車の製造方法におけるステップS1と同様である。原料鋼材は、上述した通り、本実施形態にかかる歯車の製造方法に好適な成分組成を有する原料鋼材を用いる。すなわち、原料鋼材は、炭素を0.75~1.10質量%と、ケイ素を1.60~2.50質量%と、マンガンを0.20~1.50質量%と、硫黄を0.005~0.025質量%と、クロムを1.60~3.00質量%と、モリブデンを0.10~0.60質量%と、アルミニウムを0.005~0.100質量%と、窒素を0.010~0.025質量%と、を含有し、残部は鉄及び不純物の成分組成を有する。熱間鍛造により得られた鍛造品は、鍛造品の内部にその形状に沿ったファイバーフローが形成され、鋼の強度及び靭性が高められる。 The above steps are described in detail below. The hot forging process of step S11 is the same as step S1 in the gear manufacturing method of the comparative example, except that the raw material steel used is different. As the raw material steel, as described above, the raw material steel having a chemical composition suitable for the gear manufacturing method according to the present embodiment is used. That is, the raw steel material contains 0.75 to 1.10% by mass of carbon, 1.60 to 2.50% by mass of silicon, 0.20 to 1.50% by mass of manganese, and 0.005% by mass of sulfur. ~0.025% by mass, 1.60-3.00% by mass of chromium, 0.10-0.60% by mass of molybdenum, 0.005-0.100% by mass of aluminum, and 0% by mass of nitrogen .010 to 0.025% by mass, and the balance has a component composition of iron and impurities. A forged product obtained by hot forging has a fiber flow formed inside the forged product along the shape of the forged product, thereby enhancing the strength and toughness of the steel.
ステップS12の球状化焼なまし工程では、ステップS11で得られた鍛造品を例えば820±10℃に加熱した後、10時間かけて700℃±10℃へ徐冷してから空冷することにより球状化焼なましを行い、焼なまし品を得る。なお、球状化焼なまし工程の条件は特に限定されず、鋼中のセメンタイトを球状化させることができる公知又は任意の条件とすればよい。この工程により、鋼の結晶組織の均一化を行うとともに、鋼中のセメンタイトを球状化することができる。球状化焼なましを施した鋼は軟らかくなり、加工性が向上する。 In the spheroidizing annealing step of step S12, the forged product obtained in step S11 is heated to, for example, 820±10° C., slowly cooled to 700° C.±10° C. over 10 hours, and then air-cooled to form a spherical shape. Annealing is performed to obtain an annealed product. The conditions for the spheroidizing annealing step are not particularly limited, and any known or arbitrary conditions that can spheroidize the cementite in the steel may be used. By this step, the crystal structure of the steel can be homogenized and the cementite in the steel can be spheroidized. Spheroidized steel softens and improves workability.
ステップS13のブランク加工工程では、ステップS12で得られた焼なまし品の中心部に、旋盤を用いて軸穴を穴開け加工することによりブランク品を得る。ステップS14の転造焼入れ工程では、ステップS13で得られたブランク品に対して、その金属組織がオーステナイト状態となるように、例えば1000±25℃の温度に30秒で昇温した後、5秒間保持する。これにより、オーステナイト化鋼材を得る。なお、金属組織がオーステナイト状態となる変態点は原料鋼材の炭素含有量により変化する。そのため、加熱温度と保持時間は特に限定されず、原料鋼材の炭素含有量に応じて適切な条件を選択することができる。 In the blanking step of step S13, a blank is obtained by boring a shaft hole in the center of the annealed product obtained in step S12 using a lathe. In the rolling and quenching step of step S14, the blank obtained in step S13 is heated to a temperature of, for example, 1000±25° C. in 30 seconds so that the metal structure is in an austenitic state, and then heated for 5 seconds. Hold. Thereby, an austenitized steel material is obtained. Note that the transformation point at which the metal structure becomes austenite varies depending on the carbon content of the raw material steel. Therefore, the heating temperature and holding time are not particularly limited, and appropriate conditions can be selected according to the carbon content of the raw material steel.
続いて、得られたオーステナイト化鋼材は転造装置に設置され、転造ダイスを用いた塑性加工を行うことにより、ブランク品の歯面を歯車形状に成形する。ここで、図2を参照して、ステップS14の転造焼入れ工程に用いられる転造装置の一例について説明する。図2は、実施の形態1にかかる歯車の製造方法における転造焼入れ工程を例示した図である。 Subsequently, the obtained austenitized steel material is placed in a rolling device, and plastic working is performed using a rolling die to form the tooth flank of the blank into a gear shape. Here, with reference to FIG. 2, an example of a rolling apparatus used in the rolling and quenching process of step S14 will be described. FIG. 2 is a diagram illustrating a rolling quenching step in the gear manufacturing method according to the first embodiment.
