JP3562192B2 - Component for induction hardening and method of manufacturing the same - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は，高周波焼入部品及びその製造方法に関し、特に、従来は炭素鋼に浸炭，窒化などの表面処理を施すことにより製造される歯車等の部品に好適に適用できるものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、自動車，産業機械に用いられる歯車は、０．２％程度の炭素を含有する浸炭用合金鋼に鍛造，切削，旋削，歯切りを順に施すことにより所定の形状に加工し、その後に浸炭焼入れ焼戻し処理を行って歯車として必要な機能を確保するという方法で製造されている。このような浸炭プロセスによる製造は従来の歯車製造工程の主流となっているが、浸炭には８００から９５０℃程度の温度で数時間の処理が必要なため、歯車製造ライン中に組み入れることが困難であり、生産性を向上させることに限界がある。その結果、製造コストの低減にも自ずから限度が生じていた。
【０００３】
また、浸炭は通常、ガス浸炭法によるのが一般的であるが、ガス浸炭時に被処理材の表面層に不可避的に表面異常層が発生し、この異常層が疲労強度及び衝撃特性を低下させるために、疲労強度及び衝撃特性の向上に限度があった。また、浸炭焼入れ時に発生する熱処理歪みにより被処理材に変形が生じるため、熱処理条件の厳密な制御が要求される。
【０００４】
上記した従来の浸炭焼入れ焼戻し処理に伴う問題点を克服するために、浸炭プロセスを前提として、鋼材中のＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒの量を減らすと共にＭｏ，Ｎｉ等を添加することによりガス浸炭時に発生する表面異常層を低減し、疲労強度及び衝撃特性の改善を意図した高強度浸炭用鋼が開発されるに至っている。しかしその場合も、高価な合金元素を多量に用いるために鋼材コストの上昇を招くとともに被削性等の加工性を劣化させるため、高強度化は図れるものの製造コストの上昇を招くという問題がある．
また，ＪＩＳ規格ＳＣＭ４３５及びＳ５５Ｃ等の機械構造用合金鋼及び炭素鋼を用いて、浸炭焼入プロセスよりも生産能率が高い高周波焼入による歯車の製造が試みられているが、これらの鋼は本来、歯車への適用を考慮して決定された化学組成でないために、浸炭プロセスにより製造される歯車のごとく自動車のトランスミッションやデファレンシャルに用いられる高強度の歯車への適用は困難であり、比較的低強度の歯車のみへの適用に留まっている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
こうした高強度部品を製造する際の従来の諸問題を解決するために、たとえば特開昭６０‐１６９５４４号公報には、鋼の化学組成を特定の範囲に規制することにより高周波焼入プロセスによる高強度の歯車製造を可能とする技術が開示されている。
【０００６】
しかしながら、本発明者らの検討によれば、前記特開昭６０‐１６９５４４号公報に開示の技術では、鋼中に存在する非金属介在物のサイズが大きくて、歯車用鋼等に要求される疲労強度及び転動疲労寿命が確保できないという未解決の課題がある。
【０００７】
また、Ｐの含有量が０．０１重量％以下に限定されているため、製鋼コストが上昇するという他の未解決の課題がある。
また、上記公報に開示の化学組成では、従来の浸炭用鋼に比較して被削性が極端に低下するために、製造工程において必須のプロセスである切削工程での生産能率が低く、浸炭焼入れより高周波焼入れへのプロセスの変更による生産性の向上に限度があるという更に他の未解決の課題がある。
【０００８】
本発明は、このような従来技術の未解決の課題に着目してなされたものであり、被削性にも優れると同時に、従来の浸炭プロセスで製造される歯車等の部品に比較して同等以上の特性を確保することが可能な高周波焼入用部品およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の目的を達成するために、歯車に要求される特性を高周波焼入プロセスにおいて確保するための鋼材の化学組成を検討し、以下のような知見を得るに至った。
【００１０】
すなわち、歯車には，歯元強度，歯面強度及び衝撃特性が要求される。
歯元強度は歯部が繰り返し応力を受け歯元部から疲労破壊を生じない最大の応力を意味する。この歯元強度は回転曲げ等の疲労試験による疲労強度と良い相関が有ることから、本発明者らは回転曲げ疲労試験により鋼材化学組成を検討した。
【００１１】
疲労強度に影響を与える基本的な因子は、材料の硬さ及び非金属介在物である。材料硬さが低下すると疲労強度も低下する。この材料の硬さについて浸炭焼入材とほぼ同等の値を高周波焼入により確保しようとすると、約０．５重量％程度以上の炭素含有量（Ｃ量）が必要である。
【００１２】
疲労強度を向上させるためには、そればかりでなくオーステナイト粒径を細粒にすることが有効になる。その理由は、疲労亀裂が旧オーステナイト粒径に沿って伸展していくため、これを細粒にすることにより疲労亀裂伝播に対する抵抗が増加することの他に、粒界に偏析してこれを脆化させるＰ等の元素の濃度が細粒化により減少するからである。そのオーステナイトの細粒化に対しては、急速短時間加熱の処理である高周波焼入が極めて有効である。また、オーステナイト粒の成長を抑制する析出物を形成するＮ，Ａｌ等の添加により一層細粒化が促進され、疲労強度の向上に有効である。
【００１３】
また、素材硬さを得るためには、焼入性を確保するとの観点から合金元素の添加が必要となる。これらの合金元素は歯車のサイズに応じて適正量添加すれば良い。
【００１４】
さらに、疲労強度を向上させるためには、上記したような素材硬さを確保するのみでは不十分であり、非金属介在物の低減も必要である。
すなわち、素材硬度を確保することができても、酸化物系非金属介在物が存在すると、この部分から疲労破壊を生じ、極めて疲労強度が低下するからである。特に、アルミナのような硬質な非金属介在物は有害であり，このためには含有酸素量（Ｏ量）の低減が必須である。本発明者らの検討によれば、Ｏ量を０．００１５重量％以下にすることが少なくとも必要であるが、それのみでは不十分である。
【００１５】
さらに本発明者らが検討した結果、従来の浸炭処理材と同等の疲労強度を確保するためには、酸化物の個数およびサイズを限定することが必要なことが明らかとなった。非金属介在物が存在すると、これを起点として疲労破壊が進行することは先述したとおりであるが、非金属介在物が大きいほどその介在物に発生する応力集中の程度が顕著となり、疲労初期亀裂が容易に発生する。
【００１６】
また、その初期亀裂も、非金属介在物が大きく応力集中の程度が大きい程顕著である。大きな初期亀裂がいったん発生すると、疲労亀裂は迅速に進展して疲労破壊に至る。本発明者の検討によれば、従来の浸炭焼き入れ材以上の疲労強度を確保するためには、１９μｍを越えるサイズの酸化物系非金属介在物が存在しないことが必要なことが解った。
【００１７】
更に、非金属介在物個数の影響を検討した結果、非金属介在物が１９μｍ以下であっても、その個数が２．５個／ｍｍ２ を越えて存在すると、従来の浸炭焼き入れ材と同程度の疲労強度は得られないことが判明した。これは、非金属介在物が小さい場合、その部分より発生する初期亀裂は小さいが、これが成長すると他の非金属介在物より発生した疲労亀裂と合体して大きな疲労亀裂となり、その後急速に疲労亀裂は成長して短時間で疲労破壊に至るためである。
【００１８】
以上述べたとおり、疲労強度の確保のためには、Ｏ量の限定のみでなく酸化物系非金属介在物の個数およびサイズの制御が必須である。
さらに、本発明者らは、酸化物系非金属介在物の量及びサイズを上記の範囲に低減する方法を検討した。その結果、鋼中のＯ量を１５ｐｐｍ以下に制限することにより、酸化物系非金属介在物の量は目標とする２．５個／ｍｍ２ 以下に低減できることが判明したが、サイズについてはＯ量の規定のみでは不十分である。本発明者らは、鋳造時の鋳片サイズより最終的に鋼材に圧延する際の断面減少率が非金属介在物サイズと強い相関を持ち、当該断面減少率が増加するにしたがって非金属介在物サイズが減少することを見いだした。これは、圧延により、粗大な非金属介在物が機械的に砕かれることによるものである。その結果、目標とする１９μｍ以下のサイズとするには、Ｏ量を１５ｐｐｍ以下に制御した鋼では、断面減少率として９５％以上の圧下が必要なことが判明した。
【００１９】
一方、歯車の歯面部には、繰り返し接触応力により、ピッチングと呼ばれる疲労損傷が生じる。これが生じると歯車は正常な機能を発揮することが困雛となるので、歯面強度が必要とされる。
【００２０】
この歯面強度は、転動疲労試験との相関が良好であり，この試験により評価することが可能である。ただし、歯車の場合には歯面部に相対すべりが発生するので、その摩擦により著しい温度上昇が生じる。この温度上昇により鋼材は軟化し、ピッチングが発生する。これを抑制するためには、鋼の焼もどし軟化抵抗を高めるＳｉ，Ｍｏ，Ｖ及びＮｂ等の添加が有効であり、これらの添加により歯面強度を高めることができる。
【００２１】
また、転動疲労寿命に関しては、疲労強度と同様に酸化物系非金属介在物の量及びサイズが影響するが、上記したＯ量の制御と共に鋳片より最終鋼材に圧延する際の断面減少率を制御することにより非金属介在物の量及びサイズを制御すれば、従来の浸炭鋼と同程度の転動疲労寿命を確保することが判明した。
【００２２】
歯元に衝撃的な荷重が作用した場合、鋼材の衝撃特性が低いと歯元部より歯が折損し、歯車のみならず歯車の組み込まれている機械全体が回復が困難な損傷を受けるにいたる。このため衝撃特性は極めて重要な特性である。
【００２３】
衝撃特性に影響を及ぽす因子としてはＣ量が最も影響が大きい。しかし、浸炭プロセスを経て浸炭を施された部分のＣ濃度は約０．８重量％程度であるのに対し、高周波焼入により同等の鋼材硬さを得るために必要なＣ濃度は０．５〜０．７重量％程度であるので、衝撃特性確保の観点からは高周波焼入が有利である。しかしながら、衝撃特性に影響を及ぼす因子はそればかりでなく、高周波焼入時のオーステナイト粒径及び粒界に偏析したＰ等の不純物元素も影響を及ぼすから、γ粒径細粒化及びＰ等の不純物元素の低減が衝撃特性向上の上でも有効である。
【００２４】
上述したように、Ｐは粒界に偏析して粒界を脆化させるから、これを低減することは歯元強度および衝撃特性の向上に有効である。しかし、Ｐの低減は製鋼工程におけるコスト上昇につながる。Ｐを低減することなく粒界偏析Ｐ量を低下させて粒界強度を高める手段として、結晶粒を細粒化して粒界面積を増やし、相対的な偏析Ｐ量を減少させるということが考えられる。この点に関して検討した結果、Ｐ含有量が０．０２０％までの場合においては、高周波焼入れ時のオーステナイト粒径を１６μｍ以下にすれば、十分な歯元強度および衝撃特性が得られることがわかった。
【００２５】
