JPWO2011122650A1 - 歯車およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
C :0.1 〜0.40質量%,
Si:0.35〜3.0 質量%,
Mn:0.1 〜3.0 質量%,
Cr:0.2 質量%未満,
Mo:0.1 質量%以下,
P :0.03質量%以下,
S :0.15質量%以下,
Al:0.05質量%以下,
N :0.03質量%以下,
Feおよび不可避不純物:残部,
という化学成分のものを用いる。
前記歯部の表層部,および,前記円板部における前記歯部同士の間の箇所である歯元部の表層部が,浸炭処理によりC濃度が前記素材鋼のC濃度より高くされるとともに,マルテンサイト組織を含む第1焼き入れ硬化層とされており,
前記歯部のうち前記第1焼き入れ硬化層とされている部分以外の部分と,前記円板部のうち前記歯元部の前記第1焼き入れ硬化層の下の部分と,前記円板部のうち前記歯部の下の部分とにわたり,C濃度が前記素材鋼のC濃度とされるとともに,マルテンサイト組織を含む第2焼き入れ硬化層が形成されており,
前記円板部における前記第2焼き入れ硬化層より深い領域が,C濃度が前記素材鋼のC濃度とされるとともに,マルテンサイト組織を含まない非焼き入れ層とされているものである。
素材鋼として,前記の化学成分のものを用い,
前記素材鋼で成形された歯車を,大気の酸素濃度より低い酸素濃度の浸炭雰囲気中で,前記素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度に加熱して表面に浸炭層を形成する浸炭工程と,
前記浸炭工程後の前記歯車を,前記素材鋼がマルテンサイト変態する冷却速度より遅い冷却速度で,冷却による組織変態が完了する温度以下の温度まで冷却する冷却工程と,
前記冷却工程後の前記歯車を高密度エネルギー加熱により加熱することで,前記円板部における芯部を前記素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度まで昇温させることなく,前記円板部における前記芯部より浅い領域と前記歯部とを前記素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度まで昇温させ,その状態から,前記素材鋼がマルテンサイト変態する冷却速度以上の冷却速度で冷却することにより,前記円板部における前記芯部より浅い領域と前記歯部とにマルテンサイト組織を形成する焼入工程とを行うことにより歯車を製造する方法である。
Cは鋼素材の強度,特に深層部の強度を確保するために添加する元素である。そこで,本発明ではCの添加量の下限を0.1%として内部の強度を確保している。しかし,Cの添加量が0.40%を超えると,次の2点の不利がある。1つは,硬さが増加する一方で靱性が低下することである。もう1つは,鋼素材の切削性が悪化することである。このため,Cの添加量の上限を0.40%とした。より好ましい添加量の範囲は0.15〜0.3%である。
Siは製鋼過程での脱酸に有効な元素であるとともに,鋼素材に必要な強度,焼入れ性を与え,焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素である。本発明は,高価なCrやMoを大幅に削減できることを特徴としているが,歯車のピッチング強度のように焼き戻し軟化抵抗が必要とされる部品については,従来鋼であるCrMo鋼に対し,CrやMoの削減は不利となる場合がある。よって,CrやMoを削減しても必要とする焼き戻し軟化抵抗を得るために,Siを0.35%以上含有させることとした。しかし,Siの含有によるこの効果は3.0%程度で飽和するので,それ以上Siを含有させる積極的な意味はない。Si含有率が3.0%を超えていると,むしろ硬さの上昇を招き素材の切削性が悪化する。そこでSi含有量を0.35%〜3.0%の範囲内にする必要がある。より好ましい範囲は0.45%超〜1.5%である。
