JPH1017928A - Production of gear steel stock for induction hardening, excellent in machinability and fatigue strength - Google Patents
Production of gear steel stock for induction hardening, excellent in machinability and fatigue strengthInfo
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、高周波焼入用の歯
車用鋼材の製造方法に関し、特にその被削性および疲労
強度の向上を図ろうとするものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a method for producing a steel material for gears for induction hardening, and more particularly to improving the machinability and fatigue strength thereof.
【０００２】[0002]
【従来の技術】自動車や産業機械に用いられる歯車は、
0.2 mass％程度の炭素を含有する浸炭用合金鋼を用いて
鍛造→切削→旋削→歯切りにより所定の形状に加工した
後、浸炭焼入れ焼戻し処理によって歯車として必要な機
能を付与することにより製造されている。このような浸
炭プロセスによる製造は、ギヤー製造の主流プロセスと
なっているが、浸炭には 800〜950 ℃程度の温度で数時
間の処理が必要なことから、歯車製造プロセスにインラ
イン化することが難しく、このため生産性の向上ひいて
は製造コストの低減には自ずから限界があった。2. Description of the Related Art Gears used in automobiles and industrial machines are:
It is manufactured by using a carburizing alloy steel containing about 0.2 mass% of carbon, forging → cutting → turning → gear cutting to a predetermined shape, and then carburizing, quenching and tempering to give the necessary functions as gears. ing. Manufacturing by such a carburizing process is the mainstream gear manufacturing process, but carburizing requires a treatment at a temperature of about 800 to 950 ° C for several hours, so it can be inlined into the gear manufacturing process. It is difficult, and therefore, there is a natural limit to improving the productivity and the reduction of the manufacturing cost.
【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、ガス浸炭時には被処理材の表面に表面
異常層が不可避に生成し、この異常層が疲労強度および
衝撃特性を低下させるために、疲労強度および衝撃特性
の向上にも限度があった。さらに、浸炭焼入れ時に発生
する熱処理歪みによって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必要とされるところにも問題
を残していた。[0003] Carburization is generally carried out by gas carburization, but during gas carburization, an abnormal surface layer is inevitably formed on the surface of the material to be treated, and this abnormal layer lowers fatigue strength and impact characteristics. Therefore, the improvement of the fatigue strength and the impact characteristics is limited. Furthermore, since the material to be processed is deformed by the heat treatment distortion generated during carburizing and quenching,
Problems still remain where strict control of heat treatment conditions is required.
【０００４】上記した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を低減し、Mo,
Ni等を添加することによってガス浸炭時に発生する表
面異常層を低減し、疲労強度およ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たが、この鋼は、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
招くだけでなく、被削性等の加工性が劣化するところに
問題を残していた。[0004] In order to overcome the above-mentioned problems, Si, Mn and Cr in steel materials are reduced and Mo,
High-strength carburizing steel was developed by adding Ni etc. to reduce the abnormal surface layer generated during gas carburizing and improve fatigue strength and impact properties.However, this steel contains a large amount of expensive alloying elements. In addition to this, there is a problem in that not only the cost of steel material increases but also the workability such as machinability deteriorates.
【０００５】また、JIS 規格SCM435およびS55C等の機械
構造用合金および炭素鋼を用いて、浸炭焼入れプロセス
よりも生産能率が高い高周波焼入れによるギヤーの製造
が試みられているが、これらの鋼種は本来ギヤーへの適
用を考慮して決定された化学組成ではないため、浸炭プ
ロセスによって製造されるギヤーのように、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
度のギヤーへの適用は難しく、従って比較的低強度の歯
車のみへの適用に止まっている。[0005] In addition, it has been attempted to manufacture gears by induction hardening, which has a higher production efficiency than the carburizing and quenching process, by using alloys for mechanical structures such as JIS standard SCM435 and S55C and carbon steel, but these steel types are originally used. Since the chemical composition is not determined in consideration of the application to gears, it is difficult to apply it to high-strength gears used in automobile transmissions and differentials, such as gears produced by carburizing process, and therefore relatively low. It is limited to only gears of high strength.
【０００６】これらの問題を解決するものとして、例え
ば特開昭60−169544号公報には、化学組成を特定の範囲
に規制することによって、高周波焼入れプロセスによる
歯車の製造にも適用できるようにした鋼材が提案されて
いる。しかしながら、発明者らの検討によれば、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能率が低く、浸炭焼入れか
ら高周波焼入れへのプロセスの変更による生産性の向上
には限度があった。As a solution to these problems, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. Sho 60-169544 discloses that the chemical composition is restricted to a specific range so that it can be applied to gear manufacturing by an induction hardening process. Steel has been proposed. However, according to the study of the inventors, the chemical composition disclosed in the above publication has extremely low machinability as compared with the conventional carburizing steel, so the cutting process, which is an essential process in the manufacturing process, is required. The efficiency was low, and there was a limit to the improvement in productivity by changing the process from carburizing to induction hardening.
【０００７】[0007]
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記したよ
うな従来の問題を有利に解決するもので、被削性に優れ
るのはいうまでもなく、ギアーとして要求される諸特性
についても、従来の浸炭プロセスで製造されるギヤーと
同等以上の特性を確保することが可能な、高周波焼入れ
による歯車の製造に用いて好適な機械構造用鋼の有利な
製造方法を提案することを目的とする。SUMMARY OF THE INVENTION The present invention advantageously solves the above-mentioned conventional problems, and is not only superior in machinability, but also in respect of various characteristics required as a gear. An object of the present invention is to propose an advantageous method of manufacturing steel for machine structural use, which is capable of securing characteristics equal to or higher than those of gears manufactured by a conventional carburizing process and is suitable for manufacturing gears by induction hardening. .
【０００８】[0008]
【課題を解決するための手段】さて、本発明者らは、上
記の目的を達成すべく、歯車に要求される特性を高周波
焼入れプロセスにおいて確保するための鋼材の化学組成
について綿密な検討を行った。その結果、以下のような
知見を得るに至った。ギヤーには、歯元強度、歯面強度
および衝撃特性が要求される。ここに、歯元強度とは、
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。ところで、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ある
ことから、発明者らは回転曲げ疲労試験によって鋼材の
化学組成を検討した。Means for Solving the Problems In order to achieve the above object, the present inventors have conducted a thorough study on the chemical composition of a steel material for securing the characteristics required for a gear in an induction hardening process. Was. As a result, the following findings have been obtained. Gears are required to have root strength, tooth surface strength and impact characteristics. Here, the root strength is
It means the maximum stress at which the tooth portion is repeatedly subjected to stress and does not cause fatigue fracture from the root portion. By the way, this root strength is
Since there is a good correlation with the fatigue strength obtained by a fatigue test such as rotary bending, the inventors studied the chemical composition of a steel material by a rotary bending fatigue test.