上記したような歯車として必要とされる特性を確保するのみの対応では、高周波焼入による歯車の製造には不十分であり、加工性特に被削性の確保が重要である。この点については、浸炭プロセスの場合には、低Ｃ鋼が使用されるため、浸炭焼入前の状態では比較的高い被削性を持っているが、一方、高周波焼入プロセスの場合には浸炭鋼よりも高Ｃ化は必須であり、被削性確保の点で極めて不利である。そこで本発明者らは高Ｃ鋼における被削性に及ぽす諸因子を検討した結果、以下のような知見を得るに至った。すなわち、０．５％Ｃ以上の鋼においては、快削性元素を一定とした場合、最も被削性に影響を及ぽす因子はそのミクロ組織である。特にフェライト量とパーライトの形態が最も顕著な影響を及ぽすことが解った。すなわち、高Ｃ鋼の場合、ミクロ組織としてはフェライトーパーライト組織となるが、フェライトが増加すると被削性は向上する。これは、フェライト量が増加することにより鋼材の硬さが減少すること及びフェライトが増加することにより、切削時の亀裂の発生部であるフェライト／パーライトの界面が増加して被削性が向上するのである。また、パーライトの形態も極めて大きな影響を及ぼす。すなわち、パーライトラメラーが層状に良く発達した組織の場合、パーライト部の延性が高く、切削時の亀裂の発生部はフェライト／パーライトの界面に限定されるが、ラメラーが発達していない組織の場合には、切削時に変形を受ける部分ではフェライト／パーライトの界面の他にパーライト中のセメンタイト／フェライト界面からも亀裂が容易に発生するようになることにより、被削性が飛躍的に向上するのである。このような未発達のパーライトを形成させるためには、鋼中の合金元素の選択及び適正化が必要であり、変態点を低下させてラメラーの層状化を促進するＭｎ及びＣｒの低減が極めて効果的である。また、Ｍｏの添加はラメラーの層状化を抑制し、セメンタイトの分断された組織を形成させるので被削性の向上に有効である。
【００２６】
さらに、本発明者らはそれらの鋼の製造方法を検討し、以下の知見をうるに至った。すなわち、鋼中に形成されるＭｎＳは熱問圧延に伴って圧延方向に伸長するが、その程度は熱間圧延条件により異なる。ＭｎＳが伸長する結果、その伸長方向に対し直角方向から採取した疲労試験片により測定される疲労強度は極端に低下する。これは、伸長したＭｎＳが疲労亀裂の起点となるためである。ところで、実際の歯車においてはＭｎＳの伸長方向に直角に歯が形成されることが多く、ＭｎＳの伸長が実体の歯車の疲労強度を低下させるおそれがある。
【００２７】
また，ＭｎＳの形状は被削性にも影響を及ぼし、ＭｎＳの伸長が被削性を劣化させることは周知である。
したがって、被削性及び疲労強度の一層の向上のためには熱間圧延時のＭｎＳの伸長を抑制させる必要がある。
【００２８】
ＭｎＳの伸長抑制のために、Ｃａの添加によりＣａＳを形成し伸長を抑制させるとの方法が知られているが。Ｃａの添加は粗大なＣａ系の酸化物系非金属介在物を形成する。この結果、転動疲労寿命を低下させるとの問題がある。そこで、本願発明者らはＭｎＳの形状に及ぽす熱問圧延時の加熱温度及び熱間圧延条件について検討した。その結果、以下の知見を得た。
【００２９】
熱問圧延時の加熱温度を上げるに伴ってＭｎＳが一部固溶し、鋳片段階よりもＭｎＳの粒径は減少する。これを熱間圧延すると、粒径の減少によりＭｎＳはより低温加熱の場合よりも伸長度は小さい。また、一旦固溶したＭｎＳは圧延途中で比較的微細に再析出するので、鋼材の平均的なＭｎＳの伸長程度は低温加熱の場合に比較して抑制される。加熱圧延前のＭｎＳの形状に関して検討した結果、ＭｎＳがより伸長された形状ものの方がその後の圧延による伸長も大きいことが判明した。
【００３０】
圧延条件の影響を検討すると、最もＭｎＳが伸長する領域は９００〜１０００℃の温度領域であり、この温度よりも高い領域及び低い領域においてはその伸長の程度は小さいことが判明した。したがって、加熱温度を高め、圧延温度領域として９００〜１０００℃の間を回避することによりＭｎＳの伸長は顕著に改善でき、疲労強度及び被削性を改善できることが判明した。
【００３１】
本発明は、以上の知見をもとになされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
すなわち、本発明の高周波焼入用部品に係る発明は、
重量比で、Ｃ：０．５〜０．７５％、Ｓｉ：０．５〜１．８％、Ｍｎ：０．４〜１．５％（但し、０．４％は除く）、Ｐ：０．０１０〜０．０１９％（但し、０．０１０％は除く）、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１９〜０．０５％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．００６〜０．０１５％を含有し、
さらに必要に応じて、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％およびＶ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％の少なくとも一種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、酸化物系非金属介在物個数が２．５／ｍｍ2 以下でかつその最大サイズが１９μｍ以下であることに加えて、高周波焼入れ時のオーステナイト粒径が１６μｍ以下である鋼材よりなることを特徴とする。
【００３２】
本発明の製造方法に係る発明の要旨とするところは、
重量比で、Ｃ：０．５〜０．７５％、Ｓｉ：０．５〜１．８％、Ｍｎ：０．４〜１．５％（但し、０．４％は除く）、Ｐ：０．０１０〜０．０１９％（但し、０．０１０％は除く）、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１９〜０．０５％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．００６〜０．０１５％を含有し、
さらに必要に応じて、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％およびＶ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％の少なくとも一種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、酸化物系非金属介在物個数が２．５／ｍｍ2 以下でかつその最大サイズが１９μｍ以下であることに加えて、高周波焼入れ時のオーステナイト粒径が１６μｍ以下である鋼材を鋳片より熱間圧延するに際して、当該鋳片を１１００〜１２５０℃の温度領域に加熱し、１０００℃以上の温度領域で圧延を終了することを特徴とする高周波焼入用部品の製造方法である。
ここで、上記の鋼材を鋳片より熱間圧延するに際して、当該鋳片を１１００〜１２５０℃の温度領域に加熱し１０００℃以上の温度領域で第１段の圧延を終了し、さらに１０５０〜１１５０℃の温度領域に加熱し１０００℃以上の温度領域で第２段の圧延を終了することを特徴とするものとすることができる。
【００３３】
また、上記の鋼材を前記鋳片から熱間圧延する際に、断面減少率が９５％以上となる圧延を施すことを特徴とするものとすることができる。
【００３４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を述べる。
まず、本発明に用いる鋼材の成分等の限定理由について説明する。
【００３５】
〔Ｃ：０．５〜０．７５％〕
Ｃは高周波焼入により従来の浸炭鋼と同定度の表面硬さを得るために必須の成分であり、少なくとも０．５％以上の添加が必要である。しかし、０．７５％を超えて添加すると、歯車に必要とされる衝撃特性及び被削性が劣化するので、０．７５％までの添加とする。
【００３６】
〔Ｓｉ：０．５〜１．８％〕
Ｓｉは焼もどし軟化抵抗を向上させる元素である。このことにより歯面強度を向上させるが、従来の浸炭プロセスによる歯車と同程度の歯面強度を確保するためには、少なくとも０．５％以上の添加が必要である。しかし、１．８％を超えて添加すると、フェライトの固溶硬化により硬さが上昇し被削性の低下を招くので１．８％以下の添加とする。
〔Ｍｎ：０．４〜１．５％（但し、０．４％は除く）〕
Ｍｎは焼入性を向上させ、高周波焼入時の硬化深さを確保する上で必須の成分であり積極的に添加するが、０．４％以下の添加ではその効果に乏しい。一方、１．５％を超えて添加すると、高周波焼入後の残留オーステナイトを増加させることにより、かえって表面硬度を低下させ疲労強度及び転動疲労寿命を低下させるので１．５％以下の添加とする。
【００３７】
〔Ｐ：０．０１０〜０．０１９％（但し、０．０１０％は除く）〕
Ｐはオーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより歯元強度を低下させるばかりでなく、同時に衝撃特性を低下させるのでできるだけ低下させることが望ましいが０．０１９％まで許容される。０．０１０％以下とすると製鋼コストの上昇につながるため０．０１０％以下にすることは実際的ではない。また、０．０１９％以下の添加ならば、オーステナイト粒径を１６μｍ以下とすることにより十分な歯元強度および衝撃特性が得られるため、０．０１０〜０．０１９％（但し、０．０１０％は除く）の添加は許容される。
【００３８】
〔Ｓ：０．０２０％以下〕
ＳはＭｎＳを形成し、これが疲労破壊の起点となることにより疲労強度を低下させるが、他方でＭｎＳは被削性を向上させる元素でもあるので０．０２０％以下の添加は許容される。
【００３９】
〔Ａｌ：０．０１９〜０．０５％〕
Ａ１は脱酸に有効な元素であり、低酸素化のために有用な元素であるとともに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、これが高周波加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制する。これにより衝撃特性及び歯元疲労強度を向上させるので積極的に添加するが、０．０１９％未満の添加ではその効果が小さく、一方０．０５％を超えて添加してもその効果が飽和するので０．０１９〜０．０５％の添加とする。
【００４０】
〔Ｎ：０．００６〜０．０１５％〕
ＮはＡｌ，Ｔｉと結合してＡｌＮ，ＴｉＮを形成する。これが高周波加熱時のオーステナイトの成長を抑制することにより、衝撃特性及び疲労強度を向上させるので積極的に添加するが、０．００６％未満の添加では、高周波加熱時のオーステナイト粒径が本発明の目標とする１６μｍ以下とならずに粒界に偏析するＰによる粒界脆化が生じて、衝撃特性及び疲労強度が低下するため０．００６％以上の添加とする。しかし、０．０１５％を超えて添加すると熱間変形能を低下させることにより連続鋳造時に鋳片の表面欠陥を著しく増加させるので０．０１５％以下の添加とする。
【００４１】
本発明においては、上記の化学組成の他に、さらに
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％の一種以上を含有させることができる。
【００４２】
これらの元素の作用及び限定理由は、以下の通りである．
〔Ｍｏ：０．０５〜０．５％〕
