DE102005061946B4

DE102005061946B4 - Einsatzgehärteter Stahl mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit, diesen verwendendes Zahnrad, und Verfahren zur Herstellung desselben

Info

Publication number: DE102005061946B4
Application number: DE102005061946A
Authority: DE
Inventors: Shuji Kozawa; Tatsuro Ochi; Hideo Kanisawa; Tomoko Serikawa; Koki Mizuno
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Nippon Steel Corp
Current assignee: Honda Motor Co Ltd; Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-12-27
Filing date: 2005-12-23
Publication date: 2013-03-21
Anticipated expiration: 2025-12-24
Also published as: US20060137766A1; DE102005061946A1

Abstract

Einsatzstahl mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, dass er in Gewichtsprozent enthält: C: 0,1 bis 0,3%, Si: 1,01 bis 2,0%, Mn: 0,3 bis 2,0%, S: 0,005 bis 0,05%, Cr: 1,01 bis 2,6%, Mo: 0,8 bis 4,0%, V: 0,1 bis 0,3%, Al: 0,001 bis 0,2%, und N: 0,003 bis 0,03%, P auf 0,03% oder weniger beschränkt, optional eines oder beide von Nb: 0,2% oder weniger und Ti: 0,2 oder weniger, und einen Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aufweist, wobei er die nachstehende Gleichung (1) erfüllt. 31Si(%) + 15Mn(%) + 23Cr(%) + 26Mo(%) + 100V(%) ≥ 100(1)

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einsatzgehärteten Stahl mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit bzw. -ermüdungsfestigkeit und ein diesen nutzendes Zahnrad, das für Teile von Automobilen, Baumaschinen, Industriemaschinen usw. verwendet wird, und ein Verfahren zur Herstellung desselben.
In Automobilgetrieben usw. werden hauptsächlich aus JIS SCr 420, SCM 420 bestehende Zahnräder und andere in Zahnradformen geformte, und dann einer Oberflächenhärtung durch Karbonisieren, Härten und Anlassen usw. unterzogene Einsatzstähle verwendet. Bei derartigen Zahnrädern sind zur Steigerung der Leistung der Automobile und zur Verbesserung des Kraftstoffwirkungsgrades usw. ein geringeres Gewicht und eine höhere Zahnradfestigkeit sehr gefordert. In der Vergangenheit wurde zur Verbesserung der Festigkeit der Zahnräder eine Technologie zum Verbessern der Biegedauerfestigkeit der Zahnbasen der Zahnräder entwickelt. In letzter Zeit hat sich jedoch zusammen mit der Entwicklung des praxisgerechten Hartkugelstrahlens der Schwerpunkt in der Erhöhung der Festigkeit von Zahnrädern von der Biegedauerfestigkeit der Zahnbasen von Zahnrädern auf die Dauerfestigkeit der Zahnoberflächen verschoben.
Für die Verbesserung der Zahnoberflächendauerfestigkeit wurde jedoch eine Verbesserung der Anlassentfestigungsbeständigkeit als effektiv betrachtet. In der Vergangenheit wurden bereits als Mittel zum Verbessern der Anlassentfestigungsbeständigkeit verschiedene die Zusammensetzung der Stahlmaterialien der Zahnräder verbessernde Technologien vorgeschlagen. Beispielsweise offenbart die ungeprüfte japanische Patentoffenlegung Nr. 7-242994 Stahl, der Si in einer Menge von 1% oder weniger und Cr in einer Menge von 1,5 bis 5,0% enthält. Ferner offenbart die ungeprüfte japanische Patentoffenlegung Nr. 2001-329337 Stahl, der Si in einer Menge von 0,40 bis 1,50%, Mn in einer Menge von 0,30 bis 2,00% und Cr in einer Menge von 0,50 bis 3,00% enthält. Ferner offenbart die Japanische Patentoffenlegung (A) Nr. 2003-231943 Stahl, der Si in einer Menge von 0,7 bis 1,5%, Mn in einer Menge von 0,7 bis 1,5% und Cr in einer Menge von 0,1 bis 3,00% und Mn in einer Menge von 0,05 bis 1,5% enthält.
Wie es vorstehend erläutert wurde, sind als wirksame Bestandteile von Stahl zur Verbesserung der Anlassentfestigungsbeständigkeit Si, Cr, Mn, Mo und weitere Elemente bekannt, aber derzeit sind einsatzgehärteter Stahl mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit und Zahnräder aus demselben durch eine weitere Verbesserung der Anlassentfestigungsbeständigkeit erforderlich.
US 2005/0173026 A offenbart ein Element aus einsatzgehärteter Stahllegierung, hergestellt in einem Verfahren mit den folgenden Schritten: Bereitstellen einer Stahllegierung mit C: 0.10–0.50%; Si: 0,50–1.50% und Eisen als Hauptbestandteil, wobei die Stahllegierung eine mittels eines Stirnabschreckversuchs ermittelte Härtbarkeit J im Bereich von 35 bis 50 bei 12,5 mm aufweist; Formen der Stahllegierung in die gewünschte Form; Einsatzhärten der geformten Stahllegierung in einer Oxidations-verhindernden Atmosphäre; und Abschrecken der einsatzgehärteten Legierung durch Abkühlen von einer Perlit-Transformationstemperatur (A1-Temperatur) auf eine Martensit-Transformationsausgangstemperatur (Ms-Temperatur) mit einer Abschreckrate H im Bereich von 0.01 bis 0.08 (cm^–1) bis 0.08 (cm^–1) und ohne jegliche Unterbrechung durch einen Temperaturanstieg, wobei die einsatzgehärtete Schicht einen Restaustenitbereich von höchstens 25% mit einer Oberflächenhärte im Bereich von 700 bis 900 Hv aufweist sowie einen innenliegenden nicht-einsatzgehärteten Bereich, der sich innerhalb des einsatzgehärteten Bereichs befindet.
Angesichts des Vorstehenden besteht eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung in der Bereitstellung eines einsatzgehärteten Stahls mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit und eines denselben verwendenden Zahnrades, indem die Anlassentfestigungsbeständigkeit effektiver verbessert wird.
Die vorstehende Aufgabe kann durch die in den Ansprüchen definierten Merkmale gelöst werden.
Wie es vorstehend erläutert wurde, ist es bekannt, dass es durch Erhöhen der Mengen von Si, Cr, Mn, Mo usw. in Stahl möglich ist, die Anlassentfestigungsbeständigkeit zu verbessern. Die Erfinder entdeckten die nachstehenden Punkte, um die Anlassentfestigungsbeständigkeit weiter zu verbessern und machten dadurch die vorliegende Erfindung:

(1) dass zusätzlich zu dem Si, Cr, Mn und Mo auch V eine Auswirkung auf die Verbesserung der Anlassentfestigungsbeständigkeit hat.
(2) dass die Gesamtmenge der fünf Elemente (Si, Cr, Mn, Mo und V) die Auswirkung einer Verbesserung der Anlassentfestigungsbeständigkeit in einer Menge von 31Si(%) + 15Mn(%) + 23Cr(%) + 26Mo(%) + 100 V(%) = 100 oder mehr hat.