【０００９】さて、疲労強度に影響を与える基本的な因
子は、材料の硬さおよび非金属介在物であり、材料硬さ
が低下すると疲労強度も低下する。ここに、高周波焼入
れによって、浸炭焼入れ材とほぼ同等の硬さを確保しよ
うとすると、Ｃ量としては約 0.5mass％程度以上が必要
である。また、疲労強度を向上させるためには、これば
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
である。この理由は、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ことから、これを細粒化するこ
とによって疲労亀裂伝播に対する抵抗が増大し、しかも
Ｐ等のように粒界に偏析しこれを脆化させる元素の濃度
が細粒化により減少するからである。The basic factors affecting the fatigue strength are the hardness of the material and nonmetallic inclusions, and the lower the hardness of the material, the lower the fatigue strength. Here, in order to secure the hardness almost equal to that of the carburized and quenched material by induction hardening, the amount of C needs to be about 0.5 mass% or more. In addition, in order to improve the fatigue strength, it is effective to make the austenite grain size finer. The reason for this is that the fatigue cracks extend along the prior austenite grain size, so that by making them smaller, the resistance to fatigue crack propagation increases, and segregation at the grain boundaries such as P occurs. This is because the concentration of the element that makes this brittle decreases due to finer grains.
【００１０】高周波焼入れは、急速短時間加熱処理であ
るので、オーステナイトの細粒化に対しては極めて有効
であるが、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等を添加すると一層細粒化するので、疲
労強度はより向上する。また、所定の素材硬さを得るた
めには、焼入れ性確保の面から合金元素の添加が必要と
なるが、これは歯車のサイズに応じて適正量添加すれば
よい。[0010] Induction quenching is a rapid and short-time heat treatment, so it is extremely effective in reducing the size of austenite. However, when N, Al, etc., which form precipitates that suppress the growth of austenite grains, are added. Since the grain size is further reduced, the fatigue strength is further improved. Further, in order to obtain a predetermined material hardness, it is necessary to add an alloy element from the viewpoint of ensuring hardenability, but this may be added in an appropriate amount according to the size of the gear.
【００１１】さらに、疲労強度を向上させるためには、
素材硬さを確保するだけでは不十分で、非金属介在物も
併せて低減する必要がある。すなわち、素材硬さを確保
することができても、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、疲労強度が著しく低下するから
である。特にアルミナのような硬質の非金属介在物は有
害である。このためにはＯの低減が必須であるが、発明
者の検討によれば、浸炭処理材と同程度の疲労強度を確
保する上からは、0.0015mass％以下にすることが不可欠
である。Further, in order to improve the fatigue strength,
It is not enough to ensure the hardness of the material, and it is necessary to reduce nonmetallic inclusions as well. That is, even if the material hardness can be ensured, the presence of non-metallic inclusions causes fatigue fracture from this portion, and the fatigue strength is significantly reduced. In particular, hard non-metallic inclusions such as alumina are harmful. For this purpose, the reduction of O is indispensable, but according to the study of the inventor, from the viewpoint of securing the same fatigue strength as that of the carburized material, it is essential that the content be 0.0015 mass% or less.
【００１２】また、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
とギヤーは正常な機能を発揮することが難しくなるので
歯面強度が必要とされる。この歯面強度は、転動疲労試
験と良い相関があり、この試験により評価することが可
能である。ただし、ギヤーの場合には歯面部に相対すべ
りが発生するのでこの摩擦によって著しい温度上昇が生
じるが、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、鋼に焼戻し軟化
抵抗を高めるSi, Mo, ＶおよびNb等を添加することが有
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。Further, fatigue damage called pitching occurs in the tooth surface due to repeated contact stress. When this occurs, it is difficult for the gear to perform its normal function, and thus the tooth surface strength is required. 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, a relative slip occurs on the tooth surface portion, so that the friction causes a remarkable temperature rise, but the temperature rise softens the steel material and causes pitting. To suppress this, it is effective to add Si, Mo, V, Nb, etc., which increase the tempering softening resistance to the steel, and it is possible to increase the tooth surface strength by adding these.
【００１３】さらに、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から歯が折損しギヤ
ーのみならずギヤーの組み込まれている機械全体が回復
が困難なほどの損傷を受けることになる。このため、衝
撃特性は極めて重要な特性である。衝撃特性に影響を及
ぼす因子としてはＣの影響が最も大きいが、浸炭プロセ
スを経て浸炭を施された部分のＣ濃度は約 0.8mass％程
度であるのに対し、高周波焼入れにより同等の鋼材硬さ
を得るために必要なＣは 0.5〜0.7 mass％程度であるの
で衝撃特性確保の観点からは有利である。しかし、衝撃
特性に影響を及ぼす因子はそれだけでなく、高周波焼入
れ時のオーステナイト粒径および粒界に偏析したＰ等の
不純物元素も影響を及ぼすので、γ粒の細粒化およびＰ
等の不純物元素の低減が衝撃特性の向上の上でも有効で
ある。Further, when an impact load is applied to the tooth root, if the impact characteristic of the steel material is low, the teeth are broken from the root and the gears and the entire machine in which the gears are incorporated are difficult to recover. Will be damaged. For this reason, impact characteristics are extremely important characteristics. The effect of C is the largest factor affecting the impact characteristics, but the C concentration in the part carburized through the carburizing process is about 0.8 mass%, while the hardness of the steel material is the same by induction hardening. Since C required to obtain C is about 0.5 to 0.7 mass%, it is advantageous from the viewpoint of ensuring impact characteristics. However, not only are the factors influencing the impact characteristics, but also the austenite grain size during induction hardening and impurity elements such as P segregated at the grain boundaries, so that the refinement of γ grains and the
The reduction of impurity elements such as is effective in improving impact characteristics.
【００１４】またさらに、上記したようなギヤーとして
必要とされる特性を確保する対応だけでは、高周波焼入
れによるギヤーの製造法としては不十分であり、前述し
たとおり、加工性とくに被削性の確保が重要である。こ
の被削性については、浸炭プロセスの場合には、低Ｃ鋼
が使用されるため、浸炭焼入れ前の状態では比較的高い
被削性を持っているが、他方、高周波焼入れプロセスの
場合には、浸炭鋼よりも高Ｃ化が不可欠であるため、被
削性確保の点からは極めて不利である。[0014] Further, the measures for ensuring the characteristics required as a gear as described above are not sufficient as a method of manufacturing a gear by induction hardening, and as described above, the workability, especially the machinability is ensured. is important. Regarding this machinability, in the case of the carburizing process, low C steel is used, so that it has a relatively high machinability before the carburizing and quenching, whereas, in the case of the induction hardening process, However, since higher C is indispensable than carburized steel, it is extremely disadvantageous in terms of ensuring machinability.