Ｍｏは焼入性向上に有用な元素であり、焼入性を調整するために用いる。Ｍｏの添加は同時にパーライトの組織形態に著しい影響を及ぼし、セメンタイトが分断されたパーライトを形成する。この結果、被削性を著しく向上させる。また、Ｍｏは焼もどし軟化抵抗を向上させるので、歯面強度も向上させることができる。さらに、Ｍｏは粒界に偏析するＰ等の不純物元素を低減させることにより歯元強度及び衝撃特性を向上させる作用があり、本発明においては好適な元素であるので積極的に添加するが、０．０５％未満の添加ではその効果が小さく、一方０．５％を超えて添加すると高周波焼入のような急速短時間の加熱ではオーステナイト中への溶解が困難な炭化物を形成するので０．０５〜０．５％の範囲の添加とする。
【００４３】
〔Ｂ：０．０００３〜０．００５％〕
Ｂは微量の添加で焼入性を向上させる元素であるので、その他の合金元素を低減させることができる。また、Ｂは粒界に優先的に偏析し、粒界に偏析するＰの濃度を低減して歯元強度及び衝撃特性を著しく向上させる元素である。このためには０．０００３％以上の添加が必要であるが、０．００５％を超えて添加してもその効果は飽和するので０．００５％以下の添加とする。
【００４４】
〔Ｔｉ：０．００５〜０．０５％〕
Ｂの焼入性向上効果はＢが単独に存在する場合に顕著であるが、一方でＢはＮと結合しやすい元素であり、この場合には上記した好適な効果が消失する。このＢの焼入性向上効果を、Ｂ以上にＮと結合しやすいＴｉを添加することにより十分発揮させることができるので、Ｔｉをこのような場合に用いてもよい。もっとも０．００５％未満の添加ではその効果は小さい。一方、０．０５％を超えて添加するとＴｉＮが多量に形成される結果、これが疲労破壊の起点となって歯元強度及び歯面強度を低下させるので０．０５％未満の添加とする。
【００４５】
また、ＴｉＮは高周波加熱時のオーステナイト粒径を細粒化する作用があるので、Ｔｉの単独添加のみでも歯面強度及び疲労強度を向上させる作用がある。この場合にもＴｉ添加量としては０．００５〜０．０５％の範囲が好適である。
【００４６】
〔Ｎｉ：０．１〜１．０％〕
Ｎｉはその添加により焼入性を向上させる元素であるのみでなく、衝撃特性を改善する元素であるので、焼入性を調整する場合または衝撃特性の改善が必要とされる場合に用いても良いが、０．１％未満の添加ではその効果が小さいので０．１％以上の添加とする。一方、Ｎｉは極めて高価な元素であるので、１．０％を超えて添加すると鋼材のコストが上昇し、本発明の目的に反するので１．０％未満の添加とする。
【００４７】
本発明においては、またさらに、
Ｖ，Ｎｂの一種以上を含有させることができる。これらの元素の作用を説明する。
【００４８】
高周波焼入プロセスを経る場合には、被処理材の中心部の硬さを確保するために、前熱処理として焼入焼もどし処理を施すのが一般的である。しかし、この熱処理はコストを増大させるので、なるべくはこれを省略することが望ましい。前処理としての焼入を省略するには、高周波焼入前の素材硬さを上昇させておく必要がある。そのためには析出強化作用を有するＶ及びＮｂの添加が効果的である。
【００４９】
Ｖ及びＮｂの添加量の限定理由は次の通りである。
〔Ｖ：０．０５〜０．５％〕
Ｖは析出強化作用の極めて強い元素であるので、高周波焼入前の前熱処理としての焼入焼もどし処理を省略する必要の有る場合に添加するが、０．０５％未満の添加ではその効果が小さく、一方、０．５％を超えて添加してもその効果が飽和するので０．０５〜０．５％の添加とする。
【００５０】
また，Ｖは鋼材の焼もどし軟化抵抗を向上させる元素であるから、歯面強度の向上に極めて有効でもある。
〔Ｎｂ：０．０１〜０．５％〕
Ｎｂは析出強化作用の極めて強い元素であるので、高周波焼入前の前熱処理としての焼入焼もどし処理を省略する必要の有る場合に添加するが、０．０１％未満の添加ではその効果が小さく、一方、０．５％を超えて添加してもその効果が飽和するので０．０１〜０．５％の添加とする。また、Ｎｂの添加は鋼材の焼もどし軟化抵抗を向上させる元素であるから、歯面強度の向上に極めて有効でもある。
【００５１】
また、本発明においては、疲労強度の確保のために、酸化物系非金属介在物の量（個数）およびサイズについて、それぞれ２．５個／ｍｍ２ 以下および１９μｍ以下に規定する。この個数を越える酸化物系非金属介在物が存在すると、それぞれの非金属介在物より発生した疲労亀裂が合体して急速に疲労亀裂が進展し疲労破壊にいたる結果、目標とする疲労強度を確保する事が困難となるためである。また、サイズが１９μｍを越える酸化物系非金属介在物が存在すると、この非金属介在物より発生する初期亀裂が大きくなり、その結果急速に疲労亀裂が進展して早期に疲労破壊が生じるためである。
【００５２】
〔Ｏ：０．００１５％以下〕
上記の酸化物系非金属介在物の量およびサイズを上記した目標の値以下に制御するためには、アルミナ等の酸化物系非金属介在物を形成するＯの量を低減する必要がある。このためには、少なくとも０．００１５％以下にＯの量を低減する必要がある。そこで本発明にあっては、鋼中の酸素含有量をＯ：０．００１５％以下に限定する。
【００５３】
本発明において、高周波焼入れ時のオーステナイト粒径を１６μｍ以下と規定する。その理由は次の通りである。
オーステナイト粒径は、細粒となればなるほど、オーステナイト粒界に偏析して粒界脆化を引き起こすＰの濃度が低下する。Ｐ含有量が０．０２０％以下のとき、オーステナイト粒径が１６μｍより大きい場合は、Ｐの粒界濃度が高まり粒界が脆化して十分な歯元強度および衝撃特性が得られない。逆に１６μｍ以下とすれば、粒界の脆化がかなり軽減され、このことと細粒化の効果とが相まって十分な歯元強度および衝撃特性が得られる。このため、高周波焼入れ時のオーステナイト粒径を１６μｍ以下と規定する。
更に、本発明においては鋳片より鋼材へ圧延時の断面減少率を９５％以上とする。これも酸化物系非金属介在物のサイズを目標とする１９μｍ以下とするためであり、９５％未満の断面減少率では酸化物系非金属介在物のサイズの目標を達成できず早期に疲労破壊が生じるからである。
【００５４】
続いて、本発明の高周波焼入部品の製造条件の限定理由について説明する。
本発明においては、ＭｎＳの伸長の抑制のために、熱間圧延時の加熱温度及び圧延条件を規定する。本発明の高周波焼入用部品の製造にあたり熱間圧延の加熱温度を１１００〜１２５０℃とするのは、１１００℃未満の温度ではＭｎＳが全く固溶せず鋳造時の粗大なＭｎＳのまま圧延されることになり、伸長が著しいためである。また、１２５０℃以下とするのは、この温度以上では部分的に粒界が溶融し、熱間変形能が低下するため熱間圧延が困難になるからである。また、圧延温度を１０００℃以上とするのは、これを下回る温度域においては、ＭｎＳの伸長が顕著となるためである。
【００５５】
本発明の製造方法においては，鋳片より２回の圧延により最終形状に成形する場合もあり、その場合の熱間圧延温度条件についても規定するが、第１段の圧延温度については、上記と同一である。第２段の圧延温度条件については、第１段の圧延によりＭｎＳが微細化されているので、加熱温度はＭｎＳが固溶しない温度まで低下させてもよい。しかし、熱間圧延温度については１０００℃を下回るとＭｎＳの伸長が生じるので１０００℃以上の温度で圧延する必要がある。すなわち、第２段加熱温度を１０５０とするのは、それを下回る温度では熱間圧延温度を１０００℃以上に維持することが困難であるためであり、また上限を１２５０℃とするのはこれを越える温度では熱間変形能が低下し熱間圧延が困難となるためである。
【００５６】
以下，本発明を実施例に基づいて説明する。
（実施例１）
この実施例は、高周波焼入用部品の材料鋼の化学組成や、オーステナイト粒径，非金属介在物の状態等と部品特性との関係を検討したものである。
【００５７】
表１に示す化学組成の鋼を転炉‐連続鋳造プロセスにより溶製した。表中のＮｏ．は試験Ｎｏ．と鋼Ｎｏ．とを兼ねている。
【００５８】
【表１】
鋳造時の抽片サイズは２００×２２５ｍｍであった。この鋳片をブレークダウン工程を経て１５０ｍｍ角ビレットに圧延したのち、所定の断面減少率（後述の表２に記載）で棒鋼に圧延した。これを８４５℃×３０ｍｉｎ焼入れ後、５５０℃で焼もどしの処理を施した。これらを素材として、直径８ｍｍ平滑の回転曲げ疲労試験片及び直径２７ｍｍの転動疲労試験片を作製し、１５ｋＨｚの高周波焼入試験機により表面焼入をおこない、その後１８０℃×ｌｈの焼もどし処理を行った。また、焼入焼もどし材に同一の高周波焼入処理焼入焼もどし処理を行い、この表面近傍より２ｍｍｌ０Ｒノッチの衝撃試験片を作製した。
【００６０】
また転炉‐連鋳鋳造プロセスにて溶製し、上記と同じプロセスを経て表２に記載の断面減少率で圧延したＳＣＭ４２０鋼を用いて上記と同様の試験片を作製し、これらに９３０℃×４ｈ（炭素ポテンシャル０．８８）→焼入の浸炭処理を施し、１８０℃×２ｈの焼もどしを施した。
【００６１】
表２に圧延時の断面減少率，非金属介在物の個数，サイズ等の詳細を示す。
【００６２】
【表２】
これらの試料を用いて衝撃試験，回転曲げ疲労試験及び転動疲労試験を実施した。
衝撃試験は、シャルピー衝撃試験機を用いて＋２０℃の条件により行った。
【００６４】
疲労試験は、小野式回転曲げ疲労試験機を用いて常温で３６００ｒｐｍの速度で実施した。
転動疲労試験は、試験片に直径１３０ｍｍのローラを押し付けることにより、３６７７ＭＰａの接触応力を与え、表面にピッチングが生じるまでの時間で寿命を評価した。
【００６５】
これらの試験結果を表３に示す。
【００６６】
【表３】
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２は本発明例である。
Ｎｏ．２９は従来例で、浸炭鋼として多用されているＪＩＳ ＳＣｒ４２０相当鋼である。
【００６８】
Ｎｏ．３０も従来例で、ＪＩＳ鋼を改良した高強度浸炭鋼である。
Ｎｏ．１３〜１５は比較例で、圧延の際の断面減少率が本発明の範囲外であり、その結果酸化物系非金属介在物のサイズが本発明の範囲から外れている場合である。上記ＳＣｒ４２０鋼よりは優れた特性を有しているが、本発明例に比較して疲労強度及び転動疲労寿命が劣化している。
【００６９】
Ｎｏ．１６〜１８の比較例は、オーステナイト粒径が本発明の範囲外の場合であり、本発明例に比較して衝撃値および疲労強度がかなり劣化している。
Ｎｏ．１９〜Ｎｏ．２８の比較例は、化学組成のいずれかが本発明の範囲外になっている。
【００７０】
すなわち、
Ｎｏ．１９は、Ｎ量が本発明の範囲を下回る場合であり、オーステナイト粒径が粗大となった結果、衝撃値および疲労強度が本発明例に比べかなり低下しており、Ｎｏ．３０の高強度浸炭鋼に比較してもそれらは劣っている。
【００７１】
Ｎｏ．２０は、Ｃ量が本発明の上限を超える場合であり、衝撃値が従来鋼よりも極端に低下している。
Ｎｏ．２１は、Ｃ量が本発明の範囲を下回る場合であり、表面硬さが低い結果、疲労強度及び転動疲労寿命の低下が著しく、ＳＣｒ４２０よりもその特性は劣っている。
【００７２】
Ｎｏ．２２は、Ｓｉ量が本発明の範囲を下回る場合であり、転動疲労寿命が極端に低下しており、ＳＣｒ４２０より特性が低下している。
