JP6082302B2 - Carburized parts with excellent surface fatigue strength and manufacturing method thereof - Google Patents
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Description
本発明は、高い面疲労強度を有する浸炭部品、およびこうした浸炭部品を製造するための有用な方法に関するものである。本発明の浸炭部品は、自動車部品や建築機械、その他の各種機械に使用される歯車やシャフト類等の素材として有用なものであるが、以下では自動車用歯車に適用する場合を中心にして説明を進める。 The present invention relates to carburized parts having high surface fatigue strength and useful methods for manufacturing such carburized parts. The carburized parts of the present invention are useful as materials for gears and shafts used in automobile parts, construction machines, and other various machines. To proceed.
自動車、建設車両および建設機器を取り巻く環境は、省エネルギー化や一層の性能向上が要請されており、車体の軽量化やエンジン出力の増大への取り組みが益々進められている。このため、自動車や建設車両・機器に使用される歯車、特に駆動系伝達部に使用されている歯車の使用環境は、より一層過酷になっており、優れた歯元疲労強度や耐ピッチング性を備えた歯車が要求されている。 The environment surrounding automobiles, construction vehicles and construction equipment is required to save energy and further improve performance, and efforts to reduce the weight of the vehicle body and increase the engine output are being promoted. For this reason, the usage environment of gears used in automobiles and construction vehicles / equipment, especially gears used in drive train transmission parts, has become even more severe, with excellent tooth root fatigue strength and pitting resistance. Gears equipped are required.
従来の歯車では、これを作製する歯車用鋼として、クロム鋼であるＪｌＳ−ＳＣｒ４２０鋼や、クロムモリブデン鋼であるＪｌＳ−ＳＣＭ４２０鋼などの肌焼鋼が採用されてきた。そして，これらの肌焼鋼を歯車形状に成形した後、浸炭・焼入れ・焼戻し（以下、「浸炭処理」という）を施して、いわゆる浸炭歯車としている。 In conventional gears, case-hardened steels such as JlS-SCr420 steel, which is chromium steel, and JlS-SCM420 steel, which is chromium molybdenum steel, have been employed as gear steel for producing the gear. These case-hardened steels are formed into gear shapes and then carburized, quenched, and tempered (hereinafter referred to as “carburizing treatment”) to form so-called carburized gears.
しかしながら、上記のような従来の歯車においては、次の問題がある。即ち、近年では自動車や建設車両・建設機器に要求されている車体の軽量化やエンジンの高出力要求が益々強くなっており、従来鋼を従来の基準で浸炭処理しただけの浸炭歯車では、こうした要求に対応できない状態になりつつある。 However, the conventional gear as described above has the following problems. In other words, in recent years, the demands for weight reduction and high engine output required for automobiles, construction vehicles, and construction equipment have become stronger, and this is the case with carburized gears that are simply carburized using conventional steel. It is becoming unable to respond to requests.
こうした状況の下、これまでにも歯面強度をより向上させるための技術が提案されている。こうした技術として、例えば特許文献１には、Ｓｉ含有量を低減することによって浸炭異常層の発生を抑制し、歯面強度（耐ピッチング性）を向上させる提案が示されている。このような観点からなされた技術は、他にも多数見られる。 Under such circumstances, techniques for improving the tooth surface strength have been proposed so far. As such a technique, for example, Patent Document 1 discloses a proposal for suppressing generation of a carburized abnormal layer by reducing Si content and improving tooth surface strength (pitting resistance). There are many other techniques made from this point of view.
しかしながら、このような技術について本発明者らが、詳細な調査・研究を行ったところ、Ｓｉ含有量を低減するだけでは、焼戻し軟化抵抗が低下し、また浸炭異常層を抑制する方法では、歯元のなじみ性が却って悪化するため、優れた耐ピッチング性が確保できないことが判明した。 However, as a result of detailed investigations and researches conducted by the present inventors on such a technique, the temper softening resistance is reduced only by reducing the Si content, and the method for suppressing the carburizing abnormal layer is not effective. It turned out that excellent pitting resistance could not be secured because the original conformability deteriorated.
一方、特許文献２には、浸炭後のショットピーニング条件を適正化し、表面硬さを上昇させると共に、表面粗さの低減および不完全焼入層の低減を図ることによって、歯面強度を向上させる技術が示されている。しかしながら、圧延条件が適正化されていないために、硬さにバラつきが生じ、摩耗が生じやすくなるという別の問題がある。また、ショットピーニングを実施するため、製造コストの上昇を招くことにもなる。 On the other hand, Patent Document 2 improves the tooth surface strength by optimizing the shot peening conditions after carburizing, increasing the surface hardness, and reducing the surface roughness and the incompletely hardened layer. Technology is shown. However, since the rolling conditions are not optimized, there is another problem that the hardness varies and the wear tends to occur. Further, since shot peening is performed, the manufacturing cost is increased.
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、面疲労強度を優れたものとして耐ピッチング性や耐摩耗性を良好にし、しかも硬さのばらつきが低減された浸炭部品、およびこのような浸炭部品を製造するための有用な方法を提供することにある。 The present invention has been made under such circumstances, and the purpose thereof is carburized parts having excellent surface fatigue strength, good pitting resistance and wear resistance, and reduced hardness variation, And providing a useful method for producing such carburized parts.
上記目的を達成し得た本発明の浸炭部品とは、Ｃ：０．１５〜０．２５％（質量％の意味、成分組成について、以下同じ）、Ｓｉ：０．４０〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜０．４９％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．２５〜１．６％、Ｍｏ：０．４〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００８〜０．０２５％、およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）、を夫々含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、浸炭後の表面粒界酸化層平均深さが５〜１５μｍであり、表面を加工方向に垂直に０．１ｍｍ毎に表面硬さを測定したときに、隣接部との硬さの差の最大値が３０ＨＶ以下であると共に、表面から５０μｍ深さ位置における３００℃焼戻し硬さの平均が６３０ＨＶ以上であることを特徴とする。尚、「加工方向に垂直」とは、例えば加工が圧延の場合には圧延方向に垂直であることを意味する。 The carburized parts of the present invention that can achieve the above-mentioned object are: C: 0.15 to 0.25% (meaning of mass%, the same applies to the component composition), Si: 0.40 to 0.6%, Mn: 0.3 to 0.49%, P: 0.015% or less (not including 0%), S: 0.02% or less (not including 0%), Cr: 1.25 to 1.6 %, Mo: 0.4 to 1.0%, Al: 0.01 to 0.05%, N: 0.008 to 0.025%, and O: 0.0025% or less (excluding 0%) , The balance is made of iron and inevitable impurities, the surface grain boundary oxide layer has an average depth of 5 to 15 μm after carburizing, and the surface hardness is measured every 0.1 mm perpendicular to the processing direction. Sometimes, the maximum hardness difference between adjacent parts is 30 HV or less, and the 300 ° C. tempered hardness level at a depth of 50 μm from the surface. The average is 630 HV or more. Note that “perpendicular to the working direction” means that, for example, when the working is rolling, it is perpendicular to the rolling direction.
本発明の浸炭部品の化学成分組成において、更に、（ａ）Ｃｕ：０．２５％未満（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．２５％未満（０％を含まない）、（ｂ）Ｎｂ：０．０４％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、等を含有するものであっても良い。 In the chemical composition of the carburized part of the present invention, (a) Cu: less than 0.25% (excluding 0%) and / or Ni: less than 0.25% (excluding 0%), (b ) Nb: not more than 0.04% (not including 0%), Ti: not more than 0.05% (not including 0%), and V: not more than 0.1% (not including 0%) One or more of them may be contained.
