JP2000204464A - 表面処理歯車とその製造方法、製造装置 - Google Patents
表面処理歯車とその製造方法、製造装置Info
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- JP2000204464A JP2000204464A JP11005694A JP569499A JP2000204464A JP 2000204464 A JP2000204464 A JP 2000204464A JP 11005694 A JP11005694 A JP 11005694A JP 569499 A JP569499 A JP 569499A JP 2000204464 A JP2000204464 A JP 2000204464A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 低歪みで、実用上十分な強度を有する表面処
理歯車とその製造方法、製造装置を得る。 【解決手段】 素材調質および機械加工が施された鋼部
材を加熱装置２内で８５０〜９００℃のオーステナイト
温度域まで加熱し、その温度域で１時間以上保持し、そ
の保持中に浸炭性ガスのみ、あるいは浸炭性ガスとアン
モニアとの混合ガスを炉内に導入し、この保持後に例え
ばプレスクエンチ装置３により焼入れ硬化させる。
理歯車とその製造方法、製造装置を得る。 【解決手段】 素材調質および機械加工が施された鋼部
材を加熱装置２内で８５０〜９００℃のオーステナイト
温度域まで加熱し、その温度域で１時間以上保持し、そ
の保持中に浸炭性ガスのみ、あるいは浸炭性ガスとアン
モニアとの混合ガスを炉内に導入し、この保持後に例え
ばプレスクエンチ装置３により焼入れ硬化させる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、表面処理歯車とそ
の製造方法および製造装置に関するものである。
の製造方法および製造装置に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に、歯車部材は熱処理を施されるこ
とが多く、この熱処理によって表面部や内部の金属組織
を強靭化するとともに、硬さを向上させてその耐久性を
確保するようにされている。特に、浸炭焼入れ処理は、
部材表面からの炭素の浸入により表面近傍の炭素量を増
加させて焼入れ処理が行われることから、硬いマルテン
サイト組織による表面硬化が達成され、高い耐摩耗性と
曲げ疲労強度などが得られることから、従来から広く利
用されている。
とが多く、この熱処理によって表面部や内部の金属組織
を強靭化するとともに、硬さを向上させてその耐久性を
確保するようにされている。特に、浸炭焼入れ処理は、
部材表面からの炭素の浸入により表面近傍の炭素量を増
加させて焼入れ処理が行われることから、硬いマルテン
サイト組織による表面硬化が達成され、高い耐摩耗性と
曲げ疲労強度などが得られることから、従来から広く利
用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記浸
炭処理には以下に示すような焼入れ歪みの問題および表
面品質上の問題がある。 （１）焼入れ歪み 浸炭焼入れ処理では、部材表面部に０．８ｗｔ％程度の
炭素を含んだマルテンサイト変態を伴うため、変態膨張
もしくは焼入れ時の熱収縮などにより部材が変形し、炭
素量の増加とともにその変形量も大きくなる傾向にあ
る。また、浸炭処理は、通常、９３０℃以上の高温で数
時間以上処理されることが多いため、高温の炉内に保持
されることに伴う部材の変形の問題もある。なお、この
ような熱処理歪みを少なくするためには、金型にて部材
を拘束しながら焼入れを行うプレスクエンチ工程を併用
することも行われているが、このようにした場合には、
浸炭工程と再加熱プレスクエンチ工程とが必要となって
生産性が悪くなるという問題点がある。 （２）表面品質 一般に良く利用されているガス浸炭処理ではブルドワ
（Ｂｏｕｄｏｕａｒｄ）のガス反応（２ＣＯ⇔Ｃ＋ＣＯ
２）に従い、浸入炭素が供給されるが、そのガス雰囲気
中には酸化性ガスであるＣＯ２や水蒸気が混在してお
り、これが処理部材の表面を酸化させてしまう。特に、
浸炭用鋼の焼入れ性を確保するために配合されている合
金元素であるＳｉ，Ｃｒ，Ｍｎはこの酸化性ガスと反応
して容易に酸化物を生成し、それが主に結晶粒界に析出
するため、オーステナイト中のそれら焼入れ性向上成分
が不足して、最表面がマルテンサイトにならずに、不完
全焼入れ組織となって最表面に硬さの低い領域（浸炭異
常層）が２０ミクロン程度生成される。この浸炭異常層
が部品強度を低下させることになる。
炭処理には以下に示すような焼入れ歪みの問題および表
面品質上の問題がある。 （１）焼入れ歪み 浸炭焼入れ処理では、部材表面部に０．８ｗｔ％程度の
炭素を含んだマルテンサイト変態を伴うため、変態膨張
もしくは焼入れ時の熱収縮などにより部材が変形し、炭
素量の増加とともにその変形量も大きくなる傾向にあ
る。また、浸炭処理は、通常、９３０℃以上の高温で数
時間以上処理されることが多いため、高温の炉内に保持
されることに伴う部材の変形の問題もある。なお、この
ような熱処理歪みを少なくするためには、金型にて部材
を拘束しながら焼入れを行うプレスクエンチ工程を併用
することも行われているが、このようにした場合には、
浸炭工程と再加熱プレスクエンチ工程とが必要となって
生産性が悪くなるという問題点がある。 （２）表面品質 一般に良く利用されているガス浸炭処理ではブルドワ
（Ｂｏｕｄｏｕａｒｄ）のガス反応（２ＣＯ⇔Ｃ＋ＣＯ
２）に従い、浸入炭素が供給されるが、そのガス雰囲気
中には酸化性ガスであるＣＯ２や水蒸気が混在してお
り、これが処理部材の表面を酸化させてしまう。特に、
浸炭用鋼の焼入れ性を確保するために配合されている合
金元素であるＳｉ，Ｃｒ，Ｍｎはこの酸化性ガスと反応
して容易に酸化物を生成し、それが主に結晶粒界に析出
するため、オーステナイト中のそれら焼入れ性向上成分
が不足して、最表面がマルテンサイトにならずに、不完
全焼入れ組織となって最表面に硬さの低い領域（浸炭異
常層）が２０ミクロン程度生成される。この浸炭異常層
が部品強度を低下させることになる。
