JP2021028415A - 浸炭歯車用鋼、浸炭歯車及び浸炭歯車の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】ガス浸炭焼入れを行って浸炭歯車を製造する場合に、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車を製造することができる浸炭歯車用鋼及び浸炭歯車の製造方法、並びに組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．２６〜０．３５％、Ｓｉ：０．４０〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、Ｃｒ：１．００〜３．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％、Ｎ：０．００４〜０．０３０％、Ａｌ：０．００１〜０．１５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％、Ｏ：０．００５％以下、Ｐ：０．０５％以下、並びに残部：Ｆｅ及び不純物からなる浸炭歯車用鋼。【選択図】なし
Description
本発明は、浸炭歯車用鋼、浸炭歯車及び浸炭歯車の製造方法に関する。
自動車や建設機械、産業機械等に用いられる歯車は、精密な寸法精度と強度とを両立するため、一般に機械加工後に浸炭焼入れを施して使用される。
近年、軽量化を狙って歯車の小型化が進んでおり、歯車への負荷が増加している。その結果、過負荷の影響で従来主要な破壊形態として、曲げ疲労破壊及びピッチングがある。
従来、歯車の技術開発に関し、例えば、特許文献１では、Ｓｉ含有量を高くし、Ｍｎ及びＣｒの含有量を調整することで、ピッチングに対する強度に優れるガス浸炭鋼部品を得る技術が開示されている。
近年、軽量化を狙って歯車の小型化が進んでおり、歯車への負荷が増加している。その結果、過負荷の影響で従来主要な破壊形態として、曲げ疲労破壊及びピッチングがある。
従来、歯車の技術開発に関し、例えば、特許文献１では、Ｓｉ含有量を高くし、Ｍｎ及びＣｒの含有量を調整することで、ピッチングに対する強度に優れるガス浸炭鋼部品を得る技術が開示されている。
曲げ疲労破壊及びピッチングとは異なる形態での破壊として、組織変化に伴う白層形成による破壊が発生する場合がある。このような組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる歯車が求められる。
本発明の目的は、ガス浸炭焼入れを行って浸炭歯車を製造する場合に、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車を製造することができる浸炭歯車用鋼及び浸炭歯車の製造方法、並びに組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車を提供することである。
本発明の課題を解決する手段は、以下の態様を含む。
＜１＞ 質量％で、
Ｃ：０．２６〜０．３５％、
Ｓｉ：０．４０〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、
Ｃｒ：１．００〜３．００％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｎ：０．００４〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる浸炭歯車用鋼。
＜２＞ 質量％で、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｏ：０．０５〜３．０％、
Ｗ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、及び
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む＜１＞に記載の浸炭歯車用鋼。
＜３＞ 質量％で、
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｂｉ：０．０００１〜０．５％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％、及び
希土類元素：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む＜１＞又は＜２＞に記載の浸炭歯車用鋼。
＜４＞ ＜１＞〜＜３＞のいずれか１つに記載の浸炭歯車用鋼を、歯車形状の部材に機械加工する工程と、
前記歯車形状の部材にガス浸炭処理を施す工程と、
を有する浸炭歯車の製造方法。
＜５＞ 表面から３ｍｍよりも深い位置において、質量％で、
Ｃ：０．２６〜０．３５％、
Ｓｉ：０．４０〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、
Ｃｒ：１．００〜３．００％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｎ：０．００４〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる浸炭歯車。
＜６＞ 前記表面から３ｍｍよりも深い位置において、質量％で、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｏ：０．０５〜３．０％、
Ｗ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、及び
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む＜５＞に記載の浸炭歯車。
＜７＞ 前記表面から３ｍｍよりも深い位置において、質量％で、
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｂｉ：０．０００１〜０．５％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％、及び
希土類元素：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む＜５＞又は＜６＞に記載の浸炭歯車。
Ｃ：０．２６〜０．３５％、
Ｓｉ：０．４０〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、
Ｃｒ：１．００〜３．００％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｎ：０．００４〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる浸炭歯車用鋼。
＜２＞ 質量％で、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