Mnは製鋼過程での脱酸に有効な元素であるとともに,焼き入れ性を向上させるのに有効な元素である。ただし,含有量が0.1%未満ではその効果は不十分である。しかし,Mnの含有によるこの効果は3.0%程度で飽和するので,それ以上Mnを含有させる積極的な意味はない。Mn含有率が3.0%を超えていると,むしろ硬さの上昇を招き素材の切削性が悪化する。そこでMn含有量を0.1%〜3.0%の範囲内にする必要がある。より好ましい範囲は0.5%〜1.5%である。
Pは鋼中で粒界に偏析して靱性を低下させる作用を有する。このため極力低減する必要がある。0にすることは困難であるが,0.03%以下に制限する必要がある。
Sは鋼中でMnSを形成するので,これによる素材の切削性の向上を目的として添加される元素である。ただし,Sの含有によるこの効果は,0.15%程度で飽和するので,それ以上Sを含有させる積極的な意味はない。S含有率が0.15%を超えていると,むしろ粒界偏析を起こし粒界脆化を招く。このため,Sの含有量を0.15%以下にする必要がある。なお,S量が0.001%未満であると切削性向上効果が顕著でない。このため,下限を規定するのであれば0.001%以上とする。より好ましい範囲は0.005〜0.06%の範囲内である。
Alは窒化物として鋼中に析出分散する。このことによりAlは,浸炭処理時のオーステナイト組織の粗大化を防止するのに有効な元素とされている。ただし,0.05%を超えていると,析出物が粗大化して鋼を脆化させる。このため0.05%を上限とする。なお,高密度エネルギー焼入処理が行われた部位では再結晶が起こり,粗大化したオーステナイト組織が微細化される。このため,高密度エネルギー焼入処理が行われる部位だけ高い強度が必要とされ,高密度エネルギーで加熱しない領域では高い強度が必要とされない場合には,Alを含有させることは必須ではない。しかし,高密度エネルギーで加熱しない領域にも高い強度が必要とされる場合には,Alを含有させる必要性がある。その場合には,Al量が0.005%未満であるとオーステナイト組織の粗大化防止効果が不十分である。このため,下限を規定するのであれば0.005%以上とする。より好ましい範囲は0.02〜0.04%である。
Nは各種の窒化物を形成して浸炭処理時および高密度エネルギー焼入処理時のオーステナイト組織の粗大化を防止する効果がある。しかし,0.03%を超えていると鍛造性が著しく悪くなる。このため0.03%を上限とする。なお,Alのところで述べたのと同様の理由により,高密度エネルギーで加熱しない領域にも高い強度が必要とされる場合にのみ,Nの含有が必須となる。その場合には,N量が0.003%未満であるとオーステナイト組織の粗大化防止効果が不十分である。このため,下限を規定するのであれば0.003%以上が必要である。より好ましい範囲は0.005〜0.02%である。
Crは,0.2%未満の添加量では焼入れ性,および焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素である。しかし,0.2%以上の添加量では浸炭後の徐冷時に,浸炭層内のパーライト,フェライト中にCr炭化物が生成されてしまう。特に浸炭時のC濃度が0.5〜0.8%未満の亜共析組成の場合にこれが顕著である。徐冷後の高密度エネルギーによる加熱を比較的高温(例えば950℃以上)で行うと,このCr炭化物はマトリックス中に溶解する。このため,高周波加熱時のオーステナイト変態が均一に起こり,均一な焼き入れ組織が得られる。これにより硬度も均一となる。一方,徐冷後の高密度エネルギーによる加熱を比較的低温(例えば950℃未満)で行うと,Cr炭化物のマトリックス中への溶解があまり起こらない。このためオーステナイト変態が不均一となり,焼き入れ組織も不均一となる。このことが硬度ムラの発生要因となる。そのため浸炭時のC濃度が0.5〜0.8%未満のときはCr量を必要最小限に抑え,Cr炭化物の生成自体を抑えることが好ましい。
[Si%]+[Ni%]+[Cu%]−[Cr%]>0.5
の条件を満たす化学成分とすることで,Cr炭化物の生成をかなり抑制できることが知られている。しかしそれでも,上記硬さムラを抑制するには十分とは言えない。Cr含有量のより好ましい範囲は0.1%以下である。なお,Crの含有量の低減は,焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を低下させてしまう要因となるが,本発明では上述の通り,Si,Mnの適量の含有により,焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を確保している。