Ferner werden, selbst wenn die Mengen der Zusetzung von Cr, Mo und V verringert werden, eine Mischkristallhärtung in dem Martensitgefüge erreicht, die erforderliche Anlassentfestigungsbeständigkeit sichergestellt und es können die Produktionskosten reduziert werden, so dass 37Si(%) + 18Mn(%) + 10Cr(%) + 31Mo(%) + 21 V(%) in dem Bereich von 100 bis 150 liegen sollten.
(3) dass die Verbesserung der Anlassentfestigungsbeständigkeit durch die Ausfällungshärtung durch Karbide der vorstehenden fünf Elemente unzureichend ist, und dass die Mischkristallhärtung der vorstehenden zugesetzten Elemente in dem Martensitgefüge eine effektivere Verbesserung der Anlassentfestigungsbeständigkeit ermöglicht.
(4) dass die Anlassentfestigungsbeständigkeit durch das Härten in der Karbonisierungshärtung usw. bei einer hohen Temperatur verbessert wird, was eine Auflösung der in dem Material (Stahl) ausgefällten Karbide bewirkt, und dem Intervall von der Oberfläche des behandelten Zahnrades bis zu einer Tiefe von 50 μm eine Röntgenbeugung-Halbwertsbreite von 6,4° oder mehr verleiht.

Die vorliegende Erfindung wurde gemacht, um die vorstehenden Behandlungen zu erzielen.
In der Vergangenheit war es bereits bekannt, dass die Erhöhung der Menge von Si, Cr, Mn, Mo und anderer Elemente im Stahl die Anlassentfestigungsbeständigkeit verbessert. Die Erfinder glaubten jedoch, dass eine übermäßige Zusetzung dieser Elemente große Mengen von Karbiden ausfällen würde und die Durchschnittsgröße der Karbide zunehmen und daher die Anlassentfestigungsbeständigkeit umgekehrt verschlechtern würde. Daher dachten die Erfinder, dass es durch Lösen von Si, Cr, Mn, Mo und weiterer zugesetzter Elemente im Stahl möglich sein müsste, die Zahnoberflächendauerfestigkeit des Zahnrades effektiv zu verbessern.
Ferner dachten sie, dass es auch durch Zusetzen von V zu dem Stahl und Lösen dieses in dem Stahl möglich wäre, die Anlassentfestigungsbeständigkeit zu steigern.
Daher postulierten die Erfinder, dass es durch Verwendung eines Stahls, der geeignete Mengen von Si, Cr, Mn, Mo, V und anderer Elemente enthält, um ein Zahnrad herzustellen, und indem man dann diese zugesetzten Elemente sich durch eine Hochtemperaturkarbonisierungshärtung oder andere Härtung lösen lässt, es möglich wäre, die Anlassentfestigungsbeständigkeit weiter zu verbessern. Sie verwendeten daher unterschiedliche Stähle mit unterschiedlichen Zusatzmengen von Si, Cr, Mn, Mo, V und anderen Elementen, um Zahnradformen herzustellen, und härteten dann die Oberflächen der Zahnräder durch eine Hochtemperaturkarbonisierungshärtung und Anlassung, um so unterschiedliche Zahnräder herzustellen und untersuchten die Ermüdungslebensdauer der Zahnoberflächen der Zahnräder. Ferner untersuchten sie unter Anwendung der Röntgenbeugung-Halbwertsbreite bei einer Tiefe von 50 μm von der Oberfläche des Zahnrades als ein Indikator für den Betrag der Mischkristallhärtung in dem Martensitgefüge und durch Messung der Röntgenbeugung-Halbwertsbreite bei einer Tiefe von 50 μm von der Oberfläche der erzeugten Zahnräder durch ein Mikroflächen-Röntgen-Restspannungsmesssystem, ob die Mischkristallhärtung durch die vorstehend genannten zugesetzten Elemente in dem Martensitgefüge die Ermüdungslebensdauer der Zahnoberflächen verbesserte.
Als Ergebnis wurden die nachstehenden Punkte ersichtlich. Erstens wurde ersichtlich, dass zum Erzielen einer Verbesserung der Zahnoberflächendauerfestigkeit eines Zahnrades lediglich die Verwendung eines Stahls mit erhöhten Zusatzanteilen von Si, Cr, Mn, Mo usw. unzureichend ist. D. h., die Erfinder haben herausgefunden, dass zur Verbesserung der Anlassentfestigungsbeständigkeit die Zusetzung V zusätzlich zu dem herkömmlichen Si, Cr, Mn oder Mo ebenfalls effektiv ist, dass lediglich das Bewirken einer Ausfällung dieser zugesetzten Elemente als Karbide für die Verbesserung der Zahnoberflächendauerfestigkeit eines Zahnrades unzureichend ist, und dass die Lösung der zugesetzten Elemente in dem Stahl effektiv zu einer Verbesserung der Zahnoberflächendauerfestigkeit eines Zahnrades führt. Daraus nahmen sie an, dass metallurgisch die Zunahme in der Anlassentfestigungsbeständigkeit durch die Ausfällungshärtung der zugesetzten Elemente für die Verbesserung der Zahnoberflächendauerfestigkeit eines Zahnrades nicht ausreicht, und dass die Zunahme in der Anlassentfestigungsbeständigkeit durch die Mischkristallhärtung durch die zugesetzten Elemente in dem Martensitgefüge effektiv zu einer Verbesserung der Zahnoberflächendauerfestigkeit eines Zahnrades beitragen kann.
Ferner haben sie herausgefunden, dass in C, Si, Mn, S, Cr, Mo, V, Al, N, und P in vorbestimmten Mengen enthaltendem und im Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen usw. bestehendem Stahl eine Gesamtmenge von Si, Mn, Cr, Mo und V von 31Si(%) + 15Mn(%) + 23Cr(%) + 26Mo(%) + 100V(%) = 100 oder mehr effektiver die Anlassentfestigungsbeständigkeit verbessern kann.
Ferner werden selbst dann, wenn die Mengen der Zusetzung von Cr, Mo und V verringert werden, und 37Si(%) + 18Mn(%) + 10Cr(%) + 31Mo(%) + 21V(%)in den Bereich von 100 bis 150 gebracht wird, eine Mischkristallhärtung in dem Martensitgefüge erreicht, die erforderliche Anlassentfestigungsbeständigkeit sichergestellt, und es können die Produktionskosten reduziert werden.
Ferner wurde ersichtlich, dass, wenn dieser Stahl als ein Material verwendet wurde, dieser in eine Zahnradform geformt wurde, dann die Oberfläche des Zahnrades einer Vakuumkarbonisierung, Karbonitrierung und anderen Oberflächenhärtung unterworfen wurde, ein Zahnrad mit einer Röntgenbeugung-Halbwertsbreite bei einer Tiefe von 50 μm von der Oberfläche des Zahnrades von 6,4° oder mehr in der Anlassentfestigungsbeständigkeit weiter verbessert wird, das also eine hervorragende Zahnoberflächendauerfestigkeit aufweist.