本発明の浸炭部品を製造するにあたっては、上記のような化学成分組成を有する鋼材を、凝固途中の鋳片に圧下を加え、１２００〜１３００℃の温度範囲で１．５時間以上、１０時間以下加熱した後、分塊圧延を実施し、引き続き、圧延開始から圧延終了までの温度範囲を７５０〜１０５０℃として、鍛錬比：４以上で熱間圧延を実施し、部品に成型した後に浸炭処理を行うようにすればよい。この方法においては、浸炭処理前に減面率３０％以下で伸線加工することも有効である。 In producing the carburized parts of the present invention, the steel material having the chemical composition as described above is reduced to a slab in the middle of solidification, and is 1.5 to 10 hours at a temperature range of 1200 to 1300 ° C. After heating, split rolling is performed. Subsequently, the temperature range from the start of rolling to the end of rolling is set to 750 to 1050 ° C., hot rolling is performed at a forging ratio of 4 or more, and carburizing treatment is performed after forming into parts. You just have to do it. In this method, it is also effective to perform wire drawing at a surface reduction rate of 30% or less before carburizing.
本発明によれば、鋼材の化学成分組成を適切に調整すると共に、浸炭後の表面粒界酸化層平均深さを適切に制御し、且つ表面を加工方向に垂直に０．１ｍｍ毎に表面硬さを測定したときに、隣接部との硬さの差の最大値が３０ＨＶ以下であると共に、表面から５０μｍ深さ位置における３００℃焼戻し硬さの平均が６３０ＨＶ以上であるようにすることによって、従来技術よりも面疲労強度が更に優れたものとなり、しかも硬さのばらつきが低減された浸炭部品が実現できる。 According to the present invention, the chemical composition of the steel material is appropriately adjusted, the average depth of the surface grain boundary oxide layer after carburizing is appropriately controlled, and the surface is hardened every 0.1 mm perpendicular to the processing direction. When the thickness is measured, the maximum value of the difference in hardness with the adjacent portion is 30 HV or less, and the average of the 300 ° C. tempering hardness at a 50 μm depth position from the surface is 630 HV or more, It is possible to realize a carburized part having a surface fatigue strength superior to that of the prior art and having reduced hardness variations.
本発明者らは、面疲労強度を高めて耐ピッチング寿命や耐摩耗性を良好にし、しかも硬さのばらつきが低減された浸炭部品を実現すべく、様々な角度から検討した。その結果、下記の知見が得られた。 The present inventors have studied from various angles in order to realize a carburized part with improved surface fatigue strength, good pitting resistance life and wear resistance, and reduced hardness variation. As a result, the following knowledge was obtained.
（１）表面粒界酸化層の深さが増大すると（例えば平均で１５μｍよりも大きくなると）、亀裂発生源となり、ピッチング寿命が低下すると共に、不完全焼入層の生成による硬さ低下のため、摩耗量が増加する。また粒界酸化層深さが低減すると（例えば平均で５μｍ未満になると）、なじみ性が悪化し、ピッチング寿命が低下する。
（２）表面硬さの隣接部との硬さの差が大きくなると（ビッカース硬さＨＶで３０よりも大きくなると）、使用中に摩耗量にばらつきが生じて、不均一な応力分布となり、ピッチング寿命が低下する。
（３）ピッチング寿命試験中は、摩擦熱により硬さの低下が生じる。そのため、表面から５０μｍ深さ位置での３００℃焼戻し硬さが低下すると（例えば平均で６３０ＨＶよりも小さくなると）、ピッチング寿命が低下する。
(1) When the depth of the surface grain boundary oxide layer increases (for example, when it becomes larger than 15 μm on average), it becomes a crack generation source, the pitching life is reduced, and the hardness decreases due to the generation of an incompletely hardened layer. The amount of wear increases. Further, when the depth of the grain boundary oxide layer is reduced (for example, when the average is less than 5 μm), the conformability is deteriorated and the pitching life is reduced.
(2) When the difference in hardness of the surface hardness from the adjacent part becomes large (when the Vickers hardness HV is larger than 30), the wear amount varies during use, resulting in non-uniform stress distribution and pitching. The service life is reduced.
(3) During the pitching life test, hardness decreases due to frictional heat. Therefore, when the 300 ° C. tempering hardness at a depth of 50 μm from the surface is lowered (for example, smaller than 630 HV on average), the pitching life is lowered.
加工方向に垂直に０．１ｍｍ毎に表面硬さを測定したときに、隣接部との硬さ（ビッカース硬さ）の差を３０ＨＶ以下とするためには、浸炭時に生成するＣｒ系やＭｎ系の粒界酸化物を均一に分散させる必要がある。そのためには、鋳片凝固時に生じる成分の偏析を低減する必要がある（製造方法については、後述する）。尚、「鍛錬比」とは、分塊圧延後且つ熱間圧延前の鋼材の断面積を熱間圧延後の断面積で割った値である。また浸炭前に減面率３０％以下で伸線加工を実施することによって、表層のＣｒやＭｎの偏析を伸展させ、更に浸炭時に最表面の結晶粒を微細化し、より粒界酸化物を均一に分散でき、隣接部との硬さの差を低減することができるので好ましい。このとき減面率３０％よりも大きい値で伸線加工すると、クラックが発生しやすくなり、浸炭部品に鍛造する際に、割れが発生するため、成形ができなくなる。 When the surface hardness is measured every 0.1 mm perpendicular to the processing direction, the difference in hardness (Vickers hardness) between adjacent parts is 30 HV or less. It is necessary to uniformly disperse the grain boundary oxide. For that purpose, it is necessary to reduce the segregation of the component which arises at the time of slab solidification (a manufacturing method is mentioned later). The “forging ratio” is a value obtained by dividing the cross-sectional area of the steel material after the block rolling and before the hot rolling by the cross-sectional area after the hot rolling. Also, by performing wire drawing at a surface reduction rate of 30% or less before carburizing, the segregation of Cr and Mn on the surface layer is extended, and the outermost crystal grains are further refined during carburizing, making the grain boundary oxide more uniform. This is preferable because the difference in hardness from the adjacent portion can be reduced. At this time, if wire drawing is performed at a value larger than the area reduction rate of 30%, cracks are likely to occur, and cracks occur when forging into carburized parts, making molding impossible.
本発明の鋼材は、浸炭部品としての特性を発揮させると共に、上記の要件を満足させるために、その化学成分組成も適切に調整する必要がある。こうした観点から、鋼材の化学成分組成の範囲設定理由は次の通りである。 The steel material of the present invention needs to appropriately adjust its chemical composition in order to exhibit the characteristics as a carburized part and satisfy the above requirements. From such a viewpoint, the reason for setting the range of the chemical composition of the steel is as follows.
（Ｃ：０．１５〜０．２５％）
Ｃは、強度付与元素であり、０．１５％未満では必要な強度が得られない。一方、０．２５％を超えると冷間加工性の低下、被削性および靱性の低下の原因となるので、０．２５％を上限とする。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．１７％以上（より好ましくは０．１９％以上）であり、好ましい上限は０．２３％以下（より好ましくは０．２１％以下）である。
(C: 0.15-0.25%)
C is a strength imparting element, and if it is less than 0.15%, the required strength cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.25%, it causes a decrease in cold workability, machinability and toughness, so 0.25% is made the upper limit. The preferable lower limit of the C content is 0.17% or more (more preferably 0.19% or more), and the preferable upper limit is 0.23% or less (more preferably 0.21% or less).