本発明は,レアメタルでありその中でも比較的高価なMoを削減させることを1つの目的としている。ただし,きわめて少量であればMoを添加してもかまわない。Moは焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素である。しかし,Moの多量の含有はコストが上昇するだけでなく,Crの場合ほど顕著ではないが,Crと同じ理由で硬度ムラの発生要因となる。Moも浸炭後の徐冷の際に炭化物を形成するからである。このため,上限を0.1%とする必要がある。他の元素によって必要な焼き入れ性や焼戻し軟化抵抗を確保できるのであれば,Moを添加しないことが望ましい。その場合には,積極的には添加していないといえる条件である0.01%未満とするのがよい。なお,Moの含有量の低減も,Crの場合と同様に,焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を低下させてしまう要因となるが,本発明では上述の通り,Si,Mnの含有によりこれに対処している。
Ti:0.005〜0.2%,
TiはNと結合しやすい元素である。このため,BがBNとなってBの焼き入れ性向上効果が消失するのを防止する効果がある。また,炭窒化物として鋼中に析出分散するので,浸炭処理時及び高周波焼入処理時のオーステナイト組織の粗大化を防止するのに有効な元素である。ただし,0.005%未満ではその効果は顕著でない。しかし,0.2%を超えていると析出物が粗大化して鋼を脆化させる。このため上限を0.2%とした。Tiの添加量の最も好ましい範囲は0.01〜0.03%である。
Bは,添加することによって焼入れ性を与え,粒界強度を強化するのに有効な元素である。ただし,0.0006%未満ではその効果は顕著でない。しかし,0.005%程度でこの効果は飽和するので,それ以上添加することに積極的な意味はない。よって,0.0006%〜0.005%が好ましい範囲である。最も好ましい範囲は0.001%〜0.003%である。
Nb:0.01〜0.3%,V:0.01〜0.2%,
Nb,Vは炭窒化物として鋼中に析出分散する元素である。このため,浸炭処理時および高周波焼入処理時のオーステナイト組織の粗大化を防止するのに有効である。ただし,Nb,Vともに0.01%未満ではその効果は顕著でない。しかし,添加量が多すぎると析出物が粗大化して鋼を脆化させる。このため上限を,Nbは0.3%,Vは0.2%とした。最も好ましくは,Nbは0.01〜0.02%の範囲内で,Vは0.01〜0.05%の範囲内で添加するのがよい。
Ni:0.1〜3.0%
Niは靱性を向上させるのに有効な元素である。ただし,0.1%未満ではその効果は顕著でない。しかし,3.0%程度でこの効果は飽和するので,それ以上添加することに積極的な意味はない。3.0%を超えるNiを含んでいるとむしろ,硬さの上昇を招き素材の切削性が悪化する。このため,0.1%〜3.0%の範囲内にする必要がある。最も好ましい範囲は0.5%〜1.5%である。
浸炭雰囲気中にて歯車8を加熱することにより,歯車8の表層部に浸炭層を形成する処理を行う工程である。
2.冷却工程
浸炭工程後の歯車8を冷却する工程である。この冷却は,少なくとも,浸炭後の温度降下による組織変態が完了するまで行う必要がある。
3.焼き入れ工程
冷却工程後の歯車8を,高密度エネルギーによってオーステナイト領域まで局所的に加熱し,加熱した後に急冷して硬化する工程である。
試験No.24では,Siが不足している。
試験No.25では,Cが過剰である。
試験No.26〜28では,Crが過剰である。
試験No.29では,Pが過剰である。
試験No.30では,Sが過剰である。
試験No.31では,Siが不足しており,CrとMoが過剰である。
試験No.32では,CrとMoが過剰である。
このうちの試験No.32,33は,従来鋼であるJIS−SCM420(クロモリ鋼)を素材として用いた例である。