【００１５】そこで発明者らは、高Ｃ鋼における被削性
に及ぼす諸因子について検討した結果、以下に述べるよ
うな知見を得るに至った。すなわち、Ｃが 0.5mass％以
上の鋼では、快削性元素を一定とした場合、最も被削性
に影響を及ぼす因子はそのミクロ組織であり、特にフェ
ライト量とパーライトの形態が最も著しい影響を及ぼす
ことが判明した。高Ｃ鋼の場合、ミクロ組織としてはフ
ェライト−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に加え、フェラ
イトの増加により、切削時の亀裂の発生部であるフェラ
イト／パーライト界面が増加するため被削性が向上する
のである。[0015] The inventors of the present invention have studied various factors affecting the machinability of the high-C steel, and have obtained the following findings. That is, in steels with C of 0.5 mass% or more, when the free-cutting element is fixed, the factor that most affects the machinability is its microstructure. In particular, the amount of ferrite and the form of pearlite have the most significant effects. It was found to have an effect. In the case of a high-C steel, the microstructure has a ferrite-pearlite structure, but as the ferrite increases, the machinability improves. This is because, in addition to the decrease in the hardness of the steel material due to the increase in the amount of ferrite, the machinability is improved because the ferrite / pearlite interface, which is the portion where cracks occur during cutting, increases due to the increase in ferrite. .
【００１６】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よ
く発達した組織の場合には、パーライト部の延性が高い
ため、切削時の亀裂の発生部はフェライト／パーライト
界面に限定されるが、かような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
になるので、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
の合金元素の選択およびその適正化が重要であり、変態
点を低下させてラメラーの層状化を促進するMnやCrの低
減が特に効果的である。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。[0016] The form of pearlite also has a very large effect. That is, in the case of a structure in which the pearlite lamellar is well-developed in a layered manner, since the pearlite portion has high ductility, the portion where cracks occur during cutting is limited to the ferrite / pearlite interface, but such a lamellar has developed. In the case of a non-textured structure, cracks are easily generated from the cementite / ferrite interface in pearlite in addition to the ferrite / pearlite interface in the portion that undergoes deformation during cutting, so that machinability is dramatically improved. It is. In order to form such undeveloped pearlite, it is important to select and optimize the alloying elements in the steel, and particularly to reduce Mn and Cr, which lower the transformation point and promote lamellar layering. It is effective. Further, the addition of Mo is effective in improving machinability because it suppresses lamellar layering and forms a cementite-separated structure.
【００１７】さらに、発明者らは、それらの鋼の製造方
法についても検討し、以下に述べる知見を得た。鋼中に
形成されるMnＳは、熱間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って異なる。MnＳが
伸長すると、この伸長方向に対し直角の方向から採取し
た試料の疲労強度は極端に低下する。この理由は、伸長
したMnＳが疲労亀裂の起点となるからである。実際のギ
ヤーにおいては、MnＳの伸長方向に対し直角に歯が形成
されることが多いため、MnＳの伸長が実際のギヤーの疲
労強度を低下させるおそれがある。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。Further, the inventors have studied the method for producing such steels and have obtained the following findings. MnS formed in steel elongates in the rolling direction along with hot rolling, but the extent varies depending on the hot rolling conditions. When MnS elongates, the fatigue strength of a sample taken from a direction perpendicular to the direction of elongation extremely decreases. The reason is that the elongated MnS becomes the starting point of the fatigue crack. In an actual gear, teeth are often formed at right angles to the direction in which MnS extends, so that the extension of MnS may reduce the fatigue strength of the actual gear. It is well known that the shape of MnS also affects machinability, and that elongation of MnS deteriorates machinability.
【００１８】従って、被削性および疲労強度の向上のた
めには、熱間圧延時におけるMnＳの伸長を抑制する必要
がある。MnＳの伸長を抑制するためには、Caを添加して
球状のCaＳを形成する方法が知られているが、Caの添加
は同時に粗大なCa系の酸化物系非金属介在物の形成を招
き、その結果、転動疲労寿命の低下をもたらす。Therefore, in order to improve machinability and fatigue strength, it is necessary to suppress the elongation of MnS during hot rolling. In order to suppress the elongation of MnS, a method of forming spherical CaS by adding Ca is known, but the addition of Ca simultaneously causes the formation of coarse Ca-based oxide nonmetallic inclusions. As a result, the rolling fatigue life is reduced.
【００１９】そこで、発明者らは、MnＳの形状に及ぼす
熱間圧延時における加熱温度および熱間圧延条件につい
て検討した結果、以下の知見を得た。すなわち、熱間圧
延時における加熱温度を上げると、これに伴ってMnＳが
一部固溶し、鋳片段階よりもMnＳの粒径は減少する。こ
の材料を熱間圧延すると、粒径の減少によってMnＳはよ
り低温での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
べて格段に抑制される。さらに、加熱圧延前のMnＳの形
状に関して検討した結果、MnＳが伸長したものほどその
後の圧延による伸長も大きいことが判明した。Then, the inventors have studied the heating temperature and the hot rolling conditions during the hot rolling on the shape of MnS, and have obtained the following findings. That is, when the heating temperature at the time of hot rolling is increased, MnS is partially dissolved as a result, and the particle size of MnS is smaller than in the slab stage. When this material is hot rolled, the elongation of MnS is lower than that of heating at lower temperatures due to the reduction in grain size. Further, since once dissolved MnS reprecipitates relatively finely during rolling, the average elongation of MnS of the steel material is significantly suppressed as compared with the case of low temperature heating. Furthermore, as a result of examining the shape of MnS before the hot rolling, it was found that the longer the MnS was, the larger the elongation by the subsequent rolling was.
【００２０】次に、熱延条件については、MnＳが最も伸
長する温度域は 900〜1000℃であり、この温度域よりも
高い領域または低い領域ではその伸長の程度は小さくな
ることが判明した。従って、加熱温度を高めると共に、
圧延温度域として 900〜1000℃の温度域を回避すれば、
MnＳの伸長を抑制することができ、ひいては疲労特性お
よび被削性の改善が期待できるわけである。Next, regarding the hot rolling conditions, the temperature range in which MnS elongates most is 900 to 1000 ° C., and it has been found that the extent of the elongation becomes smaller in a region higher or lower than this temperature range. Therefore, while increasing the heating temperature,
By avoiding the temperature range of 900 to 1000 ° C as the rolling temperature range,
It is possible to suppress the elongation of MnS, and consequently to expect improvement in fatigue characteristics and machinability.
【００２１】本発明は、上記の知見に立脚して開発され
たもので、その要旨構成は次のとおりである。 １）Ｃ：0.5 〜0.75mass％、Si：0.5 〜1.8 mass％、M
n：0.1 〜0.4 mass％、Ｐ：0.015 mass％以下、Ｓ：0.0
20 mass％以下、Al：0.019 〜0.05mass％、Ｏ：0.0015m
ass％以下、Ｎ：0.003 〜0.015 mass％を含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋳片を、熱間圧
延より鋼材とするに際し、1100〜1250℃の温度に加熱
後、1000℃以上の温度で熱間圧延を終了することを特徴
とする被削性および疲労強度に優れた高周波焼入用の歯
車用鋼材の製造方法（第１発明）。The present invention has been developed based on the above findings, and the gist configuration thereof is as follows. 1) C: 0.5 to 0.75 mass%, Si: 0.5 to 1.8 mass%, M
n: 0.1 to 0.4 mass%, P: 0.015 mass% or less, S: 0.0
20 mass% or less, Al: 0.019 to 0.05 mass%, O: 0.0015 m
ass% or less, N: 0.003 to 0.015 mass%, and the remainder, when the slab having the composition of Fe and unavoidable impurities is made into a steel material by hot rolling, heated to a temperature of 1100 to 1250 ° C. A method for producing a steel material for a gear for induction hardening, which is excellent in machinability and fatigue strength, wherein hot rolling is completed at a temperature of not less than ° C (first invention).