Anhand des Vorstehenden kann man sagen, dass C, Si, Mn, S, Cr, Mo, V, Al, N und P in vorbestimmten Mengen enthaltender und den Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen aufweisender Stahl mit einer Gesamtmenge von Si, Mn, S, Cr, Mo und V von 31Si(%) + 15Mn(%) + 23Cr(%) + 26Mo(%) + 100V(%) von 100 oder mehr und ferner mit einer Gesamtmenge von Si, Mn, Cr, Mo und V von 37Si(%) + 18Mn(%) + 10Cr(%) + 31Mo(%) + 21V(%) in den Bereich von 100 bis 150 ein nützlicher einsatzgehärteter Stahl mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit ist.
Ferner nimmt man an, dass durch Auswählen von Zahnrädern mit einer Röntgenbeugung-Halbwertsbreite bei einer Tiefe von 50 μm von der Oberfläche des Zahnrades von 6,4° oder mehr aus Zahnrädern, die durch Anwenden des vorstehend erwähnten Einsatzstahls als ein Material zur Formung von Zahnrädern, und dann durch Unterwerfen der Oberflächen der Zahnräder unter eine Vakuumkarbonisierung, Karbonitrierung und andere Oberflächenhärtung erhalten werden, Zahnräder mit hervorragendem Zahnoberflächendauerfestigkeit erhalten werden können. Daher glaubt man, dass bei den so erhaltenen Zahnräder die Temperatur in der Nähe der Oberfläche der Zahnflächen auf über 300°C aufgrund der durch den Kontakt der Antriebsflächen und angetriebenen Flächen der Zahnräder erzeugten Reibungswärme bei einem von Gleiten begleiteten hohem Flächendruck ansteigt und diese selbst bei der als Folge auftretenden Anlassentfestigung eine Beständigkeit aufweisen, und dass dieses ferner zu einer höheren Ausgangsleistung, verbessertem Brennstoffwirkungsgrad usw. in Automobilen, Baumaschinen, Industriemaschinen usw. beitragen kann. Man beachte, dass, obwohl Zahnräder mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit gemäß der vorliegenden Erfindung in der vorstehend erwähnten Weise erhalten werden können, diese auch durch Karbonisierung oder Karbonitrierung, dann Kugelstrahlen, tiefkühlen, WPC, WJP usw. erhalten werden können. Deshalb wird es möglich, dass restliche Austenit an der Oberfläche des Zahnrades in Martensit umzuwandeln und die Anlassentfestigungsbeständigkeit zu steigern.
Anschließend werden die Bereiche der Gewichtsprozentanteile der in dem Stahl der vorliegenden Erfindung (einsatzgehärtetem Stahl) enthaltenen chemischen Bestandteile erläutert.
C: 0,1 bis 0,3
C ist ein Element, das für die Aufrechterhaltung der Festigkeit von Stahl wesentlich ist. Sein Gehalt bestimmt die Festigkeit des Kernteils und beeinflusst auch die effektive gehärtete Schichttiefe. Daher wurde in der vorliegenden Erfindung 0,1 zum unteren Grenzwert der Menge von C gemacht, um die Kernfestigkeit sicherzustellen. Wenn jedoch der Gehalt zu groß ist, nimmt die Zähigkeit ab, so dass 0,3% zum oberen Grenzwert gemacht wurden.
Si: 1,01 bis 2,0
Si ist ein Element mit verbessernder Wirkung auf die Anlassentfestigungsbeständigkeit. Eine Zusetzung von 1,01 ergibt diesen Effekt. Daher wurde in der vorliegenden Erfindung der untere Grenzwert der Menge von Si zu 1,01% gemacht. Wenn jedoch der Anteil über 2,0% liegt, verschlechtert sich die Karbonisierungsfähigkeit, so dass 2,0% zum oberen Grenzwert gemacht wurden.
Mn: 0,3 bis 2,0%
Mn ist ein Element mit verbessernder Wirkung auf die Härtbarkeit und ist ferner ein Element mit verbessernder Wirkung auf die Anlassentfestigungsbeständigkeit. Ferner hat es auch die Wirkung einer Immobilisierung des unvermeidbar in dem Stahl als MnS enthaltenen Verunreinigungselementes S und macht dieses dadurch harmlos. Daher wird eine Menge von Mn 0,3% oder mehr als notwendig erachtet. Daher wurde in der vorliegenden Erfindung der untere Grenzwert der Menge von Mn zu 0,3% gemacht. Wenn jedoch der Gehalt über 2,0% liegt, führt dieses zu einer Erhöhung und Stabilisierung des restlichen Austenits in der karbonisierten Schicht in einem Umfang, der nicht mehr verhindert werden kann, selbst wenn eine Tiefkühlung durchgeführt wird, und der Anlassentfestigungsbeständigkeit verschlechtert sich umgekehrt, so dass 2,0% zu dem oberen Grenzwert gemacht wurden.
S: 0,005 bis 0,05%
S ist ein unvermeidbar enthaltenes Verunreinigungselement, das aber von dem Gesichtspunkt der Bearbeitbarkeit in einem Anteil von 0,005% oder mehr enthalten sein muss. Daher wurde in der vorliegenden Erfindung der untere Grenzwert der Menge von S zu 0,005% gemacht. Wenn jedoch der Gehalt über 0,05% liegt, wird die Schmiedbarkeit verhindert, so dass 0,05% zu dem oberen Grenzwert gemacht wurden.
Cr: 1,01 bis 2,6%
Cr ist ein Element mit verbessernder Wirkung auf die Härtbarkeit und ist ein Element mit verbessernder Wirkung auf die Anlassentfestigungsbeständigkeit. Eine Zusetzung von 1,01% oder mehr ergibt diesen Effekt. Daher wurde in der vorliegenden Erfindung der untere Grenzwert der Menge von Cr zu 1,01% gemacht. Wenn jedoch der Gehalt 2,6% überschreitet, lösen sich die in dem Material vorhandenen Cr-Karbide selbst bei einer Hochtemperaturkarbonisierung nicht vollständig auf, und die Anlassentfestigungsbeständigkeit verschlechtert sich, so dass 2,6% zum oberen Grenzwert gemacht wurden. Man beachte, dass, um vollständig das Auftreten von groben Körnern in der Karbonisierung zu vermeiden, Cr bevorzugt 1,01 bis 1,8% ist.
Mo: 0,8 bis 4,0%
Mo ist ein Element mit verbessernder Wirkung auf die Härtbarkeit und ist ein Element mit verbessernder Wirkung auf die Anlassentfestigungsbeständigkeit. Die Zusetzung von 0,8% oder mehr ergibt diesen Effekt. Daher wurde in der vorliegenden Erfindung der untere Grenzwert der Menge von Mo zu 0,8% gemacht. Wenn jedoch der Gehalt über 4,0% liegt, können die in dem Material vorhandenen Mo-Karbide selbst bei einer Hochtemperaturkarbonisierung nicht vollständig aufgelöst werden und die Anlassentfestigungsbeständigkeit verschlechtert sich demzufolge, so dass 4,0% zu dem oberen Grenzwert gemacht wurden. Man beachte, dass, um vollständig das Auftreten von groben Körnern in der Karbonisierung zu vermeiden, Mo bevorzugt 1,0 bis 1,2% ist.