Ｎｏ．２３は、Ｍｎ量が本発明の範囲を超える場合であり、疲労強度及び転動疲労寿命が低下している。
【００７３】
Ｎｏ．２４は、Ｐ量が本発明の上限を超える場合であり、衝撃値及び疲労強度の低下が著しい。
Ｎｏ．２５は、Ｓ量が本発明の上限を超える場合であり、疲労強度が低下している。
【００７４】
Ｎｏ．２６は、Ａｌ量が本発明を下回る場合であり、この結果ＡｌＮ生成量が減少してオーステナイト粒径が粗粒となり、衝撃特性および疲労強度が低下している。特に衝撃値は、ＳＣｒ４２０を下回っている。
【００７５】
Ｎｏ．２７は、Ｔｉ量が本発明の上限を超える場合であり、疲労強度及び転勤疲労寿命の低下が著しい。
Ｎｏ．２８は，Ｏ量が本発明の上限を超える場合であり、その結果酸化物系非金属介在物の個数が多く、疲労強度及び転動疲労寿命が極端に低下している。その値はＳＣｒ４２０よりも劣っている。
【００７６】
すなわち、本発明の範囲外の鋼の場合には、諸特性の内いずれかがＳＣｒ４２０あるいは高強度浸炭用鋼よりも低い値となっているのに対し、本発明鋼の場合はいずれの特性も従来浸炭鋼ＳＣ４２０よりも優れ、さらに高強度浸炭用鋼とほぽ同等またはそれ以上の値である。
【００７７】
（実施例２）
この実施例は、高周波焼入用部品の材料鋼の化学組成，オーステナイト粒径，非金属介在物等の材料条件に加えて、熱間圧延温度等の製造条件と部品特性との関係を検討したものである。
【００７８】
表４に示す組成の鋼を転炉−連続鋳造プロセスにより５６０×４００ｍｍのブルームに溶製した。表５に圧延の断面減少率，非金属介在物の個数，サイズ等の詳細を示す。
【００７９】
【表４】
【表５】
なお、表中のＮｏ．３１〜５７は試料鋼のＮｏ．である。
このブルームを後述の表６に示す熱間圧延条件により直径１００ｍｍの棒鋼に圧延した。この素材より、圧延方向の直角方向及び圧延方向より直径３０ｍｍの素材を作製し、これを８４５℃×３０ｍｉｎ焼入れ処理した後、５５０℃焼もどしの処理を施した。これらを素材として、直径８ｍｍ平滑の転曲げ疲労試験片及び直径２７ｍｍの転動疲労試験片を作製し、１５ｋＨｚの高周波焼人試験機により表面焼入をおこない、その後１８０度℃×１ｈの焼もどし処理を行った。
【００８２】
また、直径３０ｍｍの焼入焼もどし材に同一の高周波焼入処理焼入焼もどし処理を行い、この表面近傍より２ｍｍ１０Ｒノッチの衝撃試験片を作製した。
一方、転炉‐連鋳プロセスにて溶製し、直径９０ｍｍの棒鋼に圧延後、その棒鋼より直径３０ｍｍの素材を切削加工により作製したＳＣｒ４２０鋼を用いて上記と同様の試験片を作製し、これらに９３０℃×４ｈ（炭素ボテンシャル０．８８）→焼入の浸炭処理を施した後、１８０℃×２ｈの焼もどしを行った。
【００８３】
これらの試料を用いて衝撃試験，回転曲げ疲労試験及び転動疲労試験を、実施例１の場合と同一の条件で実施した。
また、熱間圧延のままの状態で超硬工具Ｐ１０を用いて、切り込み２ｍｍ，送り０．２５ｍｍ／ｒｅｖ，切削速度２００／ｍｉｎの条件で切削試験を行った。被削性は、逃げ面摩耗が０．２ｍｍに達するまでの切削時間（工具寿命）により評価した。
【００８４】
本第２の実施例の試験Ｎｏ．２−１〜２−３９の各試験の結果を表６及び表７に示す。
【００８５】
【表６】
【表７】
表中の鋼Ｎｏ．３１〜５７は、表４の鋼Ｎｏ．に対応している。
試験Ｎｏ．２−１〜２−１２は本発明例である。
試験Ｎｏ．２−１３〜２−２４は、化学組成は本発明の範囲内であるが、熱間圧延条件が本発明の範囲外の場合である。
【００８８】
試験Ｎｏ．２−２５〜２−３７は、化学組成が本発明の範囲外あるいは圧延の際の断面減少率が本発明の範囲外であり、その結果、酸化物系非金属介在物のサイズが本発明の範囲から外れている場合である。
【００８９】
試験Ｎｏ．２−３８，３９は従来例であり、試験Ｎｏ．２−３８は浸炭鋼として多用されているＪＩＳ ＳＣｒ４２０相当鋼である。また、試験Ｎｏ．３９はＪＩＳ鋼を改良した高強度浸炭鋼である。
【００９０】
試験Ｎｏ．２−１〜Ｎｏ．２−１２の本発明例は、浸炭鋼ＳＣｒ４２０に比べて衝撃特性，疲労強度，転動疲労寿命および被削性のいずれにおいても優れている。
【００９１】
一方、試験Ｎｏ．２−１３〜２−２４の発明例は、試験Ｎｏ．２−１〜２−１２の本発明例に比較しＣ方向の疲労強度が低下しており、従来鋼のＳＣｒ４２０よりも低くなっている。この事実は、熱間圧延条件が請求項５に記載の本発明を満足しないとＣ方向の疲労強度はＳＣｒ４２０と同等の特性を確保することは困難であることを示している。
【００９２】
試験Ｎｏ．２−２５〜２−３７は、化学組成あるいは酸化物系非金属介在物の規定が本発明の範囲外の場合であり、衝撃特性，疲労強度，転動疲労寿命および被削性のうちのいずれか、あるいは複数の特性がＳＣｒ４２０よりも劣っている。
【００９３】
すなわち、本実施例によれば、本発明の範囲外の鋼の場合には、諸特性のうちのいずれかがＳＣｒ４２０あるいは高強度浸炭用鋼よりも低い値となっているのに対し、本発明鋼の場合はいずれの特性も従来浸炭鋼ＳＣｒ４２０よりも優れ、さらに高強度浸炭用鋼とほぼ同等またはそれ以上の値であることが明らかである。
【００９４】
（実施例３）
この実施例は、高周波焼入用部品の材料鋼の製造条件、特に第１段，第２段と二段圧延を行った場合について、部品特性との関係を検討したものである。
【００９５】
表４に示す化学組成の鋼（鋼Ｎｏ．３１〜５７）を、転炉・連続鋳造プロセスにより５６０×４００ｍｍのブルームに溶製した。このブルームを表７に示す熱間圧延条件により１５０ｍｍ角ビレットに圧延し、さらに熱間圧延により直径５０ｍｍの棒鋼に圧延した。この素材より、圧延方向の直角方向及び圧延方向より直径３０ｍｍの素材を作製し、これを８４５℃×３０ｍｉｎ焼入れ後、５５０℃で焼もどしの処理を施した。これらを素材として、直径８ｍｍ平滑の回転曲げ疲労試験片及び直径２７ｍｍの転動疲労試験片を作製し、１５ｋＨｚの高周波焼入試験機により表面焼入をおこない、その後１８０℃×１ｈの焼もどし処理を行った。また、直径３０ｍｍの焼入焼もどし材に同一の高周波焼入処理焼入焼もどし処理を行い、この表面近傍より２ｍｍｌ０Ｒノッチの衝撃試験片を作製した。
【００９６】
また、上記と同一のプロセスで製造したＳＣｒ４２０を用いて、上記と同様の試験片を作製し、これらに９３０℃×４ｈ（炭素ボテンシャル０．８８）→焼入の浸炭処理を施した後、１８０℃×２ｈの焼もどしを行った。
【００９７】
これらの試料を用いて衝撃試験，回転曲げ疲労試験及び転動疲労試験を、実施例１の場合と同一の条件で実施した。
また、熱間圧延のままの状態で超硬工具Ｐ１０を用いて、切り込み２ｍｍ，送り０．２５ｍｍ／ｒｅｖ，切削速度２００／ｍｉｎの条件で切削試験を行った。被削性は、逃げ面摩耗が０．２ｍｍに達するまでの切削時間（工具寿命）により評価した。
【００９８】
本第３の実施例の試験Ｎｏ．３−１〜３−５１の各試験の結果を表８及び表９に示した。
【００９９】
【表８】
【表９】
表中の試験Ｎｏ．３−１〜３−１２は本発明例である。いずれの特性もＳＣｒ４２０よりも高く、高強度浸炭鋼と同等以上の特性を有する例もある。本発明例の二段熱間圧延を適用すれば、高周波焼入により浸炭鋼と同等以上の特性を得ることが可能なことが明らかである。
【０１０２】
試験Ｎｏ．３−１３〜３−２４は第１段熱間圧延の条件が請求項６の本発明の範囲外にある場合である。また、試験Ｎｏ．３−２５〜３−３６は第２段熱間圧延の条件が請求項６の本発明の範囲外の場合である。いずれもの場合も、本発明例に比較するとＣ方向の疲労強度の低下が著しく、ＳＣｒ４２０に比較しても値が低くなっているものがある。また、被削性も他の本発明例に比較して低下しており、請求項６の本発明の熱間圧延条件を適用することにより被削性も向上させることが可能なことが判る。
【０１０３】
試験Ｎｏ．３−３７〜３−３９は、酸化物系非金属介在物の規定が、また試験Ｎｏ．３−４０〜３−４９は化学組成が、それぞれ本発明の範囲外にある場合である。本発明例に比較して、いずれかの特性あるいは複数の特性が著しく低下していることがわかる。
【０１０４】
以上述べたように、本発明を適用することにより、歯車の製造プロセスを、浸炭鋼より生産性の高い高周波焼入に変更することが可能となり、歯車の製造コストの低減に資するところ大である。
【０１０５】
【発明の効果】
本発明によれば、鋼の化学組成、酸化物系非金属介在物の個数及びサイズを規制し、かつ二次加工プロセスにおける熱間鍛造条件を規定することにより、従来は浸炭プロセスで製造される高強度の歯車等の機械部品に生産性の良い高周波焼入れを適用することが可能となり、その結果、浸炭品と同等以上の特性を有する部品を容易に量産できるという効果を奏する。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to an induction hardened part and a method of manufacturing the same, and more particularly, it can be suitably applied to parts such as gears conventionally manufactured by subjecting carbon steel to surface treatment such as carburizing and nitriding.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, gears used in automobiles and industrial machines are processed into a predetermined shape by sequentially forging, cutting, turning, and gear-cutting a carburizing alloy steel containing about 0.2% carbon, and then carburizing. It is manufactured by a method of performing a quenching and tempering process to secure a necessary function as a gear. Manufacturing by such a carburizing process is the mainstream of the conventional gear manufacturing process. However, since carburizing requires treatment at a temperature of about 800 to 950 ° C. for several hours, it is difficult to incorporate it into a gear manufacturing line. However, there is a limit to improving productivity. As a result, there has been a natural limitation in reducing the manufacturing cost.