まず、図2のステップS101及びS102に示すように、転造装置110は、対向する一対の転造ダイス111、112と、支持具113と、を有する。転造ダイス111、112は、略円柱形状を有する。転造ダイス111、112は、外周面に成形材料の歯面に歯形を形成するための転造面を有する。また、転造ダイス111、112は、転造ダイス111、112の中心軸を中心として回動可能なように、転造装置110により支持される。転造装置110において、転造ダイス111、112は、転造ダイス111の外周面と、転造ダイス112の外周面と、が対向するように、所定距離だけ離間して配置される。そして、支持具113は、先端に棒状の軸部を有し、成形材料を支持するものである。
First, as shown in steps S101 and S102 of FIG. 2 , the rolling
このような転造装置110を用いて成形する成形材料として、上述のステップS11~S13により得られたブランク品を用いることができる。図2のステップS101に示すように、ブランク品W1は、円柱の軸方向の中央部分が他の部分より径が大きい円柱形状を有する大径部W2と、当該軸方向の大径部W2を除く両端部分の径が大径部W2よりも径が小さい円柱形状を有する小径部W3と、から構成される略円柱形状である。そして、ブランク品W1には、当該円柱の中央部に軸穴W4が形成されている。
As a molding material to be molded using such a
軸穴W4には、転造装置110が有する支持具113の軸部が挿入される。これにより、ブランク品W1は、転造装置110が有する転造ダイス111と転造ダイス112との間に設置される。軸穴W4に支持具113の軸部が挿入された状態において、ブランク品W1は、支持具113により支持されるとともに、ブランク品W1の中心軸を中心として回動可能である。
A shaft portion of a
そして、ステップS101に示すように、転造装置110にブランク品W1が設置された状態において、同一方向に回転する転造ダイス111、112がブランク品W1に向かって移動する。これにより、転造ダイス111、112は大径部W2の外周面を押圧するように当該外周面に当接する。転造ダイス111、112は大径部W2の外周面を押圧しながら、転造ダイス111、112とブランク品W1とが回動する。
Then, as shown in step S101, with the blank W1 placed on the rolling
上述の成形動作を行うことにより、ステップS102に示すように、大径部W2の外周面が塑性変形して、溝部W5が形成された転造品W10が得られる。さらに、所望の形状に成形された転造品W10は、780~950℃の温度範囲から水焼入れが施され、例えば10秒間で50℃以下まで急冷される。これにより、大径部W2の外周面は急冷されるため、当該外周面の表層部における金属組織がマルテンサイト組織に変態する。 By performing the above-described forming operation, as shown in step S102, the outer peripheral surface of the large diameter portion W2 is plastically deformed to obtain the rolled product W10 in which the groove portion W5 is formed. Further, the rolled product W10 molded into a desired shape is subjected to water quenching from a temperature range of 780 to 950° C., and then rapidly cooled to 50° C. or less for 10 seconds, for example. As a result, the outer peripheral surface of the large diameter portion W2 is rapidly cooled, so that the metal structure in the surface layer portion of the outer peripheral surface transforms into a martensitic structure.
なお、水焼入れ開始時点の温度が780℃未満である場合、鋼中にオーステナイト組織が存在しない状態で焼入れられるため、マルテンサイト組織が得られない。水焼入れ開始時点の温度が950℃を超える場合、オーステナイト組織中の炭素濃度が過剰な状態で焼入れられ、後工程において冷間加工を施しても、鋼中に多量の未変態オーステナイト組織が残存してしまう。これは、300℃焼戻し硬さ(歯車を300℃で焼戻した時の歯面のビッカース硬さ)の低下を招く。したがって、780~950℃の温度範囲から水焼入れを開始することが好ましい。 If the temperature at the start of water quenching is less than 780° C., the steel is quenched in a state where no austenitic structure exists, so a martensitic structure cannot be obtained. If the temperature at the start of water quenching exceeds 950°C, the austenite structure is quenched with an excessive carbon concentration, and even if cold working is performed in the subsequent process, a large amount of untransformed austenite structure remains in the steel. end up This causes a decrease in 300° C. tempering hardness (Vickers hardness of the tooth surface when the gear is tempered at 300° C.). Therefore, it is preferable to start water quenching from a temperature range of 780-950°C.
水焼入れの後、例えば150℃で1時間の焼戻しが施される。以上の転造焼入れ工程により、ステップS14では、大径部W2の外周面に転造ダイス111、112の外周面の形状が転写され、歯面が歯車形状に成形された成形品が得られる。この転造焼入れ工程における加熱には、例えば高周波誘導加熱装置を用いることができる。 After water quenching, it is tempered, for example, at 150° C. for 1 hour. By the above-described rolling and quenching process, in step S14, the shape of the outer peripheral surface of the rolling dies 111 and 112 is transferred to the outer peripheral surface of the large diameter portion W2, and a molded product having gear-shaped tooth flanks is obtained. A high-frequency induction heating device, for example, can be used for heating in this rolling and quenching step.