V: 0,1 bis 0,3%
V ist ein Element mit verbessernder Wirkung auf die Anlassentfestigungsbeständigkeit. Die Zusetzung von 0,1% oder mehr ergibt diesen Effekt. Daher wurde in der vorliegenden Erfindung der untere Grenzwert der Menge von V zu 0,1% gemacht. Wenn jedoch der Gehalt über 0,3% liegt, können die in dem Material vorhandenen V-Karbide selbst bei einer Hochtemperaturkarbonisierung nicht vollständig aufgelöst werden und die Anlassentfestigungsbeständigkeit verschlechtert sich demzufolge, so dass 0,3% zu dem oberen Grenzwert gemacht wurden. Man beachte, dass, um vollständig das Auftreten von groben Körnern in der Karbonisierung zu vermeiden, V bevorzugt 0,1 bis 0,25% ist.
Al: 0,001 bis 0,2%
Al hat die Wirkung einer Verfeinerung der Kristallkörner aufgrund der Ausbildung von Verbindungen mit N, so dass 0,001% oder mehr als erforderlich betrachtet werden. Daher wurde in der vorliegenden Erfindung der untere Grenzwert der Menge von Al zu 0,001% gemacht. Jedoch ist über 0,2% die Bearbeitbarkeit deutlich eingeschränkt, so dass 0,2% zu dem oberen Grenzwert gemacht wurden.
N: 0,003 bis 0,03%
N ist ein unvermeidbar enthaltendes Element, hat aber ebenfalls den Effekt einer Verfeinerung der Kristallkörner durch Ausbildung von Verbindungen mit Al und N, so dass 0,003% oder mehr als notwendig betrachtet werden. Daher wurde in der vorliegenden Erfindung der untere Grenzwert der Menge von N zu 0,003% gemacht. Wenn jedoch der Anteil über 0,03% liegt, ist die Schmiedbarkeit erheblich beeinträchtigt, so dass 0,03% zum oberen Grenzwert gemacht wurden.
P: beschränkt auf 0,03% oder weniger.
P ist ein unvermeidbar enthaltenes Verunreinigungselement. Es fällt an den Korngrenzen aus und verringert die Zähigkeit, so dass es auf 0,03% oder darunter zu beschränken ist. Daher wurde in der vorliegenden Erfindung der Anteil von P auf 0,03% oder darunter beschränkt.
Zusätzlich ist es für den Zweck der weiteren Verfeinerung der Kristallkörner und zur Verhinderung einer Vergröberung der Kristallkörner in dem Stahl der vorliegenden Erfindung auch möglich, Nb, Ti usw. zusätzlich zu den vorstehend erwähnten chemischen Bestandteilen zuzusetzen. In diesem Falle werden diese Elemente bevorzugt in den nachstehenden Bereichen, welche nicht die Produktivität des Warmwalzens, Warmschmiedens, Schneidens usw. beeinträchtigen, beigefügt.
Nb: 0,2% oder weniger und Ti: 0,2% oder weniger, eines oder beide
Nb und Ti haben den Effekt einer Verfeinerung der Kristallkörner aufgrund der Ausbildung von Verbindungen mit N, so dass die Einbeziehung von einem oder beiden von Nb und Ti zu bevorzugen ist. Jedoch wird, wenn jedes Element in einem Anteil von über 0,2% enthalten ist, der Effekt der Verfeinerung der Kristallkörner gesättigt und die Wirtschaftlichkeit beeinträchtigt, so dass 0,2% zum oberen Grenzwert gemacht wurden.
Anschließend wird die Gesamtmenge von Si, Mn, Cr, Mo und V in dem Stahl der vorliegenden Erfindung erläutert. In der vorliegenden Erfindung ist ein Gesamtmenge von Si, Mn, Cr, Mo und V in der nachstehenden Formel von 100 oder mehr eine wesentliche Voraussetzung.
Dieses basiert, wie es vorstehend erläutert wurde, auf der intensiven Forschung und Entwicklung durch die Erfinder und als Folge der Entdeckung kann, wenn die Gesamtmenge von Si, Mn, Cr, Mo und V in dem nachstehenden Ausdruck gleich 100 oder größer ist, ein Zahnrad mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit erhalten werden. Man beachte, dass sich auf der linken Seite in dem Ausdruck die Koeffizienten der Elemente von Si, Mn, Cr, Mo und V aufgrund des Grades, mit welchem die Elemente zur Verbesserung der Anlassentfestigungsbeständigkeit beitragen, unterscheiden. 31Si(%) + 15Mn(%) + 23Cr(%) + 26Mo(%) + 100V(%) ≥ 100
Ferner ist in der vorliegenden Erfindung eine Gesamtmenge von Si, Mn, Cr, Mo und V in dem nachstehenden Ausdruck in dem Bereich von 100 bis 150 eine wesentliche Bedingung. Dieses beruht darauf, weil, wie es vorstehend erläutert wurde, die Erfinder intensive Forschung durchführten und als Ergebnis herausfanden, dass, wenn die Gesamtmenge von Si, Mn, Cr, Mo und V in der vorstehenden Gleichung 100 oder größer ist, ein Zahnrad mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit erhalten werden kann. Wenn ein Stahlmaterial mit einer Hochlegierungszusammensetzung von über 150 in dem vorstehenden Ausdruck verwendet wird, fällt der Ausgangspunkt der Martensitumformung. Deshalb überschreitet die Menge an restlichen Austenit nach der Vakuumkarbonisierung 20%. Verglichen mit Martensit ist der restliche Austenit weicher. Deshalb wird ein merklicher Abfall in der Festigkeit der Oberfläche des Zahnrades bewirkt. Deshalb wurde in der vorliegenden Erfindung eine Gesamtmenge von Si, Mn, Cr, Mo und V in dem nachstehenden Ausdruck von 150 oder kleiner zu einer Bedingung gemacht. Man beachte, dass sich auf der linken Seite in dem Ausdruck die Koeffizienten der Elemente von Si, Mn, Cr, Mo und V aufgrund des Grades, mit welchem die Elemente zur Verbesserung der Anlassentfestigungsbeständigkeit beitragen, unterscheiden. 37Si(%) + 18Mn(%) + 10Cr(%) + 31Mo(%) + 21V(%) = 100 ~ 150
Anschließend wird der Grund dafür, dass das erfindungsgemäße Zahnrad eine Röntgenbeugung-Halbwertsbreite bei einer Tiefe von 50 μm von der Oberfläche vom 6,4° oder mehr hat, zu einer Bedingung gemacht wird, erläutert
Durch Erfüllen der vorstehenden Formel und Sicherstellung einer Röntgenbeugung-Halbwertsbreite bei einer Tiefe von 50 μm von der Oberfläche vom 6,4° oder mehr wurde ein Zahnrad mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit realisiert. Selbst wenn Stahl verwendet wird, der gerade den vorstehenden Ausdruck zum Erzeugen einer Zahnradform erfüllt und dieser einer Karbonisierungshärtung und einem Anlassen bei 930°C unterworfen wird, wird die Röntgenbeugung-Halbwertsbreite bei einer Tiefe von 50 μm von der Oberfläche des Zahnrades nicht notwendigerweise zu 6,4° oder mehr. Die Erfinder glaubten, dass deshalb die Auswahl einer Oberflächenhärtung, welche eine Röntgenbeugung-Halbwertsbreite von 6,4° oder mehr ergibt, entscheidend war. Ferner bleibt in einem Stadium vor der Oberflächenhärtung ein Teil von dem Mn, Cr, Mo und V als Karbide zurück, so dass, sobald die Mengen von Mo, V usw. größer werden, mit der Karbonisierung bei den üblichen 930°C die Auflösung unzureichend wird und keine Röntgenbeugung-Halbwertsbreite von 6,4° oder mehr sichergestellt werden kann. Daher glaubt man, dass es erforderlich ist, eine Auflösung der Karbide bei einer Karbonisierungstemperatur von bevorzugt 950°C oder mehr, in einigen Fällen 1000°C oder mehr zu bewirken. Ferner tendiert, wenn der Wert auf der linken Seite des vorstehenden Ausdruckes größer wird, der Anteil des restlichen Austenits dazu allmählich größer zu werden. Zusammen damit tendiert die Röntgenbeugung-Halbwertsbreite dazu, kleiner zu werden. Aus diesem Grunde wird es, wenn der Wert des vorstehenden Ausdrucks 130 oder größer ist, als effektiv angesehen, eine Tiefkühlung oder ein Kugelstrahlen durchzuführen, um das restliche Austenit in Martensit überzuführen und die Röntgenbeugung-Halbwertsbreite zu 6,4° oder mehr zu machen.