【０００４】本発明は、このような問題点を解消するた
めになされたもので、低歪みで、しかも実用上十分な強
度を有する表面処理歯車とその表面処理歯車を簡便に得
る製造方法、製造装置を提供することを目的とするもの
である。
めになされたもので、低歪みで、しかも実用上十分な強
度を有する表面処理歯車とその表面処理歯車を簡便に得
る製造方法、製造装置を提供することを目的とするもの
である。
【０００５】
【課題を解決するための手段および作用・効果】前記目
的を達成するために、第１発明（請求項１に係る発明）
による表面処理歯車の製造方法は、鋳造または鍛造によ
り製造され、素材調質および機械加工が施された鋼部材
を炉内でオーステナイト温度域まで加熱し、その温度域
で保持した後、焼入れ硬化させる表面処理歯車の製造方
法であって、前記オーステナイト温度域を８５０〜９０
０℃とし、かつ保持時間を１時間以上とし、その保持中
に浸炭性ガスを炉内に導入することを特徴とするもので
ある。
的を達成するために、第１発明（請求項１に係る発明）
による表面処理歯車の製造方法は、鋳造または鍛造によ
り製造され、素材調質および機械加工が施された鋼部材
を炉内でオーステナイト温度域まで加熱し、その温度域
で保持した後、焼入れ硬化させる表面処理歯車の製造方
法であって、前記オーステナイト温度域を８５０〜９０
０℃とし、かつ保持時間を１時間以上とし、その保持中
に浸炭性ガスを炉内に導入することを特徴とするもので
ある。
【０００６】この第１発明においては、鍛造もしくは鋳
造等により製造された鋼素材に必要に応じて調質が行わ
れ、その後例えばリングギアのような部材に機械加工さ
れる。この後、この部材がオーステナイト温度域まで加
熱され、その温度域にて１時間以上保持される。この温
度域は、材料成分系により若干異なるが、８５０℃以
上、９００℃未満とされる。この保持温度が８５０℃未
満になると、低炭素鋼の場合には焼入れ処理の前提であ
るオーステナイト一層の組織にならない。一方、前記保
持温度が９００℃以上になると、焼入れ歪みや保持によ
る歪み（ダレ）が大きくなり易い。また、この保持温度
が上昇するにつれて結晶粒が粗大化するが、９８０℃以
上ではその粗大化が特に顕著であり、これが疲労強度を
低下させる要因になる。前記温度域に加熱保持する間、
表面の焼入れ硬さを上げることを目的として、炉中には
浸炭性ガスが導入される。この浸炭性ガスとしては、炭
化水素系ガスから変成させたＣＯを主成分とする吸熱型
ガスや、アルコールなどを滴下してガス化したものを使
用しても良い。また、炭化水素ガスとアルコールとを併
用しても良い。前記保持時間を１時間以上としたのは、
処理温度が比較的低いために、炭素や窒素の拡散深さが
浅く、必要な歯元最表面の硬化層を確保するためであ
る。
造等により製造された鋼素材に必要に応じて調質が行わ
れ、その後例えばリングギアのような部材に機械加工さ
れる。この後、この部材がオーステナイト温度域まで加
熱され、その温度域にて１時間以上保持される。この温
度域は、材料成分系により若干異なるが、８５０℃以
上、９００℃未満とされる。この保持温度が８５０℃未
満になると、低炭素鋼の場合には焼入れ処理の前提であ
るオーステナイト一層の組織にならない。一方、前記保
持温度が９００℃以上になると、焼入れ歪みや保持によ
る歪み（ダレ）が大きくなり易い。また、この保持温度
が上昇するにつれて結晶粒が粗大化するが、９８０℃以
上ではその粗大化が特に顕著であり、これが疲労強度を
低下させる要因になる。前記温度域に加熱保持する間、
表面の焼入れ硬さを上げることを目的として、炉中には
浸炭性ガスが導入される。この浸炭性ガスとしては、炭
化水素系ガスから変成させたＣＯを主成分とする吸熱型
ガスや、アルコールなどを滴下してガス化したものを使
用しても良い。また、炭化水素ガスとアルコールとを併
用しても良い。前記保持時間を１時間以上としたのは、
処理温度が比較的低いために、炭素や窒素の拡散深さが
浅く、必要な歯元最表面の硬化層を確保するためであ
る。
【０００７】本発明に係る表面処理歯車の製造方法によ
れば、必要とされる歯元硬さと歯面硬さとを有する歯車
を得ることができ、焼入れ性の比較的低い中炭素鋼水準
と比較しても歯元硬さを大幅に改善することができる。
また、回転曲げ疲労強度の面でも中炭素鋼品よりも高い
水準とすることができる。さらに、生産ピッチについて
も、従来の浸炭品に比べて大幅に短縮することが可能で
あり、効率的に表面硬化歯車を得ることが可能となる。
れば、必要とされる歯元硬さと歯面硬さとを有する歯車
を得ることができ、焼入れ性の比較的低い中炭素鋼水準
と比較しても歯元硬さを大幅に改善することができる。
また、回転曲げ疲労強度の面でも中炭素鋼品よりも高い
水準とすることができる。さらに、生産ピッチについて
も、従来の浸炭品に比べて大幅に短縮することが可能で
あり、効率的に表面硬化歯車を得ることが可能となる。
【０００８】次に、第２発明（請求項２に係る発明）に
よる表面処理歯車の製造方法は、鋳造または鍛造により
製造され、素材調質および機械加工が施された鋼部材を
炉内でオーステナイト温度域まで加熱し、その温度域で
保持した後、焼入れ硬化させる表面処理歯車の製造方法
であって、前記オーステナイト温度域を８５０〜９００
℃とし、かつ保持時間を１時間以上とし、その保持中に
浸炭性ガスとアンモニアとの混合ガスを炉内に導入する
ことを特徴とするものである。
よる表面処理歯車の製造方法は、鋳造または鍛造により
製造され、素材調質および機械加工が施された鋼部材を
炉内でオーステナイト温度域まで加熱し、その温度域で
保持した後、焼入れ硬化させる表面処理歯車の製造方法
であって、前記オーステナイト温度域を８５０〜９００
℃とし、かつ保持時間を１時間以上とし、その保持中に
浸炭性ガスとアンモニアとの混合ガスを炉内に導入する
ことを特徴とするものである。
【０００９】前記第１発明においては、鋼部材を炉内で
オーステナイト温度域に保持する間、炉中に浸炭性ガス
を導入するものであるが、この第２発明においては、浸
炭性ガスとともにアンモニアを導入するものである。こ
のアンモニアは高温で瞬時に水素と窒素とに分解し、窒
素は炭素と同様に鋼材に浸入して材料の焼入れ性を向上