このように、転造加工では、成形材料表面の材料流動によって歯面を成形するため、成形品における歯面は緻密化して強度が向上する。さらに、急冷を行うことにより、金属組織はマルテンサイト組織に変態するため、成形品における歯面の表層部の硬度が向上する。ステップS11~S14を経て得られた成形品は、300℃焼戻し硬さが850HV以上であることが好ましい。 In this way, in the rolling process, the tooth flanks are formed by material flow on the surface of the molding material, so that the tooth flanks in the molded product are densified and the strength is improved. Further, rapid cooling transforms the metal structure into a martensitic structure, so that the hardness of the surface layer of the tooth flank in the molded product is improved. It is preferable that the molded product obtained through steps S11 to S14 has a hardness tempered at 300° C. of 850 HV or more.
成形品に対して後加工を施すステップS15のショット工程は、比較例の歯車の製造方法におけるステップS6と同様である。ステップS15では、ステップS14で得られた成形品にショットピーニングを行うことにより後加工品を得る。ショットピーニングでは、成形品に無数のショットを投射することにより、成形品の歯面及び歯元の表層部に圧縮残留応力を生じさせ、歯面及び歯元の疲労強度を高めることができる。後加工品の表面硬さは950HV以上であることが好ましく、1050HV以上であることがさらに好ましい。 The shot process of step S15 for post-processing the molded product is the same as step S6 in the gear manufacturing method of the comparative example. In step S15, a post-processed product is obtained by subjecting the molded product obtained in step S14 to shot peening. In shot peening, by projecting countless shots onto the molded product, compressive residual stress is generated in the surface layer of the tooth flank and tooth root of the molded product, and the fatigue strength of the tooth flank and tooth root can be increased. The surface hardness of the post-processed product is preferably 950 HV or more, more preferably 1050 HV or more.
後加工の手法は、ショットピーニングに限らず、ローラーバニシングや冷間転造等であってもよい。成形品の表層に圧縮残留応力を導入できる冷間加工であって、表面粗さを極力大きくしない方法であればこれらに限定されない。そして、ステップS16では、ステップS15で得られた後加工品に対して、研磨等により後加工品の歯面を滑らかにする歯研工程を行うことにより、歯車を得る。 The method of post-processing is not limited to shot peening, and may be roller burnishing, cold rolling, or the like. Any cold working method that can introduce compressive residual stress into the surface layer of the molded article and that does not increase the surface roughness as much as possible is not limited to these. Then, in step S16, the post-processed product obtained in step S15 is subjected to a gear grinding step for smoothing the tooth flanks of the post-processed product by polishing or the like, thereby obtaining a gear.
ところで、比較例の歯車の製造方法では、歯面の成形方法は切削加工(歯切り加工)であるため、原料鋼材には良好な被削性が求められる。したがって、原料鋼材の成分組成は、鋼の強度を向上させるために有用である炭素とケイ素といった元素の含有量を少なくして、被削性の低下を防ぐ必要がある。すなわち、歯車の歯切り加工では、原料鋼材として低炭素鋼を用いることに伴い、後工程において浸炭処理が施される。また、浸炭処理を施す場合、ケイ素の含有量が多い鋼では浸炭性が悪化するという問題が生じるため、原料鋼材におけるケイ素の含有量は低減する必要がある。このように、比較例の歯車の製造方法では、工具破損や工具寿命の観点からも高硬度の原料鋼材を用いることが困難である。 By the way, in the gear manufacturing method of the comparative example, since the tooth flank is formed by cutting (tooth cutting), the raw material steel is required to have good machinability. Therefore, it is necessary to reduce the content of elements such as carbon and silicon, which are useful for improving the strength of the steel, in the chemical composition of the raw steel material to prevent deterioration of machinability. That is, in the gear cutting of gears, carburizing treatment is performed in a post-process along with the use of low-carbon steel as a raw material steel. Further, when carburizing treatment is performed, the carburization property of steel with a high silicon content is deteriorated. Therefore, it is necessary to reduce the silicon content in the raw material steel. As described above, in the gear manufacturing method of the comparative example, it is difficult to use high-hardness raw material steel from the viewpoint of tool breakage and tool life.
また、比較例の歯車の製造方法では、ステップS1の熱間鍛造工程で形成されたファイバーフローは、ステップS4のホブ工程で施される切削加工により切断される。そのため、製造された歯車においてファイバーフローに起因する強度及び靭性の向上が望めない。 Further, in the gear manufacturing method of the comparative example, the fiber flow formed in the hot forging process of step S1 is cut by cutting performed in the hobbing process of step S4. Therefore, the manufactured gear cannot be expected to have improved strength and toughness due to fiber flow.