[0003]
In general, carburizing is generally performed by a gas carburizing method. However, at the time of gas carburizing, a surface abnormal layer is inevitably generated on a surface layer of a material to be treated, and this abnormal layer lowers fatigue strength and impact characteristics. Therefore, there is a limit in improving the fatigue strength and the impact characteristics. In addition, since the material to be processed is deformed by heat treatment distortion generated during carburizing and quenching, strict control of heat treatment conditions is required.
[0004]
In order to overcome the above-mentioned problems associated with the conventional carburizing, quenching and tempering treatments, it is necessary to reduce the amounts of Si, Mn, and Cr in the steel material and add Mo, Ni, etc., during gas carburizing, on the premise of the carburizing process. High-strength carburizing steels intended to reduce the abnormal surface layer and improve fatigue strength and impact properties have been developed. However, even in that case, there is a problem that the use of a large amount of expensive alloy elements causes an increase in steel material cost and deteriorates machinability such as machinability. .
Attempts have been made to manufacture gears by induction hardening, which has a higher production efficiency than the carburizing and quenching process, using alloy steels for machine structural use such as JIS standard SCM435 and S55C, and carbon steel. However, since it is not a chemical composition determined in consideration of the application to gears, it is difficult to apply it to high-strength gears used in transmissions and differentials of automobiles, such as gears manufactured by carburizing process, and relatively low It is only applied to high-strength gears.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
In order to solve the conventional problems in manufacturing such high-strength parts, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 60-169544 discloses a high-pressure quenching process by regulating the chemical composition of steel to a specific range. A technology that enables the production of a high-strength gear is disclosed.
[0006]
However, according to the study of the present inventors, in the technique disclosed in the above-mentioned Japanese Patent Application Laid-Open No. 60-169544, the size of the nonmetallic inclusions present in the steel is large, which is required for gear steel and the like. There is an unsolved problem that the fatigue strength and rolling fatigue life cannot be secured.
[0007]
Further, since the content of P is limited to 0.01% by weight or less, there is another unsolved problem that the steel making cost increases.
Further, in the chemical composition disclosed in the above publication, the machinability is extremely reduced as compared with the conventional carburizing steel, so that the production efficiency in the cutting process, which is an essential process in the manufacturing process, is low, and Yet another unsolved problem is that there is a limit to improving productivity by changing the process to induction hardening.
[0008]
The present invention has been made in view of such unresolved problems of the prior art, and has excellent machinability and is equivalent to parts such as gears manufactured by a conventional carburizing process. An object of the present invention is to provide a component for induction hardening capable of securing the above characteristics and a method of manufacturing the same.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors have studied the chemical composition of a steel material to secure the characteristics required for a gear in an induction hardening process in order to achieve the above object, and have obtained the following knowledge.
[0010]
That is, gears are required to have root strength, tooth surface strength and impact characteristics.
The root strength means the maximum stress at which the tooth portion is repeatedly subjected to stress and does not cause fatigue fracture from the root portion. Since the tooth root strength has a good correlation with the fatigue strength obtained by a fatigue test such as rotary bending, the present inventors studied the chemical composition of steel by a rotary bending fatigue test.
[0011]
The basic factors affecting fatigue strength are the hardness of the material and non-metallic inclusions. As the material hardness decreases, the fatigue strength also decreases. In order to secure the same hardness as that of the carburized and quenched material by induction hardening, a carbon content (C amount) of about 0.5% by weight or more is required.
[0012]
In order to improve the fatigue strength, it is effective to make the austenite grain size finer. The reason is that fatigue cracks extend along the prior austenite grain size, so making them finer increases resistance to fatigue crack propagation and segregates at grain boundaries to make them brittle. This is because the concentration of the element such as P to be reduced is reduced by the fine graining. In order to reduce the grain size of austenite, induction quenching, which is a process of heating in a short time, is very effective. Further, the addition of N, Al or the like which forms precipitates that suppress the growth of austenite grains further promotes finer grains, which is effective in improving fatigue strength.
[0013]
Further, in order to obtain the material hardness, it is necessary to add an alloy element from the viewpoint of securing hardenability. These alloying elements may be added in appropriate amounts according to the size of the gear.
[0014]
Further, in order to improve the fatigue strength, it is not sufficient to simply secure the material hardness as described above, and it is necessary to reduce nonmetallic inclusions.
That is, even if the material hardness can be ensured, if oxide-based nonmetallic inclusions are present, fatigue fracture occurs from this portion, and the fatigue strength is extremely reduced. In particular, hard nonmetallic inclusions such as alumina are harmful, and for this purpose, it is essential to reduce the oxygen content (O content). According to the study of the present inventors, it is necessary at least to make the O content 0.0015% by weight or less, but this alone is not sufficient.
[0015]
Further, as a result of the study by the present inventors, it has become clear that it is necessary to limit the number and size of oxides in order to secure the same fatigue strength as the conventional carburized material. As described above, when non-metallic inclusions are present, fatigue fracture proceeds from this point as described above. However, as the non-metallic inclusions are larger, the degree of stress concentration generated in the inclusions becomes remarkable, and the initial cracks Easily occur.
[0016]
In addition, the initial cracks are more remarkable as the nonmetallic inclusions are larger and the degree of stress concentration is larger. Once a large initial crack has occurred, the fatigue crack will propagate rapidly, leading to fatigue failure. According to the study of the present inventor, it has been found that in order to secure the fatigue strength higher than that of the conventional carburized and quenched material, it is necessary that oxide-based nonmetallic inclusions having a size exceeding 19 μm do not exist.
[0017]
Furthermore, as a result of examining the influence of the number of nonmetallic inclusions, even if the number of nonmetallic inclusions is 19 μm or less, the number is 2.5 / mm. 2 It has been found that the presence of more than the above does not provide the same level of fatigue strength as conventional carburized and quenched materials. This is because when the non-metallic inclusions are small, the initial cracks generated from that part are small, but when they grow, they combine with the fatigue cracks generated from other non-metallic inclusions and become large fatigue cracks, and then rapidly fatigue cracks Is to grow and lead to fatigue failure in a short time.
[0018]
As described above, in order to ensure the fatigue strength, it is essential to control not only the amount of O but also the number and size of the oxide-based nonmetallic inclusions.
Furthermore, the present inventors have studied a method for reducing the amount and size of the oxide-based nonmetallic inclusion to the above-mentioned range. As a result, by limiting the amount of O in the steel to 15 ppm or less, the amount of oxide-based nonmetallic inclusions is reduced to a target of 2.5 / mm. 2 It has been found that the size can be reduced as follows, but with regard to the size, it is not sufficient to specify only the amount of O. The present inventors have found that the cross-sectional reduction rate when finally rolling to steel material from the slab size during casting has a strong correlation with the non-metallic inclusion size, and as the cross-sectional reduction rate increases, the non-metallic inclusions The size was found to decrease. This is because coarse non-metallic inclusions are mechanically crushed by rolling. As a result, it was found that, in order to reduce the steel to a target size of 19 μm or less, reduction of 95% or more was required as a cross-sectional reduction rate in steel in which the O content was controlled to 15 ppm or less.
[0019]
On the other hand, fatigue damage called pitching occurs on the tooth surface of the gear due to repeated contact stress. When this occurs, it is difficult for the gears to perform their normal functions, so that the tooth surface strength is required.
[0020]
This tooth surface strength has a good correlation with the rolling fatigue test, and can be evaluated by this test. However, in the case of a gear, relative slippage occurs on the tooth surface, and the friction causes a remarkable temperature rise. Due to this temperature rise, the steel material is softened and pitting occurs. In order to suppress this, it is effective to add Si, Mo, V, Nb, etc., which increase the tempering softening resistance of steel, and it is possible to increase the tooth surface strength by adding these.
[0021]
As for the rolling fatigue life, the amount and size of the oxide-based nonmetallic inclusions affect the fatigue strength in the same way as the fatigue strength. It has been found that controlling the amount and size of nonmetallic inclusions by controlling the amount of non-metallic inclusions ensures the same rolling fatigue life as conventional carburized steel.