（Ｓｉ：０．４０〜０．６％）
Ｓｉは、鋼材の軟化抵抗性を向上させて面疲労強度を高める元素として作用し、本発明では積極的に含有させる。こうした作用を有するＳｉを含有させることによって、歯車などにおいて駆動中に接触部位の温度が上昇した際に、軟化の抑制が図れて高い硬さを維持し、ピッチングに対する面疲労強度向上、および耐摩耗性向上に寄与する。こうした効果を発揮させる為には、Ｓｉは０．４０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると強度上昇が著しくなって、冷間加工性および被削性が低下することになる。また粒界酸化層が増大し、表面の硬さ低下の一因となり、摩耗量増大、疲労強度の低下の原因となる。こうした観点ら、Ｓｉ含有量の上限を０．６％以下とする。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．４３％以上（より好ましくは０．４５％以上）であり、好ましい上限は０．５５％以下（より好ましくは０．５３％以下）である。
(Si: 0.40 to 0.6%)
Si acts as an element that improves the softening resistance of the steel material and increases the surface fatigue strength, and is actively contained in the present invention. By containing Si having such an action, when the temperature of the contact portion rises during driving in a gear or the like, softening is suppressed and high hardness is maintained, and surface fatigue strength against pitting is improved, and wear resistance is increased. Contributes to improved performance. In order to exert such an effect, Si needs to be contained by 0.40% or more. However, when the Si content is excessive, the strength is remarkably increased and cold workability and machinability are lowered. In addition, the grain boundary oxide layer increases, which contributes to a decrease in surface hardness, an increase in the amount of wear, and a decrease in fatigue strength. From these viewpoints, the upper limit of the Si content is set to 0.6% or less. The preferable lower limit of the Si content is 0.43% or more (more preferably 0.45% or more), and the preferable upper limit is 0.55% or less (more preferably 0.53% or less).
（Ｍｎ：０．３〜０．４９％）
Ｍｎは、脱酸・脱硫剤および焼入れ性向上元素として作用する。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．３％以上含有させる必要がある。またＭｎ含有量が０．３％よりも少なくなると、粒界酸化層が低減し、歯車使用時のなじみ性が悪化する原因になる。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると、冷間加工性や靱性の低下を招くと共に、被削性も劣化する。また粒界酸化層が増大すると共に、偏析による表面の粒界酸化層の不均一化により隣接部との硬さの差が大きくなる一因となり、摩耗量増大、面疲労強度を低下させることにもなる。こうした観点から、Ｍｎ含有量は０．４９％以下とする。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３５％以上（より好ましくは０．４０％以上）であり、好ましい上限は０．４７％以下（より好ましくは０．４５％以下）である。
(Mn: 0.3-0.49%)
Mn acts as a deoxidizing / desulfurizing agent and a hardenability improving element. In order to exert such an effect, it is necessary to contain 0.3% or more of Mn. On the other hand, if the Mn content is less than 0.3%, the grain boundary oxide layer is reduced, and the conformability at the time of using the gear is deteriorated. However, when the Mn content is excessive, cold workability and toughness are lowered and machinability is also deteriorated. In addition to an increase in the grain boundary oxide layer, non-uniformity of the grain boundary oxide layer on the surface due to segregation contributes to an increase in the difference in hardness with the adjacent part, which increases the wear amount and decreases the surface fatigue strength. Also become. From such a viewpoint, the Mn content is set to 0.49% or less. In addition, the minimum with preferable Mn content is 0.35% or more (more preferably 0.40% or more), and a preferable upper limit is 0.47% or less (more preferably 0.45% or less).
（Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない））
Ｐは、不可避的に不純物として含有する元素である。Ｐは粒界に偏析し、加工性、面疲労強度を低下させるため、極力低減することが望ましい。しかしながら、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｐの含有量は、０．０１５％以下とした。好ましくは０．０１０％以下（より好ましくは０．００８％以下）に低減するのが良い。
(P: 0.015% or less (excluding 0%))
P is an element inevitably contained as an impurity. P is segregated at the grain boundary and lowers workability and surface fatigue strength, so it is desirable to reduce it as much as possible. However, extremely reducing causes an increase in steelmaking cost. For these reasons, the P content is set to 0.015% or less. Preferably, it is good to reduce to 0.010% or less (more preferably 0.008% or less).
（Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない））
Ｓは、不可避的に不純物として含有する元素である。ＳはＭｎＳとして析出し、面疲労強度および衝撃特性を低下させるため極力低減することが望ましい。しかしながら、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｓ含有量は、０．０２％以下とした。好ましくは０．０１５％以下（より好ましくは０．０１０％以下）に低減するのが良い。
(S: 0.02% or less (excluding 0%))
S is an element inevitably contained as an impurity. It is desirable to reduce S as much as possible because S precipitates as MnS and lowers the surface fatigue strength and impact characteristics. However, extremely reducing causes an increase in steelmaking cost. For these reasons, the S content is set to 0.02% or less. Preferably it is good to reduce to 0.015% or less (more preferably 0.010% or less).
（Ｃｒ：１．２５〜１．６％）
ＣｒはＭｎと同様に、焼入れ性向上元素として作用し、また焼戻し軟化抵抗の低下を防止する効果がある。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒは１．２５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰になると、冷間加工性や靱性の低下を招くと共に、被削性も劣化する。また、粒界酸化層が増大すると共に、偏析による表面の粒界酸化物の不均一により隣接部との硬さの差が大きくなり、摩耗量増大や疲労強度の低下の原因になる。こうした観点から、Ｃｒ含有量は１．６％以下とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．３０％以上（より好ましくは１．３５％以上）であり、好ましい上限は１．５％以下（より好ましくは１．４％以下）以下である。
(Cr: 1.25 to 1.6%)
Cr, like Mn, acts as a hardenability improving element and has the effect of preventing a decrease in temper softening resistance. In order to exhibit such an effect, Cr needs to be contained 1.25% or more. However, when the content of Cr is excessive, cold workability and toughness are reduced, and machinability is also deteriorated. In addition, the grain boundary oxide layer increases, and the difference in hardness from the adjacent portion increases due to unevenness of the grain boundary oxide on the surface due to segregation, which causes an increase in wear and a decrease in fatigue strength. From such a viewpoint, the Cr content needs to be 1.6% or less. In addition, the minimum with preferable Cr content is 1.30% or more (more preferably 1.35% or more), and a preferable upper limit is 1.5% or less (more preferably 1.4% or less).
（Ｍｏ：０．４〜１．０％）
ＭｏはＭｎと同様に、焼入れ性を向上元素として作用し、また焼戻し軟化抵抗を高める上で有効な元素である。更に浸炭後の不完全焼入層の生成を抑制する効果も有し、隣接部との硬さの差異を低減する効果も発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｏは０．４％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させるとコスト上昇を招き、更に冷間加工性が劣化すると共に、被削性を低下させる。こうした観点から、Ｍｏ含有量の上限は１．０％以下とする必要がある。尚、Ｍｏの好ましい下限は０．４５％以上（より好ましくは０．５０％以上）であり、好ましい上限は０．９５％以下（より好ましくは０．９０％以下）である。
(Mo: 0.4-1.0%)
Mo, like Mn, acts as an element for improving hardenability and is an effective element for increasing temper softening resistance. Furthermore, it has the effect of suppressing the generation of an incompletely hardened layer after carburizing, and also exhibits the effect of reducing the difference in hardness from the adjacent part. In order to exert such an effect, Mo needs to be contained by 0.4% or more. However, if Mo is excessively contained, the cost is increased, and further, cold workability is deteriorated and machinability is lowered. From such a viewpoint, the upper limit of the Mo content needs to be 1.0% or less. A preferable lower limit of Mo is 0.45% or more (more preferably 0.50% or more), and a preferable upper limit is 0.95% or less (more preferably 0.90% or less).
（Ａｌ：０．０１〜０．０５％）
Ａｌは脱酸剤であると同時に、微細な窒化物形成により結晶粒を微細化し、靱性を向上させる元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、少なくとも０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌの含有量が過剰になると、鋳造および圧延時に窒化物の粗大化によって、靱性に悪影響を及ぼし、加工性を低下することになる。また、粒界酸化層が増大し、表面の硬さ低下の一因となり、摩耗性増大、面疲労強度の低下の原因となる。こうした観点から、Ａｌの含有量は０．０５％以下とする必要がある。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％以上（より好ましくは０．０２０％以上）であり、好ましい上限は０．０４０％（より好ましくは０．０３５％以下）である。
(Al: 0.01-0.05%)
Al is a deoxidizer and an element that refines crystal grains by forming fine nitrides and improves toughness. In order to exhibit such an effect effectively, it is necessary to contain at least 0.01% or more. However, if the Al content is excessive, the toughness is adversely affected by the coarsening of the nitride during casting and rolling, and the workability is reduced. In addition, the grain boundary oxide layer increases, which contributes to a decrease in surface hardness, an increase in wear resistance, and a decrease in surface fatigue strength. From such a viewpoint, the Al content needs to be 0.05% or less. In addition, the minimum with preferable Al content is 0.015% or more (more preferably 0.020% or more), and a preferable upper limit is 0.040% (more preferably 0.035% or less).