一方、本実施形態にかかる歯車の製造方法では、歯面の成形方法は転造加工であるため、炭素とケイ素といった元素の含有量が高い高硬度の原料鋼材を加工することができるという特徴を有する。また、原料鋼材が高炭素鋼であれば、浸炭処理を施す必要がないため、切削加工と比較して原料鋼材におけるケイ素の含有量を増量することができる。原料鋼材におけるケイ素の含有量が増加すると、歯車の面圧疲労強度が向上する。よって、製造された歯車の強度の向上が望める。 On the other hand, in the gear manufacturing method according to the present embodiment, since the method of forming the tooth flanks is rolling, it is possible to process a high-hardness raw material steel material with a high content of elements such as carbon and silicon. have. Also, if the raw material steel is high-carbon steel, there is no need to perform carburizing treatment, so the silicon content in the raw material steel can be increased compared to cutting. As the silicon content in the raw material steel increases, the contact fatigue strength of the gear improves. Therefore, an improvement in the strength of the manufactured gear can be expected.
また、本実施形態にかかる歯車の製造方法では、ステップS11の熱間鍛造工程でファイバーフローが形成された後に、ファイバーフローの切断を伴う工程はない。そのため、製造された歯車においてファイバーフローに起因する強度及び靭性の向上が望める。 Further, in the gear manufacturing method according to the present embodiment, there is no process involving cutting of the fiber flow after the fiber flow is formed in the hot forging process of step S11. Therefore, the manufactured gear can be expected to have improved strength and toughness due to fiber flow.
さらに、本実施形態にかかる歯車の製造方法によれば、転造加工により鋼材の結晶中に転位が蓄積されて鋼材の表面に加工硬化が生じる。このようなひずみの効果が得られるという特徴を有する。ここで、図3を参照して、本実施形態におけるひずみの効果の導入について説明する。図3は浸炭焼入れの熱履歴及び実施の形態1にかかる転造焼入れの熱履歴を示す説明図である。図3の浸炭焼入れの熱履歴は、成形材料に対して、例えば冷間鍛造のような塑性加工により形状を付与するとともに、ひずみの効果を導入した後、浸炭焼入れを施すことにより強度を付与する製造工程を示す。この場合、冷間鍛造期間201にひずみの効果が導入されて硬化した鋼材に対して、浸炭処理温度で浸炭処理期間202の加熱を行った後に、焼入れ期間203の焼入れが施される。浸炭処理は、鋼材の強度を向上するために行われるものであるが、浸炭処理の加熱温度は転位を消失させる程の高温であるため、浸炭処理期間202にひずみの効果が消失してしまう。したがって、このような製造工程により製造された製品では、ひずみの効果が得られない。
Furthermore, according to the gear manufacturing method according to the present embodiment, dislocations are accumulated in the crystals of the steel material due to the rolling process, and work hardening occurs on the surface of the steel material. It has the feature that such a distortion effect can be obtained. The introduction of the distortion effect in this embodiment will now be described with reference to FIG. FIG. 3 is an explanatory diagram showing the thermal history of carburizing and quenching and the thermal history of rolling and quenching according to the first embodiment. The heat history of carburizing and quenching shown in FIG. A manufacturing process is shown. In this case, the steel material hardened by the strain effect introduced during the cold forging
一方、図3の実施の形態1にかかる転造焼入れの熱履歴は、成形材料に対して、転造加工により形状及び強度を付与するとともに、ひずみの効果を導入する製造工程を示す。この場合、転造期間212にひずみの効果が導入されて硬化した鋼材に対して、焼入れ期間213の焼入れが施される。このような製造工程によれば、ひずみの効果を消失させる加熱を行う必要がない。したがって、焼入れが完了した後にもひずみの効果が導入された状態を維持することができる。よって、得られた歯車の強度が向上する。
On the other hand, the heat history of rolling and quenching according to the first embodiment in FIG. 3 shows the manufacturing process of imparting shape and strength to the molding material by rolling and introducing the effect of distortion. In this case, the steel material hardened by the strain effect introduced during the
以下、比較例の歯車の製造方法、或いは、実施の形態1にかかる歯車の製造方法に基づいて製造された歯車の製造例について、表1及び表2を参照して説明する。表1は原料鋼材の成分組成を示す。表1に示す原料鋼材A~Jのうち、原料鋼材A~F、I及びJは、本実施形態にかかる歯車の製造方法に好適な範囲内の成分組成を有する。原料鋼材G及びHは、当該好適な成分組成を満たさない原料鋼材である。具体的には、原料鋼材Gはケイ素含量が低く、原料鋼材Hは炭素含量が低いものである。 Hereinafter, manufacturing examples of gears manufactured based on the gear manufacturing method of the comparative example or the gear manufacturing method according to the first embodiment will be described with reference to Tables 1 and 2. Table 1 shows the chemical composition of the raw material steel. Of the raw steel materials A to J shown in Table 1, the raw steel materials A to F, I and J have chemical compositions within a range suitable for the gear manufacturing method according to the present embodiment. Raw material steel materials G and H are raw material steel materials that do not satisfy the preferred chemical composition. Specifically, the raw steel material G has a low silicon content, and the raw steel material H has a low carbon content.