【００２２】２）Ｃ：0.5 〜0.75mass％、Si：0.5 〜1.
8 mass％、Mn：0.1 〜0.4 mass％、Ｐ：0.015 mass％以
下、Ｓ：0.020 mass％以下、Al：0.019 〜0.05mass％、
Ｏ：0.0015mass％以下、Ｎ：0.003 〜0.015 mass％を含
有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋳片
を、２段階の熱間圧延により鋼材とするに際し、1100〜
1250℃の温度に加熱後、1000℃以上の温度で第１段の熱
間圧延を終了し、さらに1050〜1150℃の温度に加熱後、
1000℃以上の温度で第２段の熱間圧延を終了することを
特徴とする被削性および疲労強度に優れた高周波焼入用
の歯車用鋼材の製造方法（第２発明）。2) C: 0.5 to 0.75 mass%, Si: 0.5 to 1.
8 mass%, Mn: 0.1 to 0.4 mass%, P: 0.015 mass% or less, S: 0.020 mass% or less, Al: 0.019 to 0.05 mass%,
O: 0.0015 mass% or less, N: 0.003 to 0.015 mass%, and the balance is 1100 to 200% when the slab having the composition of Fe and unavoidable impurities is formed into steel by two-stage hot rolling.
After heating to a temperature of 1250 ° C, finish the first stage hot rolling at a temperature of 1000 ° C or more, and further heat to a temperature of 1050 to 1150 ° C,
A method for producing a gear steel material for induction hardening having excellent machinability and fatigue strength, wherein the second-stage hot rolling is completed at a temperature of 1000 ° C. or more (second invention).
【００２３】３）上記１）または２）において、鋳片の
組成が、さらにMo：0.05〜0.5 mass％、Ｂ：0.0003〜0.
005 mass％、Ti：0.005 〜0.05mass％、Ni：0.1 〜1.0
mass％のうちから選んだ少なくとも一種を含有するもの
である被削性および疲労強度に優れた高周波焼入れ用の
歯車用鋼材の製造方法。3) In the above 1) or 2), the composition of the slab further includes: Mo: 0.05 to 0.5 mass%, B: 0.0003 to 0.
005 mass%, Ti: 0.005 to 0.05 mass%, Ni: 0.1 to 1.0
A method for producing a gear steel material for induction hardening, which is excellent in machinability and fatigue strength and contains at least one selected from mass%.
【００２４】４）上記１）または２）において、鋳片の
組成が、さらにＶ：0.05〜0.5 mass％、Nb：0.01〜0.5
mass％のうちから選んだ少なくとも一種を含有するもの
である被削性および疲労強度に優れた高周波焼入れ用の
歯車用鋼材の製造方法。4) In the above 1) or 2), the composition of the slab further comprises: V: 0.05 to 0.5 mass%, Nb: 0.01 to 0.5
A method for producing a gear steel material for induction hardening, which is excellent in machinability and fatigue strength and contains at least one selected from mass%.
【００２５】５）上記１）または２）において、鋳片の
組成が、さらにMo：0.05〜0.5 mass％、Ｂ：0.0003〜0.
005 mass％、Ti：0.005 〜0.05mass％、Ni：0.1 〜1.0
mass％のうちから選んだ少なくとも一種、ならびにＶ：
0.05〜0.5 mass％、Nb：0.01〜0.5 mass％のうちから選
んだ少なくとも一種を含有するものである被削性および
疲労強度に優れた高周波焼入れ用の歯車用鋼材の製造方
法。5) In the above 1) or 2), the composition of the slab further includes: Mo: 0.05 to 0.5 mass%, B: 0.0003 to 0.
005 mass%, Ti: 0.005 to 0.05 mass%, Ni: 0.1 to 1.0
at least one selected from mass%, and V:
A method for producing a gear steel material for induction hardening excellent in machinability and fatigue strength which contains at least one selected from 0.05 to 0.5 mass% and Nb: 0.01 to 0.5 mass%.
【００２６】以下、本発明において鋼の成分組成を上記
の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.5 〜0.75mass％ Ｃは、高周波焼入れにより従来の浸炭鋼と同程度の表面
硬さを得るために必須の成分であり、少なくとも 0.5ma
ss％以上の添加が必要である。しかしながら、0.75mass
％を超えて添加するとギヤーに必要とされる衝撃特性お
よび被削性が劣化するので、0.75mass％までの添加とす
る。The reason for limiting the steel composition to the above range in the present invention will be described below. C: 0.5 to 0.75 mass% C is an essential component for obtaining the same surface hardness as conventional carburized steel by induction hardening.
It is necessary to add ss% or more. However, 0.75mass
%, The impact characteristics and machinability required for the gear deteriorate, so the content should be up to 0.75 mass%.
【００２７】Si：0.5 〜1.8 mass％ Siは、焼戻し軟化抵抗性の向上ひいては歯面強度の向上
に有効な元素であり、従来の浸炭プロセスによるギヤー
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
mass％以上の添加が必要であるが、1.8 mass％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、 0.5〜1.8 mass％の範囲に限定
した。Si: 0.5 to 1.8 mass% Si is an element effective for improving the tempering softening resistance and, consequently, the tooth surface strength. In order to secure the same tooth surface strength as a gear obtained by the conventional carburizing process. Is at least 0.5
The addition of more than 1.8 mass% is necessary, but if it exceeds 1.8 mass%, the hardness increases due to solid solution hardening of ferrite and the machinability decreases, so the content was limited to the range of 0.5 to 1.8 mass%.
【００２８】Mn：0.1 〜0.4 mass％ Mnは、焼入れ性を向上させ、高周波焼き入れ時の硬化層
深さを確保する上で必須の元素であるが、0.1 mass％未
満の添加ではその効果に乏しく、他方0.4 mass％を超え
て添加すると、フェライト量を減少せしめると同時に、
パーライトの層状化を促進するため被削性を低下させ
る。したがって、Mn量は0.1 〜0.4 mass％の範囲で添加
するものとする。Mn: 0.1 to 0.4 mass% Mn is an essential element for improving the hardenability and ensuring the depth of the hardened layer during induction hardening, but its effect is less than 0.1 mass% when added. Poor, on the other hand, adding more than 0.4 mass% reduces the amount of ferrite,
Machinability is reduced to promote layering of pearlite. Therefore, the amount of Mn should be added in the range of 0.1 to 0.4 mass%.