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Ｖ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
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Ｂ：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む＜１＞に記載の浸炭歯車用鋼。
＜３＞ 質量％で、
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からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む＜１＞又は＜２＞に記載の浸炭歯車用鋼。
＜４＞ ＜１＞〜＜３＞のいずれか１つに記載の浸炭歯車用鋼を、歯車形状の部材に機械加工する工程と、
前記歯車形状の部材にガス浸炭処理を施す工程と、
を有する浸炭歯車の製造方法。
＜５＞ 表面から３ｍｍよりも深い位置において、質量％で、
Ｃ：０．２６〜０．３５％、
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残部：Ｆｅ及び不純物からなる浸炭歯車。
＜６＞ 前記表面から３ｍｍよりも深い位置において、質量％で、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
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からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む＜５＞に記載の浸炭歯車。
＜７＞ 前記表面から３ｍｍよりも深い位置において、質量％で、
Ｐｂ：０．０９％以下、
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Ｔｅ：０．０００５〜０．１％、及び
希土類元素：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む＜５＞又は＜６＞に記載の浸炭歯車。
本発明によれば、ガス浸炭焼入れを行って浸炭歯車を製造する場合に、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車を製造することができる浸炭歯車用鋼及び浸炭歯車の製造方法、並びに組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車が提供される。
以下、本発明の一例である実施形態について詳細に説明する。
なお、本明細書中において、「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を表す。
また、化学組成の元素の含有量について、「％」は「質量％」を意味する。
なお、本明細書中において、「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を表す。
また、化学組成の元素の含有量について、「％」は「質量％」を意味する。
（浸炭歯車用鋼）
まず、本発明に至った経緯を説明する。
本発明者らは、ガス浸炭焼入れ後の歯車の組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度を向上させる方法について鋭意調査を行った。その結果、組織変化自体を抑制することが強度の向上に有効であることを知見した。そこでさらに本発明者らは組織変化を抑制する方法について、鋼材の化学成分の影響を調査した。その結果、鋼材成分を、Ｃ：０．２６〜０．３５％、Ｓｉ：０．４０〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、Ｃｒ：１．００〜３．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｎ：０．００４〜０．０３０％、Ａｌ：０．００１〜０．１５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％、Ｏ：０．００５％以下、Ｐ：０．０５％以下、残部：Ｆｅ及び不純物からなる範囲とすることで、組織変化の抑制が顕著にみられることを知見した。
まず、本発明に至った経緯を説明する。
本発明者らは、ガス浸炭焼入れ後の歯車の組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度を向上させる方法について鋭意調査を行った。その結果、組織変化自体を抑制することが強度の向上に有効であることを知見した。そこでさらに本発明者らは組織変化を抑制する方法について、鋼材の化学成分の影響を調査した。その結果、鋼材成分を、Ｃ：０．２６〜０．３５％、Ｓｉ：０．４０〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、Ｃｒ：１．００〜３．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｎ：０．００４〜０．０３０％、Ａｌ：０．００１〜０．１５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％、Ｏ：０．００５％以下、Ｐ：０．０５％以下、残部：Ｆｅ及び不純物からなる範囲とすることで、組織変化の抑制が顕著にみられることを知見した。
次に本実施形態に係る鋼の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃ：０．２６〜０．３５％
Ｃ含有量は、歯車の非浸炭部の硬さに影響する。所要の硬さを確保するために、Ｃ含有量を０．２６％以上とする。歯車の非浸炭部の硬さを確保する観点から、Ｃ含有量の好ましい下限は０．２７％以上であり、さらに好ましくは０．２８％以上である。
一方、Ｃ含有量が多過ぎると浸炭後の非浸炭部の硬さが高くなり過ぎて、衝撃に対する強度が低下するため、Ｃ含有量を０．３５％以下とする。浸炭後の非浸炭部が過剰に硬くなることを抑制する観点から、Ｃ含有量の好ましい上限は０．３４％以下であり、さらに好ましくは０．３３％以下である。
Ｃ含有量は、歯車の非浸炭部の硬さに影響する。所要の硬さを確保するために、Ｃ含有量を０．２６％以上とする。歯車の非浸炭部の硬さを確保する観点から、Ｃ含有量の好ましい下限は０．２７％以上であり、さらに好ましくは０．２８％以上である。
一方、Ｃ含有量が多過ぎると浸炭後の非浸炭部の硬さが高くなり過ぎて、衝撃に対する強度が低下するため、Ｃ含有量を０．３５％以下とする。浸炭後の非浸炭部が過剰に硬くなることを抑制する観点から、Ｃ含有量の好ましい上限は０．３４％以下であり、さらに好ましくは０．３３％以下である。
Ｓｉ：０．４０〜１．００％