表2は歯車の製造例を示す。表2に示す区分のうち、実施例1~6は、本実施形態にかかる歯車の製造方法により製造された歯車の製造例である。参考例7~10は、本実施形態にかかる歯車の製造方法の条件を満たさない場合における歯車の製造例である。なお、表1及び表2において、本実施形態の範囲外であるデータにはアンダーラインを付して表示している。 Table 2 shows examples of manufacturing gears. Among the categories shown in Table 2, Examples 1 to 6 are manufacturing examples of gears manufactured by the gear manufacturing method according to the present embodiment. Reference Examples 7 to 10 are gear manufacturing examples in which the conditions of the gear manufacturing method according to the present embodiment are not satisfied. In Tables 1 and 2, data outside the scope of the present embodiment are underlined.
また、以下の説明において、各製造方法を歯面の成形方法により分類し、比較例の歯車の製造方法(ステップS1~S7)をホブ法と称し、実施の形態1にかかる歯車の製造方法(ステップS11~S16)を転造法と称する場合がある。また、製造された歯車のそれぞれについて、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比と、300℃焼戻し硬さと、最大圧縮残留応力と、を調査した。各測定方法について、説明する。 Further, in the following description, each manufacturing method is classified according to the tooth surface forming method, the gear manufacturing method (steps S1 to S7) of the comparative example is referred to as a hobbing method, and the gear manufacturing method according to the first embodiment ( Steps S11 to S16) may be referred to as a rolling method. Further, for each of the manufactured gears, the average aspect ratio of prior austenite grains, hardness tempered at 300° C., and maximum compressive residual stress were investigated. Each measurement method will be explained.
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比の測定方法は、まず、歯車の歯面に対して垂直な面で歯車を切断し、切断面を研磨した後、腐食によって旧オーステナイト粒を現出させる。これを被観察試料とする。次に、被観察試料の切断面を光学顕微鏡にて観察する。さらに、歯面及び歯元の表層から300μmの範囲における旧オーステナイト粒をランダムに100個抽出し、長径を短径で除した値を各旧オーステナイト粒のアスペクト比として算出した。算出された各旧オーステナイト粒のアスペクト比から平均値を算出し、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比とした。 The method for measuring the average aspect ratio of the prior austenite grains is as follows: First, the gear is cut along a plane perpendicular to the tooth surface of the gear, and after the cut surface is polished, the prior austenite grains are revealed by corrosion. This sample is used as a sample to be observed. Next, the cut surface of the sample to be observed is observed with an optical microscope. Furthermore, 100 prior austenite grains were randomly extracted in a range of 300 μm from the tooth flank and tooth root surface layer, and the value obtained by dividing the major axis by the minor axis was calculated as the aspect ratio of each prior austenite grain. An average value was calculated from the calculated aspect ratios of the respective prior austenite grains, and was taken as the average aspect ratio of the prior austenite grains.
なお、歯車においては、歯面及び歯元の表層から300μmの範囲に高い応力が作用するため、歯車を高強度化するためには当該範囲を強化する必要がある。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、値が大きいほど、焼入れ後の製品(本実施形態における転造焼入れ品)にひずみの効果が残存していることを意味する。歯車の歯面及び歯元の表層から300μmにおける旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が8未満の場合、ひずみの効果が不十分と考えられる。ひずみの効果を確実に得るためには、歯車の歯面及び歯元の表層から300μmの範囲における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は8以上であることが好ましい。 In a gear, since high stress acts in a range of 300 μm from the surface layer of the tooth flank and tooth root, it is necessary to strengthen this range in order to increase the strength of the gear. The larger the average aspect ratio of the prior austenite grains, the more the strain effect remains in the product after quenching (rolled and quenched product in the present embodiment). If the average aspect ratio of the prior austenite grains at 300 μm from the surface layer of the tooth flank and tooth root of the gear is less than 8, the strain effect is considered to be insufficient. In order to reliably obtain the effect of distortion, the average aspect ratio of the prior austenite grains in the range of 300 μm from the surface layer of the tooth flank and tooth root of the gear is preferably 8 or more.