（Ｎ：０．００８〜０．０２５％）
Ｎは、Ａｌ等と窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、靱性を向上させる元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎは少なくとも０．００８％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になると、歪み時効により、冷間加工性が低下するので、その含有量は０．０２５％以下とする。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１１％以上（より好ましくは０．０１５％以上）％であり、好ましい上限は０．０２２％以下（より好ましくは０．０２０％以下）である。
(N: 0.008 to 0.025%)
N is an element that forms a nitride with Al or the like, refines crystal grains, and improves toughness. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain N at least 0.008% or more. However, if the N content is excessive, the cold workability deteriorates due to strain aging, so the content is made 0.025% or less. In addition, the minimum with preferable N content is 0.011% or more (more preferably 0.015% or more)%, and a preferable upper limit is 0.022% or less (more preferably 0.020% or less).
（Ｏ：０．００２５％以下（０％を含まない））
Ｏは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、酸化物として存在し、疲労特性、衝撃特性を低下させるため、極力低減することが望ましい。しかしながら、Ｏを極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｏ含有量は、０．００２５％以下とした。好ましくは０．００２０％以下（より好ましくは０．００１５％以下）に低減するのが良い。
(O: 0.0025% or less (excluding 0%))
O is an element that is inevitably contained as an impurity, but it exists as an oxide, and it is desirable to reduce it as much as possible because it deteriorates fatigue characteristics and impact characteristics. However, extremely reducing O results in an increase in steelmaking costs. For these reasons, the O content is set to 0.0025% or less. Preferably it is good to reduce to 0.0020% or less (more preferably 0.0015% or less).
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避不純物である。この不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ｂ、Ｔｅ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂｉ、Ｌｉ、Ｚｒ等）の混入が許容され得る。また、本発明の鋼材には、必要によって更に（ａ）Ｃｕ：０．２５％未満（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．２５％未満（０％を含まない）、（ｂ）Ｎｂ：０．０４％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上等を含有させることができ、含有される元素に応じて鋼材の特性が更に改善される。これらを含有するときの範囲設定理由は下記の通りである。 The contained elements specified in the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities. As this inevitable impurity, an element (for example, B, Te, Pb, Ca, Mg, Bi, Li, Zr, etc.) brought in depending on the situation of the raw material, material, manufacturing equipment, etc. can be allowed to be mixed. Further, the steel material of the present invention may further include (a) Cu: less than 0.25% (not including 0%) and / or Ni: less than 0.25% (not including 0%), (b) if necessary. Nb: selected from the group consisting of 0.04% or less (excluding 0%), Ti: 0.05% or less (not including 0%), and V: 0.1% or less (not including 0%) One or more kinds can be contained, and the properties of the steel material are further improved according to the contained elements. The reason for setting the range when these are contained is as follows.
（Ｃｕ：０．２５％未満（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．２５％未満（０％を含まない））
ＣｕおよびＮｉは、鋼材の焼入れ性を高める効果があるが、添加しなくても目的とする性能が得られる場合もあるので、必要に応じて単独または併用して少量添加できる。これらの元素を含有させる場合には、いずれも０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）含有させることが好ましい。但し、多量に含有させると、熱間加工性や冷間加工性を劣化させるので、いずれも０．２５％未満とすることが好ましい。より好ましくは、０．２３％以下（更に、好ましくは０．２０％以下）である。
(Cu: less than 0.25% (not including 0%) and / or Ni: less than 0.25% (not including 0%))
Cu and Ni have the effect of improving the hardenability of the steel material, but the target performance may be obtained without addition, so that small amounts can be added alone or in combination as necessary. When these elements are contained, it is preferable to contain 0.03% or more (more preferably 0.05% or more). However, if contained in a large amount, the hot workability and the cold workability are deteriorated. Therefore, both are preferably made less than 0.25%. More preferably, it is 0.23% or less (more preferably 0.20% or less).
（Ｎｂ：０．０４％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上）
Ｎｂ、ＴｉおよびＶは、浸炭後の結晶粒を微細化させ、鋼材の靱性を向上させると共に面疲労強度を向上させる効果がある。このような効果を発揮させるためには、Ｎｂで０．０１％以上（より好ましくは０．０１５％以上）、Ｔｉで０．００５％以上（より好ましくは０．０１％以上）、Ｖで０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）含有させることが好ましい。しかしながら、これらの元素が過剰になっても、その効果が飽和するだけでなく、粗大な析出物を形成し、強度を低下させる傾向があるので、Ｎｂで０．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）、Ｔｉで０．０５％以上（より好ましくは０．０４％以下）、Ｖで０．１％以下（より好ましくは０．０８％以下）とすることが好ましい。
(Nb: 0.04% or less (not including 0%), Ti: 0.05% or less (not including 0%), and V: 0.1% or less (not including 0%) One or more)
Nb, Ti, and V have the effect of refining crystal grains after carburizing, improving the toughness of the steel material, and improving the surface fatigue strength. In order to exert such an effect, Nb is 0.01% or more (more preferably 0.015% or more), Ti is 0.005% or more (more preferably 0.01% or more), and V is 0 It is preferable to contain 0.01% or more (more preferably 0.02% or more). However, even if these elements become excessive, not only the effect is saturated but also coarse precipitates are formed and the strength tends to be reduced. Therefore, Nb is 0.04% or less (more preferably 0). 0.03% or less), Ti 0.05% or more (more preferably 0.04% or less), and V 0.1% or less (more preferably 0.08% or less).
本発明で規定する要件を満足させつつ本発明の浸炭部品を製造するに当たっては、凝固途中の鋳片に圧下を加え、１２００〜１３００℃で１．５時間以上、１０時間加熱した後、分塊圧延を実施し、その後、圧延開始から圧延終了までの温度範囲を７５０〜１０５０℃として、鍛錬比４以上で熱間圧延を実施することが好ましい。 In producing the carburized part of the present invention while satisfying the requirements specified in the present invention, the slab is subjected to reduction, heated at 1200 to 1300 ° C. for 1.5 hours or more, and then heated for 10 hours. It is preferable that the rolling is performed, and thereafter the temperature range from the start of rolling to the end of rolling is set to 750 to 1050 ° C. and the hot rolling is performed at a forging ratio of 4 or more.
加工方向に垂直に０．１ｍｍ毎に表面硬さ（以下、「直打ち硬さ」と呼ぶことがある）を測定したときに、隣接部との硬さの差が３０ＨＶ以下とするためには、浸炭時に生成するＣｒ系やＭｎ系の粒界酸化物を均一に分散させる必要がある。そのためには、鋳片凝固時に生じる成分の偏析を低減する必要がある。こうした観点から、本発明では凝固途中の鋳片に圧下を加えることが好ましい。このときの圧下は、圧下量ｔ（総圧下量Δｔと、連続鋳造における圧下開始前のスラブ鋳片の厚さｔ0の比（ｔ＝Δｔ／ｔ0））で１％以上の圧下を行えば良い。 In order to make the difference in hardness between adjacent parts 30 HV or less when measuring the surface hardness (hereinafter sometimes referred to as “direct hitting hardness”) every 0.1 mm perpendicular to the processing direction It is necessary to uniformly disperse Cr-based and Mn-based grain boundary oxides generated during carburizing. For this purpose, it is necessary to reduce the segregation of components that occur during slab solidification. From this point of view, in the present invention, it is preferable to reduce the slab in the middle of solidification. The reduction at this time is a reduction of 1% or more by the reduction amount t (the ratio of the total reduction amount Δt and the thickness t 0 of the slab slab before the start of reduction in continuous casting (t = Δt / t 0 )). Just do it.