Ｓｉは、組織変化の抑制に有効な元素である。この効果を得るには、Ｓｉ含有量を０．４０以上にする必要がある。組織変化を抑制する観点から、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．４５％以上であり、さらに好ましくは０．５０％以上である。
一方、Ｓｉを多量に含有するとガス浸炭後の硬さが低下することから、Ｓｉ含有量を１．００％以下にする必要がある。浸炭後の硬さの低下を抑制する観点から、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９０％以下であり、さらに好ましくは０．８０％以下である。
Ｓｉは、組織変化の抑制に有効な元素である。この効果を得るには、Ｓｉ含有量を０．４０以上にする必要がある。組織変化を抑制する観点から、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．４５％以上であり、さらに好ましくは０．５０％以上である。
一方、Ｓｉを多量に含有するとガス浸炭後の硬さが低下することから、Ｓｉ含有量を１．００％以下にする必要がある。浸炭後の硬さの低下を抑制する観点から、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９０％以下であり、さらに好ましくは０．８０％以下である。
Ｍｎ：０．２０〜０．６０％
Ｍｎは、組織変化の抑制に有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｎ含有量を０．２０〜０．６０％範囲内にする必要がある。組織変化を抑制する観点から、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２５％以上であり、さらに好ましくは０．３０％以上である。同様に、Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．５５％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
Ｍｎは、組織変化の抑制に有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｎ含有量を０．２０〜０．６０％範囲内にする必要がある。組織変化を抑制する観点から、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２５％以上であり、さらに好ましくは０．３０％以上である。同様に、Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．５５％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
Ｃｒ：１．００〜３．００％
Ｃｒは、組織変化の抑制に有効な元素である。この効果を得るには、Ｃｒ含有量を１．００％以上にする必要がある。組織変化を抑制する観点から、Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．０５％以上であり、さらに好ましくは１．１０％以上である。
一方、Ｃｒを多量に含有するとガス浸炭後の硬さが低下することから、Ｃｒ含有量は３．００％以下にする必要がある。浸炭後の硬さの低下を抑制する観点から、Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．９０％以下であり、さらに好ましくは２．８０％以下である。
Ｃｒは、組織変化の抑制に有効な元素である。この効果を得るには、Ｃｒ含有量を１．００％以上にする必要がある。組織変化を抑制する観点から、Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．０５％以上であり、さらに好ましくは１．１０％以上である。
一方、Ｃｒを多量に含有するとガス浸炭後の硬さが低下することから、Ｃｒ含有量は３．００％以下にする必要がある。浸炭後の硬さの低下を抑制する観点から、Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．９０％以下であり、さらに好ましくは２．８０％以下である。
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
Ｍｏは、組織変化の抑制に有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｏ含有量を０．０１〜０．５０％範囲内にする必要がある。組織変化を抑制する観点から、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。同様に、Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４５％以下であり、さらに好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｏは、組織変化の抑制に有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｏ含有量を０．０１〜０．５０％範囲内にする必要がある。組織変化を抑制する観点から、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。同様に、Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４５％以下であり、さらに好ましくは０．４０％以下である。
Ｓ：０．００１〜０．０５０％
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、これにより鋼の被削性を向上させる。部品（歯車）への切削加工が可能なレベルの被削性を得るには一般的な機械構造用鋼と同等のＳ含有量が必要であり、Ｓ含有量を０．００１〜０．０５０％の範囲内にする必要がある。鋼の被削性を向上させる観点から、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
一方、Ｓ含有量を過剰に高くすると粗大なＭｎＳを形成し、歯車の機械的性能を損なうことから、Ｓ含有量の好ましい上限は０．０４０％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、これにより鋼の被削性を向上させる。部品（歯車）への切削加工が可能なレベルの被削性を得るには一般的な機械構造用鋼と同等のＳ含有量が必要であり、Ｓ含有量を０．００１〜０．０５０％の範囲内にする必要がある。鋼の被削性を向上させる観点から、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
一方、Ｓ含有量を過剰に高くすると粗大なＭｎＳを形成し、歯車の機械的性能を損なうことから、Ｓ含有量の好ましい上限は０．０４０％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