[0022]
When an impact load is applied to the tooth root, if the impact characteristics of the steel material are low, the teeth will break from the tooth root part, and not only the gear but also the entire machine in which the gear is incorporated will be damaged that is difficult to recover . For this reason, impact characteristics are extremely important characteristics.
[0023]
As a factor affecting the impact characteristics, the amount of C has the largest effect. However, while the C concentration in the portion carburized through the carburizing process is about 0.8% by weight, the C concentration required to obtain the same steel hardness by induction hardening is 0.5%. Since it is about 0.7% by weight, induction hardening is advantageous from the viewpoint of securing impact characteristics. However, not only are the factors influencing the impact characteristics, but also the austenite grain size during induction hardening and the impurity elements such as P segregated at the grain boundaries also affect. Reduction of impurity elements is also effective in improving impact characteristics.
[0024]
As described above, since P segregates at the grain boundaries and embrittles the grain boundaries, reducing P is effective in improving the tooth root strength and impact characteristics. However, reducing P leads to an increase in cost in the steel making process. As a means of reducing the amount of grain boundary segregation P without reducing P and increasing the grain boundary strength, it is conceivable that crystal grains are refined to increase the grain boundary area and decrease the relative amount of segregation P. . As a result of an examination on this point, it was found that when the P content is up to 0.020%, sufficient tooth root strength and impact characteristics can be obtained if the austenite particle size during induction hardening is 16 μm or less. .
[0025]
It is not enough to manufacture gears by induction hardening if only the characteristics required for the gears described above are secured, and it is important to ensure workability, especially machinability. In this regard, in the case of the carburizing process, a low C steel is used, so that it has relatively high machinability before the carburizing and quenching, whereas, in the case of the induction hardening process, It is essential to increase the carbon content compared to carburized steel, which is extremely disadvantageous in terms of ensuring machinability. Thus, the present inventors have studied various factors affecting the machinability of the high C steel, and have obtained the following knowledge. That is, in a steel of 0.5% C or more, when the free-cutting element is fixed, the factor that most affects the machinability is its microstructure. In particular, it was found that the amount of ferrite and the form of pearlite had the most significant effects. That is, in the case of a high C steel, the microstructure has a ferrite-pearlite structure, but the machinability improves as the ferrite content increases. This is because the hardness of the steel material decreases due to an increase in the amount of ferrite, and the ferrite / pearlite interface, which is a portion where cracks occur during cutting, increases due to an increase in ferrite, thereby improving machinability. It is. Also, the form of pearlite has a very large effect. In other words, in the case of a structure in which pearlite lamellar is well-developed in a layered manner, the ductility of the pearlite portion is high, and the portion where cracks are generated during cutting is limited to the ferrite / pearlite interface. In a part which is deformed at the time of cutting, cracks are easily generated from a cementite / ferrite interface in pearlite in addition to a ferrite / pearlite interface, so that machinability is remarkably improved. In order to form such undeveloped pearlite, it is necessary to select and optimize alloying elements in steel, and the reduction of Mn and Cr, which lowers the transformation point and promotes lamellar layering, is extremely effective. It is a target. Further, the addition of Mo is effective in improving the machinability since it suppresses lamellar layering and forms a cementite-separated structure.
[0026]
Further, the present inventors have studied methods for producing such steels, and have obtained the following findings. That is, MnS formed in steel elongates in the rolling direction along with hot rolling, but the extent varies depending on hot rolling conditions. As a result of the elongation of MnS, the fatigue strength measured by a fatigue test piece taken from a direction perpendicular to the direction of the elongation extremely decreases. This is because the elongated MnS becomes the starting point of the fatigue crack. In actual gears, teeth are often formed at right angles to the direction of MnS elongation, and the elongation of MnS may reduce the fatigue strength of the actual gear.
[0027]
It is well known that the shape of MnS also affects machinability, and that elongation of MnS deteriorates machinability.
Therefore, in order to further improve machinability and fatigue strength, it is necessary to suppress MnS elongation during hot rolling.
[0028]
There is known a method in which CaS is formed by adding Ca to suppress the elongation of MnS to suppress the elongation. Addition of Ca forms coarse Ca-based oxide-based nonmetallic inclusions. As a result, there is a problem that the rolling fatigue life is reduced. Therefore, the inventors of the present application have studied the heating temperature and hot rolling conditions during hot rolling that affect the shape of MnS. As a result, the following findings were obtained.
[0029]
As the heating temperature at the time of hot rolling is increased, MnS partially forms a solid solution, and the particle size of MnS is smaller than in the slab stage. When this is hot-rolled, the degree of elongation of MnS is smaller than that in the case of heating at a lower temperature due to the decrease in grain size. Further, since the MnS once dissolved in the steel is relatively finely reprecipitated during the rolling, the average degree of elongation of MnS in the steel material is suppressed as compared with the case of low temperature heating. As a result of examining the shape of MnS before the hot rolling, it was found that the shape in which MnS was further elongated had a larger extension by subsequent rolling.
[0030]
Examination of the effects of rolling conditions revealed that the region where MnS elongates most is the temperature region of 900 to 1000 ° C., and that the extent of elongation is small in regions higher and lower than this temperature. Therefore, it was found that the elongation of MnS can be remarkably improved by increasing the heating temperature and avoiding the rolling temperature range between 900 and 1000 ° C., and the fatigue strength and machinability can be improved.
[0031]
The present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
That is, the invention relating to the induction hardening component of the present invention,
By weight ratio, C: 0.5 to 0.75%, Si: 0.5 to 1.8%, Mn: 0.4 to 1.5% (However, excluding 0.4%) , P: 0.010 0.019% (excluding 0.010%) , S: 0.020% or less, Al: 0.019 to 0.05%, O: 0.0015% or less, N: 0.006 to 0.015%,
If necessary,
Mo: 0.05-0.5%, B: 0.0003-0.005%, Ti: 0.005-0.05%, Ni: 0.1-1.0%, and V: 0.05- 0.5%, Nb: contains at least one of 0.01 to 0.5%, the balance being Fe and unavoidable impurities, and the number of oxide-based nonmetallic inclusions is 2.5 / mm Two And a steel material having an austenite grain size of 16 μm or less during induction hardening, in addition to a maximum size of 19 μm or less.
[0032]
The gist of the invention according to the production method of the present invention is as follows.
By weight ratio, C: 0.5 to 0.75%, Si: 0.5 to 1.8%, Mn: 0.4 to 1.5% (However, excluding 0.4%) , P: 0.010 0.019% (excluding 0.010%) , S: 0.020% or less, Al: 0.019 to 0.05%, O: 0.0015% or less, N: 0.006 to 0.015%,
If necessary,
Mo: 0.05-0.5%, B: 0.0003-0.005%, Ti: 0.005-0.05%, Ni: 0.1-1.0%, and V: 0.05- 0.5%, Nb: at least one of 0.01 to 0.5%, the balance being Fe and unavoidable impurities, and the number of oxide-based nonmetallic inclusions is 2.5 / mm Two In addition to its maximum size being 19 μm or less, when hot rolling a steel material having an austenite grain size of 16 μm or less during induction hardening from a slab, the slab is subjected to a temperature range of 1100 to 1250 ° C. And rolling is completed in a temperature range of 1000 ° C. or more.
Here, when the above-mentioned steel material is hot-rolled from a slab, the slab is heated to a temperature range of 1100 to 1250 ° C., and the first-stage rolling is completed in a temperature range of 1000 ° C. or more, and further, 1050 to 1150 And the second stage of rolling is completed in a temperature range of 1000 ° C. or higher.
[0033]
In addition, when the above-mentioned steel material is hot-rolled from the slab, rolling is performed so that the cross-sectional reduction rate becomes 95% or more.
[0034]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described.
First, the reasons for limiting the components of the steel material used in the present invention will be described.
[0035]
[C: 0.5 to 0.75%]
C is an essential component in order to obtain a surface hardness of the same degree as that of conventional carburized steel by induction hardening, and it is necessary to add at least 0.5% or more. However, if the addition exceeds 0.75%, the impact characteristics and machinability required for the gear deteriorate, so the addition is made up to 0.75%.
[0036]
[Si: 0.5 to 1.8%]
Si is an element that improves tempering softening resistance. Although the tooth surface strength is improved by this, at least 0.5% or more is necessary to ensure the same tooth surface strength as the gear by the conventional carburizing process. However, if it is added in excess of 1.8%, the hardness increases due to solid solution hardening of ferrite and the machinability is reduced, so the addition is made 1.8% or less.
[Mn: 0.4 to 1.5% (However, excluding 0.4%) ]
Mn is an essential component for improving hardenability and ensuring the hardening depth during induction hardening, and is actively added. Less than The effect is poor with the addition of. On the other hand, if added in excess of 1.5%, the residual austenite after induction hardening is increased, which in turn lowers the surface hardness and lowers the fatigue strength and rolling fatigue life. I do.
[0037]
[P: 0.010 0.019% (excluding 0.010%) ]
P segregates at the austenite grain boundary, and not only lowers the tooth base strength by lowering the grain boundary strength, but also lowers the impact characteristics, so it is desirable to reduce P as much as possible. 0.019% Is allowed up to. 0.010% Less than Therefore, it is not practical to set the content to 0.010% or less because it leads to an increase in steelmaking cost. Also, 0.019% If the following addition, sufficient tooth root strength and impact characteristics can be obtained by setting the austenite particle size to 16 μm or less. 0.019% (excluding 0.010%) Is acceptable.
[0038]
[S: 0.020% or less]
S forms MnS, which is a starting point of fatigue fracture, thereby lowering fatigue strength. On the other hand, MnS is also an element for improving machinability, so addition of 0.020% or less is allowed.
[0039]
[Al: 0.019-0.05%]
A1 is an element effective for deoxidation and is a useful element for reducing oxygen, and also combines with N to form AlN, which suppresses the growth of austenite grains during high-frequency heating. This positively adds the impact characteristics and the root fatigue strength, so that the addition is less than 0.019%, the effect is small, while the addition exceeds 0.05%, the effect is saturated. Therefore, it is added 0.019 to 0.05%.
[0040]
[N: 0.006 to 0.015%]
N combines with Al and Ti to form AlN and TiN. This is positively added because it suppresses the growth of austenite during high-frequency heating, thereby improving impact characteristics and fatigue strength. However, when added less than 0.006%, the austenite particle size during high-frequency heating is reduced according to the present invention. Since the grain boundary embrittlement occurs due to P segregating at the grain boundary without reaching the target of 16 μm or less, impact characteristics and fatigue strength are reduced, so that the addition is made 0.006% or more. However, if added in excess of 0.015%, the hot deformability is reduced and the surface defects of the slab are significantly increased during continuous casting, so the addition is made 0.015% or less.