300℃焼戻し硬さの測定方法は、まず、歯車を300℃で1時間保持した後、放冷する。その後、歯面に対して垂直な面で歯車を切断し、切断面を研磨する。これを被測定試料とする。さらに、JIS Z 2244:2009に規定されるビッカース硬さ試験に準じて、被測定試料における切断面の表面から50μmの位置で、ビッカース硬さを測定する。なお、試験荷重は300gfとする。そして、前記手順で5点のビッカース硬さを測定し、その平均値を歯面の300℃焼戻し硬さとした。
The 300° C. tempering hardness is measured by holding the gear at 300° C. for 1 hour and then allowing it to cool. After that, the gear is cut along a plane perpendicular to the tooth surface, and the cut surface is polished. This is used as a sample to be measured. Furthermore, according to the Vickers hardness test specified in JIS Z 2244:2009, the Vickers hardness is measured at a
最大圧縮残留応力は、X線回折を利用したX線応力測定方法を用いて歯車の歯元の表層から300μmの範囲で圧縮残留応力を測定し、その最大値を最大圧縮残留応力とした。 As for the maximum compressive residual stress, the compressive residual stress was measured in a range of 300 μm from the tooth root surface layer of the gear using an X-ray stress measurement method using X-ray diffraction, and the maximum value was taken as the maximum compressive residual stress.
続いて、表2に示した歯車の製造例の詳細について説明する。表2に示した実施例1では、表1に示した鋼Aから転造法により歯車を製造した。得られた歯車の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は8.5、300℃焼戻し硬さは860HV、最大圧縮残留応力は1520MPaであった。 Next, the details of the manufacturing example of the gear shown in Table 2 will be described. In Example 1 shown in Table 2, gears were manufactured from steel A shown in Table 1 by rolling. The obtained gear had an average aspect ratio of prior austenite grains of 8.5, a hardness tempered at 300° C. of 860 HV, and a maximum compressive residual stress of 1520 MPa.
表2に示した実施例2では、表1に示した鋼Bから転造法により歯車を製造した。得られた歯車の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は9.0、300℃焼戻し硬さは910HV、最大圧縮残留応力は1546MPaであった。 In Example 2 shown in Table 2, gears were manufactured from Steel B shown in Table 1 by rolling. The obtained gear had an average aspect ratio of prior austenite grains of 9.0, a hardness tempered at 300° C. of 910 HV, and a maximum compressive residual stress of 1546 MPa.
表2に示した実施例3では、表1に示した鋼Cから転造法により歯車を製造した。得られた歯車の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は10.8、300℃焼戻し硬さは968HV、最大圧縮残留応力は1598MPaであった。 In Example 3 shown in Table 2, gears were manufactured from Steel C shown in Table 1 by rolling. The obtained gear had an average aspect ratio of prior austenite grains of 10.8, a hardness tempered at 300° C. of 968 HV, and a maximum compressive residual stress of 1598 MPa.
表2に示した実施例4では、表1に示した鋼Dから転造法により歯車を製造した。得られた歯車の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は8.7、300℃焼戻し硬さは898HV、最大圧縮残留応力は1532MPaであった。 In Example 4 shown in Table 2, a gear was manufactured from Steel D shown in Table 1 by rolling. The obtained gear had an average aspect ratio of prior austenite grains of 8.7, a hardness tempered at 300° C. of 898 HV, and a maximum compressive residual stress of 1532 MPa.
表2に示した実施例5では、表1に示した鋼Eから転造法により歯車を製造した。得られた歯車の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は9.7、300℃焼戻し硬さは930HV、最大圧縮残留応力は1566MPaであった。 In Example 5 shown in Table 2, gears were manufactured from Steel E shown in Table 1 by rolling. The obtained gear had an average aspect ratio of prior austenite grains of 9.7, a hardness tempered at 300° C. of 930 HV, and a maximum compressive residual stress of 1566 MPa.
表2に示した実施例6では、表1に示した鋼Fから転造法により歯車を製造した。得られた歯車の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は9.9、300℃焼戻し硬さは932HV、最大圧縮残留応力は1573MPaであった。 In Example 6 shown in Table 2, a gear was manufactured from steel F shown in Table 1 by rolling. The obtained gear had an average aspect ratio of prior austenite grains of 9.9, a hardness tempered at 300° C. of 932 HV, and a maximum compressive residual stress of 1573 MPa.
表2に示した参考例7では、表1に示した鋼Gから転造法により歯車を製造した。得られた歯車の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は8.8、300℃焼戻し硬さは755HV、最大圧縮残留応力は1297MPaであった。 In Reference Example 7 shown in Table 2, gears were manufactured from Steel G shown in Table 1 by rolling. The obtained gear had an average aspect ratio of prior austenite grains of 8.8, a hardness tempered at 300° C. of 755 HV, and a maximum compressive residual stress of 1297 MPa.