その後、１２００〜１３００℃で１．５時間以上、１０時間以下加熱した後、分塊圧延を実施する。このときの加熱温度が１２００℃よりも低くなったり、加熱時間（分塊圧延までの時間）が１．５時間よりも短くなると、ＣｒやＭｎの偏析が増大し、隣接部との硬さの差が３０ＨＶよりも大きくなる傾向がある。また加熱温度が１３００℃よりも高くなったり、加熱時間（分塊圧延までの時間）が１０時間よりも長くなると、粒界酸化層の厚さが増大し、面疲労強度が低下し、摩耗量も大きくなる。加熱温度のより好ましい下限は１２２０℃以上（更に好ましくは１２４０℃以上）であり、好ましい上限は１２８０℃以下（更に好ましくは１２６０℃以下）である。また、加熱時間（分塊圧延までの時間）のより好ましい下限は２．０時間以上（更に好ましくは２．５時間以上）であり、より好ましい上限は８．０時間以下（更に好ましくは６．０時間以下）である。 Then, after heating at 1200-1300 degreeC for 1.5 hours or more and 10 hours or less, lump rolling is implemented. If the heating temperature at this time is lower than 1200 ° C. or the heating time (time until the batch rolling) is shorter than 1.5 hours, the segregation of Cr and Mn increases, and the hardness of the adjacent portion increases. The difference tends to be greater than 30HV. Further, when the heating temperature is higher than 1300 ° C. or the heating time (time until block rolling) is longer than 10 hours, the thickness of the grain boundary oxide layer increases, the surface fatigue strength decreases, and the wear amount. Also grows. A more preferable lower limit of the heating temperature is 1220 ° C. or higher (more preferably 1240 ° C. or higher), and a preferable upper limit is 1280 ° C. or lower (more preferably 1260 ° C. or lower). Moreover, the more preferable lower limit of the heating time (time to the block rolling) is 2.0 hours or more (more preferably 2.5 hours or more), and the more preferable upper limit is 8.0 hours or less (more preferably 6. 0 hours or less).
また続く熱間圧延では圧延開始から圧延終了までの温度範囲（以下、「圧延温度」と呼ぶことがある）を７５０〜１０５０℃として、鍛錬比：４以上で熱間圧延を実施する。圧延温度が上記範囲（７５０〜１０５０℃）を外れたり、鍛錬比が４よりも低くなったりすると、ＣｒやＭｎの偏析が増大し、隣接部との硬さの差が３０ＨＶよりも大きくなる傾向がある。圧延温度のより好ましい下限は８００℃以上（更に好ましくは８５０℃以上）であり、より好ましい上限は１０００℃以下（更に好ましくは９５０℃以下）である。また鍛錬比のより好ましい下限は１０以上（更に好ましくは２０以上）である。鍛錬比が高くなり過ぎると、効果が飽和するため、６０以下とすることが好ましい（より好ましくは５０以下）。尚、「鍛錬比」とは、分塊圧延後且つ熱間圧延前の鋼材の断面積を熱間圧延後の断面積で割った値である。 In the subsequent hot rolling, the temperature range from the start of rolling to the end of rolling (hereinafter sometimes referred to as “rolling temperature”) is 750 to 1050 ° C., and hot rolling is performed at a forging ratio of 4 or more. When the rolling temperature is out of the above range (750 to 1050 ° C.) or the forging ratio is lower than 4, the segregation of Cr and Mn increases, and the difference in hardness from the adjacent portion tends to be larger than 30 HV. There is. The more preferable lower limit of the rolling temperature is 800 ° C. or higher (more preferably 850 ° C. or higher), and the more preferable upper limit is 1000 ° C. or lower (more preferably 950 ° C. or lower). Moreover, the more preferable lower limit of the forging ratio is 10 or more (more preferably 20 or more). If the training ratio becomes too high, the effect is saturated, so 60 or less is preferable (more preferably 50 or less). The “forging ratio” is a value obtained by dividing the cross-sectional area of the steel material after the block rolling and before the hot rolling by the cross-sectional area after the hot rolling.
浸炭処理前には、減面率３０％以下で伸線加工を実施することも有効である。こうした工程を付加することによって、表層の偏析を伸展させ、浸炭時に最表面の結晶粒を微細化し、より粒界酸化物を均一に分散でき、隣接部との硬さの差を低減することができる。こうした効果を発揮させるためには、減面率は３％以上であることが好ましい（より好ましくは５％以上）。このときの減面率が３０％よりも大きい値で伸線加工すると、クラックが発生しやすくなり、浸炭部品に鍛造する際に、割れが発生するため、成形ができなくなる（より好ましくは２５％以下）。尚、減面率（ＲＡ）とは、伸線前後の線材の断面積を夫々Ｓ0およびＳ1としたとき、Ｓ0−Ｓ1のＳ0に対する割合として、ＲＡ＝{（Ｓ0−Ｓ1）／Ｓ0}×１００（％）で求められる値である。 Before the carburizing treatment, it is also effective to perform wire drawing at a surface reduction rate of 30% or less. By adding such a process, the segregation of the surface layer can be extended, the crystal grains on the outermost surface can be refined during carburizing, and the grain boundary oxide can be more evenly dispersed, reducing the difference in hardness between adjacent parts. it can. In order to exhibit such an effect, the area reduction rate is preferably 3% or more (more preferably 5% or more). If the area reduction ratio at this time is drawn at a value greater than 30%, cracks are likely to occur, and cracks occur when forging into carburized parts, making molding impossible (more preferably 25%). Less than). The area reduction ratio (RA) is defined as RA = {(S 0 -S) as a ratio of S 0 -S 1 to S 0 when the cross-sectional areas of the wire before and after wire drawing are S 0 and S 1 , respectively. 1 ) / S 0 } × 100 (%).
本発明の浸炭部品は、表面から５０μｍ深さ位置での３００℃焼戻し硬さ（平均値）において、６３０ＨＶ以上（好ましくは６５０ＨＶ以上）が確保でき、良好なピッチング寿命が得られるものとなる。また本発明の浸炭部品では、浸炭後の表面粒界酸化層平均深さが５〜１５μｍとなっているが、好ましくは７μｍ以上、１３μｍ以下である。また、表面を加工方向に垂直に０．１ｍｍ毎に表面硬さを測定したときに、隣接部との硬さの差の最大値が３０ＨＶ以下となっているが、好ましくは２０ＨＶ以下である。 The carburized parts of the present invention can ensure 630 HV or higher (preferably 650 HV or higher) at a 300 ° C. tempering hardness (average value) at a depth of 50 μm from the surface, and a good pitching life can be obtained. In the carburized component of the present invention, the average depth of the surface grain boundary oxide layer after carburizing is 5 to 15 μm, preferably 7 μm or more and 13 μm or less. Further, when the surface hardness is measured every 0.1 mm perpendicular to the processing direction, the maximum difference in hardness from the adjacent portion is 30 HV or less, preferably 20 HV or less.
上記のような要件を満足する浸炭部品は、自動車部品や建築機械、その他の各種機械に使用される歯車やシャフト類等の素材として有用なものであるが、特に自動車用歯車に適用した場合には、良好な特性を発揮する歯車が得られる。 Carburized parts that satisfy the above requirements are useful as materials for gears and shafts used in automobile parts, construction machinery, and other various machines, especially when applied to automobile gears. Produces a gear exhibiting good characteristics.
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することは勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples.However, the present invention is not limited by the following examples as a matter of course, and may be implemented with modifications within a range that can meet the gist of the preceding and following descriptions. Of course, they are all possible and are included in the technical scope of the present invention.