[0041]
In the present invention, in addition to the above chemical composition,
Mo: 0.05 to 0.5%, B: 0.0003 to 0.005%, Ti: 0.005 to 0.05%, Ni: 0.1 to 1.0% Can be.
[0042]
The effects of these elements and the reasons for limitation are as follows.
[Mo: 0.05-0.5%]
Mo is an element useful for improving hardenability and is used for adjusting hardenability. The addition of Mo simultaneously has a significant effect on the morphology of the pearlite, forming cementite with a fragmented pearlite. As a result, the machinability is significantly improved. Further, Mo improves the tempering softening resistance, so that the tooth surface strength can also be improved. Further, Mo has an effect of improving the tooth root strength and impact characteristics by reducing impurity elements such as P segregated at the grain boundaries. In the present invention, Mo is a suitable element, so it is positively added. When the addition is less than 0.05%, the effect is small. On the other hand, when the addition is more than 0.5%, carbides which are difficult to dissolve in austenite by rapid and short-time heating such as induction hardening are formed. To 0.5%.
[0043]
[B: 0.0003-0.005%]
Since B is an element that improves hardenability by adding a small amount, other alloying elements can be reduced. B is an element that segregates preferentially at the grain boundaries, reduces the concentration of P segregated at the grain boundaries, and significantly improves the root strength and impact characteristics. For this purpose, 0.0003% or more must be added, but if the content exceeds 0.005%, the effect is saturated, so the content is 0.005% or less.
[0044]
[Ti: 0.005 to 0.05%]
The effect of improving the hardenability of B is remarkable when B is present alone, but on the other hand, B is an element that easily bonds to N, and in this case, the above-mentioned favorable effects disappear. Since the effect of improving the hardenability of B can be sufficiently exerted by adding Ti which easily bonds to N more than B, Ti may be used in such a case. However, the effect is small when the addition is less than 0.005%. On the other hand, if it is added in excess of 0.05%, a large amount of TiN will be formed, and this will be the starting point of fatigue failure and lower the tooth root strength and tooth surface strength.
[0045]
In addition, since TiN has an effect of reducing the austenite particle size during high-frequency heating, the effect of improving tooth surface strength and fatigue strength can be obtained only by adding Ti alone. Also in this case, the amount of Ti added is preferably in the range of 0.005 to 0.05%.
[0046]
[Ni: 0.1 to 1.0%]
Ni is not only an element that improves hardenability by its addition, but also an element that improves impact characteristics. Therefore, Ni can be used when adjusting hardenability or when improvement of impact characteristics is required. Good, but if the addition is less than 0.1%, the effect is small, so the addition is 0.1% or more. On the other hand, Ni is an extremely expensive element, and if added in excess of 1.0%, the cost of the steel material rises, which is contrary to the purpose of the present invention, so that the addition is less than 1.0%.
[0047]
In the present invention, furthermore,
One or more of V and Nb can be contained. The effects of these elements will be described.
[0048]
When an induction hardening process is performed, a quenching and tempering process is generally performed as a pre-heat treatment in order to secure the hardness of the central portion of the material to be processed. However, since this heat treatment increases costs, it is desirable to omit this as much as possible. In order to omit quenching as a pretreatment, it is necessary to increase the hardness of the material before induction hardening. For that purpose, the addition of V and Nb having a precipitation strengthening effect is effective.
[0049]
The reasons for limiting the added amounts of V and Nb are as follows.
[V: 0.05-0.5%]
V is an element having an extremely strong precipitation strengthening effect, and is added when it is necessary to omit the quenching and tempering treatment as a pre-heat treatment before induction quenching. On the other hand, the effect is saturated even if it is added in excess of 0.5%, so the addition is made 0.05 to 0.5%.
[0050]
Further, V is an element which improves the tempering softening resistance of the steel material, and is therefore extremely effective in improving the tooth surface strength.
[Nb: 0.01 to 0.5%]
Since Nb is an element having a very strong precipitation strengthening effect, Nb is added when it is necessary to omit the quenching and tempering treatment as a pre-heat treatment before induction quenching. On the other hand, the effect is saturated even if it is added in excess of 0.5%, so the addition is made 0.01 to 0.5%. In addition, since Nb is an element that improves the tempering softening resistance of a steel material, it is also extremely effective in improving the tooth surface strength.
[0051]
In the present invention, in order to ensure the fatigue strength, the amount (number) and size of the oxide-based nonmetallic inclusions are each 2.5 pieces / mm. 2 And 19 μm or less. If the number of oxide-based nonmetallic inclusions exceeds this number, the fatigue cracks generated from each nonmetallic inclusion will coalesce, and the fatigue cracks will grow rapidly, leading to fatigue fracture, thereby securing the target fatigue strength. This is because it becomes difficult to do so. Also, if oxide-based nonmetallic inclusions having a size exceeding 19 μm are present, the initial cracks generated from the nonmetallic inclusions become large, and as a result, fatigue cracks rapidly develop and early fatigue fracture occurs. is there.
[0052]
[O: 0.0015% or less]
In order to control the amount and size of the oxide-based nonmetallic inclusions below the target values described above, it is necessary to reduce the amount of O forming oxide-based nonmetallic inclusions such as alumina. For this purpose, it is necessary to reduce the amount of O to at least 0.0015% or less. Therefore, in the present invention, the oxygen content in steel is limited to O: 0.0015% or less.
[0053]
In the present invention, the austenite grain size during induction hardening is specified to be 16 μm or less. The reason is as follows.
The finer the austenite grain size, the lower the concentration of P that segregates at austenite grain boundaries and causes grain boundary embrittlement. When the P content is 0.020% or less, if the austenite particle size is larger than 16 μm, the grain boundary concentration of P increases and the grain boundary becomes brittle, so that sufficient root strength and impact properties cannot be obtained. Conversely, if the thickness is 16 μm or less, embrittlement of the grain boundary is considerably reduced, and this, combined with the effect of grain refinement, provides sufficient tooth root strength and impact characteristics. For this reason, the austenite grain size during induction hardening is specified to be 16 μm or less.
Further, in the present invention, the cross-sectional reduction rate at the time of rolling from a slab to a steel material is 95% or more. This is also to reduce the size of the oxide-based nonmetallic inclusions to 19 μm or less, which is the target. When the cross-sectional reduction rate is less than 95%, the target of the size of the oxide-based nonmetallic inclusions cannot be achieved, and the fatigue fracture occurs early. Is caused.
[0054]
Next, the reason for limiting the manufacturing conditions of the induction hardened component of the present invention will be described.
In the present invention, in order to suppress the elongation of MnS, the heating temperature and the rolling conditions during hot rolling are specified. In the production of the induction hardened part of the present invention, the heating temperature of hot rolling is set to 1100 to 1250 ° C. At a temperature lower than 1100 ° C., MnS does not form a solid solution at all and is rolled as coarse MnS at the time of casting. This is because extension is remarkable. Further, the reason why the temperature is set to 1250 ° C. or less is that if the temperature is higher than this temperature, grain boundaries are partially melted and hot deformability is reduced, so that hot rolling becomes difficult. The reason why the rolling temperature is set to 1000 ° C. or higher is that the MnS elongation becomes remarkable in a temperature range lower than this.
[0055]
In the production method of the present invention, the slab may be formed into the final shape by rolling twice, and the hot rolling temperature conditions in such a case are also specified. Identical. Regarding the second-stage rolling temperature conditions, since the MnS is refined by the first-stage rolling, the heating temperature may be reduced to a temperature at which MnS does not form a solid solution. However, if the hot rolling temperature is lower than 1000 ° C., MnS elongation occurs. That is, the reason why the second-stage heating temperature is set to 1050 is that it is difficult to maintain the hot rolling temperature at 1000 ° C. or higher at a temperature lower than 1050, and the upper limit is set to 1250 ° C. If the temperature exceeds, the hot deformability decreases, and hot rolling becomes difficult.
[0056]
Hereinafter, the present invention will be described based on examples.
(Example 1)
In this example, the relationship between the chemical composition of the material steel, the austenitic grain size, the state of non-metallic inclusions, and the like of the component for induction hardening components and the component characteristics was examined.
[0057]
Steels having the chemical compositions shown in Table 1 were produced by the converter-continuous casting process. No. in the table. Is the test No. And steel No. And also serves as.
[0058]
[Table 1]
The size of the lot during casting was 200 × 225 mm. This slab was rolled into a 150 mm square billet through a breakdown process, and then rolled into a bar at a predetermined cross-sectional reduction rate (described in Table 2 below). This was quenched at 845 ° C for 30 minutes and then tempered at 550 ° C. Using these as raw materials, a rotary bending fatigue test piece having a diameter of 8 mm and a rolling fatigue test piece having a diameter of 27 mm were produced, and surface hardening was performed using a 15 kHz induction hardening tester, followed by tempering at 180 ° C. × 1 h. Was done. Further, the same quenching and tempering treatment was performed on the quenched and tempered material, and an impact test piece having a notch of 2 mm0R was prepared from the vicinity of the surface.
[0060]
Further, test pieces similar to the above were prepared using SCM420 steel which was melted in the converter-continuous casting process and rolled at the cross-sectional reduction rate shown in Table 2 through the same process as above, and was subjected to 930 ° C. × 4h (carbon potential 0.88) → Carburizing treatment of quenching was performed, and tempering was performed at 180 ° C. × 2h.
[0061]
Table 2 shows details such as the area reduction rate during rolling, the number and size of nonmetallic inclusions, and the like.
[0062]
[Table 2]
Using these samples, impact tests, rotary bending fatigue tests and rolling fatigue tests were performed.
The impact test was performed using a Charpy impact tester at + 20 ° C.
[0064]
The fatigue test was performed at room temperature at a speed of 3600 rpm using an Ono-type rotary bending fatigue tester.
In the rolling fatigue test, a roller having a diameter of 130 mm was pressed against a test piece to give a contact stress of 3677 MPa, and the life was evaluated by the time until pitting occurred on the surface.
[0065]
Table 3 shows the test results.
[0066]
[Table 3]
No. 1 to No. 12 is an example of the present invention.
No. Reference numeral 29 denotes a conventional example, which is a steel equivalent to JIS SCr420 widely used as carburized steel.
[0068]
No. 30 is also a conventional example, and is a high-strength carburized steel obtained by improving JIS steel.