Ｎ：０．００４〜０．０３０％
Ｎは、ＡｌやＣｒ、さらに任意成分であるＴｉ、Ｖなどと化合物を形成することによる結晶粒微細化効果があるため、０．００４％以上含有させる。
しかし、Ｎ含有量が０．０３０％を超えると化合物（窒化物）が粗大となり、結晶粒微細化効果が得られない。以上の理由によって、Ｎ含有量を０．００４〜０．０３０％の範囲内にする必要がある。
結晶粒微細化効果を得る観点から、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．００６％以上である。
一方、化合物の粗大化による脆化を抑制する観点から、Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２８％以下であり、さらに好ましくは０．０２５％以下である。
Ｎは、ＡｌやＣｒ、さらに任意成分であるＴｉ、Ｖなどと化合物を形成することによる結晶粒微細化効果があるため、０．００４％以上含有させる。
しかし、Ｎ含有量が０．０３０％を超えると化合物（窒化物）が粗大となり、結晶粒微細化効果が得られない。以上の理由によって、Ｎ含有量を０．００４〜０．０３０％の範囲内にする必要がある。
結晶粒微細化効果を得る観点から、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．００６％以上である。
一方、化合物の粗大化による脆化を抑制する観点から、Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２８％以下であり、さらに好ましくは０．０２５％以下である。
Ａｌ：０．００１〜０．１５０％
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素であり、またＮと結合して窒化物を形成して結晶粒を微細化する元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満ではこの効果が不十分である。一方、Ａｌ含有量が０．１５０％を超えると、窒化物が粗大になり脆化させる。そのため、Ａｌ含有量は、０．００１〜０．１５０％の範囲内にする。結晶粒微細化効果を得る観点から、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００４以上％であり、さらに好ましくは０．００７％以上である。
一方、窒化物の粗大化による脆化を抑制する観点から、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１２０％以下であり、さらに好ましくは０．１００％以下である。
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素であり、またＮと結合して窒化物を形成して結晶粒を微細化する元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満ではこの効果が不十分である。一方、Ａｌ含有量が０．１５０％を超えると、窒化物が粗大になり脆化させる。そのため、Ａｌ含有量は、０．００１〜０．１５０％の範囲内にする。結晶粒微細化効果を得る観点から、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００４以上％であり、さらに好ましくは０．００７％以上である。
一方、窒化物の粗大化による脆化を抑制する観点から、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１２０％以下であり、さらに好ましくは０．１００％以下である。
Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％
Ｃａは、鋼の脱酸に有効で、かつ組織変化の抑制に有効な元素である。この効果を得るには、Ｃａ含有量を０．０００１％以上にする必要がある。組織変化を抑制する観点から、Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００３％以上であり、さらに好ましくは０．０００５％以上である。
一方、Ｃａを多量に含有するとＣａを含む粗大な酸化物が大量に現れ、疲労寿命低下の原因となることから、Ｃａ含有量を０．０１００％以下にする必要がある。疲労寿命の低下を抑制する観点から、Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８０％以下であり、さらに好ましくは０．００６０％以下である。
Ｃａは、鋼の脱酸に有効で、かつ組織変化の抑制に有効な元素である。この効果を得るには、Ｃａ含有量を０．０００１％以上にする必要がある。組織変化を抑制する観点から、Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００３％以上であり、さらに好ましくは０．０００５％以上である。
一方、Ｃａを多量に含有するとＣａを含む粗大な酸化物が大量に現れ、疲労寿命低下の原因となることから、Ｃａ含有量を０．０１００％以下にする必要がある。疲労寿命の低下を抑制する観点から、Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８０％以下であり、さらに好ましくは０．００６０％以下である。
Ｏ：０．００５％以下
Ｏは、鋼中で酸化物を形成し、介在物として作用して疲労強度を低下するため、Ｏ含有量は０．００５％以下に制限されることが好ましい。Ｏ含有量の上限は０．００３％以下としてもよく、０．００２％以下としてもよい。Ｏ含有量は少ない方が好ましいので、Ｏ含有量の下限値は０％である。
Ｏは、鋼中で酸化物を形成し、介在物として作用して疲労強度を低下するため、Ｏ含有量は０．００５％以下に制限されることが好ましい。Ｏ含有量の上限は０．００３％以下としてもよく、０．００２％以下としてもよい。Ｏ含有量は少ない方が好ましいので、Ｏ含有量の下限値は０％である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、焼入れ前の加熱時にオーステナイト粒界に偏析し、それにより疲労強度を低下させてしまう。従って、Ｐ含有量を０．０５％以下に制限することが好ましい。Ｐ含有量の上限は０．０４％以下としてもよく、０．０３％以下としてもよい。Ｐ含有量は少ない方が好ましいので、Ｐ含有量の下限値は０％である。しかし、Ｐの除去を必要以上に行った場合、製造コストが増大する。従って、Ｐ含有量の実質的な下限は約０．００４％以上となるのが通常である。