（実施例１）
下記表１に示す各種化学成分組成の各種鋼材（鋼種Ａ〜Ｖ）を溶製し、凝固途中の鋳片に１％以上の圧下を加え（下記表２に示す試験Ｎｏ．１７は圧下無し）、下記表２、３に示す条件で分塊圧延を実施した（断面形状：１５５ｍｍ×１５５ｍｍ）。その後、下記表２、３に示す圧延時の製造条件（圧延温度の最低温度および最高温度、鍛錬比）で圧延を実施して圧延材（棒鋼または線材）を作製した。尚、鋼種Ａは従来のＳＣＭ４２０Ｈ相当鋼である。また表２、３に示した鍛錬比は、熱間圧延後の断面積に対する、分塊圧延後且つ熱間圧延前の断面積の比（分塊圧延後且つ熱間圧延前の断面積／熱間圧延後の断面積）を示しており、例えば熱間圧延後の圧延材の直径が７５ｍｍであれば鍛錬比は５となり、圧延後の圧延材の直径が２７．５ｍｍであれば鍛錬比は４０となる。
Example 1
Various steel materials (steel types A to V) having various chemical compositions shown in Table 1 below are melted, and a reduction of 1% or more is applied to the slab in the middle of solidification (Test No. 17 shown in Table 2 below is no reduction). Then, the partial rolling was performed under the conditions shown in Tables 2 and 3 below (cross-sectional shape: 155 mm × 155 mm). Thereafter, rolling was carried out under the rolling production conditions shown in Tables 2 and 3 (minimum temperature and maximum temperature of rolling temperature, forging ratio) to produce a rolled material (bar or wire). Steel type A is a conventional steel equivalent to SCM420H. The forging ratios shown in Tables 2 and 3 are the ratio of the cross-sectional area after hot rolling and before cross-rolling to the cross-sectional area after hot rolling (cross-sectional area after hot rolling and before hot rolling / heat. For example, if the diameter of the rolled material after hot rolling is 75 mm, the forging ratio is 5, and if the diameter of the rolled material after rolling is 27.5 mm, the forging ratio is 40.
得られた熱間圧延材のうち、試験Ｎｏ．１６、２９、３０のものについては、下記の条件で球状化焼鈍を行うと共に、試験Ｎｏ．２９、３０のものについては、夫々減面率６％、２２％で伸線加工を行った。 Among the obtained hot rolled materials, Test No. For Nos. 16, 29 and 30, spheroidizing annealing was performed under the following conditions, and test Nos. For 29 and 30, wire drawing was performed at a surface reduction ratio of 6% and 22%, respectively.
（球状化焼鈍条件）
各圧延材について、７６０℃まで２時間で昇温した後、その温度で５時間保持し、その後６５０℃までを５℃／時の平均冷却速度で徐冷する条件で球状化処理した。
(Spheroidizing annealing conditions)
About each rolling material, after heating up to 760 degreeC in 2 hours, it hold | maintained at the temperature for 5 hours, and it spheroidized on the conditions which then gradually cool to 650 degreeC with the average cooling rate of 5 degreeC / hour.
上記で得られた圧延材（一部球状化焼鈍したもの）について、下記の条件で面疲労強度および摩耗特性（摩耗量）の評価を行った。 About the rolling material (partially spheroidizing annealing) obtained above, the surface fatigue strength and wear characteristics (amount of wear) were evaluated under the following conditions.
（面疲労強度、摩耗特性の評価）
上記表２、３に示した各圧延材から、ローラピッチング試験片を下記の手順で作製し、得られた試験片について、面圧：２．７、３．０、３．３（ＧＰａ）、回転数：１５００ｒｐｍ、すべり率：−４０％、オートマチックオイル（油温：８０℃）使用の条件で、ローラピッチング試験を行ない、１００万回強度（１００万回試験した際、破損しない最大の応力）により、ピッチング強度を評価した。このとき用いた相手ローラは、ＳＵＪ２からなる調質品（表面硬さ：ＨＶ７００、クラウニングＲ：１５０ｍｍ）を用いた。そして、１００万回強度が３.４ＧＰａ以上（鋼種Ａをベースとしたときの寿命比が１．２倍以上）を合格とした。また、摩耗量については、面厚：３.０ＧＰａで、１００万回試験後の摩耗深さを測定し、試験Ｎｏ．１の２０．０μｍよりも少ないときを合格とした。
(Evaluation of surface fatigue strength and wear characteristics)
From each rolled material shown in Tables 2 and 3 above, roller pitching test pieces were produced by the following procedure, and for the obtained test pieces, surface pressure: 2.7, 3.0, 3.3 (GPa), Rotating speed: 1500rpm, slip rate: -40%, roller pitching test under the conditions of using automatic oil (oil temperature: 80 ° C), 1 million times strength (maximum stress that does not break when tested 1 million times) Thus, the pitching strength was evaluated. The mating roller used at this time was a tempered product (surface hardness: HV700, crowning R: 150 mm) made of SUJ2. And 1 million times intensity | strength was 3.4 GPa or more (the life ratio when based on steel type A is 1.2 times or more) was set as the pass. As for the amount of wear, the surface thickness was 3.0 GPa, the wear depth after 1 million tests was measured, and the test No. 1 was less than 20.0 μm.
（ローラピッチング試験片の作製）
上記鋼材（圧延材）の表面を研磨し、カーボンポテンシャルが０．８０％の浸炭ガス雰囲気中で浸炭処理（温度：９３０℃×５時間）した後油冷し、更に１７０℃で２時間の焼戻し処理を行った。こうして得られたローラピッチング試験片の試験部の最終形状は直径：２６ｍｍである。
(Production of roller pitching test piece)
The surface of the steel material (rolled material) is polished, carburized in a carburizing gas atmosphere with a carbon potential of 0.80% (temperature: 930 ° C. × 5 hours), then oil-cooled, and further tempered at 170 ° C. for 2 hours. Processed. The final shape of the test part of the roller pitching test piece thus obtained has a diameter of 26 mm.
また、表面粒界酸化層平均深さ、表面硬さ（直打ち硬さ）、３００℃焼戻し硬さ等についても、下記の方法によって測定した。 Moreover, surface grain boundary oxide layer average depth, surface hardness (direct hitting hardness), 300 ° C. tempering hardness, and the like were also measured by the following method.
（表面粒界酸化層平均深さの測定）
浸炭後のローラピッチング試験片を、加工方向に垂直に切り出し、埋め込み研磨後、最表面の任意の８箇所を走査型電子顕微鏡で測定して粒界酸化層厚さの平均値を求めた。このときの測定位置の概要を、図１（図面代用走査型電子顕微鏡写真）に示す。即ち、図１に示すように、走査型電子顕微鏡によって、粒界酸化物の存在を確認し、その位置（８箇所）での表面からの深さを粒界酸化層深さとして測定し、平均した。
(Measurement of surface grain boundary oxide layer average depth)
The roller pitching test piece after carburizing was cut out perpendicular to the processing direction, embedded and polished, and then measured at any 8 points on the outermost surface with a scanning electron microscope to determine the average value of the grain boundary oxide layer thickness. The outline of the measurement position at this time is shown in FIG. 1 (drawing-substitute scanning electron micrograph). That is, as shown in FIG. 1, the presence of the grain boundary oxide was confirmed by a scanning electron microscope, and the depth from the surface at that position (eight locations) was measured as the grain boundary oxide layer depth. did.
（表面硬さの測定）
浸炭後のローラピッチング試験片について、３００ｇの荷重でビッカース硬さ試験により最表面を加工方向に垂直に０．１ｍｍ毎に２ｍｍ長さ測定し、隣接部との硬さの差の最大値（直打ち硬さの差の最大値）を求めた。
(Measurement of surface hardness)
For the roller pitching test piece after carburizing, measure the length of the outermost surface by 2 mm every 0.1 mm perpendicularly to the processing direction by a Vickers hardness test at a load of 300 g, The maximum difference in punching hardness) was determined.
（３００℃焼戻し硬さの測定）
浸炭後のローラピッチング試験片について、３００℃×２時間焼戻しした後に、加工方向に垂直に切り出し、埋め込み研磨後、表面から５０μｍ深さ位置について、３００ｇの荷重でビッカース硬さ試験により５回（ｎ＝５）で測定し、平均値を算出した。
(Measurement of tempering hardness at 300 ° C)
The roller pitching test piece after carburizing was tempered at 300 ° C. for 2 hours, cut out perpendicular to the processing direction, embedded and polished, and 5 times (n) at a depth of 50 μm from the surface by a Vickers hardness test at a load of 300 g. = 5) and the average value was calculated.