Daher wurde in der vorliegenden Erfindung eine Röntgenbeugung-Halbwertsbreite mit einer Tiefe von 50 μm von der Zahnradoberfläche von 6,4° oder mehr zu einer Bedingung gemacht. Man beachte, dass die vorstehend erwähnte Röntgenbeugung-Halbwertsbreite die Halbwertsbreite der Spitze bedeutet, wenn ein Mikroflächen-Röntgen-Restspannungsmesssystem (Cr-Lampe) zum Messen der α-Fe (211) Ebene über 60 Sekunden verwendet wird.
Anschließend wird der Grund einer Vakuumkarbonisierung der Zahnoberflächen des Zahnrades bei einer Erwärmungstemperatur in dem Bereich von 900 bis 1050°C nach Verwendung des vorstehend erwähnten Stahlmaterials zum Erzeugen einer Zahnradform erläutert.
Eine Karbonisierungstemperatur von weniger als 950°C ist unzureichend, um die Karbide in dem Material, das 100 oder mehr von Elementen in der vorstehenden Formel (Stahl) enthält, dazu zu bringen, sich aufzulösen. 950°C oder mehr sind erforderlich. Daher wurde in der vorliegenden Erfindung der untere Grenzwert der Karbonisierungstemperatur zu 950°C gemacht. Wenn jedoch die Karbonisierungstemperatur 1050°C überschreitet, tritt das Problem grober Körner auf, so dass 1050°C zum oberen Grenzwert gemacht wurden.
Jedoch wird im Allgemeinen als Verfahren zur Karbonisierung Gaskarbonisierung und Vakuumkarbonisierung in breitem Umfang eingesetzt. Die Erfinder untersuchten dieses und fanden heraus, dass mit einer Gaskarbonisierung von in dem Träger Gas enthaltenem Sauerstoff eine Korngrenzenoxidation von etwa 10 μm an der Oberfläche bewirkte, die zu einem Abfall in der Festigkeit führte, so dass eine Vakuumkarbonisierung angewendet werden muss.
Daher wurde in der vorliegenden Erfindung die Behandlung der Zahnoberflächen der Zahnradform durch eine Vakuumkarbonisierung zu einer Bedingung gemacht.
Ferner verwendeten die Erfinder in der vorliegenden Ausführungsform das vorstehend erwähnte Stahlmaterial als ein Material zum Formen einer Zahnradform, unterzogen dieses dann einer Vakuumkarbonisierung bei einer Erwärmungstemperatur im Bereich von 950 bis 1050°C, um so ein Zahnrad mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit zu erzeugen, wobei aber selbst nach Durchführung einer allgemein angewendeten Behandlung nach der vorstehenden Vakuumkarbonisierung, wie z. B. Kugelstrahlen, WPC, WJP, Tiefkühlung usw. der Effekt der vorliegenden Erfindung nicht verhindert wird, so dass diese Behandlungen nach der Vakuumkarbonisierung ausgeführt werden können.
BEISPIELE
<Beispiel 1>
Anschließend wird die vorliegende Erfindung detaillierter anhand von Beispielen erläutert. Man beachte, dass diese Beispiele zur Erläuterung der vorliegenden Erfindung gedacht sind und nicht den Schutzumfang der vorliegenden Erfindung einschränken.
Warmgewalzte Stahlmaterialien mit den in Tabelle 1 dargestellten chemischen Zusammensetzungen wurden kugelig geglüht, um die Bearbeitbarkeit sicherzustellen, und wurden dann zur Herstellung von Antriebszahnrädern und angetriebenen Zahnrädern mit einem Teilkreisdurchmesser von 65,8 mm, Modul von 1,5, und 35 Zähnen (Test Nr. 1 bis Nr. 15) verwendet.
Anschließend wurde die nachstehend erläuterte Oberflächenhärtung unter Bearbeitungsbedingungen durchgeführt, die eine effektive gehärtete Schichttiefe des Zahnrades von 0,6 mm ergaben. In den Tests Nr. 1 bis 3, 5, 6, 11 bis 15 wurde eine Vakuumkarbonisierungshärtung bei 1000°C durchgeführt, und dann wurde ein Anlassen bei 200°C für 90 Minuten durchgeführt. Im Test Nr. 7 wurde eine Vakuumkarbonisierungshärtung bei 1000°C durchgeführt, eine Tiefkühlung durch flüssigen Stickstoff für 60 Minuten durchgeführt und dann zum Schluss ein Anlassen bei 200°C für 90 Minuten durchgeführt. Im Test Nr. 4 wurden eine Gaskarbonisierung bei 950°C für 120 Minuten und eine Karbonitrierung bei 860°C für 30 Minuten nacheinander durchgeführt, dann eine Härtung durchgeführt und dann ein Anlassen bei 200°C für 90 Minuten durchgeführt, und dann Kugelstrahlen bei einer Bogenhöhe von 1,0 durchgeführt. In den Tests Nr. 8 und 9 wurde eine Vakuumkarbonisierungshärtung bei 1050°C durchgeführt, eine Tiefkühlung durch flüssigen Stickstoff für 60 Minuten durchgeführt und zum Schluss ein Anlassen bei 200°C für 90 Minuten durchgeführt. Im Test Nr. 10 wurde eine Vakuumkarbonisierung bei 1050°C durchgeführt, dann ein Anlassen bei 200°C für 90 Minuten durchgeführt und zum Schluss Kugelstrahlen bei einer Bogenhöhe von 1,0 durchgeführt.