Ｐは、焼入れ前の加熱時にオーステナイト粒界に偏析し、それにより疲労強度を低下させてしまう。従って、Ｐ含有量を０．０５％以下に制限することが好ましい。Ｐ含有量の上限は０．０４％以下としてもよく、０．０３％以下としてもよい。Ｐ含有量は少ない方が好ましいので、Ｐ含有量の下限値は０％である。しかし、Ｐの除去を必要以上に行った場合、製造コストが増大する。従って、Ｐ含有量の実質的な下限は約０．００４％以上となるのが通常である。
本実施形態に係る鋼は、焼入れ性又は結晶粒微細化効果を高めるために、さらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＢからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素を含有しない場合の下限は０％である。
Ｎｉ：０．１〜３．０％
Ｎｉは、必要な焼入れ性を鋼に付与するために有効な元素である。Ｎｉ含有量が３．０％を超えると、焼入れ後に残留オーステナイトが多量になり、硬さが低下する。従って、Ｎｉ含有量を３．０％以下とする。焼入れ後の硬さの低下を抑制する観点から、Ｎｉ含有量の上限は、２．０％以下としてもよく、１．８％以下としてもよい。Ｎｉを含有させて焼入れ性を高める場合は、Ｎｉ含有量の下限は０．１％以上としてもよく、０．３％以上としてもよい。
Ｎｉは、必要な焼入れ性を鋼に付与するために有効な元素である。Ｎｉ含有量が３．０％を超えると、焼入れ後に残留オーステナイトが多量になり、硬さが低下する。従って、Ｎｉ含有量を３．０％以下とする。焼入れ後の硬さの低下を抑制する観点から、Ｎｉ含有量の上限は、２．０％以下としてもよく、１．８％以下としてもよい。Ｎｉを含有させて焼入れ性を高める場合は、Ｎｉ含有量の下限は０．１％以上としてもよく、０．３％以上としてもよい。
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｃｕは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、熱間延性が低下する。従って、Ｃｕ含有量を１．０％以下とする。Ｃｕを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｃｕ含有量の下限は０．０５％以上としてもよく、０．１％以上としてもよい。
Ｃｕは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、熱間延性が低下する。従って、Ｃｕ含有量を１．０％以下とする。Ｃｕを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｃｕ含有量の下限は０．０５％以上としてもよく、０．１％以上としてもよい。
Ｃｏ：０．０５〜３．０％
Ｃｏは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｃｏ含有量が３．０％を超えると、その効果が飽和する。従って、Ｃｏ含有量を３．０％以下とする。Ｃｏを含有させて上述の効果を得る場合、Ｃｏ含有量の下限は０．０５％以上としてもよく、０．１％以上としてもよい。
Ｃｏは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｃｏ含有量が３．０％を超えると、その効果が飽和する。従って、Ｃｏ含有量を３．０％以下とする。Ｃｏを含有させて上述の効果を得る場合、Ｃｏ含有量の下限は０．０５％以上としてもよく、０．１％以上としてもよい。
Ｗ：０．０５〜１．０％
Ｗは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｗ含有量が１．０％を超えると、その効果が飽和する。従って、Ｗ含有量を１．０％以下とする。Ｗを含有させて上述の効果を得る場合、Ｗ含有量の下限は０．０５％以上としてもよく、０．１％以上としてもよい。
Ｗは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｗ含有量が１．０％を超えると、その効果が飽和する。従って、Ｗ含有量を１．０％以下とする。Ｗを含有させて上述の効果を得る場合、Ｗ含有量の下限は０．０５％以上としてもよく、０．１％以上としてもよい。
Ｖ：０．０１〜０．３％
Ｖは、鋼中でＣやＮと微細な化合物を形成し、結晶粒微細化効果をもたらす元素である。Ｖ含有量が０．３％を超えると化合物が粗大となり、結晶粒微細化効果が得られない。従って、Ｖ含有量を０．３％以下とする。Ｖを含有させて上述の効果を得る場合、Ｖ含有量の下限は０．０１％以上としてもよく、０．１５％以上としてもよい。
Ｖは、鋼中でＣやＮと微細な化合物を形成し、結晶粒微細化効果をもたらす元素である。Ｖ含有量が０．３％を超えると化合物が粗大となり、結晶粒微細化効果が得られない。従って、Ｖ含有量を０．３％以下とする。Ｖを含有させて上述の効果を得る場合、Ｖ含有量の下限は０．０１％以上としてもよく、０．１５％以上としてもよい。
Ｔｉ：０．００５〜０．３％
Ｔｉは、鋼中でＣやＮと微細な化合物を生成し、結晶粒の微細化効果をもたらす元素である。Ｔｉ含有量が０．３％を超えると、その効果は飽和する。従って、Ｔｉの含有量を０．３％以下とする。Ｔｉを含有させて上述の効果を得る場合、Ｔｉ含有量の下限は０．００５％以上としてもよく、０．０１０％以上としてもよい。
一方、硬さの増加に伴う切削性の低下を抑制する観点から、Ｔｉ含有量の上限は０．２５％以下としてもよく、０．２％以下としてもよい。
Ｔｉは、鋼中でＣやＮと微細な化合物を生成し、結晶粒の微細化効果をもたらす元素である。Ｔｉ含有量が０．３％を超えると、その効果は飽和する。従って、Ｔｉの含有量を０．３％以下とする。Ｔｉを含有させて上述の効果を得る場合、Ｔｉ含有量の下限は０．００５％以上としてもよく、０．０１０％以上としてもよい。
一方、硬さの増加に伴う切削性の低下を抑制する観点から、Ｔｉ含有量の上限は０．２５％以下としてもよく、０．２％以下としてもよい。
Ｎｂ：０．００５〜０．３％
Ｎｂは、鋼中でＣやＮと微細な化合物を生成し、結晶粒の微細化効果をもたらす元素である。Ｎｂ含有量が０．３％を超えると、その効果は飽和する。従って、Ｎｂの含有量を０．３％以下とする。Ｎｂを含有させて上述の効果を得る場合、Ｎｂ含有量の下限は０．００５％以上としてもよく、０．０１０％以上としてもよい。
一方、硬さの増加に伴う切削性の低下を抑制する観点から、Ｎｂ含有量の上限は０．２５％以下としてもよく、０．２％以下としてもよい。
Ｎｂは、鋼中でＣやＮと微細な化合物を生成し、結晶粒の微細化効果をもたらす元素である。Ｎｂ含有量が０．３％を超えると、その効果は飽和する。従って、Ｎｂの含有量を０．３％以下とする。Ｎｂを含有させて上述の効果を得る場合、Ｎｂ含有量の下限は０．００５％以上としてもよく、０．０１０％以上としてもよい。
一方、硬さの増加に伴う切削性の低下を抑制する観点から、Ｎｂ含有量の上限は０．２５％以下としてもよく、０．２％以下としてもよい。