各鋼材の浸炭後のローラピッチング試験片の材質（表面粒界酸化層平均深さ、直打ち硬さの差の最大値、３００℃焼戻し硬さ）、面疲労強度（１００万回強度、ベースとの寿命比）、および摩耗量を、下記表４、５に示す。 Roller pitching specimens after carburizing of each steel material (surface grain boundary oxide layer average depth, maximum difference in direct hit hardness, 300 ° C tempered hardness), surface fatigue strength (million times strength, base and Tables 4 and 5 below show the life ratio) and the wear amount.
これらの結果から、次のように考察することができる。即ち、試験Ｎｏ．２、３、１４〜１６、２５〜４１は、本発明で規定する要件を満たしており、いずれも良好な面疲労強度を発揮すると共に、摩耗量も少ないことが分かる。 From these results, it can be considered as follows. That is, test no. 2, 3, 14-16, 25-41 satisfy the requirements defined in the present invention, and all show excellent surface fatigue strength and a small amount of wear.
これに対して、試験Ｎｏ．１、４〜１３、１７〜２４、４２、４３は、本発明で規定する要件のいずれかを満足しない例であり（試験Ｎｏ．１は従来鋼を用いたもの）、浸炭後のローラピッチング試験片での材質の点で、いずれかの要件を満足しないものとなっており、少なくとも面疲労強度が劣化している。 In contrast, test no. 1, 4 to 13, 17 to 24, 42 and 43 are examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention (test No. 1 uses conventional steel), and a roller pitching test after carburizing. One of the requirements is not satisfied in terms of the material of the piece, and at least the surface fatigue strength is deteriorated.
このうち試験Ｎｏ．４は、Ｓｉ含有量が多いために（鋼種Ｄ）、表面粒界酸化層平均深さが増大しており、面疲労強度が低下すると共に、摩耗量も増加している。試験Ｎｏ．５は、Ｓｉ含有量が少ないために（鋼種Ｅ）、鋼材の軟化抵抗が低下（焼戻し硬さが低下）し、面疲労強度が低下している。 Of these, test no. No. 4 has a high Si content (steel type D), so that the average grain boundary oxide layer depth is increased, the surface fatigue strength is decreased, and the wear amount is also increased. Test No. In No. 5, since the Si content is small (steel type E), the softening resistance of the steel material is reduced (tempering hardness is reduced), and the surface fatigue strength is reduced.
試験Ｎｏ．６は、Ｃｒの含有量が多いために（鋼種Ｆ）、表面粒界酸化層平均深さが増大し、また硬さの差の最大値が増大しており、面疲労強度が低下すると共に、摩耗量も増加している。試験Ｎｏ．７は、Ｃｒの含有量が少ないために（鋼種Ｇ）、表面粒界酸化層平均深さが薄く、また焼戻し硬さが低くなっており、面疲労強度が低下している。 Test No. 6 has a large Cr content (steel type F), the surface grain boundary oxide layer average depth increases, the maximum value of the difference in hardness increases, and the surface fatigue strength decreases, The amount of wear is also increasing. Test No. No. 7 has a small Cr content (steel type G), so that the average grain boundary oxide layer depth is thin, the tempering hardness is low, and the surface fatigue strength is low.
試験Ｎｏ．８は、Ｍｎの含有量が多いために（鋼種Ｈ）、表面粒界酸化層平均深さが増大しており、また硬さの差の最大値が増大しており、面疲労強度が低下すると共に、摩耗量も増加している。試験Ｎｏ．９は、Ｍｎの含有量が少ないために（鋼種Ｉ）、表面粒界酸化層平均深さが薄くなって、面疲労強度が低下している。 Test No. No. 8 has a high Mn content (steel type H), the average depth of the surface grain boundary oxide layer is increased, the maximum value of the difference in hardness is increased, and the surface fatigue strength is reduced. Along with this, the amount of wear has also increased. Test No. In No. 9, since the Mn content is small (steel type I), the surface grain boundary oxide layer average depth is reduced, and the surface fatigue strength is reduced.
試験Ｎｏ．１０は、Ｍｏの含有量が少ないために（鋼種Ｊ）、硬さの差の最大値が増大し、焼戻し硬さが低くなっており、面疲労強度が低下している。試験Ｎｏ．１１は、Ａｌの含有量が多いために（鋼種Ｋ）、表面粒界酸化層平均深さが増大しており、面疲労強度が低下すると共に、摩耗量も増加している。 Test No. No. 10 has a small Mo content (steel type J), so that the maximum value of the difference in hardness is increased, the tempering hardness is decreased, and the surface fatigue strength is decreased. Test No. No. 11 has a large Al content (steel type K), the average depth of the surface grain boundary oxide layer is increased, the surface fatigue strength is lowered, and the wear amount is also increased.
試験Ｎｏ．１２は、Ｏ含有量が多いために（鋼種Ｌ）、酸化物量が増大し、表面粒界酸化層平均深さが増大しており、面疲労強度が低下すると共に、摩耗量も増加している。試験Ｎｏ．１３は、Ｎの含有量が多いために（鋼種Ｍ）、粗大窒化物が生成し、面疲労強度が低下している。 Test No. No. 12 has a large O content (steel type L), the oxide amount increases, the surface grain boundary oxide layer average depth increases, the surface fatigue strength decreases, and the wear amount also increases. . Test No. No. 13 has a large N content (steel type M), so that coarse nitrides are generated and the surface fatigue strength is reduced.
試験Ｎｏ．１７は、鋼材の化学成分組成は適切であるが（鋼種Ｏ）、連続鋳造時に圧下を行わなかったために、ＣｒやＭｎの偏析が増大し、硬さの差の最大値が増大し、面疲労強度が低下している。試験Ｎｏ．１８は、鋼材の化学成分組成は適切であるが（鋼種Ｏ）、分塊圧延温度が高くなっており、表面粒界酸化層平均深さが増大し、面疲労強度が低下すると共に、摩耗量も増加している。試験Ｎｏ．１９は、鋼材の化学成分組成は適切であるが（鋼種Ｏ）、分塊圧延温度が低くなっており、ＣｒやＭｎの偏析が増大し、硬さの差の最大値が増大し、面疲労強度も低下している。 Test No. No. 17, although the chemical composition of the steel material is appropriate (steel type O), since no reduction was performed during continuous casting, segregation of Cr and Mn increased, the maximum value of the difference in hardness increased, and surface fatigue occurred. The strength has decreased. Test No. No. 18, although the chemical composition of the steel material is appropriate (steel type O), the rolling temperature is high, the surface grain boundary oxide layer average depth increases, the surface fatigue strength decreases, and the wear amount Has also increased. Test No. No. 19, the chemical composition of the steel material is appropriate (steel type O), but the ingot rolling temperature is low, the segregation of Cr and Mn is increased, the maximum hardness difference is increased, and surface fatigue is increased. The strength is also reduced.
試験Ｎｏ．２０は、鋼材の化学成分組成は適切であるが（鋼種Ｏ）、分塊圧延時間が長くなっており、粒界酸化層厚さが増大し、面疲労強度が低下すると共に、摩耗量も増加している。試験Ｎｏ．２１は、鋼材の化学成分組成は適切であるが（鋼種Ｏ）、分塊圧延時間が短くなっており、ＣｒやＭｎの偏析が増大して、硬さの差の最大値が増大し、面疲労強度が低下すると共に、摩耗量も増加している。 Test No. No. 20, although the chemical composition of the steel material is appropriate (steel type O), the rolling time is increased, the grain boundary oxide layer thickness increases, the surface fatigue strength decreases, and the wear amount also increases. doing. Test No. No. 21, although the chemical composition of the steel is appropriate (steel type O), the rolling time is reduced, the segregation of Cr and Mn increases, the maximum value of the difference in hardness increases, As the fatigue strength decreases, the amount of wear also increases.