させる効果がある。また、アンモニアは浸炭そのものの
反応を活性化させる働きもあり、比較的低温で短時間処
理でも表面の硬さを上げる効果がある。
オーステナイト温度域に保持する間、炉中に浸炭性ガス
を導入するものであるが、この第２発明においては、浸
炭性ガスとともにアンモニアを導入するものである。こ
のアンモニアは高温で瞬時に水素と窒素とに分解し、窒
素は炭素と同様に鋼材に浸入して材料の焼入れ性を向上
させる効果がある。また、アンモニアは浸炭そのものの
反応を活性化させる働きもあり、比較的低温で短時間処
理でも表面の硬さを上げる効果がある。
【００１０】以上のようにオーステナイト温度域と雰囲
気に１時間以上保持した後、油等による焼入れがなされ
るが、その時、部材の歪みを低減させるために、金型に
て部材を拘束しながら焼入れを行うプレスクエンチを適
用するのが好ましい。通常の浸炭プレスクエンチ処理で
は、浸炭工程（９３０℃以上）−焼入れ温度まで下げる
均熱化工程（８５０℃程度）−プレスクエンチ工程の３
工程が必要であるが、本発明では、均熱化工程で炭素や
窒素の拡散処理を行うため２工程で良い。
気に１時間以上保持した後、油等による焼入れがなされ
るが、その時、部材の歪みを低減させるために、金型に
て部材を拘束しながら焼入れを行うプレスクエンチを適
用するのが好ましい。通常の浸炭プレスクエンチ処理で
は、浸炭工程（９３０℃以上）−焼入れ温度まで下げる
均熱化工程（８５０℃程度）−プレスクエンチ工程の３
工程が必要であるが、本発明では、均熱化工程で炭素や
窒素の拡散処理を行うため２工程で良い。
【００１１】前記各発明において、前記焼入れ硬化後ま
たは焼入れ焼戻し後に表面にショットピーニングが施さ
れるのが好ましい。このショットピーニングの適用によ
り表面近傍に高い圧縮残留応力が生成され、これにより
曲げ疲労強度の一層の向上が実現される。ショットピー
ニング条件には特に制限はないが、鉄系材料や超硬材料
よりなるショット材を用いてインペラ式やエアー噴射方
式でピーニングするのが望ましい。なお、その他必要に
応じて焼戻し処理や研磨などの後工程を行っても良い。
たは焼入れ焼戻し後に表面にショットピーニングが施さ
れるのが好ましい。このショットピーニングの適用によ
り表面近傍に高い圧縮残留応力が生成され、これにより
曲げ疲労強度の一層の向上が実現される。ショットピー
ニング条件には特に制限はないが、鉄系材料や超硬材料
よりなるショット材を用いてインペラ式やエアー噴射方
式でピーニングするのが望ましい。なお、その他必要に
応じて焼戻し処理や研磨などの後工程を行っても良い。
【００１２】次に、第３発明（請求項５に係る発明）に
よる表面処理歯車の製造装置は、前記第１発明または第
２発明に係る製造方法の実施に直接使用される製造装置
に関わるものであって、処理品を８５０℃以上に加熱で
き、かつ浸炭性ガスおよびアンモニアが導入できる密閉
性に優れた加熱装置と、処理品を拘束しながら焼入れす
るプレスクエンチ装置と、前記加熱装置からプレスクエ
ンチ装置へ処理品を搬送する搬送装置を備えることを特
徴とするものである。
よる表面処理歯車の製造装置は、前記第１発明または第
２発明に係る製造方法の実施に直接使用される製造装置
に関わるものであって、処理品を８５０℃以上に加熱で
き、かつ浸炭性ガスおよびアンモニアが導入できる密閉
性に優れた加熱装置と、処理品を拘束しながら焼入れす
るプレスクエンチ装置と、前記加熱装置からプレスクエ
ンチ装置へ処理品を搬送する搬送装置を備えることを特
徴とするものである。
【００１３】このような製造装置を用いることにより、
処理品をオーステナイト温度域まで加熱・保持して炭素
や窒素の拡散処理を行う工程と、処理品を拘束しながら
焼入れするプレスクエンチ工程とを連続的に行うことが
でき、所望の表面処理歯車を効率的に製造することがで
きる。
処理品をオーステナイト温度域まで加熱・保持して炭素
や窒素の拡散処理を行う工程と、処理品を拘束しながら
焼入れするプレスクエンチ工程とを連続的に行うことが
でき、所望の表面処理歯車を効率的に製造することがで
きる。
【００１４】次に、第４発明（請求項６に係る発明）に
よる表面処理歯車は、前記第１発明または第２発明に係
る製造方法により製造される表面処理歯車であって、歯
元表面硬さがＨＶ５００以上、歯面表面硬さがＨＶ５５
０以上、歯面表面から０．２ｍｍの範囲の硬さがＨＶ５
００以上で、歯車ベース円上の肉厚中心部の硬さがＨＶ
３００以上であることを特徴とするものである。
よる表面処理歯車は、前記第１発明または第２発明に係
る製造方法により製造される表面処理歯車であって、歯
元表面硬さがＨＶ５００以上、歯面表面硬さがＨＶ５５
０以上、歯面表面から０．２ｍｍの範囲の硬さがＨＶ５
００以上で、歯車ベース円上の肉厚中心部の硬さがＨＶ
３００以上であることを特徴とするものである。
【００１５】前記第１発明または第２発明に係る製造方
法を用いると、歯元表面硬さがＨＶ５００以上、歯面表
面硬さがＨＶ５５０以上、歯面表面から０．２ｍｍの範
囲の硬さがＨＶ５００以上で、歯車ベース円上の肉厚中
心部の硬さがＨＶ３００以上の表面処理歯車を得ること
ができる。なお、これらの数値にて規定される硬さは、
以下に示される３つの強度項目から見て実用上問題のな
い硬さであると言える。 歯元曲げ疲労強度 一般的なギヤにおいて歯元表面応力は７０ｋｇ／ｍｍ２
以下に設計されるが、図１（ギヤの噛み合い時に発生す
る歯元の曲げ応力分布を示す図）もしくは図２（図１の
応力分布を対応する硬さに換算した結果）に示されるよ
うに、歯元の曲げ応力は表面で高く、内部に行くにした
がって減衰する特性を有しており、最表面近傍（例えば
モジュール３．５の場合、最表面の０．２ｍｍ程度の範
囲）での硬さが確保されていれば表面から破損する可能
性は実用上少ない。また、材料の焼入れ性を適正にする
ことにより内部硬さがＨＶ３００以上であれば内部を起
点として破損する可能性も低い。 （２）歯面せん断強度 図３には、リングギヤの噛み合い時に発生するせん断応
力分布を硬さに換算した結果（面圧１５０ｋｇ／ｍ
ｍ２，モジュール３．５の場合）が示されている。通常
のギヤは１５０ｋｇ／ｍｍ２以下の面圧で設計されるも
のが最も多いが、この図３によれば、歯面表面から０．