【００２９】Ｐ：0.015 mass％以下 Ｐは、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下
させることによって、歯元強度を低下させるだけでな
く、衝撃特性を低下させるので、できるだけ低減するこ
とが望ましいが、0.015 mass％以下で許容される。P: 0.015 mass% or less P segregates at the austenite grain boundary and lowers the grain boundary strength, thereby not only lowering the tooth root strength but also lowering the impact characteristics. Is desirable, but is acceptable at 0.015 mass% or less.
【００３０】Ｓ：0.020 mass％以下 Ｓは、MnＳを形成し、これが疲労破壊の起点となって疲
労強度を低下させるものの、一方でMnＳは被削性を向上
させる元素でもあるので、0.020 mass％以下で添加する
ものとした。S: 0.020 mass% or less S forms MnS, which is a starting point of fatigue fracture and lowers fatigue strength. On the other hand, MnS is also an element for improving machinability, so that it forms 0.020 mass%. It was added below.
【００３１】Ｏ：0.0015mass％以下 Ｏは、アルミナ等の非金属介在物を形成し、これが疲労
破壊の起点となって歯元強度を低下させる他、歯面強度
も低下させるので、極力低減することが望ましいが、0.
0015mass％までは許容される。O: 0.0015 mass% or less O forms non-metallic inclusions such as alumina, which is a starting point of fatigue fracture and lowers the tooth root strength, and also lowers the tooth surface strength. Is desirable, but 0.
Up to 0015 mass% is acceptable.
【００３２】Al：0.019 〜0.05mass％ Alは、脱酸による低酸素化に有用なだけでなく、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とにより衝撃特性および歯元
疲労強度の向上に有効に寄与するので積極的に添加する
が、0.019 mass％未満の添加ではその添加効果に乏し
く、一方0.05mass％を超えて添加してもその効果は飽和
に達するので、 0.019〜0.05mass％の範囲に限定した。Al: 0.019 to 0.05 mass% Al is useful not only for deoxygenation by deoxidation but also for bonding with N to form AlN, which suppresses the growth of austenite grains during high-frequency heating. It is positively added because it effectively contributes to the improvement of impact characteristics and tooth root fatigue strength. However, the addition effect is poor when added below 0.019 mass%, but the effect is saturated even when added over 0.05 mass%. , So it was limited to the range of 0.019 to 0.05 mass%.
【００３３】Ｎ：0.003 〜0.015 mass％ Ｎは、Alと結合してAlＮを形成し、これが高周波加熱時
のオーステナイトの成長を抑制することによって衝撃特
性および疲労強度を向上させるので積極的に添加する
が、0.003 mass％以下の添加ではその効果が小さく、一
方 0.015mass％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、0.003 〜0.015 mass％の範囲に限定し
た。N: 0.003 to 0.015 mass% N is combined with Al to form AlN, which suppresses the growth of austenite during high-frequency heating, thereby improving impact characteristics and fatigue strength. However, the effect is small when 0.003 mass% or less is added, while when it exceeds 0.015 mass%, the surface deformability of the slab during continuous casting is remarkably increased by reducing the hot deformability, so that 0.003 to 0.015 mass% %.
【００３４】以上、必須成分について説明したが、本発
明では上記の必須成分の他、焼入れ性改善成分としてM
o, Ｂ, TiおよびNiのうちから選んだ少なくとも一種を
適宜添加することができる。これらの成分の好適含有量
は以下のとおりである。 Mo：0.05〜0.5 mass％ Moは、焼入れ性向上に有用な元素であり、焼入れ性を調
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は焼戻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
歯元強度および衝撃特性を向上させる作用があり、本目
的においては有用な元素であるので積極的に添加する。
しかしながら、添加量が0.05mass％未満ではその添加効
果に乏しく、一方 0.5mass％を超えて添加すると高周波
焼入れ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が形成されるので、0.05〜0.5
mass％の範囲で添加する必要がある。Although the essential components have been described above, in the present invention, in addition to the above essential components, M is used as a hardenability improving component.
At least one selected from o, B, Ti and Ni can be added as appropriate. The preferred contents of these components are as follows. Mo: 0.05 to 0.5 mass% Mo is an element useful for improving hardenability and is used for adjusting hardenability. The addition of Mo at the same time has a significant effect on the morphology of the pearlite, forming cementite 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, and is a useful element for this purpose.
However, if the addition amount is less than 0.05 mass%, the effect of the addition is poor, while if it exceeds 0.5 mass%, carbides which are difficult to dissolve in austenite by rapid and short-time heating such as induction hardening are formed. , 0.05-0.5
It must be added in the range of mass%.
【００３５】Ｂ：0.0003〜0.005 mass％ Ｂは、微量の添加で焼入れ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、歯元強度および衝撃特性を向上させる効
果もある。かような効果を得るためには、0.0003mass％
以上の添加が必要であるが、0.005 mass％を超えて添加
してもその効果は飽和するので、Ｂ量は0.0003〜0.005
mass％の範囲に限定した。B: 0.0003 to 0.005 mass% Since B is an element that improves the hardenability by adding a small amount, other alloying elements can be reduced. In addition, B preferentially segregates at the grain boundaries, has the effect of reducing the concentration of P segregating at the grain boundaries, and improving the root strength and impact characteristics. To obtain such an effect, 0.0003 mass%
Although the above addition is necessary, even if it exceeds 0.005 mass%, the effect is saturated, so the B content is 0.0003 to 0.005 mass%.
It was limited to the range of mass%.
【００３６】Ti：0.005 〜0.05mass％ Ｂの焼入れ性向上効果は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
入れ性向上効果をＢ以上にＮと結合しやすいTiを添加す
ることにより充分発揮させることができるので、Tiはこ
のような場合に用いる。しかしながら、含有量が0.005
mass％未満ではその効果は小さく、一方0.05mass％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および歯面強度を低下さ
せるので、Tiは 0.005〜0.05mass％の範囲で添加するも
のとした。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
歯面強度および疲労強度を向上させる作用がある。この
場合にも添加量としては 0.005〜0.05mass％の範囲が好
適である。Ti: 0.005 to 0.05 mass% The effect of improving the hardenability of B is remarkable when B is present alone, but B is an element that easily bonds to N. Effects disappear. Since the effect of improving the hardenability of B can be sufficiently exerted by adding Ti that easily bonds to N more than B, Ti is used in such a case. However, the content is 0.005
When the content is less than 0.05 mass%, the effect is small. On the other hand, when the content exceeds 0.05 mass%, a large amount of TiN is formed, which becomes a starting point of fatigue fracture and lowers the tooth root strength and tooth surface strength. It was added in the range of -0.05 mass%. Further, since TiN has an effect of reducing the austenite grain size during high-frequency heating, the addition of Ti alone alone has the effect of improving tooth surface strength and fatigue strength. Also in this case, the addition amount is preferably in the range of 0.005 to 0.05 mass%.