No. 13 to 15 are comparative examples, in which the cross-sectional reduction rate during rolling is out of the range of the present invention, and as a result, the size of the oxide-based nonmetallic inclusion is out of the range of the present invention. Although it has better characteristics than the above-mentioned SCr420 steel, the fatigue strength and the rolling fatigue life are deteriorated as compared with the examples of the present invention.
[0069]
No. Comparative Examples 16 to 18 are cases where the austenite particle size is out of the range of the present invention, and the impact value and the fatigue strength are considerably deteriorated as compared with the inventive examples.
No. 19-No. Comparative Example 28 has any of the chemical compositions outside the scope of the present invention.
[0070]
That is,
No. No. 19 is a case where the N content is below the range of the present invention, and as a result of the austenite grain size becoming coarse, the impact value and the fatigue strength are considerably lower than those of the present invention. They are inferior even compared to 30 high-strength carburized steels.
[0071]
No. No. 20 is the case where the C content exceeds the upper limit of the present invention, and the impact value is extremely lower than that of the conventional steel.
No. No. 21 is a case where the C content is less than the range of the present invention, and as a result of the low surface hardness, the fatigue strength and the rolling fatigue life are remarkably reduced, and the properties are inferior to SCr420.
[0072]
No. No. 22 is a case where the amount of Si is less than the range of the present invention, the rolling fatigue life is extremely reduced, and the characteristics are lower than SCr420.
No. No. 23 is a case where the Mn content exceeds the range of the present invention, and the fatigue strength and the rolling fatigue life are reduced.
[0073]
No. No. 24 is the case where the P content exceeds the upper limit of the present invention, and the impact value and the fatigue strength are significantly reduced.
No. No. 25 is a case where the amount of S exceeds the upper limit of the present invention, and the fatigue strength is reduced.
[0074]
No. 26 is a case where the amount of Al is lower than that of the present invention. As a result, the amount of generated AlN is reduced, the austenite particle size becomes coarse, and the impact characteristics and fatigue strength are reduced. In particular, the impact value is lower than SCr420.
[0075]
No. No. 27 is the case where the amount of Ti exceeds the upper limit of the present invention, and the fatigue strength and the transfer fatigue life are remarkably reduced.
No. No. 28 is the case where the O content exceeds the upper limit of the present invention. As a result, the number of oxide-based nonmetallic inclusions is large, and the fatigue strength and rolling fatigue life are extremely reduced. Its value is inferior to SCr420.
[0076]
That is, in the case of a steel outside the scope of the present invention, any of the various properties are lower than those of SCr420 or high-strength carburizing steel, whereas in the case of the steel of the present invention, any of the properties is It is superior to the conventional carburized steel SC420, and is almost equal to or higher than the high-strength carburizing steel.
[0077]
(Example 2)
In this example, in addition to material conditions such as steel composition, austenite grain size, and nonmetallic inclusions, the relationship between manufacturing conditions such as hot rolling temperature and component characteristics was investigated. Things.
[0078]
Steel having the composition shown in Table 4 was melted into a 560 × 400 mm bloom by a converter-continuous casting process. Table 5 shows details such as the reduction rate of the cross-section of rolling and the number and size of nonmetallic inclusions.
[0079]
[Table 4]
[Table 5]
In addition, No. in the table. Nos. 31 to 57 are sample steel Nos. It is.
This bloom was rolled into a steel bar having a diameter of 100 mm under the hot rolling conditions shown in Table 6 below. From this material, a material having a diameter of 30 mm from the direction perpendicular to the rolling direction and from the rolling direction was prepared, quenched at 845 ° C. for 30 minutes, and then tempered at 550 ° C. From these materials, a rolling bending fatigue test piece having a diameter of 8 mm and a rolling fatigue test piece having a diameter of 27 mm were prepared, and surface hardening was performed using a 15 kHz induction hardening tester, followed by tempering at 180 ° C. × 1 h. Processing was performed.
[0082]
Further, the same induction hardening treatment and quenching and tempering treatment were performed on a quenched and tempered material having a diameter of 30 mm, and an impact test piece having a 2R 10R notch was produced from the vicinity of the surface.
On the other hand, the melted by the converter-continuous casting process, after rolling to a steel bar of 90 mm in diameter, and using the SCr420 steel prepared by cutting a material of 30 mm in diameter from the steel bar, to produce a test piece similar to the above, These were subjected to a carburizing treatment of 930 ° C. × 4 h (carbon potential 0.88) → quenching, followed by tempering at 180 ° C. × 2 h.
[0083]
Using these samples, an impact test, a rotating bending fatigue test and a rolling fatigue test were performed under the same conditions as in Example 1.
Further, a cutting test was performed using the cemented carbide tool P10 in the condition of hot rolling as it was under the conditions of a cut of 2 mm, a feed of 0.25 mm / rev, and a cutting speed of 200 / min. The machinability was evaluated by the cutting time (tool life) until the flank wear reached 0.2 mm.
[0084]
In the test No. of the second embodiment. Tables 6 and 7 show the results of the tests 2-1 to 2-39.
[0085]
[Table 6]
[Table 7]
Steel No. in the table. 31 to 57 are steel Nos. In Table 4. It corresponds to.
Test No. 2-1 to 2-12 are examples of the present invention.
Test No. 2-13 to 2-24 are cases where the chemical composition falls within the range of the present invention, but the hot rolling conditions are outside the range of the present invention.
[0088]
Test No. 2-25 to 2-37, the chemical composition is out of the range of the present invention or the cross-sectional reduction rate during rolling is out of the range of the present invention, and as a result, the size of the oxide-based nonmetallic inclusions of the present invention It is when it is out of the range.
[0089]
Test No. Test Nos. 2-38 and 39 are conventional examples. 2-38 is JIS SCr420 equivalent steel that is frequently used as carburized steel. Test No. 39 is a high-strength carburized steel obtained by improving JIS steel.
[0090]
Test No. 2-1 to No. The inventive examples 2-12 are superior to the carburized steel SCr420 in all of impact characteristics, fatigue strength, rolling fatigue life and machinability.
[0091]
On the other hand, Test No. 2-13 to 2-24 Invention example Is Test No. 2-1 to 2-12 The fatigue strength in the C direction is lower than that of the example of the present invention, and is lower than the SCr420 of the conventional steel. This fact indicates that hot rolling conditions Claim 5 Unless the present invention is satisfied The fatigue strength in the C direction This shows that it is difficult to secure characteristics equivalent to SCr420.
[0092]
Test No. 2-25 to 2-37 are cases where the chemical composition or the definition of the oxide-based nonmetallic inclusion is out of the range of the present invention, and any one of impact characteristics, fatigue strength, rolling fatigue life and machinability is used. Or several properties are inferior to SCr420.
[0093]
That is, according to the present embodiment, in the case of steel outside the scope of the present invention, one of the various properties is lower than that of SCr420 or high-strength carburizing steel, whereas In the case of steel, it is clear that all properties are superior to those of the conventional carburized steel SCr420, and that the values are almost equal to or higher than those of the high-strength carburizing steel.
[0094]
(Example 3)
In this embodiment, the relationship between the production conditions of the material steel of the component for induction hardening, particularly the case where the first stage, the second stage, and the two-stage rolling are performed, is examined.
[0095]
Steel (Steel Nos. 31 to 57) having the chemical composition shown in Table 4 was melted into a 560 × 400 mm bloom by a converter / continuous casting process. The bloom was rolled into a 150 mm square billet under the hot rolling conditions shown in Table 7, and further rolled into a 50 mm diameter steel bar by hot rolling. From this material, a material having a diameter of 30 mm from the direction perpendicular to the rolling direction and from the rolling direction was prepared, quenched at 845 ° C for 30 minutes, and then tempered at 550 ° C. Using these as raw materials, a rotary bending fatigue test piece having a diameter of 8 mm and a rolling fatigue test piece having a diameter of 27 mm were produced, and surface hardening was performed using a 15 kHz induction hardening tester. Was done. Further, the same induction hardening treatment and quenching and tempering treatment were performed on a quenched and tempered material having a diameter of 30 mm, and an impact test piece having a 2 mm notR notch was prepared from the vicinity of the surface.
[0096]
Further, test pieces similar to the above were prepared using SCr420 manufactured by the same process as above, and after subjecting them to 930 ° C. × 4 h (carbon potential 0.88) → quenching, 180 Tempering at 2 ° C. × 2 h was performed.
[0097]
Using these samples, an impact test, a rotating bending fatigue test and a rolling fatigue test were performed under the same conditions as in Example 1.
Further, a cutting test was performed using the cemented carbide tool P10 in the condition of hot rolling as it was under the conditions of a cut of 2 mm, a feed of 0.25 mm / rev, and a cutting speed of 200 / min. The machinability was evaluated by the cutting time (tool life) until the flank wear reached 0.2 mm.
[0098]
In the test No. of the third embodiment. Tables 8 and 9 show the results of the tests 3-1 to 3-51.
[0099]
[Table 8]
[Table 9]
Test No. in the table. 3-1 to 3-12 are examples of the present invention. Both properties are higher than SCr420, and there are examples in which the properties are equal to or higher than those of high-strength carburized steel. It is clear that if the two-stage hot rolling of the present invention is applied, it is possible to obtain characteristics equal to or higher than those of carburized steel by induction hardening.
[0102]
Test No. 3-13 to 3-24 are the first Step Hot rolling conditions Claim 6 This is the case outside the scope of the present invention. Test No. 3-25 to 3-36 are cases where the conditions of the second-stage hot rolling are outside the scope of the present invention. In any case, the fatigue strength in the C direction is significantly reduced as compared with the examples of the present invention, and some of them have lower values as compared with SCr420. Also, the machinability other It is lower than the present invention example, Claim 6 It is understood that the machinability can be improved by applying the hot rolling conditions of the present invention.
[0103]
Test No. 3-37 to 3-39 specify oxide-based nonmetallic inclusions. 3-40 to 3-49 are the cases where the chemical compositions are out of the scope of the present invention. It can be seen that one or more of the characteristics are significantly reduced as compared to the examples of the present invention.
[0104]
As described above, by applying the present invention, it is possible to change the gear manufacturing process to induction hardening with higher productivity than carburized steel, which greatly contributes to reduction of gear manufacturing costs. .
[0105]
【The invention's effect】
According to the present invention, a steel is conventionally produced by a carburizing process by regulating the chemical composition of steel, the number and size of oxide-based nonmetallic inclusions, and defining hot forging conditions in a secondary working process. It is possible to apply induction hardening with high productivity to mechanical parts such as high-strength gears, and as a result, it is possible to easily mass-produce parts having characteristics equal to or higher than those of carburized products.
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