２ｍｍの範囲の硬さがＨＶ５００以上あればせん断応力
による内部破損の可能性は少ないことがわかる。また、
内部の硬さも歯元同様にＨＶ３００以上あれば問題ない
ことがわかる。 （３）耐ピッチング強度 歯面損傷の一つであるピッチングについては潤滑剤や表
面の面粗さなど硬さ以外の要因も影響するため、硬さだ
けで強度は決まらないが、通常の表面硬化ギヤでは歯面
の表面硬さに比例して耐ピッチング強度が向上するとさ
れているので、通常は高負荷のギヤでＨＶ７００以上
（浸炭）、中低負荷のギヤでＨＶ５００以上（窒化）の
硬さで実用上問題は少ない。
法を用いると、歯元表面硬さがＨＶ５００以上、歯面表
面硬さがＨＶ５５０以上、歯面表面から０．２ｍｍの範
囲の硬さがＨＶ５００以上で、歯車ベース円上の肉厚中
心部の硬さがＨＶ３００以上の表面処理歯車を得ること
ができる。なお、これらの数値にて規定される硬さは、
以下に示される３つの強度項目から見て実用上問題のな
い硬さであると言える。 歯元曲げ疲労強度 一般的なギヤにおいて歯元表面応力は７０ｋｇ／ｍｍ２
以下に設計されるが、図１（ギヤの噛み合い時に発生す
る歯元の曲げ応力分布を示す図）もしくは図２（図１の
応力分布を対応する硬さに換算した結果）に示されるよ
うに、歯元の曲げ応力は表面で高く、内部に行くにした
がって減衰する特性を有しており、最表面近傍（例えば
モジュール３．５の場合、最表面の０．２ｍｍ程度の範
囲）での硬さが確保されていれば表面から破損する可能
性は実用上少ない。また、材料の焼入れ性を適正にする
ことにより内部硬さがＨＶ３００以上であれば内部を起
点として破損する可能性も低い。 （２）歯面せん断強度 図３には、リングギヤの噛み合い時に発生するせん断応
力分布を硬さに換算した結果（面圧１５０ｋｇ／ｍ
ｍ２，モジュール３．５の場合）が示されている。通常
のギヤは１５０ｋｇ／ｍｍ２以下の面圧で設計されるも
のが最も多いが、この図３によれば、歯面表面から０．
２ｍｍの範囲の硬さがＨＶ５００以上あればせん断応力
による内部破損の可能性は少ないことがわかる。また、
内部の硬さも歯元同様にＨＶ３００以上あれば問題ない
ことがわかる。 （３）耐ピッチング強度 歯面損傷の一つであるピッチングについては潤滑剤や表
面の面粗さなど硬さ以外の要因も影響するため、硬さだ
けで強度は決まらないが、通常の表面硬化ギヤでは歯面
の表面硬さに比例して耐ピッチング強度が向上するとさ
れているので、通常は高負荷のギヤでＨＶ７００以上
（浸炭）、中低負荷のギヤでＨＶ５００以上（窒化）の
硬さで実用上問題は少ない。
【００１６】また、第５発明（請求項７に係る発明）に
よる表面処理歯車は、前記第２発明に係る製造方法によ
り製造される表面処理歯車であって、表面から０．１ｍ
ｍ以上の範囲内で窒素の浸入が認められ、旧オーステナ
イト結晶粒サイズがＪＩＳ−Ｇ０５５１の粒度番号９番
以上であることを特徴とするものである。
よる表面処理歯車は、前記第２発明に係る製造方法によ
り製造される表面処理歯車であって、表面から０．１ｍ
ｍ以上の範囲内で窒素の浸入が認められ、旧オーステナ
イト結晶粒サイズがＪＩＳ−Ｇ０５５１の粒度番号９番
以上であることを特徴とするものである。
【００１７】前記第２発明に係る製造方法によれば、加
熱時にアンモニア雰囲気中に保持されることにより被処
理品表面から窒素の浸入がある。この浸入した窒素は鋼
中の、窒素と親和性のある元素（例えばＡｌ）と結合し
て化合物（例えばＡｌＮ）を生成し、その後の焼入れ時
にはこの窒化物を核としてマルテンサイト組織が生成さ
れる。すなわち、前記窒化物が多数存在することにより
多数のマルテンサイトが生じて微細化する。こうして、
表面から０．１ｍｍ以上の範囲内で窒素の浸入が認めら
れ、旧オーステナイト結晶粒サイズがＪＩＳ−Ｇ０５５
１の粒度番号９番以上の表面処理歯車を得ることができ
る。この結晶粒サイズは材料の靭性や疲労強度と密接な
関係があり、小さい結晶粒では亀裂の進展方向は常にジ
グザグになって亀裂が進展しにくく、結果として疲労強
度が向上することになる。これに対して粗大粒では１回
の亀裂の進展長さも長く、亀裂の方向転換の回数が少な
いため、亀裂が進展しやすい。
熱時にアンモニア雰囲気中に保持されることにより被処
理品表面から窒素の浸入がある。この浸入した窒素は鋼
中の、窒素と親和性のある元素（例えばＡｌ）と結合し
て化合物（例えばＡｌＮ）を生成し、その後の焼入れ時
にはこの窒化物を核としてマルテンサイト組織が生成さ
れる。すなわち、前記窒化物が多数存在することにより
多数のマルテンサイトが生じて微細化する。こうして、
表面から０．１ｍｍ以上の範囲内で窒素の浸入が認めら
れ、旧オーステナイト結晶粒サイズがＪＩＳ−Ｇ０５５
１の粒度番号９番以上の表面処理歯車を得ることができ
る。この結晶粒サイズは材料の靭性や疲労強度と密接な
関係があり、小さい結晶粒では亀裂の進展方向は常にジ
グザグになって亀裂が進展しにくく、結果として疲労強
度が向上することになる。これに対して粗大粒では１回
の亀裂の進展長さも長く、亀裂の方向転換の回数が少な
いため、亀裂が進展しやすい。
【００１８】
【実施例】次に、本発明による表面処理歯車とその製造
方法、製造装置の具体的な実施例について、図面を参照
しつつ説明する。
方法、製造装置の具体的な実施例について、図面を参照
しつつ説明する。
【００１９】最初に、本実施例で使用する鋼材について
述べる。この鋼材は、焼入れによって内部硬さをＨＶ３
００以上に硬化させる必要があることから、歯車のマス
効果を考慮してＣｒ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｎｉなどの焼
入れ性向上成分を調整する必要がある。一方、焼入れ歪
みを低減するためには、マルテンサイト変態時の変態膨
張が少なくなるような材料成分にするか、全体の変態量
を適量にすることが肝要であり、例えば歯車の必要な表
面部は硬化されても、歯中央部は焼入れされないか、ま
たは焼入れされても歪みが少ない低炭素（０．３％以
下）にするのが好ましい。また、リングギヤは、鋼材素
材に対してロール鍛造を行い、リング形状にした後に機
械加工にてギヤ形状に加工されるが、このロール鍛造時
には丸棒や角材素材の中心部に存在する材料欠陥、例え
ば介在物や偏析、未圧着部（マイクロポリシティ）がリ