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、Ｐの粒界偏析を抑制する働きを有する。また、Ｂは粒界強度及び粒内強度の向上効果、及び焼入れ性の向上効果も有し、これらの効果は鋼の疲労強度を向上させる。Ｂ含有量が０．００５％を超えると、その効果は飽和する。従って、Ｂの含有量を０．００５％以下にする。Ｂを含有させて上述の効果を得る場合、Ｂ含有量の下限は０．０００５％以上としてもよく、０．００１０％以上としてもよい。
一方、焼入れ性向上による割れ発生の抑制の観点から、Ｂ含有量の上限は０．００４５％以下としてもよく、０．００４０％以下としてもよい。
Ｂは、Ｐの粒界偏析を抑制する働きを有する。また、Ｂは粒界強度及び粒内強度の向上効果、及び焼入れ性の向上効果も有し、これらの効果は鋼の疲労強度を向上させる。Ｂ含有量が０．００５％を超えると、その効果は飽和する。従って、Ｂの含有量を０．００５％以下にする。Ｂを含有させて上述の効果を得る場合、Ｂ含有量の下限は０．０００５％以上としてもよく、０．００１０％以上としてもよい。
一方、焼入れ性向上による割れ発生の抑制の観点から、Ｂ含有量の上限は０．００４５％以下としてもよく、０．００４０％以下としてもよい。
本実施形態による鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素を含有しない場合の下限は０％である。
Ｐｂ：０．０９％以下
Ｐｂは環境に悪影響を与える元素であるので、含有しないことが望ましい。一方、Ｐｂは、被削性向上元素であり、切削時に鋼材の破壊を促進して切り屑の分断を促進し、かつ工具接触面で溶融することで工具寿命を向上する効果を発揮する。被削性向上のためにＰｂを添加する場合は、環境への影響を考慮してＰｂ含有量は０．０９％以下とする。Ｐｂを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｐｂ含有量の下限は０．０１％以上としてもよい。
Ｐｂは環境に悪影響を与える元素であるので、含有しないことが望ましい。一方、Ｐｂは、被削性向上元素であり、切削時に鋼材の破壊を促進して切り屑の分断を促進し、かつ工具接触面で溶融することで工具寿命を向上する効果を発揮する。被削性向上のためにＰｂを添加する場合は、環境への影響を考慮してＰｂ含有量は０．０９％以下とする。Ｐｂを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｐｂ含有量の下限は０．０１％以上としてもよい。
Ｂｉ：０．０００１〜０．５％
Ｂｉは、硫化物が微細分散することで被削性を向上させる元素である。Ｂｉを過剰に含有すると鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となることから、Ｂｉ含有量は０．５％以下とする。Ｂｉを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｂｉ含有量の下限は０．０００１％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。一方、鋼の熱間加工性の劣化を抑制する観点から、Ｂｉ含有量の上限は０．４％以下としてもよく、０．３％以下としてもよい。
Ｂｉは、硫化物が微細分散することで被削性を向上させる元素である。Ｂｉを過剰に含有すると鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となることから、Ｂｉ含有量は０．５％以下とする。Ｂｉを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｂｉ含有量の下限は０．０００１％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。一方、鋼の熱間加工性の劣化を抑制する観点から、Ｂｉ含有量の上限は０．４％以下としてもよく、０．３％以下としてもよい。
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
Ｍｇは脱酸元素であり、鋼中に酸化物を生成する。さらに、Ｍｇが形成するＭｇ系酸化物は、ＭｎＳの晶出及び／又は析出の核になりやすい。また、Ｍｇの硫化物は、Ｍｎ及びＭｇの複合硫化物となることにより、ＭｎＳを球状化させる。このように、ＭｇはＭｎＳの分散を制御し、被削性を改善するために有効な元素である。Ｍｇ含有量が０．０１％を超えると、ＭｇＳが大量に生成され、鋼の被削性が低下するので、Ｍｇを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｍｇ含有量を０．０１％以下とする必要がある。Ｍｇ含有量の上限は０．００８％以下としてもよく、０．００６％以下としてもよい。Ｍｇ含有量の下限は０．０００５％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。
Ｍｇは脱酸元素であり、鋼中に酸化物を生成する。さらに、Ｍｇが形成するＭｇ系酸化物は、ＭｎＳの晶出及び／又は析出の核になりやすい。また、Ｍｇの硫化物は、Ｍｎ及びＭｇの複合硫化物となることにより、ＭｎＳを球状化させる。このように、ＭｇはＭｎＳの分散を制御し、被削性を改善するために有効な元素である。Ｍｇ含有量が０．０１％を超えると、ＭｇＳが大量に生成され、鋼の被削性が低下するので、Ｍｇを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｍｇ含有量を０．０１％以下とする必要がある。Ｍｇ含有量の上限は０．００８％以下としてもよく、０．００６％以下としてもよい。Ｍｇ含有量の下限は０．０００５％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％
Ｚｒは脱酸元素であり、酸化物を生成する。さらに、Ｚｒが形成するＺｒ系酸化物はＭｎＳの晶出及び／又は析出の核になりやすい。このように、Ｚｒは、ＭｎＳの分散を制御し、被削性を改善するために有効な元素ある。Ｚｒ量が０．０５％を超えると、その効果が飽和するので、Ｚｒを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｚｒ含有量を０．０５％以下とする。Ｚｒ含有量の下限は０．０００５％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。
一方、歯車の機械的特性低下の抑制の観点から、Ｚｒ含有量の上限は０．０４％以下としてもよく、０．０３％以下としてもよい。
Ｚｒは脱酸元素であり、酸化物を生成する。さらに、Ｚｒが形成するＺｒ系酸化物はＭｎＳの晶出及び／又は析出の核になりやすい。このように、Ｚｒは、ＭｎＳの分散を制御し、被削性を改善するために有効な元素ある。Ｚｒ量が０．０５％を超えると、その効果が飽和するので、Ｚｒを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｚｒ含有量を０．０５％以下とする。Ｚｒ含有量の下限は０．０００５％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。