表2に示した参考例8では、表1に示した鋼Hから転造法により歯車を製造した。得られた歯車の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は9.5、300℃焼戻し硬さは769HV、最大圧縮残留応力は1302MPaであった。 In Reference Example 8 shown in Table 2, a gear was manufactured from steel H shown in Table 1 by rolling. The obtained gear had an average aspect ratio of prior austenite grains of 9.5, a hardness tempered at 300° C. of 769 HV, and a maximum compressive residual stress of 1302 MPa.
表2に示した参考例9では、表1に示した鋼Iから転造法により歯車を製造した。ただし、参考例9では、ステップS15のショット工程を省略した。得られた歯車の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は8.9、300℃焼戻し硬さは746HV、最大圧縮残留応力は182MPaであった。 In Reference Example 9 shown in Table 2, a gear was manufactured from Steel I shown in Table 1 by rolling. However, in Reference Example 9, the shot step of step S15 was omitted. The obtained gear had an average aspect ratio of prior austenite grains of 8.9, a hardness tempered at 300° C. of 746 HV, and a maximum compressive residual stress of 182 MPa.
表2に示した参考例10では、表1に示した鋼Iからホブ法により歯車を製造した。得られた歯車の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は1.8、300℃焼戻し硬さは790HV、最大圧縮残留応力は1508MPaであった。 In Reference Example 10 shown in Table 2, a gear was manufactured from Steel I shown in Table 1 by the hobbing method. The obtained gear had an average aspect ratio of prior austenite grains of 1.8, a hardness tempered at 300° C. of 790 HV, and a maximum compressive residual stress of 1508 MPa.
これらの結果から明らかなように、実施の形態1にかかる歯車の製造方法に基づいて製造された実施例1~6の歯車では、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が8.5以上、300℃焼戻し硬さが860HV以上、最大圧縮残留応力が1520MPa以下のスペックが得られた。一方、参考例7~10では、旧オーステナイトアスペクト比と300℃焼戻し硬さと最大圧縮残留応力との3つのデータのうち、2つのデータが実施例1~6のスペックを満足しないという結果が得られた。 As is clear from these results, in the gears of Examples 1 to 6 manufactured based on the gear manufacturing method according to Embodiment 1, the average aspect ratio of the prior austenite grains was 8.5 or more, and the tempering at 300 ° C. A hardness of 860 HV or more and a maximum compressive residual stress of 1520 MPa or less were obtained. On the other hand, in Reference Examples 7 to 10, two of the three data of the prior austenite aspect ratio, the 300° C. tempering hardness, and the maximum compressive residual stress did not satisfy the specifications of Examples 1 to 6. rice field.
また、以上の製造例により示唆されるように、実施の形態1にかかる歯車の製造方法によれば、炭素及びケイ素の含有量が高い原料鋼材を使用することができる。原料鋼材の高炭素化は浸炭工程の省略を可能とし、これにより高ケイ素材の使用が可能となる。そして、原料鋼材の高ケイ素化により、歯車の面圧疲労強度が向上する。 In addition, as suggested by the above manufacturing examples, according to the gear manufacturing method according to the first embodiment, it is possible to use a raw steel material with a high carbon and silicon content. Increasing the carbon content of the raw material steel makes it possible to omit the carburizing process, which makes it possible to use high-silicon materials. Further, the contact fatigue strength of the gear is improved by increasing the silicon content of the raw material steel.
さらに、実施の形態1にかかる歯車の製造方法によれば、歯面及び歯元の表層から300μmにおける旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が8以上の歯車を得ることができる。実施の形態1にかかる歯車の製造方法では、転造加工により成形材料に対して形状及び強度を付与した後に焼入れを施す。すなわち、転造加工により導入されたひずみの効果を消失させるような加熱を伴わないため、製造された歯車はひずみの効果を得ることができる。また、切削加工を伴わないため、製造された歯車にはファイバーフローが残存する。よって、歯車の強度及び靭性が向上する。 Furthermore, according to the gear manufacturing method according to the first embodiment, it is possible to obtain a gear in which the average aspect ratio of the prior austenite grains at 300 μm from the tooth flank and tooth root surface layer is 8 or more. In the gear manufacturing method according to the first embodiment, quenching is performed after giving shape and strength to the molding material by rolling. That is, the manufactured gear can obtain the effect of strain because it is not accompanied by heating that would eliminate the effect of strain introduced by the rolling process. In addition, since cutting is not involved, fiber flow remains in the manufactured gear. Therefore, the strength and toughness of the gear are improved.