Dann bewerteten die Erfinder die Zunahmewerte der Anlassentfestigungsbeständigkeit aufgrund der Lösungshärtung durch das Si, Cr, Mn, Mo und weitere zugesetzte Elemente für die vorstehend erwähnten durchgeführten Tests Nr. 1 bis 15. Man beachte, dass die Anlassentfestigungsbeständigkeit üblicherweise unter Verwendung eines Vickers-Mikrohärtemessgerätes usw. zum Messen der Härte in einem Mikrobereich bewertet wird, wobei jedoch mit diesem Bewertungsverfahren der Härtungsbetrag aufgrund der Ausfällung und Härtungsbetrag aufgrund einer Mischkristallbildung nicht unterschieden werden können, so dass es nicht möglich ist, nur den Härtungsbetrag aufgrund der Mischkristallbildung zu messen. Daher maßen die Erfinder in dieser Ausführungsform auf der Basis der Entdeckung, dass der Betrag der Zunahme aufgrund der Mischkristallhärtung in dem Martensitgefüge wichtig für die Verbesserung der Zahnoberflächendauerfestigkeit eines Zahnrades ist, die Röntgenbeugung-Halbwertsbreite bei einer Tiefe von 50 μm von der Zahnradoberfläche des Zahnrades als einen Indikator des Betrags der Zunahme aufgrund der Mischkristallhärtung in dem Martensitgefüge durch ein Mikroflächen-Röntgen-Restspannungsmesssystem, um so den Betrag der Zunahme der Anlassentfestigungsbeständigkeit zu bewerten. Man beachte, dass die Röntgenbeugung-Halbwertsbreite bei einer Tiefe von 50 μm von der Zahnradoberfläche der Tests Nr. 1 bis 15 unter Verwendung eines Mikroflächen-Röntgen-Restspannungsmesssystems (Cr-Lampe) zum Messen der Halbwertsbreite der Spitze für die α-Fe (211) Ebene über 60 Sekunden gefunden wurde.

Ferner untersuchten die Erfinder die Haltbarkeitslebensdauer der Zahnoberflächen der Tests Nr. 1 bis 15 unter Verwendung eines Zahnraddauerprüfmaschine mit Kraftvariation, um die Lebensdauer (X) bei einer Testbelastung von 200 Nm zu messen. Man beachte, dass die Lebensdauer durch die Detektion der die Spänebildung der Zahnoberfläche begleitenden Schwingung gemessen wurde. Die vorstehenden Testergebnisse sind in Tabelle 2 dargestellt. TABELLE 2

TEST-NR.		OBERFLÄCHEN-HÄRTUNG	RÖNTGENBEUGUNG-HALBWERTSBREITE (GRAD)	TESTERGEBNISSE
TEST-NR.		OBERFLÄCHEN-HÄRTUNG	RÖNTGENBEUGUNG-HALBWERTSBREITE (GRAD)	LEBENSDAUER (X)
1	ERFIND.-EX	[1]	6.44	1,394,645
2	ERFIND.-EX	[1]	6.48	1,275,430
3	ERFIND.-EX	[1]	6.82	1,421,972
4	ERFIND.-EX	[2), [3]	6.63	1,381,593
5	ERFIND.-EX	[1]	6.51	1,291,377
6	ERFIND.-EX	[1]	6.79	1,124,319
7	ERFIND.-EX	[1], [4]	7.13	1,571,850
8	ERFIND.-EX	[1], [4]	7.57	1,948,836
9	ERFIND.-EX	[1], [4]	7.63	2,451,598
10	ERFIND.-EX	[1], [3]	6.55	2,022,445
11	VERGL.- EX	[1]	3.50	11,582
12	VERGL.- EX	[1]	5.09	700,228
13	VERGL.- EX	[1]	7.02	527,288
14	VERGL.- EX	[1]	6.61	922,487
15	VERGL.- EX	[1]	5.27	4,993

[1] Vakuumkarbonisierungshärtung und Anlassen
[2] Karbonitrierungshärtung und Anlassen
[3] Kugelstrahlen
[4] Tiefkühlen

Aus diesen Ergebnissen in den Erfindungstests Nr. 1 bis 10 wurde erkannt, dass die Zahnräder Lebensdauern von 1,000,000 oder mehr hatten, und somit eine hervorragende Zahnoberflächendauerfestigkeit hatten. Dieses beruhte, wie man glaubte, auf den Fakten, dass die Gewichtsprozente der in dem Stahl enthaltenen chemischen Bestandteile in den vorbestimmten Bereichen (C im Bereich von 0,1 bis 0,3 Si im Bereich von 1,01 bis 2,0%, Mn im Bereich von 0,3 bis 2,0%, S im Bereich von 0,005 bis 0,05%, Cr im Bereich von 1,01 bis 2,6%, Mo im Bereich von 0,8 bis 4,0%, V im Bereich von 0,1 bis 0,3%, Al im Bereich von 0,001 bis 0,2%, N im Bereich von 0,003 bis 0,03%, und P bei 0,03% oder weniger) lagen, die Gesamtmengen von Si, Mn, Cr, Mo und V in dem Stahl 31Si(%) + 15Mn(%) + 23Cr(%) + 26Mo(%) + 100V(%) = 100 oder mehr waren und die Röntgenbeugung-Halbwertsbreite bei einer Tiefe von 50 μm von der Zahnradoberfläche größer als 6,4 oder mehr war.
Im Gegensatz dazu hatten in den Vergleichsbeispielstests Nr. 11, 12 die Zahnräder Gesamtmengen von Si, Mn, Cr, Mo, und V in dem Stahl im Bereich von 31Si(%) + 15Mn(%) + 23Cr(%) + 26Mo(%) + 100V(%) = 100 oder mehr, hatten aber unzureichende Lebensdauern von weniger als 1,000,000. Dieses beruhte, wie man glaubte, auf den hohen Si-Gehalten, die eine schlechte Karbonisierung bewirkten, was wiederum einen Abfall der Konzentration von C an den Zahnradoberflächen auf 0,3 bis 0,4% bewirkte und dadurch bewirkte, das die Röntgenbeugung-Halbwertsbreite kleiner als 6,4° wurde.
In den Vergleichsbeispieltests Nr. 13 und Nr. 14 hatten die Zahnräder Röntgenbeugung-Halbwertsbreiten von 6,4° oder mehr, hatten aber unzureichende Lebensdauern von weniger als 1,000,000. Dieses beruhte wie man glaubte darauf, dass die Gesamtmengen von Si, Mn, Cr, Mo und V in dem Stahl mit 31Si(%) + 15Mn(%) + 23Cr(%) + 26Mo(%) + 100V(%) kleiner als 100 waren und daher einen Abfall der Anlassentfestigungsbeständigkeit bewirkten.
In dem Vergleichsbeispieltest Nr. 15 hatte das Zahnrad eine Gesamtmenge von Si, Mn, Cr, Mo und V in dem Stahl mit 31Si(%) + 15Mn(%) + 23Cr(%) + 26Mo(%) + 100V(%) von 100 oder mehr, hatte aber unzureichende Lebensdauer von weniger als 1,000,000. Dieses wurde nach dem Test untersucht. Als Ergebnis wurde bestätigt, dass in dem Vergleichsbeispieltest Nr. 15 ein großer Anteil von restlichem Austenit zurückgeblieben war. Daher glaubte man in dem Test Nr. 15, dass die große Mange an restlichem vorhandenen Austenit dazu führte, dass die Röntgenbeugung-Halbwertsbreite kleiner als 6,4° wurde und einen Abfall in der Anlassentfestigungsbeständigkeit bewirkte. Daher glaubte man bei diesem Vergleichsbeispiel, dass es durch eine weitere Durchführung einer Tiefkühlung, Kugelstrahlen oder eine andere Behandlung möglich wäre, das restliche Austenit zu einer Überführung in Martensit zu bringen, und die Röntgenbeugung-Halbwertsbreite 6,4° oder größer zu machen.