切削性試験は上述のように,機械加工により熱延鋼材から歯車8を製作した際に行った。切削性試験の条件は,超硬工具を用いて,周速250m/分,送り量0.3mm/rev,切り込み1.5mmのドライ環境による旋削を行う条件とした。この条件で歯車8を10個製作し,超硬工具に欠けが生じなかった場合を「良好」とし,欠けが生じた場合を「不良」とした。
材質調査は,熱処理完了後の歯車8であって後述する疲労試験に供していないものの歯壁面811から採取したサンプルについて行った。調査した項目は,硬度と結晶粒度の2つである。硬度については,サンプルの表面から0.05mmおきに各深さにて,荷重2.9Nでのビッカース硬さを測定して,JIS G 0557で規定する有効硬化層深さを測定した。結晶粒度については,サンプルの表面から0.4mmの深さの箇所において,JIS G 0551で規定するオーステナイト結晶粒度番号を求めて評価した。
(良好)
次の3つの条件をすべて満たしているものを「良好」と判定した。
・有効硬化層深さが0.8mm以上確保されていること。
・ビッカース硬さにムラがないこと。具体的にはすべての隣接する測定点間での差がHV50未満であること。
・オーステナイト粒度番号が「6」以上の細粒であること。
(不良)
上記の3つの条件のうちいずれか1つでも満たしていないものは「不良」と判定し,どの条件で不良となったかを特定した。なお,後述する疲労試験で著しく低強度であったものについては,破面をSEM(走査型電子顕微鏡)で観察して,粒界脆性破面となっているか否かを確認した。
疲労試験としては,動力循環式歯車試験機で,歯元曲げ疲労強度(Nm)とピッチング強度(Nm)とを測定した。試験に供した歯車8の諸元は,モジュール2.03,圧力角18°,ねじれ角27°である。歯元曲げ疲労強度は,潤滑油温80℃,回転数2000rpmの条件下で1000万回耐久する入力トルクにて評価した。ピッチング強度は,潤滑油温120℃,回転数4000rpmの条件下で5000万回供試後に,ピッチング面積率が全歯当たり面積の3%以下となる入力トルクにて評価した。いずれにおいても,潤滑油としてはATF(オートマチックトランスミッションフルード)を用いた。
試験No.24では,ピッチング強度が低かった。鋼素材中のSi量が0.35%に満たないことに起因して,焼き戻し軟化抵抗の向上が不十分であったためと考えられる。
試験No.25では,素材の切削性が悪く,試験片である歯車8を製作することができなかった。鋼素材中のC量が0.40%を超えていることに起因して,素材が硬すぎたためと考えられる。
試験No.26〜28では,硬さムラが見られ,疲労強度が低かった(歯元,ピッチングとも)。鋼素材中のCr量が0.2%を超えていることによりセメンタイトの溶け込み不良が発生したためと考えられる。
試験No.29では,疲労強度が著しく低かった(歯元,ピッチングとも)。このため破面のSEM観察をしたところ,粒界脆性破面となっていることが確認された。鋼素材中のP量が0.03%を超えていることにより,Pの粒界偏析が生じて粒界脆性を起こしたためと考えられる。
試験No.31,32では,硬さムラが見られ,歯元疲労強度が低かった。これらの比較例は従来鋼SCM420(クロモリ鋼)を用いたものであり,Cr量とMo量とがともに過剰であるためにセメンタイトの溶け込み不良が発生したためと考えられる。特に試験No.33ではピッチング強度もやや低かった。これは,鋼素材中のSi量が不足していることによると考えられる。
815 歯元部
82 円板部
91 浸炭層
92 焼き入れ硬化層
93 非焼き入れ層
Claims (9)
- 円板部と,前記円板部に円周状に離散的に形成された複数の歯部とを有し,成形後に浸炭処理とその後の高密度エネルギー加熱による焼き入れ処理とを経ている歯車において, 素材鋼の化学成分が
C :0.1 〜0.40質量%,
Si:0.35〜3.0 質量%,
Mn:0.1 〜3.0 質量%,
Cr:0.2 質量%未満,
Mo:0.1 質量%以下,
P :0.03質量%以下,
S :0.15質量%以下,
Al:0.05質量%以下,
N :0.03質量%以下,
Feおよび不可避不純物:残部,であり,