ングギヤの内面に回り込み、丁度内歯車の歯部にその欠
陥部が移動する可能性が高い。このような材料欠陥はギ
ヤの疲労強度を低下させることになるが、素材の炭素量
が減少するほど、精錬工程でこの中心部の介在物を減少
させることが可能であり、この観点からも素材炭素量を
０．３％以下にするのが望ましい。なお、他の成分につ
いては前述のようにワークのマスを元に適宜合金成分を
添加させるものとする。以下に、代表的な成分の範囲に
ついて示す。
述べる。この鋼材は、焼入れによって内部硬さをＨＶ３
００以上に硬化させる必要があることから、歯車のマス
効果を考慮してＣｒ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｎｉなどの焼
入れ性向上成分を調整する必要がある。一方、焼入れ歪
みを低減するためには、マルテンサイト変態時の変態膨
張が少なくなるような材料成分にするか、全体の変態量
を適量にすることが肝要であり、例えば歯車の必要な表
面部は硬化されても、歯中央部は焼入れされないか、ま
たは焼入れされても歪みが少ない低炭素（０．３％以
下）にするのが好ましい。また、リングギヤは、鋼材素
材に対してロール鍛造を行い、リング形状にした後に機
械加工にてギヤ形状に加工されるが、このロール鍛造時
には丸棒や角材素材の中心部に存在する材料欠陥、例え
ば介在物や偏析、未圧着部（マイクロポリシティ）がリ
ングギヤの内面に回り込み、丁度内歯車の歯部にその欠
陥部が移動する可能性が高い。このような材料欠陥はギ
ヤの疲労強度を低下させることになるが、素材の炭素量
が減少するほど、精錬工程でこの中心部の介在物を減少
させることが可能であり、この観点からも素材炭素量を
０．３％以下にするのが望ましい。なお、他の成分につ
いては前述のようにワークのマスを元に適宜合金成分を
添加させるものとする。以下に、代表的な成分の範囲に
ついて示す。
【００２０】Ｃ：０．１〜０．３％ Ｃは、前述のように内部硬さを下げて低歪み化させると
ともに、中心部の材料欠陥を低減するために、０．３％
以下にするのが良い。また、０．１％以下では焼入れ性
に及ぼす効果が少ない。 Ｓｉ：０．１〜１．０％ Ｓｉは、脱酸、焼入れ性向上に有効な元素であり、０．
１％未満では所望の効果が得られず、１％を超えると炭
素の浸入を阻害するので上限を１％とするのが良い。 Ｍｎ：０．３〜２％ ＭｎもＳｉと同様に脱酸、焼入れ性向上に有効である
が、０．３％未満ではその効果が乏しく、２％を超える
とその効果が飽和する。 Ｐ：０．０３％以下 靭性の低下を防止するために０．０３％を上限とするの
が良い。 Ｓ：０．１％以下 Ｓは特に添加の必要はないが、Ｓ添加により切削性の向
上が得られる。ただし、０．１％を超えると靭性が顕著
に低下する。 Ｎｉ：２％以下 特に添加の必要はないが、靭性向上効果がある。しか
し、２％以上ではコストが嵩む反面、効果も飽和する。 Ｃｒ：０．１〜２％ 焼入れ性向上とともに、強度および靭性の向上効果があ
るため、０．１％を加減として添加するのが良い。な
お、２％を超えると効果が飽和する。 Ｍｏ：０．４％以下 Ｃｒと同様の効果があるが、０．４％を超えると切削性
の低下やコストの問題がある。 Ｂ：０．００５％以下 添加しなくても良いが、焼入れ性の向上のほかに粒界を
強化する効果がある。 Ｔｉ：０．０５％以下 添加しなくても良いが、炭窒化物を生成し、オーステナ
イト粒の微細化効果がある。しかし、０．０５％以上で
は効果が飽和する。 Ｖ：０．１％以下 Ｔｉと同様に微細化効果があるが、０．１％以上では効
果が飽和する。特に添加の必要はない。 Ｎｂ：０．０５％以下 Ｔｉ，Ｖと同様な効果があるが、効果が飽和する０．０
５％以下とするのが良い。 Ａｌ：１％以下 ＡｌはＡｌＮによる結晶粒粗大化防止として機能する
が、１％を超えると９００℃以下ではフェライト層が混
在するようになるため、１％以下とするのが良い。
ともに、中心部の材料欠陥を低減するために、０．３％
以下にするのが良い。また、０．１％以下では焼入れ性
に及ぼす効果が少ない。 Ｓｉ：０．１〜１．０％ Ｓｉは、脱酸、焼入れ性向上に有効な元素であり、０．
１％未満では所望の効果が得られず、１％を超えると炭
素の浸入を阻害するので上限を１％とするのが良い。 Ｍｎ：０．３〜２％ ＭｎもＳｉと同様に脱酸、焼入れ性向上に有効である
が、０．３％未満ではその効果が乏しく、２％を超える
とその効果が飽和する。 Ｐ：０．０３％以下 靭性の低下を防止するために０．０３％を上限とするの
が良い。 Ｓ：０．１％以下 Ｓは特に添加の必要はないが、Ｓ添加により切削性の向
上が得られる。ただし、０．１％を超えると靭性が顕著
に低下する。 Ｎｉ：２％以下 特に添加の必要はないが、靭性向上効果がある。しか
し、２％以上ではコストが嵩む反面、効果も飽和する。 Ｃｒ：０．１〜２％ 焼入れ性向上とともに、強度および靭性の向上効果があ
るため、０．１％を加減として添加するのが良い。な
お、２％を超えると効果が飽和する。 Ｍｏ：０．４％以下 Ｃｒと同様の効果があるが、０．４％を超えると切削性
の低下やコストの問題がある。 Ｂ：０．００５％以下 添加しなくても良いが、焼入れ性の向上のほかに粒界を
強化する効果がある。 Ｔｉ：０．０５％以下 添加しなくても良いが、炭窒化物を生成し、オーステナ
イト粒の微細化効果がある。しかし、０．０５％以上で
は効果が飽和する。 Ｖ：０．１％以下 Ｔｉと同様に微細化効果があるが、０．１％以上では効
果が飽和する。特に添加の必要はない。 Ｎｂ：０．０５％以下 Ｔｉ，Ｖと同様な効果があるが、効果が飽和する０．０
５％以下とするのが良い。 Ａｌ：１％以下 ＡｌはＡｌＮによる結晶粒粗大化防止として機能する
が、１％を超えると９００℃以下ではフェライト層が混
在するようになるため、１％以下とするのが良い。
【００２１】（実施例１）鍛造もしくは鋳造等により製
造された鋼素材（材質ＳＣＭ４２０Ｈ）に必要に応じて
調質を行い、その後リングギアに機械加工する。この
後、この部材を８５０℃（オーステナイト温度域）まで
加熱し、その温度域にて１時間以上保持する。この温度
に加熱保持する間、炉内に浸炭性ガスである吸熱型ガス
（ＲＸガス）を導入して炉内を弱浸炭性雰囲気にする。
なお、この雰囲気を本実施例では「光輝焼入れ」と定義