【００３７】Ni：0.1 〜1.0 mass％ Niは、その添加により焼入れ性を向上させるだけでな
く、衝撃特性を改善する効果もあるので、焼入れ性を調
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
用いる。しかしながら、0.1 mass％未満の添加ではその
添加効果に乏しく、一方Niは極めて高価な元素であるの
で1.0 mass％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ようになるので、 0.1〜1.0
mass％の範囲で添加するものとした。Ni: 0.1 to 1.0 mass% Ni not only improves the hardenability by adding Ni, but also has the effect of improving the impact characteristics. Therefore, it is necessary to adjust the hardenability or to improve the impact characteristics. Used when However, if the addition is less than 0.1 mass%, the effect of the addition is poor. On the other hand, since Ni is an extremely expensive element, the addition of more than 1.0 mass% increases the cost of the steel material, which is contrary to the object of the present invention. , 0.1-1.0
It was added in the range of mass%.
【００３８】さらに本発明では、ＶおよびNbのうちから
選んだ少なくとも一種を添加することができる。これら
の作用は以下のとおりある。高周波焼入れプロセスを経
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れ焼戻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ためなる
べくこれを省略することが望ましい。前処理としてのQT
を省略するためには、高周波焼入れ前の素材硬さを上昇
させておく必要があるが、そのためには析出強化作用を
有するＶおよびNbの添加が効果的である。Further, in the present invention, at least one selected from V and Nb can be added. These actions are as follows. 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, it is desirable to omit this heat treatment as much as possible to increase the cost. QT as preprocessing
It is necessary to increase the hardness of the material before induction hardening in order to omit it, but for that purpose, the addition of V and Nb having a precipitation strengthening effect is effective.
【００３９】Ｖ：0.05〜0.5 mass％ Ｖは、析出強化作用の極めて強い元素であるので、高周
波焼入れ前の前熱処理としての焼入れ焼戻し処理を省略
する必要のある場合に添加するが、0.05mass％未満の添
加ではその効果が小さく、一方 0.5mass％を超えて添加
してもその効果は飽和に達するので、0.05〜0.5 mass％
の範囲で添加するものとした。また、Ｖの添加は鋼材の
焼戻し軟化抵抗性の改善にも有効なので、歯面強度の向
上の面でも極めて有用である。V: 0.05 to 0.5 mass% 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 preheat treatment before induction hardening. If the addition is less than 0.5 mass%, the effect is small, and if it exceeds 0.5 mass%, the effect reaches saturation.
Was added in the range described above. Further, since the addition of V is also effective for improving the tempering softening resistance of the steel material, it is extremely useful for improving the tooth surface strength.
【００４０】Nb：0.01〜0.5 mass％ Nbは、析出強化作用の極めて強い元素であるので、高周
波焼入れ前の前熱処理としての焼入れ焼戻し処理を省略
する必要のある場合に添加するが、0.01mass％未満の添
加ではその効果が小さく、一方 0.5mass％を超えて添加
してもの効果は飽和に達するので、0.01〜0.5 mass％の
範囲で添加するものとした。また、NbはＶと同様、鋼材
の焼戻し軟化抵抗性の改善にも有効に寄与するので、歯
面強度の向上元素としても有効である。Nb: 0.01 to 0.5 mass% Nb 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 hardening. If the addition is less than 0.5 mass%, the effect is small. On the other hand, if the addition exceeds 0.5 mass%, the effect reaches saturation. Therefore, the addition is made in the range of 0.01 to 0.5 mass%. Further, Nb, like V, effectively contributes to improvement of the tempering softening resistance of the steel material, and thus is effective as an element for improving the tooth surface strength.
【００４１】次に、本発明の製造方法について説明す
る。第１発明において、加熱温度を1100〜1250℃の範囲
に限定したのは、加熱温度が1100℃未満ではMnＳが全く
固溶せず、ほとんどが鋳造ままの粗大なMnＳのまま圧延
されることになるので、圧延による伸長を抑止できず、
一方1250℃を超えると粒界が部分的に溶融し熱間変形能
が低下して熱間圧延そのものが困難になるからである。
また、熱延温度を1000℃以上としたのは、前述したとお
り、これを下回る温度ではMnＳの伸長が著しいからであ
る。Next, the manufacturing method of the present invention will be described. In the first invention, the heating temperature is limited to the range of 1100 to 1250 ° C. When the heating temperature is lower than 1100 ° C, MnS does not form a solid solution at all, and most of them are rolled as coarse MnS as cast. Therefore, elongation due to rolling cannot be suppressed,
On the other hand, when the temperature exceeds 1250 ° C., the grain boundaries are partially melted, the hot deformability is reduced, and the hot rolling itself becomes difficult.
Further, the reason why the hot rolling temperature is set to 1000 ° C. or higher is that, as described above, the MnS elongation is remarkable at a temperature lower than this.
【００４２】次に、第２発明において、第１段の熱間圧
延を、加熱温度：1100〜1250℃、熱延終了温度：1000℃
以上としたのは、上記した第５発明の場合と同様であ
る。また、第２段の熱間圧延では、第１段の熱間圧延に
よってMnＳは微細化されているので、加熱温度を1150℃
以下まで下げることができる。しかしながら、加熱温度
が1050℃を下回ると、後続の熱間圧延温度を1000℃以上
に維持することが困難となるので、加熱温度は1050〜11
50℃とする必要がある。なお、この第２段の熱間圧延で
でも、熱延温度を1000℃以上とする必要があるのは、第
１段の場合と同じである。Next, in the second invention, the first stage hot rolling is performed at a heating temperature of 1100 to 1250 ° C. and a hot rolling end temperature of 1000 ° C.
The above is the same as in the case of the fifth aspect described above. In the second-stage hot rolling, since the MnS is refined by the first-stage hot rolling, the heating temperature is set to 1150 ° C.
It can be reduced to: However, if the heating temperature is lower than 1050 ° C., it becomes difficult to maintain the subsequent hot rolling temperature at 1000 ° C. or higher, so the heating temperature is 1050 to 11
Must be 50 ° C. In the second stage hot rolling, the hot rolling temperature needs to be set to 1000 ° C. or higher, as in the first stage.