前記歯部の表層部,および,前記円板部における前記歯部同士の間の箇所である歯元部の表層部が,浸炭処理によりC濃度が前記素材鋼のC濃度より高くされるとともに,マルテンサイト組織を含む第1焼き入れ硬化層とされており,
前記歯部のうち前記第1焼き入れ硬化層とされている部分以外の部分と,前記円板部のうち前記歯元部の前記第1焼き入れ硬化層の下の部分と,前記円板部のうち前記歯部の下の部分とにわたり,C濃度が前記素材鋼のC濃度とされるとともに,マルテンサイト組織を含む第2焼き入れ硬化層が形成されており,
前記円板部における前記第2焼き入れ硬化層より深い領域が,C濃度が前記素材鋼のC濃度とされるとともに,マルテンサイト組織を含まない非焼き入れ層とされていることを特徴とする歯車。 - 請求項1に記載の歯車において,前記第1焼き入れ硬化層のC濃度が,
表面にて0.60〜0.85質量%であるとともに,
内部では前記第2焼き入れ硬化層との境界に向かって徐々に低下していることを特徴とする歯車。 - 請求項1または請求項2に記載の歯車において,素材鋼の化学成分にさらに,
Ti:0.005 〜0.2 質量%,
B :0.0006〜0.005質量%,
が含まれることを特徴とする歯車。 - 請求項1から請求項3までのいずれか1つに記載の歯車において,
素材鋼の化学成分中のMoの含有量が0.01%未満であることを特徴とする歯車。 - 請求項1から請求項4までのいずれか1つに記載の歯車において,
素材鋼の化学成分にさらに,
Nb:0.01〜0.3質量%,
V :0.01〜0.2質量%,
の1種または2種が含まれることを特徴とする歯車。 - 請求項1から請求項5までのいずれか1つに記載の歯車において,
素材鋼の化学成分にさらに,
Ni:0.1〜3.0質量%,
が含まれることを特徴とする歯車。 - 円板部と,前記円板部に円周状に離散的に形成された複数の歯部とを有する歯車の製造方法において,
素材鋼として,化学成分が
C :0.1 〜0.40質量%,
Si:0.35〜3.0 質量%,
Mn:0.1 〜3.0 質量%,
Cr:0.2 質量%未満,
Mo:0.1 質量%以下,
P :0.03質量%以下,
S :0.15質量%以下,
Al:0.05質量%以下,
N :0.03質量%以下,
Feおよび不可避不純物:残部,であるものを用い,
前記素材鋼で成形された歯車を,大気の酸素濃度より低い酸素濃度の浸炭雰囲気中で,前記素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度に加熱して表面に浸炭層を形成する浸炭工程と,
前記浸炭工程後の前記歯車を,前記素材鋼がマルテンサイト変態する冷却速度より遅い冷却速度で,冷却による組織変態が完了する温度以下の温度まで冷却する冷却工程と,
前記冷却工程後の前記歯車を高密度エネルギー加熱により加熱することで,前記円板部における芯部を前記素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度まで昇温させることなく,前記円板部における前記芯部より浅い領域と前記歯部とを前記素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度まで昇温させ,その状態から,前記素材鋼がマルテンサイト変態する冷却速度以上の冷却速度で冷却することにより,前記円板部における前記芯部より浅い領域と前記歯部とにマルテンサイト組織を形成する焼入工程とを行うことを特徴とする歯車の製造方法。 - 請求項7に記載の歯車の製造方法において,
前記浸炭工程を,その浸炭工程の拡散期後における浸炭層内の炭素濃度が0.85質量%以下となる条件で行うことを特徴とする歯車の製造方法。 - 請求項7または請求項8に記載の歯車の製造方法において,
前記浸炭工程に供する歯車が,
その形状に起因して,浸炭処理時に侵入した炭素の拡散速度が異なる第1部位と第2部位とを有し,
前記第1部位よりも上記第2部位の方が侵入した炭素の拡散速度が遅いという形状を呈しているものであり,
前記浸炭工程を,その浸炭工程における拡散期後における前記第1部位の浸炭層内の炭素濃度が0.65±0.1質量%の範囲内となる条件で行うことを特徴とする歯車の製造方法。
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