している。次いで、油焼入れ処理を施し、１６０℃に焼
戻し処理を施す。
造された鋼素材（材質ＳＣＭ４２０Ｈ）に必要に応じて
調質を行い、その後リングギアに機械加工する。この
後、この部材を８５０℃（オーステナイト温度域）まで
加熱し、その温度域にて１時間以上保持する。この温度
に加熱保持する間、炉内に浸炭性ガスである吸熱型ガス
（ＲＸガス）を導入して炉内を弱浸炭性雰囲気にする。
なお、この雰囲気を本実施例では「光輝焼入れ」と定義
している。次いで、油焼入れ処理を施し、１６０℃に焼
戻し処理を施す。
【００２２】（実施例２）鍛造もしくは鋳造等により製
造された鋼素材（材質ＳＣＭ４２０Ｈ）に必要に応じて
調質を行い、その後リングギアに機械加工する。この
後、この部材を８５０℃（オーステナイト温度域）まで
加熱し、その温度域にて１時間以上保持する。この温度
に加熱保持する間、炉内に浸炭性ガスである吸熱型ガス
（ＲＸガス）とアンモニアとをアンモニアの体積分率で
２０％になるように混合したものを導入する。次いで、
油焼入れ処理を施し、１６０℃に焼戻し処理を施す。
造された鋼素材（材質ＳＣＭ４２０Ｈ）に必要に応じて
調質を行い、その後リングギアに機械加工する。この
後、この部材を８５０℃（オーステナイト温度域）まで
加熱し、その温度域にて１時間以上保持する。この温度
に加熱保持する間、炉内に浸炭性ガスである吸熱型ガス
（ＲＸガス）とアンモニアとをアンモニアの体積分率で
２０％になるように混合したものを導入する。次いで、
油焼入れ処理を施し、１６０℃に焼戻し処理を施す。
【００２３】（実施例３）鍛造もしくは鋳造等により製
造された鋼素材に必要に応じて調質を行い、その後リン
グギヤに機械加工する。この後、この部材を８５０℃
（オーステナイト温度域）まで加熱し、その温度域にて
１時間以上保持する。この温度に加熱保持する間、炉内
に浸炭性ガスである吸熱型ガス（ＲＸガス）とアンモニ
アとをアンモニアの体積分率で２０％になるように混合
したものを導入し、次いで、油焼入れ処理を施し、１６
０℃に焼戻し処理を施す。その後、直径０．８ｍｍのス
チールショットによるショットピーニングを行う。な
お、内歯車であるリングギヤのような歯車の場合には、
内側の歯車面に均等にピーニング処理を施すことは言う
までもない。
造された鋼素材に必要に応じて調質を行い、その後リン
グギヤに機械加工する。この後、この部材を８５０℃
（オーステナイト温度域）まで加熱し、その温度域にて
１時間以上保持する。この温度に加熱保持する間、炉内
に浸炭性ガスである吸熱型ガス（ＲＸガス）とアンモニ
アとをアンモニアの体積分率で２０％になるように混合
したものを導入し、次いで、油焼入れ処理を施し、１６
０℃に焼戻し処理を施す。その後、直径０．８ｍｍのス
チールショットによるショットピーニングを行う。な
お、内歯車であるリングギヤのような歯車の場合には、
内側の歯車面に均等にピーニング処理を施すことは言う
までもない。
【００２４】（実施例４）実施例３と同様の条件で熱処
理を施した後、直径０．１ｍｍのスチールショットにて
ショットピーニングする。
理を施した後、直径０．１ｍｍのスチールショットにて
ショットピーニングする。
【００２５】（比較例１）中炭素鋼（Ｓ５０Ｃ）よりな
るリングギヤを８５０℃で１時間の光輝焼入れ焼戻し処
理を施す。
るリングギヤを８５０℃で１時間の光輝焼入れ焼戻し処
理を施す。
【００２６】（比較例２）実施例１，２と同じ材質（Ｓ
ＣＭ４２０Ｈ）の鋼材よりなるリングギヤを９３０℃で
７時間の浸炭処理を施した後、８５０℃より油焼入れ処
理を施し、１６０℃に焼戻し処理を施す。
ＣＭ４２０Ｈ）の鋼材よりなるリングギヤを９３０℃で
７時間の浸炭処理を施した後、８５０℃より油焼入れ処
理を施し、１６０℃に焼戻し処理を施す。
【００２７】図４、図５には、前述の実施例１，２およ
び比較例１，２による歯元硬さ分布および歯面硬さ分布
がそれぞれ示されている。また、図６、図７には、実施
例１，２による処理品表面の金属組織および旧オーステ
ナイトの結晶粒界を示す顕微鏡写真がそれぞれ示されて
いる。なお、図６、図７において（ａ）は実施例１、
（ｂ）は実施例２をそれぞれ示している。
び比較例１，２による歯元硬さ分布および歯面硬さ分布
がそれぞれ示されている。また、図６、図７には、実施
例１，２による処理品表面の金属組織および旧オーステ
ナイトの結晶粒界を示す顕微鏡写真がそれぞれ示されて
いる。なお、図６、図７において（ａ）は実施例１、
（ｂ）は実施例２をそれぞれ示している。
【００２８】これらの図から明らかなように、実施例
１，２では、浸炭品（比較例２）ほど深い領域まで硬化
されていないが、必要な歯元硬さ（歯元表面硬さがＨＶ
５００以上）、歯面硬さ（歯面表面硬さがＨＶ５５０以
上で、歯面表面から０．２ｍｍの範囲の硬さがＨＶ５０
０以上）が得られていることがわかる。また、焼入れ性
の比較的低い中炭素鋼水準（比較例１）と比較しても歯
元硬さが大幅に改善されていることがわかる。なお、実
施例２のもの（アンモニアを同時に導入したもの）は、
実施例１のもの（浸炭ガスのみのもの）に比べて高い表
面硬さが得られていることがわかる。
１，２では、浸炭品（比較例２）ほど深い領域まで硬化
されていないが、必要な歯元硬さ（歯元表面硬さがＨＶ
５００以上）、歯面硬さ（歯面表面硬さがＨＶ５５０以
上で、歯面表面から０．２ｍｍの範囲の硬さがＨＶ５０
０以上）が得られていることがわかる。また、焼入れ性
の比較的低い中炭素鋼水準（比較例１）と比較しても歯
元硬さが大幅に改善されていることがわかる。なお、実
施例２のもの（アンモニアを同時に導入したもの）は、
実施例１のもの（浸炭ガスのみのもの）に比べて高い表
面硬さが得られていることがわかる。
【００２９】実施例２においては、加熱時にアンモニア
雰囲気中に保持されることにより被処理品表面から窒素
が浸入する。この浸入した窒素は鋼中の窒素と親和性の
ある元素（例えばＡｌ）と結合して窒化物（例えばＡｌ
Ｎ）を生成し、その後の焼入れ時にその窒化物を核とし
てマルテンサイト組織が生成される。すなわち、この窒
化物が多数存在することにより多数のマルテンサイトが
生じて微細化する。図７（ｂ）に示されている顕微鏡写
真において、表面部にグレー色に見える部分が、この微