<Beispiel 2>
Warmgewalzte Stahlmaterialien mit den in Tabelle 3 dargestellten chemischen Zusammensetzungen wurden kugelig geglüht, um die Bearbeitbarkeit sicherzustellen und wurden dann zur Herstellung von Antriebszahnrädern und angetriebenen Zahnrädern mit einem Teilkreisdurchmesser von 65,8 mm, Modul von 1,5, und 35 Zähnen (Test Nr. 16 bis Nr. 31) verwendet.
Anschließend wurde die nachstehend erläuterte Oberflächenhärtungsbehandlung unter Bearbeitungsbedingungen durchgeführt, welche eine effektive gehärtete Schichttiefe des Zahnrades von 0,6 mm ergibt. In den Tests Nr. 16, 17, 19 bis 21, 23, 25 und 28 wurde eine Vakuumkarbonisierungshärtung bei 1000°C durchgeführt, dann ein Anlassen bei 200° über 90 Minuten durchgeführt. In den Tests Nr. 18, 22, 26 und 27 wurde eine Vakuumkarbonisierungshärtung bei 950°C durchgeführt und dann ein Anlassen bei 200°C über 90 Minuten durchgeführt. Im Test Nr. 24 wurde eine Vakuumkarbonisierungshärtung bei 1050°C durchgeführt und dann ein Anlassen bei 200°C über 90 Minuten durchgeführt. Im Test Nr. 29 wurde eine Vakuumkarbonisierungshärtung bei 950°C durchgeführt und dann ein Anlassen bei 200°C über 90 Minuten durchgeführt. Im Test Nr. 30 wurde eine Hochkohlenstoffkarbonisierungsbehandlung durch eine Gaskarbonisierungshärtung bei 950°C und einem Kohlenstoffpotential von 1,3 gefolgt von einer Gaskarbonisierungshärtung bei einem Karbonpotential von 0,95 durchgeführt, und dann ein Anlassen bei 200°C über 90 Minuten durchgeführt. Im Test Nr. 31 wurde eine Vakuumkarbonisierungshärtung bei 890°C durchgeführt und dann ein Anlassen bei 200°C über 90 Minuten durchgeführt.
Nach dem Anlassen untersuchten die Erfinder die Ermüdungslebensdauer der Zahnoberflächen in den Tests Nr. 16 bis 31 unter Verwendung einer Zahnraddauerprüfmaschine mit Kraftvariation, um die Lebensdauer (X) bei einer Testbelastung von 200 Nm zu messen. Man beachte, dass die Lebensdauer durch die Detektion der die Spänebildung der Zahnoberfläche begleitenden Schwingung gemessen wurde.
Ferner untersuchten die Erfinder den Betrag der Zunahme der Anlassentfestigungsbeständigkeit aufgrund der Mischkristallhärtung von Si, Cr, Mn, Mo und der anderen zugesetzten Elemente für die Tests Nr. 16 bis 31. Man beachte, dass die Anlassentfestigungsbeständigkeit üblicherweise unter Verwendung eines Vickers-Mikrohärtemessgerätes usw. zum Messen der Härte in einem Mikrobereich bewertet wird, aber mit diesem Bewertungsverfahren die Zunahme in der Härte aufgrund von Ausfällungshärtung ebenfalls mit enthalten ist und daher die Zunahme in der Härte nur aufgrund von Mischkristallbildung nicht gemessen werden kann. Daher verwendeten die Erfinder in diesem Beispiel auf der Basis der Erkenntnis, dass die Zunahme in der der Härte aufgrund von Mischkristallbildung in dem Martensitgefüge wichtig für die Verbesserung der Zahnoberflächendauerfestigkeit eines Zahnrades ist, ein optisches Mikroskop, Rasterelektronenmikroskop usw., um die Mikrostruktur zu überprüfen und zu untersuchen, ob grobe Karbide in dem Intervall bei einer Tiefe von 50 μm von der Oberfläche der Zahnräder als ein Indikator für den Betrag der Zunahme der Härte aufgrund der Mischkristallhärtung in dem Martensitgefüge vorhanden waren, und insbesondere ob die durchschnittliche Größe der Karbide kleiner als 1 μm war. Man beachte, dass die durchschnittliche Größe der Karbide wie nachstehend erläutert gemessen wurde. Zuerst wurde nach dem Test das Zahnrad zerschnitten und in einem Harz eingebettet, um eine Probe zu erzeugen, welche dann spiegelpoliert wurde. Dann wurde die polierte Oberfläche der Probe mittels einer Nytal-Korrosionslösung geätzt, ein Rasterelektronenmikroskop verwendet, um zufällig Karbide bis zu einer Tiefe von 50 μm von der Zahnradoberfläche zu beobachten, und die Werte der Größe der beobachteten Karbide wurden dann arithmetisch gemittelt.
Ferner ist es bekannt, dass, wenn der Ausgangspunkt der Martensitumformung in das Härtungsstadium fällt, die Menge an restlichem Austenit zunimmt und ein Abfall in der Festigkeit bewirkt wird. Daher wurde das Verhältnis der Menge des restlichen Austenits bei einer Tiefe von 50 μm von der Oberfläche des Zahnrades in jedem der Tests Nr. 16 bis 31 durch Beobachten der Struktur mittels eines Mikroskops gefunden. Die vorgenannten Testergebnisse sind in Tabelle 4 dargestellt. TABELLE 4
Aus diesen Ergebnissen wurde ersichtlich, dass, da die Tests Nr. 16 bis 24 der Beispiele der vorliegenden Erfindung Lebensdauern von mehr als 1,000,000 oder mehr hatten, diese eine hervorragende Zahnoberflächendauerfestigkeit haben.
Dieses beruht, wie man glaubt, auf den Fakten, dass die Gewichtsprozente der in dem Stahlmaterial enthaltenen chemischen Bestandteile in den vorbestimmten Bereichen (C im Bereich von 0,15 bis 0,25%, Si im Bereich von 1,01 bis 1,5%, Mn im Bereich von 0,3 bis 2,0%, S im Bereich von 0,005 bis 0,05%, Cr im Bereich von 1,01 bis 1,8%, Mo im Bereich von 0,8 bis 1,2%, V im Bereich von 0,10 bis 0,25%, Al im Bereich von 0,001 bis 0,04%, N im Bereich von 0,003 bis 0,02%, und P bei 0,02% oder weniger) lagen, die Gesamtmengen von Si, Mn, Mo und V in dem Stahl mit 37Si(%) + 18Mn(%) + 10Cr(%) + 31Mo(%) + 21V(%) in den Bereich von 100 bis 150 lag, eine Vakuumkarbonisierung in einem Temperaturbereich von 900 bis 1050°C ausgeführt wird, und andere Bedingungen erfüllt werden, und dadurch der Anteil der Ausfällung von Karbiden an der Oberfläche des Zahnrades reduziert wird und der Anteil des restlichen Austenits auf unterhalb 20% begrenzt werden kann.