試験Ｎｏ．２２は、鋼材の化学成分組成は適切であるが（鋼種Ｏ）、圧延温度が高くなっており、ＣｒやＭｎの偏析が増大して、硬さの差の最大値が増大し、面疲労強度が低下している。試験Ｎｏ．２３は、鋼材の化学成分組成は適切であるが（鋼種Ｏ）、圧延温度が低くなっており、ＣｒやＭｎの偏析が増大して、硬さの差の最大値が増大し、面疲労強度が低下している。試験Ｎｏ．２４は、鋼材の化学成分組成は適切であるが（鋼種Ｏ）、鍛錬比が低くなっており、ＣｒやＭｎの偏析が増大して、硬さの差の最大値が増大し、面疲労強度が低下している。 Test No. Although the chemical composition of steel No. 22 is appropriate (steel type O), the rolling temperature is high, the segregation of Cr and Mn is increased, the maximum value of the difference in hardness is increased, and the surface fatigue strength is increased. Has fallen. Test No. No. 23, although the chemical composition of the steel material is appropriate (steel type O), the rolling temperature is low, the segregation of Cr and Mn is increased, the maximum value of the difference in hardness is increased, and the surface fatigue strength is increased. Has fallen. Test No. 24, the chemical composition of the steel material is appropriate (steel type O), but the forging ratio is low, the segregation of Cr and Mn increases, the maximum value of the difference in hardness increases, and the surface fatigue strength Has fallen.
試験Ｎｏ．４２は、Ｐ含有量が多いために（鋼種Ｕ）、粒界が脆化し、面疲労強度が低下している。試験Ｎｏ．４３は、Ｓ含有量が多いために（鋼種Ｖ）、ＭｎＳ量が増大し、面疲労強度が低下している。 Test No. No. 42 has a high P content (steel type U), so that the grain boundaries become brittle and the surface fatigue strength is reduced. Test No. No. 43 has a high S content (steel type V), so the amount of MnS increases and the surface fatigue strength decreases.
（実施例２）
前記表１に示した鋼材（鋼種Ａ、Ｏ）を溶製し、下記表６に示す圧延時の製造条件（圧延温度の最低温度および最高温度、鍛錬比）で圧延を実施して圧延材とした。得られた圧延材について、実施例１と同じ条件で面疲労強度および摩耗特性（摩耗量）の評価を行うと共に、表面粒界酸化層平均深さ、直打ち硬さの差の最大値、３００℃焼戻し硬さ等についても測定した。その結果を、下記表７に示す。
(Example 2)
The steel materials (steel types A and O) shown in Table 1 were melted and rolled under the production conditions (minimum temperature and maximum temperature of the rolling temperature, forging ratio) shown in Table 6 below. did. The obtained rolled material was evaluated for surface fatigue strength and wear characteristics (amount of wear) under the same conditions as in Example 1, and the maximum value of the difference in surface grain boundary oxide layer average depth and direct hit hardness, 300 The tempering hardness and the like were also measured. The results are shown in Table 7 below.
上記表６に示した各圧延材から、下記諸元の歯車（平歯車、はすば歯車）を作製し、これらの歯車について、実施例と同じ条件にて、浸炭処理を実施した。得られた各歯車について、表面粒界酸化層平均深さ、直打ち硬さの差の最大値、３００℃焼戻し硬さ（平均値）等を測定した。このときの測定位置は、図２に示すように［図２（ａ）は、平歯車の測定位置、図２（ｂ）は、はすば歯車の測定位置を示す］、歯丈の中央位置（歯丈の１／２の部分）とした。 Gears (spur gears, helical gears) having the following specifications were produced from the rolled materials shown in Table 6 above, and carburizing treatment was performed on these gears under the same conditions as in the examples. About each obtained gear, the surface grain boundary oxide layer average depth, the maximum value of the difference of direct hit hardness, 300 degreeC tempering hardness (average value), etc. were measured. The measurement position at this time is as shown in FIG. 2 [FIG. 2 (a) shows the measurement position of the spur gear, FIG. 2 (b) shows the measurement position of the helical gear], and the center position of the tooth height. (1/2 part of the tooth height).
（平歯車の諸元）
モジュール：２．５
圧力角度：２０°
歯数：２９個
歯丈長さ：２１．５ｍｍ
基準ピッチ円直径：７２．５ｍｍ
(Specifications of spur gear)
Module: 2.5
Pressure angle: 20 °
Number of teeth: 29 Tooth length: 21.5mm
Reference pitch circle diameter: 72.5mm
（はすば歯車の諸元）
モジュール：２．５２
圧力角度：２０°
歯数：２２個
歯丈長さ：１１．１ｍｍ
ねじれ角：３０°
基準ピッチ円直径：６４．０ｍｍ
(Specifications of helical gears)
Module: 2.52
Pressure angle: 20 °
Number of teeth: 22 Teeth length: 11.1mm
Twist angle: 30 °
Reference pitch circle diameter: 64.0 mm
その結果を一括して下記表８に示すが、平歯車およびはすば歯車のいずれにおいても、ローラピッチング試験の材質と同様の傾向を示していることが分かる（試験Ｎｏ．４５は実施例、試験Ｎｏ．４４、４６、４７は比較例）。 The results are collectively shown in Table 8 below, and it can be seen that both the spur gear and the helical gear show the same tendency as the material of the roller pitching test (Test No. 45 is an example, Test Nos. 44, 46 and 47 are comparative examples).
Claims (5)
Ｓｉ：０．４０〜０．６％、
Ｍｎ：０．３〜０．４９％、
Ｐ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：１．２５〜１．６％、
Ｍｏ：０．４〜１．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｎ：０．００８〜０．０２５％、および
Ｏ：０．００２５％以下（０％を含まない）、
を夫々含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、
浸炭後の表面粒界酸化層平均深さが５〜１５μｍであり、表面を加工方向に垂直に０．１ｍｍ毎に表面硬さを測定したときに、隣接部との硬さの差の最大値が３０ＨＶ以下であると共に、表面から５０μｍ深さ位置における３００℃焼戻し硬さの平均が６３０ＨＶ以上であることを特徴とする浸炭部品。 C: 0.15 to 0.25% (meaning by mass, the same applies to the component composition),
Si: 0.40 to 0.6%,
Mn: 0.3-0.49%
P: 0.015% or less (excluding 0%),
S: 0.02% or less (excluding 0%),
Cr: 1.25 to 1.6%,
Mo: 0.4 to 1.0%,
Al: 0.01 to 0.05%,
N: 0.008 to 0.025%, and O: 0.0025% or less (not including 0%),
Each of which consists of iron and inevitable impurities,
When the surface grain boundary oxide layer average depth after carburization is 5 to 15 μm and the surface hardness is measured every 0.1 mm perpendicular to the processing direction, the maximum value of the difference in hardness from the adjacent portion Is a carburized part characterized by having an average of 300 ° C. tempering hardness at a position 50 μm deep from the surface is 630 HV or more.
請求項１〜３のいずれかに記載の化学成分組成を有する鋼材を、凝固途中の鋳片に圧下を加え、１２００〜１３００℃の温度範囲で１．５時間以上、１０時間以下加熱した後、分塊圧延を実施し、引き続き、圧延開始から圧延終了までの温度範囲を７５０〜１０５０℃として、鍛錬比：４以上で熱間圧延を実施し、部品に成型した後に浸炭処理を行うことを特徴とする浸炭部品の製造方法。 A method for producing a carburized component according to claim 1,
The steel material having the chemical component composition according to any one of claims 1 to 3, after applying reduction to a slab in the middle of solidification and heating at a temperature range of 1200 to 1300 ° C for 1.5 hours or more and 10 hours or less, It is characterized in that it is subjected to block rolling, and subsequently, the temperature range from the start of rolling to the end of rolling is set to 750 to 1050 ° C., hot rolling is performed at a forging ratio of 4 or more, and carburization is performed after forming into parts. A method for manufacturing carburized parts.
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