一方、歯車の機械的特性低下の抑制の観点から、Ｚｒ含有量の上限は０．０４％以下としてもよく、０．０３％以下としてもよい。
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％
Ｔｅは、ＭｎＳの球状化を促進するので、鋼の被削性を改善する。Ｔｅ含有量が０．１％を超えるとその効果が飽和する。従って、Ｔｅ含有量を０．１％以下とする。Ｔｅ含有量の上限は０．０８％以下としてもよく、０．０６％以下としてもよい。Ｔｅを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｔｅ含有量の下限は０．０００５％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。
Ｔｅは、ＭｎＳの球状化を促進するので、鋼の被削性を改善する。Ｔｅ含有量が０．１％を超えるとその効果が飽和する。従って、Ｔｅ含有量を０．１％以下とする。Ｔｅ含有量の上限は０．０８％以下としてもよく、０．０６％以下としてもよい。Ｔｅを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｔｅ含有量の下限は０．０００５％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。
希土類元素：０．０００５〜０．００５％
希土類元素は、鋼中に硫化物を生成し、この硫化物がＭｎＳの析出核となることで、ＭｎＳの生成を促進する元素であり、鋼の被削性を改善する。ただし、希土類元素の合計含有量が０．００５％を超えると、硫化物が粗大になり、鋼の疲労強度を低下させる。従って、希土類元素の合計含有量を０．００５％以下とする。希土類元素の合計含有量の上限は０．００４％以下としてもよく、０．００３％以下としてもよい。
希土類元素を含有させて上述の効果を得る場合には、希土類元素の合計含有量の下限は０．０００５％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。
希土類元素は、鋼中に硫化物を生成し、この硫化物がＭｎＳの析出核となることで、ＭｎＳの生成を促進する元素であり、鋼の被削性を改善する。ただし、希土類元素の合計含有量が０．００５％を超えると、硫化物が粗大になり、鋼の疲労強度を低下させる。従って、希土類元素の合計含有量を０．００５％以下とする。希土類元素の合計含有量の上限は０．００４％以下としてもよく、０．００３％以下としてもよい。
希土類元素を含有させて上述の効果を得る場合には、希土類元素の合計含有量の下限は０．０００５％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。
本明細書でいう希土類元素は、周期律表中の原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素に、イットリウム（Ｙ）及びスカンジウム（Ｓｃ）を加えた１７元素の総称である。希土類元素の含有量は、これらの１種又は２種以上の元素の総含有量を意味する。
本実施形態に係る鋼は、上述の合金成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。上述の合金成分以外の元素が、不純物として、原材料及び製造装置から鋼中に混入することは、その混入量が鋼の特性に影響を及ぼさない、具体的には、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度の向上を妨げない水準である限り許容される。
（浸炭歯車用鋼の製造方法）
本実施形態にかかる浸炭歯車用鋼の製造条件について説明する。
本実施形態にかかる浸炭歯車用鋼の製造方法は、上記化学組成を有する浸炭歯車用鋼を製造することができれば特に限定されないが、例えば、次のように製造することがよい。
まず、精錬工程において上記化学組成を有する溶鋼を得て、鋳造を行う。この際、成分調整や鋼中の清浄度向上のために、二次精錬を行ってもよい。その後、棒線圧延又は線材圧延を行って所望の形状を得る。これらの前に分塊圧延を行ってもよい。そして歯車形状への加工性を向上するため、焼準や焼鈍を行ってもよい。
圧延方法に関し、粗大粒のない均質な組織を得るため、圧延前の加熱温度は１１５０℃以上であることが好ましい。一方加熱炉の耐久性の観点から、加熱温度は１３５０℃以下であることが好ましい。また均質な組織を得るため、圧延による断面積の減少は２０％以下、圧延時の８００℃から３００℃の間の平均冷却速度は、０．１℃／秒以上、３．０℃／秒以下に制御することが好ましい。圧延後の組織はフェライトとパーライトの混合組織、またはフェライトとベイナイトの混合組織であることが好ましく、圧延後の硬さはビッカース硬さで２００以下であることが好ましい。
本実施形態にかかる浸炭歯車用鋼の製造条件について説明する。
本実施形態にかかる浸炭歯車用鋼の製造方法は、上記化学組成を有する浸炭歯車用鋼を製造することができれば特に限定されないが、例えば、次のように製造することがよい。
まず、精錬工程において上記化学組成を有する溶鋼を得て、鋳造を行う。この際、成分調整や鋼中の清浄度向上のために、二次精錬を行ってもよい。その後、棒線圧延又は線材圧延を行って所望の形状を得る。これらの前に分塊圧延を行ってもよい。そして歯車形状への加工性を向上するため、焼準や焼鈍を行ってもよい。
圧延方法に関し、粗大粒のない均質な組織を得るため、圧延前の加熱温度は１１５０℃以上であることが好ましい。一方加熱炉の耐久性の観点から、加熱温度は１３５０℃以下であることが好ましい。また均質な組織を得るため、圧延による断面積の減少は２０％以下、圧延時の８００℃から３００℃の間の平均冷却速度は、０．１℃／秒以上、３．０℃／秒以下に制御することが好ましい。圧延後の組織はフェライトとパーライトの混合組織、またはフェライトとベイナイトの混合組織であることが好ましく、圧延後の硬さはビッカース硬さで２００以下であることが好ましい。
（浸炭歯車）
本実施形態に係る浸炭歯車用鋼は、ガス浸炭焼入れを行って浸炭歯車を製造するための素材として適しており、特にガス浸炭焼入れを行って歯車を製造することが好ましい。例えば、本実施形態に係る浸炭歯車用鋼を用いて切削等の機械加工により歯車形状とした後、ガス浸炭焼入れを行って浸炭歯車を製造する。これにより、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車を製造することができる。
なお、白層形成とは、例えば図１の点線内に示すように、組織観察において最大長さが５μｍを超える白色組織が観察された場合に白層形成「あり」と判断する。