【００４３】[0043]
【実施例】実施例１ 表１に示す化学組成になる種々の鋼を、転炉−連続鋳造
プロセスにより、 560×400 mmのブルームとした。つい
で表２, ３に示す条件下に熱間圧延を施して 150mm角ビ
レットとしたのち、50mmφの棒鋼に圧延した。この50mm
φ棒鋼を熱間鍛造により30mmφ棒鋼とした。この30mmφ
棒鋼に 845℃, 30min の焼入れ後、550℃の焼戻しの処
理を施した。これらを素材として、８mmφ平滑の回転曲
げ疲労試験片および27mmφの転動疲労試験片を作製し、
15 kHzの高周波焼入れ試験機により表面焼入れを行い、
その後 180℃，１ｈの焼戻し処理を行った。また、30mm
φの焼入れ焼戻し材に同一の高周波焼入れ処理焼戻し処
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。さらに、転炉−連鋳プロセスにて溶製
し、上記と同じプロセスを経て90mmφに圧延し、その後
30mmφに熱間鍛造した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）→焼入れの浸炭処理を施したのち、 180℃，
２ｈの焼戻しを施した。EXAMPLES Example 1 Various steels having the chemical compositions shown in Table 1 were converted into 560 × 400 mm bloom by a converter-continuous casting process. Then, it was subjected to hot rolling under the conditions shown in Tables 2 and 3 to form a 150 mm square billet, and then rolled into a 50 mmφ steel bar. This 50mm
The φ steel bar was formed into a 30 mmφ steel bar by hot forging. This 30mmφ
The steel bars were quenched at 845 ° C for 30 minutes and then tempered at 550 ° C. Using these as raw materials, 8mmφ smooth rotating bending fatigue test specimen and 27mmφ rolling fatigue test specimen were prepared.
Perform surface quenching with a 15 kHz induction hardening tester,
Thereafter, tempering treatment was performed at 180 ° C. for 1 hour. Also, 30mm
The same induction hardening treatment and tempering treatment were performed on the quenched and tempered material of φ, and an impact test piece having a notch of 2 mm and 10R was prepared from the vicinity of the surface. Furthermore, it was melted in a converter-continuous casting process, rolled to 90 mmφ through the same process as above, and then
Test pieces similar to the above were prepared using SCM420 steel hot-forged to 30 mmφ, and these were subjected to 930 ° C, 4h (carbon potential: 0.88) → carburizing treatment of quenching, and then to 180 ° C,
Tempering was performed for 2 hours.
【００４４】かくして得られた各試料の衝撃値、疲労強
度、転動疲労寿命および被削性について調べた結果を、
表２，３に併記する。なお、衝撃試験は、シャルピー衝
撃試験機を用いて＋20℃の条件で行った。疲労試験は、
小野式回転曲げ疲労試験機を用いて常温で3600 rpmの速
度で実施した。転動疲労試験は、試験片に 130mmφのロ
ーラを押し付けることによって、3677MPa の接触応力を
与え、表面にピッチングが生じるまでの応力繰り返し数
で評価した。また、熱間鍛造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 m/min の条件で切削試験を行った。被削性の評
価は逃げ面摩耗0.2mm に達するまでの切削時間により評
価した。なお、高周波焼入れおよび浸炭焼入れ後の硬化
層をピクリン酸水溶液により腐食し旧オーステナイト粒
径を現出し、その粒径を測定した。The results obtained by examining the impact value, fatigue strength, rolling contact fatigue life and machinability of each of the thus obtained samples were as follows:
These are also shown in Tables 2 and 3. The impact test was performed at + 20 ° C. using a Charpy impact tester. The fatigue test is
The test was conducted at room temperature at a speed of 3600 rpm using an Ono-type rotating bending fatigue tester. In the rolling fatigue test, a contact stress of 3677 MPa was applied by pressing a 130 mmφ roller against the test piece, and the number of stress repetitions until pitting occurred on the surface was evaluated. In addition, the super hard tool P10
A cutting test was performed under the conditions of cutting depth: 2 mm, feed: 0.25 mm / rev, and cutting speed: 200 m / min. The machinability was evaluated by the cutting time until the flank wear reached 0.2 mm. In addition, the hardened layer after induction hardening and carburizing hardening was corroded by picric acid aqueous solution to reveal the prior austenite grain size, and the grain size was measured.
【００４５】[0045]
【表１】 [Table 1]
【００４６】[0046]
【表２】 [Table 2]
【００４７】[0047]
【表３】 [Table 3]
【００４８】表２および３中、No.1〜No.12 は発明例で
ある。No.13 〜24は、鋼組成は本発明の範囲を満足する
ものの、熱延条件が適正範囲を外れたものであり、No.2
5 〜32は鋼組成が本発明の範囲外の場合である。またN
o.33 は従来例であるSCM420鋼である。No.1〜12の発明
例は、従来例に対し、衝撃特性、疲労強度、転動疲労寿
命および被削性ともに優れている。一方、No.13 〜24
は、発明例に比べるとＣ方向の疲労強度および被削性が
低下している。また、Ｃ方向の疲労強度は従来鋼よりも
低く、熱間圧延条件が本発明の適正範囲を満足しないと
従来鋼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。No.25 〜32は、成分組成が本発明の範囲外
の場合であり、衝撃特性、疲労強度、転動疲労寿命およ
び被削性の内いずれかの特性が従来鋼よりも劣ってい
る。In Tables 2 and 3, No. 1 to No. 12 are invention examples. In Nos. 13 to 24, although the steel composition satisfied the range of the present invention, the hot rolling conditions were out of the appropriate range.
5 to 32 are cases where the steel composition is out of the range of the present invention. Also N
o.33 is a conventional SCM420 steel. The invention examples Nos. 1 to 12 are superior to the conventional examples in impact characteristics, fatigue strength, rolling fatigue life and machinability. On the other hand, No. 13 to 24
Has a lower fatigue strength and machinability in the C direction than those of the invention examples. Further, the fatigue strength in the C direction is lower than that of the conventional steel, indicating that it is difficult to secure the same properties as the conventional steel unless the hot rolling conditions satisfy the appropriate range of the present invention. Nos. 25 to 32 are cases where the component composition is out of the range of the present invention, and any one of the impact characteristics, fatigue strength, rolling fatigue life and machinability is inferior to the conventional steel.
【００４９】実施例２ 実施例１と同様にして、表１，２に示す化学組成になる
種々の鋼を、転炉−連続鋳造プロセスにより、 560×40
0 mmのブルームとした。ついで表４, ５に示す条件下に
熱間圧延を施して 150mm角ビレットとしたのち、50mmφ
の棒鋼に圧延した。この50mmφ棒鋼を熱間鍛造により30
mmφ棒鋼とした。この30mmφ棒鋼に 845℃, 30min の焼
入れ後、550 ℃の焼戻しの処理を施した。これらを素材
として、実施例１と同様にして、疲労試験片、転動疲労
試験片および衝撃試験片を作製した。かくして得られた
各試料の衝撃値、疲労強度、転動疲労寿命および被削性
について調べた結果を、表４，５に併記する。 Example 2 In the same manner as in Example 1, various steels having the chemical compositions shown in Tables 1 and 2 were subjected to a converter-continuous casting process to obtain 560 × 40
The bloom was 0 mm. Then, hot-rolled under the conditions shown in Tables 4 and 5 to make a 150 mm square billet,
Rolled into steel bars. This 50mmφ steel bar is hot forged to 30
mmφ steel bar. The 30 mmφ steel bar was quenched at 845 ° C for 30 minutes and then tempered at 550 ° C. Using these as raw materials, a fatigue test piece, a rolling fatigue test piece and an impact test piece were produced in the same manner as in Example 1. The results obtained by examining the impact value, fatigue strength, rolling fatigue life and machinability of each sample thus obtained are also shown in Tables 4 and 5.