さらに、実施の形態1にかかる歯車の製造方法によれば、転造加工により歯面を成形するため、用いる原料鋼材において、焼戻し軟化抵抗の向上に寄与するケイ素の含有量を増量できる。さらに、製造された歯車にはひずみの効果が得られるため、焼戻し軟化抵抗はさらに向上する。これらにより、歯面の300℃焼戻し硬さが850HV以上の歯車を得ることが可能であるとともに、歯車の面圧疲労強度が向上する。 Furthermore, according to the gear manufacturing method according to the first embodiment, since the tooth flanks are formed by rolling, it is possible to increase the content of silicon, which contributes to the improvement of temper softening resistance, in the raw material steel used. In addition, the gears produced have the effect of strain, which further improves the resistance to temper softening. As a result, it is possible to obtain a gear whose tooth flank has a hardness tempered at 300° C. of 850 HV or more, and the surface fatigue strength of the gear is improved.
さらに、実施の形態1にかかる歯車の製造方法によれば、ショットピーニング等の後加工を施すことにより、歯車の歯元の表層から300μmの範囲における最大圧縮残留応力が1500MPa以上の歯車を得ることが可能である。圧縮残留応力は、亀裂の発生や進展を抑制することで、歯車の歯元曲げ疲労強度を向上させる。 Furthermore, according to the gear manufacturing method according to the first embodiment, by performing post-processing such as shot peening, it is possible to obtain a gear having a maximum compressive residual stress of 1500 MPa or more in a range of 300 μm from the surface layer of the tooth root of the gear. is possible. Compressive residual stress improves the root bending fatigue strength of gears by suppressing the occurrence and propagation of cracks.
本実施形態にかかる歯車の製造方法は上述の効果を有する。そして、本実施形態にかかる歯車の製造方法に基づき製造された実施例1~6の歯車は、参考例7~10の歯車より強度に優れていることが確認された。本実施形態にかかる歯車の製造方法は、歯車の強度向上に有効な原料鋼材の成分組成と、転造加工と、熱処理と、により、効果的に歯車の強度を向上することができる。 The gear manufacturing method according to the present embodiment has the above effects. Further, it was confirmed that the gears of Examples 1 to 6 manufactured according to the gear manufacturing method according to the present embodiment were superior in strength to the gears of Reference Examples 7 to 10. The method for manufacturing a gear according to the present embodiment can effectively improve the strength of the gear through the chemical composition of the raw material steel material, rolling, and heat treatment that are effective in improving the strength of the gear.
110 転造装置
111 転造ダイス
112 転造ダイス
113 支持具
201 冷間鍛造期間
202 浸炭処理期間
203、213 焼入れ期間
212 転造期間
W1 ブランク品
W2 大径部
W3 小径部
W4 軸穴
W5 溝部
W10 転造品
110
Claims (2)
前記オーステナイト化鋼材に対して転造加工により歯面を成形した後、マルテンサイト変態温度以下に急冷するステップと、を有し、
前記原料鋼材は、炭素を0.75~1.10質量%と、ケイ素を1.60~2.50質量%と、マンガンを0.20~1.50質量%と、硫黄を0.005~0.025質量%と、クロムを1.60~3.00質量%と、モリブデンを0.10~0.60質量%と、アルミニウムを0.005~0.100質量%と、窒素を0.010~0.025質量%と、を含有し、残部は鉄及び不純物の成分組成を有する歯車の製造方法。 a step of heating a raw material steel material to bring the raw material steel material into an austenite state to produce an austenitized steel material;
a step of forming a tooth flank on the austenitized steel material by rolling, and then rapidly cooling the austenitic steel material to a martensite transformation temperature or less;
The raw steel material contains 0.75 to 1.10% by mass of carbon, 1.60 to 2.50% by mass of silicon, 0.20 to 1.50% by mass of manganese, and 0.005 to 0.005% of sulfur. 0.025% by weight, 1.60-3.00% by weight of chromium, 0.10-0.60% by weight of molybdenum, 0.005-0.100% by weight of aluminum, and 0.00% by weight of nitrogen. 010 to 0.025% by mass, the balance being iron and impurities.
歯面及び歯元の表層から300μmの範囲における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が8以上であり、
300℃で焼戻した時の歯面のビッカース硬さが850HV以上であり、
歯元の表層から300μmの範囲における最大圧縮残留応力が1500MPa以上である歯車。 The raw steel material contains 0.75 to 1.10% by mass of carbon, 1.60 to 2.50% by mass of silicon, 0.20 to 1.50% by mass of manganese, and 0.005 to 0.005% of sulfur. 0.025 wt%, 1.60-3.00 wt% chromium, 0.10-0.60 wt% molybdenum, 0.005-0.100 wt% aluminum, 0.010 wt% nitrogen ~ 0.025% by mass, the balance having a component composition of iron and impurities,
The average aspect ratio of the prior austenite grains in the range of 300 μm from the surface layer of the tooth surface and tooth root is 8 or more,
Vickers hardness of the tooth surface when tempered at 300 ° C. is 850 HV or more,
A gear having a maximum compressive residual stress of 1500 MPa or more in a range of 300 μm from the surface layer of the tooth root.
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