Im Gegensatz dazu hatte in dem Vergleichsbeispieltest Nr. 26, trotz der kleinen Ausfällungsmenge von Karbiden und des das restlichen Austenits von 20% oder weniger, das Zahnrad eine unzureichende Lebensdauer von weniger als 1,000,000. Die Erfinder untersuchten dieses nach dem Test und lernten als Ergebnis, dass die schlechte Karbonisierung eine Abnahme der Konzentration von C an der Zahnradoberfläche auf niedrige 0,3% bewirkte. Daher glaubte man, dass, wenn der Si-Gehalt des Stahlmaterials über 1,5% liegt, sich die Karbonisierungsfähigkeit verschlechtert.
Auch in den Vergleichsbeispieltests Nr. 26 und Nr. 27 hatten die Zahnräder kleine Ausfällungsmengen an Karbiden und Mengen von restlichem Austenit von 20% und weniger und hatten trotzdem unzureichende Lebensdauern von weniger als 1,000,000. Dieses wurde aufgrund des Umstands für möglich, gehalten, dass die Gesamtmengen von Si, Mn, Cr, Mo und V in den Stahlmaterialien mit 37Si(%) + 18Mn(%) + 10Cr(%) + 31Mo(%) + 21V(%) kleiner als 100 waren. In dem Vergleichsbeispieltest Nr. 28 hatte das Zahnrad eine unzureichende Lebensdauer von kleiner als 1,000,000 und hatte keine Zahnoberflächendauerfestigkeit. Diese lag wie man glaubte daran, dass die Gesamtmenge von Si, Mn, Cr, Mo und V in dem Stahlmaterial mit 37Si(%) + 18Mn(%) + 10Cr(%) + 31Mo(%) + 21V(%) 150 überschritt und der Anteil des restlichen Austenits bis zu 30% betrug und daher die Festigkeit abfiel.
In dem Vergleichsbeispieltest Nr. 29 hatte das Zahnrad einen kleinen Ausfällungsanteil an Karbiden und einen Anteil von restlichem Austenit von 20% oder weniger und hatte trotzdem eine unzureichende Lebensdauer von weniger als 1,000,000. Es wurde erkannt, dass dieses auf der Korngrenzenoxidation von etwa 10 μm an der Zahnradoberfläche des Zahnrads beruhte, und dass diese Ausgangspunkte für einen Bruch bildete. Daher glaubte man, dass mit einer Gaskarbonisierungshärtung bei 950°C die in dem Trägergas enthaltene Feinmenge von Sauerstoff eine Korngrenzenoxidation an den Zahnoberflächen des Zahnrades bewirkt und einen Abfall in der Festigkeit mit sich bringt, so dass keine hervorragende Zahnoberflächendauerfestigkeit erzielt werden kann.
Im Vergleichsbeispieltest Nr. 30 hatte das Zahnrad eine unzureichende Lebensdauer von weniger als 1,000,000 und keine hervorragende Zahnoberflächendauerfestigkeit. Die Erfinder untersuchten dieses nach dem Test. Als Ergebnis fanden sie heraus, dass ein Troostitgefüge beobachtet wurde und die Härtung unzureichend war. Diese unzureichende Härtung beruhte, wie man glaubte, darauf, dass sich Cr, Mo und V in fester Lösung in den Karbiden mit einer durchschnittlichen Größe von 15 μm oder ähnlich auflösten, die durch die Hochkohlenstoffkarbonisierung erzeugt wurden, und dadurch diese Elemente in dem Stahlmatrixmaterial zu wenig wurden. Deshalb glaubte man, dass mit einer Hochkohlenstoffkarbonisierung mittels einer Gaskarbonisierungshärtung bei 950°C keine hervorragende Zahnoberflächendauerfestigkeit erzielt werden kann.
In dem bei einer Vakuumkarbonisierungshärtung bei 890°C ausgeführten Vergleichsbeispieltest Nr. 31 wurde es deutlich, dass das Zahnrad eine unzureichende Lebensdauer von weniger als 1,000,000 hatte, und dass eine große Anzahl von Karbiden mit einer Durchschnittsgröße von 3 μm oder größer in dem Intervall von der Oberfläche des Zahnrades bis zu einer Tiefe von 50 μm verblieb. Deshalb glaubte man, dass mit einer Vakuumkarbonisierungshärtung bei 890°C eine große Anzahl von Karbiden mit einer Durchschnittsgröße von 3 μm oder mehr ausgebildet wird, und dass deshalb keine hervorragende Zahnoberflächendauerfestigkeit erzielt werden kann.
Wie es vorstehend erläutert wurde, ist es möglich, effektiver die Anlassentfestigungsbeständigkeit zu verbessern und dadurch einen Einsatzstahl mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit und ein denselben verwendendes Zahnrad bereitzustellen, und dass es möglich ist, diese zu verwenden, Kraftstoffwirkungsgrad von Automobilen, Baumaschinen, Industriemaschinen usw. beizutragen.

Claims

Einsatzstahl mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, dass er in Gewichtsprozent enthält: C: 0,1 bis 0,3%, Si: 1,01 bis 2,0%, Mn: 0,3 bis 2,0%, S: 0,005 bis 0,05%, Cr: 1,01 bis 2,6%, Mo: 0,8 bis 4,0%, V: 0,1 bis 0,3%, Al: 0,001 bis 0,2%, und N: 0,003 bis 0,03%, P auf 0,03% oder weniger beschränkt, optional eines oder beide von Nb: 0,2% oder weniger und Ti: 0,2 oder weniger, und einen Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aufweist, wobei er die nachstehende Gleichung (1) erfüllt. 31Si(%) + 15Mn(%) + 23Cr(%) + 26Mo(%) + 100V(%) ≥ 100 (1)
Zahnrad mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, dass es den Stahl gemäß Anspruch 1 aufweist und eine Röntgenbeugung-Halbwertsbreite bei einer Tiefe von 50 μm von der Zahnradoberfläche von 6,4° oder mehr hat, wenn der Stahl in eine Zahnradform geformt und derselbe karbonisiert oder karbonitriert wird, wobei die hierin angesprochene ”Röntgenbeugung-Halbwertsbreite” die Halbwertsbreite der Spitze bedeutet, wenn ein Mikroflächen-Röntgen-Restspannungsmesssystem (Cr-Lampe) zum Messen der α-Fe (211) Ebene über 60 Sekunden verwendet wird.
Zahnrad mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit gemäß Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Menge von Si, Cr, Mo und V auf Si: 1,01 bis 1,5%, Cr: 1,01 bis 1,8%, Mo: 0,8 bis 1,2% und V: 0,10 bis 0,25% beschränkt ist, und die nachstehende Gleichung (2) anstelle der Gleichung (1) erfüllt. 37Si(%) + 18Mn(%) + 10Cr(%) + 31Mo(%) + 21V(%) = 100 ~ 150 (2)
Verfahren zum Erzeugen eines Zahnrades mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl gemäß Anspruch 3 in eine Zahnradform geformt wird, und dann dieser einer Vakuumkarbonisierung oder Vakuumkarbonitrierung bei einer Erwärmungstemperatur von 950°C oder mehr unterworfen wird.
Verfahren zum Erzeugen eines Zahnrades mit hervorragender Zahnoberflächendauerfestigkeit gemäß Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Erwärmungstemperatur im Bereich von 950 bis 1050°C liegt.