細化によって明確な結晶粒が見えにくくなった結果であ
る。この結晶粒サイズは材料の靭性や疲労強度と密接な
関係にあり、小さい結晶粒では亀裂の進展方向が常にジ
グザグになって亀裂が進展しにくく、結果として疲労強
度が向上する。これに対して、粗大粒では１回の亀裂の
進展長さも長く、亀裂の方向転換の回数も少ないため、
亀裂が進展し易い。
雰囲気中に保持されることにより被処理品表面から窒素
が浸入する。この浸入した窒素は鋼中の窒素と親和性の
ある元素（例えばＡｌ）と結合して窒化物（例えばＡｌ
Ｎ）を生成し、その後の焼入れ時にその窒化物を核とし
てマルテンサイト組織が生成される。すなわち、この窒
化物が多数存在することにより多数のマルテンサイトが
生じて微細化する。図７（ｂ）に示されている顕微鏡写
真において、表面部にグレー色に見える部分が、この微
細化によって明確な結晶粒が見えにくくなった結果であ
る。この結晶粒サイズは材料の靭性や疲労強度と密接な
関係にあり、小さい結晶粒では亀裂の進展方向が常にジ
グザグになって亀裂が進展しにくく、結果として疲労強
度が向上する。これに対して、粗大粒では１回の亀裂の
進展長さも長く、亀裂の方向転換の回数も少ないため、
亀裂が進展し易い。
【００３０】図８には、実施例１，２，３，４および比
較例１，２のもの（但し平滑材）についての回転曲げ疲
労試験の結果（１０７回疲労限強度）が示されている。
この図から明らかなように、実施例１，２では、比較例
１の中炭素鋼品よりも高い強度が得られていることがわ
かる。特にアンモニアを導入した実施例２では比較例２
（浸炭品）に近い強度が得られている。また、実施例
３，４のようにアンモニアを導入して焼入れ焼戻しを施
した後にショットピーニングを適用した場合には、比較
例２の浸炭を超える強度が得られていることがわかる。
較例１，２のもの（但し平滑材）についての回転曲げ疲
労試験の結果（１０７回疲労限強度）が示されている。
この図から明らかなように、実施例１，２では、比較例
１の中炭素鋼品よりも高い強度が得られていることがわ
かる。特にアンモニアを導入した実施例２では比較例２
（浸炭品）に近い強度が得られている。また、実施例
３，４のようにアンモニアを導入して焼入れ焼戻しを施
した後にショットピーニングを適用した場合には、比較
例２の浸炭を超える強度が得られていることがわかる。
【００３１】図９には、実施例１，２，３，４の回転曲
げ疲労試験片の断面の残留応力分布が比較例１，２と比
較して示されている。この図から明らかなように、実施
例３，４では高い圧縮残留応力が生成され、特に実施例
４では亀裂の発生位置である最表面部に非常に高い圧縮
残留応力が生成されていることがわかる。この最表面部
の高い圧縮残留応力が疲労亀裂の進展抑制に効果があ
り、これにより表面部が高強度化したものと考えられ
る。
げ疲労試験片の断面の残留応力分布が比較例１，２と比
較して示されている。この図から明らかなように、実施
例３，４では高い圧縮残留応力が生成され、特に実施例
４では亀裂の発生位置である最表面部に非常に高い圧縮
残留応力が生成されていることがわかる。この最表面部
の高い圧縮残留応力が疲労亀裂の進展抑制に効果があ
り、これにより表面部が高強度化したものと考えられ
る。
【００３２】また、薄肉のリングギヤについて焼入れ
（プレスクエンチ）後の楕円歪みを比較したところ、中
炭素鋼（０．５％Ｃ鋼）の８５０℃×１時間浸炭では最
大歪みが０．３ｍｍであるのに対し、本実施例における
０．２％Ｃ低炭素鋼の８５０℃×１時間浸炭では１／３
の０．１ｍｍ以下の精度が得られることが確認され、浸
炭と比較しても同等以下の歪み量に低減することができ
た。
（プレスクエンチ）後の楕円歪みを比較したところ、中
炭素鋼（０．５％Ｃ鋼）の８５０℃×１時間浸炭では最
大歪みが０．３ｍｍであるのに対し、本実施例における
０．２％Ｃ低炭素鋼の８５０℃×１時間浸炭では１／３
の０．１ｍｍ以下の精度が得られることが確認され、浸
炭と比較しても同等以下の歪み量に低減することができ
た。
【００３３】また、生産ピッチに関しても、従来の浸炭
品が７時間程度要していたのに対し、本実施例では２時
間未満で加熱から焼入れまでを完了させることができ、
表面硬化歯車が効率的に得られることも確認できた。
品が７時間程度要していたのに対し、本実施例では２時
間未満で加熱から焼入れまでを完了させることができ、
表面硬化歯車が効率的に得られることも確認できた。
【００３４】図１０には、実施例２の焼入れ方法として
プレスクエンチを適用した場合の連続式浸窒プレス焼入
れ装置の構成例が示されている。この装置においては、
処理前ストッカ１、加熱装置２、プレスクエンチ装置３
および処理後ストッカ４が搬送装置５，６，７により連
結され、加熱装置２内でアンモニアまたはアンモニアと
窒素ガス、アンモニアと浸炭性ガスが導入されるように
構成されている。なお、図中符号８にて示されるのはア
ンモニア分析計である。ここで、搬送装置５，６，７と
しては、チェーン式のものまたはローラハース式のもの
が用いられる。このほかに、ロボット等によるハンドリ
ングを用いても良い。また、加熱装置２とプレスクエン
チ装置３とは処理品が窒素雰囲気中で移動するように一
つの部屋にすることも可能である。
プレスクエンチを適用した場合の連続式浸窒プレス焼入
れ装置の構成例が示されている。この装置においては、
処理前ストッカ１、加熱装置２、プレスクエンチ装置３
および処理後ストッカ４が搬送装置５，６，７により連
結され、加熱装置２内でアンモニアまたはアンモニアと
窒素ガス、アンモニアと浸炭性ガスが導入されるように
構成されている。なお、図中符号８にて示されるのはア
ンモニア分析計である。ここで、搬送装置５，６，７と
しては、チェーン式のものまたはローラハース式のもの
が用いられる。このほかに、ロボット等によるハンドリ
ングを用いても良い。また、加熱装置２とプレスクエン
チ装置３とは処理品が窒素雰囲気中で移動するように一
つの部屋にすることも可能である。
【図１】図１は、ギヤの噛み合い時に発生する歯元の曲
げ応力分布を示す図である。
げ応力分布を示す図である。
【図２】図２は、曲げ疲労強度確保に必要な硬さ分布を
示す図である。
示す図である。