【００５０】[0050]
【表４】 [Table 4]
【００５１】[0051]
【表５】 [Table 5]
【００５２】No.1〜12は発明例であるが、いずれの特性
も従来例よりも高く、本発明を適用することによって、
高周波焼入れにより浸炭鋼と同等の特性を得ることがで
きることが判る。No.13 〜24は、第１段の熱間圧延条件
が本発明の適正範囲外にある場合、またNo.25 〜36は、
第２段の熱間圧延条件が本発明の適正範囲外にある場合
であるが、いずれも発明例に比較するとＣ方向の疲労強
度の低下が著しく、従来例と比べでもその値は低い。ま
た、被削性も発明例に比較すると低下しており、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
せ得ることが判る。No.37 〜44は、成分組成が本発明の
適正範囲外の場合であるが、衝撃特性、疲労強度、転動
疲労寿命および被削性の内いずれかの特性が従来鋼より
も劣っている。Nos. 1 to 12 are invention examples, but all of the characteristics are higher than those of the conventional example, and by applying the present invention,
It turns out that the characteristics equivalent to carburized steel can be obtained by induction hardening. Nos. 13 to 24 are when the first stage hot rolling conditions are out of the proper range of the present invention, and Nos. 25 to 36 are
In the case where the second-stage hot rolling conditions are out of the proper range of the present invention, the fatigue strength in the C direction is remarkably reduced as compared with the invention examples, and the value is lower than the conventional example. Further, the machinability is also lower than that of the invention examples, and it is understood that the machinability can be improved by applying the hot rolling conditions of the present invention. Nos. 37 to 44 are cases where the component composition is out of the proper range of the present invention, but any of the impact properties, fatigue strength, rolling fatigue life and machinability are inferior to conventional steels. .
【００５３】[0053]
【発明の効果】かくして、本発明によれば、より低コス
トで、生産性の高いギヤーの製造が可能となる。特に、
本発明を適用することにより、ギヤーの製造プロセスを
従来の浸炭焼入れから高周波焼入れに変化させることが
可能であり、ギヤーの製造コストの低減に資すること大
である。As described above, according to the present invention, it is possible to manufacture a highly productive gear at lower cost. Especially,
By applying the present invention, it is possible to change the gear manufacturing process from conventional carburizing and quenching to induction hardening, which greatly contributes to reduction of gear manufacturing costs.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continued on the front page (51) Int.Cl. 6 Identification code Agency reference number FI Technical display location C22C 38/14 C22C 38/14
Claims (5)
可避的不純物の組成になる鋳片を、熱間圧延より鋼材と
するに際し、1100〜1250℃の温度に加熱後、1000℃以上
の温度で熱間圧延を終了することを特徴とする被削性お
よび疲労強度に優れた高周波焼入用の歯車用鋼材の製造
方法。1. C: 0.5 to 0.75 mass%, Si: 0.5 to 1.8 mass%, Mn: 0.1 to 0.4 mass%, P: 0.015 mass% or less, S: 0.020 mass% or less, Al: 0.019 to 0.05 mass% , O: 0.0015 mass% or less, N: 0.003 to 0.015 mass%, the balance being Fe and the composition of unavoidable impurities. A method for producing a steel material for induction hardening gears having excellent machinability and fatigue strength, wherein hot rolling is completed at a temperature of 1000 ° C. or more after heating.
可避的不純物の組成になる鋳片を、２段階の熱間圧延に
より鋼材とするに際し、1100〜1250℃の温度に加熱後、
1000℃以上の温度で第１段の熱間圧延を終了し、さらに
1050〜1150℃の温度に加熱後、1000℃以上の温度で第２
段の熱間圧延を終了することを特徴とする被削性および
疲労強度に優れた高周波焼入用の歯車用鋼材の製造方
法。2. C: 0.5 to 0.75 mass%, Si: 0.5 to 1.8 mass%, Mn: 0.1 to 0.4 mass%, P: 0.015 mass% or less, S: 0.020 mass% or less, Al: 0.019 to 0.05 mass% , O: 0.0015 mass% or less, N: 0.003 to 0.015 mass%, the balance being 1100 to 1250 ° C. when a slab having a composition of Fe and unavoidable impurities is made into a steel material by two-stage hot rolling. After heating to the temperature of
Finish the first stage hot rolling at a temperature of 1000 ° C or more, and
After heating to a temperature of 1050-1150 ° C, a second
A method for producing a steel material for gears for induction hardening, which is excellent in machinability and fatigue strength, wherein hot rolling of a step is completed.
が、さらに Mo：0.05〜0.5 mass％、 Ｂ：0.0003〜0.005 mass％、 Ti：0.005 〜0.05mass％、 Ni：0.1 〜1.0 mass％のうちから選んだ少なくとも一種
を含有するものである被削性および疲労強度に優れた高
周波焼入用の歯車用鋼材の製造方法。3. The composition according to claim 1, wherein the composition of the slab further comprises: Mo: 0.05 to 0.5 mass%, B: 0.0003 to 0.005 mass%, Ti: 0.005 to 0.05 mass%, Ni: 0.1 to 1.0 mass%. A method for producing a gear steel material for induction hardening having excellent machinability and fatigue strength which contains at least one member selected from the group consisting of:
が、さらに Ｖ：0.05〜0.5 mass％、 Nb：0.01〜0.5 mass％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有するものである
被削性および疲労強度に優れた高周波焼入用の歯車用鋼
材の製造方法。4. The machinability according to claim 1 or 2, wherein the composition of the slab further comprises at least one selected from the group consisting of V: 0.05 to 0.5 mass% and Nb: 0.01 to 0.5 mass%. And a method for producing a steel material for gears for induction hardening having excellent fatigue strength.
が、さらに Mo：0.05〜0.5 mass％、 Ｂ：0.0003〜0.005 mass％、 Ti：0.005 〜0.05mass％、 Ni：0.1 〜1.0 mass％のうちから選んだ少なくとも一
種、ならびに Ｖ：0.05〜0.5 mass％、 Nb：0.01〜0.5 mass％のうちから選んだ少なくとも一種
を含有するものである被削性および疲労強度に優れた高
周波焼入用の歯車用鋼材の製造方法。5. The composition according to claim 1, wherein the composition of the slab further comprises: Mo: 0.05 to 0.5 mass%, B: 0.0003 to 0.005 mass%, Ti: 0.005 to 0.05 mass%, Ni: 0.1 to 1.0 mass%. For induction hardening excellent in machinability and fatigue strength, containing at least one selected from V, 0.05 to 0.5 mass%, and Nb: 0.01 to 0.5 mass%. Manufacturing method of steel material for gears.
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