【図３】図３は、ギヤの噛み合い時に発生するせん断応
力分布を硬さに換算した値を示す図である。
力分布を硬さに換算した値を示す図である。
【図４】図４は、実施例および比較例の歯元硬さ分布を
示す図である。
示す図である。
【図５】図５は、実施例および比較例の歯面硬さ分布を
示す図である。
示す図である。
【図６】図６は、実施例１，２による処理品表面の金属
組織を示す顕微鏡写真である。
組織を示す顕微鏡写真である。
【図７】図７は、実施例１，２による旧オーステナイト
結晶粒界の金属組織を示す顕微鏡写真である。
結晶粒界の金属組織を示す顕微鏡写真である。
【図８】図８は、実施例および比較例の回転曲げ疲労強
度を示す図である。
度を示す図である。
【図９】図９は、実施例および比較例の残留応力分布を
示す図である。
示す図である。
【図１０】図１０は、連続式浸窒プレス焼入れ装置の構
成例を示す図である。
成例を示す図である。
１ 処理前ストッカ ２ 加熱装置 ３ プレスクエンチ装置 ４ 処理後ストッカ ５，６，７ 搬送装置 ８ アンモニア分析計
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２１Ｄ 9/32 Ｃ２１Ｄ 9/32 Ａ
Claims (7)
- 【請求項１】 鋳造または鍛造により製造され、素材調
質および機械加工が施された鋼部材を炉内でオーステナ
イト温度域まで加熱し、その温度域で保持した後、焼入
れ硬化させる表面処理歯車の製造方法であって、前記オ
ーステナイト温度域を８５０〜９００℃とし、かつ保持
時間を１時間以上とし、その保持中に浸炭性ガスを炉内
に導入することを特徴とする表面処理歯車の製造方法。 - 【請求項２】 鋳造または鍛造により製造され、素材調
質および機械加工が施された鋼部材を炉内でオーステナ
イト温度域まで加熱し、その温度域で保持した後、焼入
れ硬化させる表面処理歯車の製造方法であって、前記オ
ーステナイト温度域を８５０〜９００℃とし、かつ保持
時間を１時間以上とし、その保持中に浸炭性ガスとアン
モニアとの混合ガスを炉内に導入することを特徴とする
表面処理歯車の製造方法。 - 【請求項３】 前記焼入れが、プレスクエンチにより行
われる請求項１または２に記載の表面処理歯車の製造方
法。 - 【請求項４】 前記焼入れ硬化後または焼入れ焼戻し後
に表面にショットピーニングが施される請求項１〜３の
いずれかに記載の表面処理歯車の製造方法。 - 【請求項５】 処理品を８５０℃以上に加熱でき、かつ
浸炭性ガスおよびアンモニアが導入できる密閉性に優れ
た加熱装置と、処理品を拘束しながら焼入れするプレス
クエンチ装置と、前記加熱装置からプレスクエンチ装置
へ処理品を搬送する搬送装置を備えることを特徴とする
表面処理歯車の製造装置。 - 【請求項６】 請求項１〜３のいずれかに記載の製造方
法により製造される表面処理歯車であって、歯元表面硬
さがＨＶ５００以上、歯面表面硬さがＨＶ５５０以上、
歯面表面から０．２ｍｍの範囲の硬さがＨＶ５００以上
で、歯車ベース円上の肉厚中心部の硬さがＨＶ３００以
上であることを特徴とする表面処理歯車。 - 【請求項７】 請求項２または３に記載の製造方法によ
り製造される表面処理歯車であって、表面から０．１ｍ
ｍ以上の範囲内で窒素の浸入が認められ、旧オーステナ
イト結晶粒サイズがＪＩＳ−Ｇ０５５１の粒度番号９番
以上であることを特徴とする表面処理歯車。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11005694A JP2000204464A (ja) | 1999-01-12 | 1999-01-12 | 表面処理歯車とその製造方法、製造装置 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11005694A JP2000204464A (ja) | 1999-01-12 | 1999-01-12 | 表面処理歯車とその製造方法、製造装置 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000204464A true JP2000204464A (ja) | 2000-07-25 |
Family
ID=11618221
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11005694A Pending JP2000204464A (ja) | 1999-01-12 | 1999-01-12 | 表面処理歯車とその製造方法、製造装置 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000204464A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006328484A (ja) * | 2005-05-26 | 2006-12-07 | Kobe Steel Ltd | 耐ケースクラッシング性に優れた熱処理歪の少ない鋼製歯車とその製法、並びに歯車用鋼 |
| US7422643B2 (en) | 2003-03-11 | 2008-09-09 | Komatsu Ltd. | Rolling element and method of producing the same |
| JP2009084607A (ja) * | 2007-09-28 | 2009-04-23 | Aisin Aw Co Ltd | 減圧熱処理用治具及び減圧熱処理方法 |
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| CN105002507A (zh) * | 2015-02-06 | 2015-10-28 | 襄阳长源东谷实业股份有限公司 | 一种17CrNiMo6材料齿轮加工工艺方法 |
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-
1999
- 1999-01-12 JP JP11005694A patent/JP2000204464A/ja active Pending
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