例えば、本実施形態に係る浸炭歯車用鋼を切削して歯車形状とした後、９００〜１０００℃でカーボンポテンシャル０．７〜１．２の雰囲気下で１〜３０時間保持し、５０〜１４０℃の油焼入れを行う条件でガス浸炭処理を行う。次いで、１２０〜１８０℃で０．５〜３時間保持する条件で焼戻しを施すことで、表面から３ｍｍよりも深い位置（非浸炭部）においては、本実施形態に係る浸炭歯車用鋼と同じ化学成分を有し、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車を製造することができる。
なお、部品の必要深さにより変化するが、ガス浸炭により表面から深さ０．５〜３ｍｍ程度の領域（浸炭部）におけるＣ含有量は、上記非浸炭部におけるＣ含有量よりも多くなり、強度を向上させることができる。かかる観点から、浸炭部におけるＣ含有量は、０．６〜０．９％であることが好ましい。
本実施形態に係る浸炭歯車用鋼は、ガス浸炭焼入れを行って浸炭歯車を製造するための素材として適しており、特にガス浸炭焼入れを行って歯車を製造することが好ましい。例えば、本実施形態に係る浸炭歯車用鋼を用いて切削等の機械加工により歯車形状とした後、ガス浸炭焼入れを行って浸炭歯車を製造する。これにより、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車を製造することができる。
なお、白層形成とは、例えば図１の点線内に示すように、組織観察において最大長さが５μｍを超える白色組織が観察された場合に白層形成「あり」と判断する。
例えば、本実施形態に係る浸炭歯車用鋼を切削して歯車形状とした後、９００〜１０００℃でカーボンポテンシャル０．７〜１．２の雰囲気下で１〜３０時間保持し、５０〜１４０℃の油焼入れを行う条件でガス浸炭処理を行う。次いで、１２０〜１８０℃で０．５〜３時間保持する条件で焼戻しを施すことで、表面から３ｍｍよりも深い位置（非浸炭部）においては、本実施形態に係る浸炭歯車用鋼と同じ化学成分を有し、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度に優れる浸炭歯車を製造することができる。
なお、部品の必要深さにより変化するが、ガス浸炭により表面から深さ０．５〜３ｍｍ程度の領域（浸炭部）におけるＣ含有量は、上記非浸炭部におけるＣ含有量よりも多くなり、強度を向上させることができる。かかる観点から、浸炭部におけるＣ含有量は、０．６〜０．９％であることが好ましい。
以下、本発明について、実施例を挙げてさらに具体的に説明する。なお、これらの実施例は、本発明を制限するものではない。
表１に示す化学成分を有する種々の鋼塊を直径３５ｍｍに熱間鍛造した。鍛造前の加熱温度は１２５０℃とした。鍛造後、９５０℃で１時間保持し完全にオーステナイト化させた後に放冷する条件で焼準処理を施した。焼準後、機械加工により直径が２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する小ローラー試験片を作製した。
また、ＪＩＳ Ｇ４０５２規格ＳＣＭ４２０Ｈの直径１４０ｍｍの圧延材を用いて、機械加工により直径１３０ｍｍ、幅１８．４ｍｍで外周にはＲ＝１５０ｍｍのクラウニングを有した大ローラー試験片を作製した。
表１に示す化学成分を有する種々の鋼塊を直径３５ｍｍに熱間鍛造した。鍛造前の加熱温度は１２５０℃とした。鍛造後、９５０℃で１時間保持し完全にオーステナイト化させた後に放冷する条件で焼準処理を施した。焼準後、機械加工により直径が２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する小ローラー試験片を作製した。
また、ＪＩＳ Ｇ４０５２規格ＳＣＭ４２０Ｈの直径１４０ｍｍの圧延材を用いて、機械加工により直径１３０ｍｍ、幅１８．４ｍｍで外周にはＲ＝１５０ｍｍのクラウニングを有した大ローラー試験片を作製した。
その後、小ローラーについて、光洋サーモシステム株式会社製のバッチ型変成炉式ガス浸炭炉（型式Ｇ−１６１６１８−ＡＦＨＶＣ）を用いて、９３０℃でカーボンポテンシャル０．８の雰囲気下で１５０分保持し、１３０℃の油焼入れを行う条件でガス浸炭処理を行った後に、１５０℃で２時間保持する条件で焼戻しを施した。
大ローラーについて、保持時間を３６０分とする以外は小ローラーと同様のガス浸炭処理を行い、１５０℃で２時間保持する条件で焼戻しを施した。
焼戻し後、小ローラー、大ローラーともに評価部以外の部位を仕上げ加工し、熱処理歪による回転時の振れの影響を排除した。
各ローラーの表面から深さ５０μｍの領域（浸炭部）におけるＣ含有量を測定したところ、いずれも非浸炭部におけるＣ含有量よりも多く、浸炭部におけるＣ含有量は、０．６５〜０．９０％であった。
大ローラーについて、保持時間を３６０分とする以外は小ローラーと同様のガス浸炭処理を行い、１５０℃で２時間保持する条件で焼戻しを施した。
焼戻し後、小ローラー、大ローラーともに評価部以外の部位を仕上げ加工し、熱処理歪による回転時の振れの影響を排除した。
各ローラーの表面から深さ５０μｍの領域（浸炭部）におけるＣ含有量を測定したところ、いずれも非浸炭部におけるＣ含有量よりも多く、浸炭部におけるＣ含有量は、０．６５〜０．９０％であった。
（評価）
−ピッチング−
組織変化に伴う白層形成による破壊の評価として、上述の制作した大ローラーと小ローラーを用いてローラーピッチング疲労試験を行った。この試験は、歯車の接触状態を模擬した試験である。
ローラーピッチング疲労試験は、小ローラーに面圧をヘルツ応力２０００ＭＰａとして大ローラーを押しつけて、接触部での両ローラーの周速方向を同一方向とし、滑り率を−４０％（小ローラーよりも大ローラーの方が接触部の周速が４０％大きい）として回転させて、小ローラーにおいて剥離が発生するまでの回転数を寿命とした。前記接触部に供給するギア油の油温は８０℃とした。ギア油として、出光 ＺＥＰＲＯ ＡＴＦ ＥＣＯを用いた。
ピッチング発生の検出は備え付けてある振動計によって行い、振動検出後に両ローラーの回転を停止させてピッチングの発生と回転数を確認し、表１に記載した。なお、回転数が２０００万回に達しても剥離が発生しない場合は十分に強度を有しているものと評価できるので、２０００万回で試験を停止し、表１では「耐久」と記載した。
−ピッチング−
組織変化に伴う白層形成による破壊の評価として、上述の制作した大ローラーと小ローラーを用いてローラーピッチング疲労試験を行った。この試験は、歯車の接触状態を模擬した試験である。
ローラーピッチング疲労試験は、小ローラーに面圧をヘルツ応力２０００ＭＰａとして大ローラーを押しつけて、接触部での両ローラーの周速方向を同一方向とし、滑り率を−４０％（小ローラーよりも大ローラーの方が接触部の周速が４０％大きい）として回転させて、小ローラーにおいて剥離が発生するまでの回転数を寿命とした。前記接触部に供給するギア油の油温は８０℃とした。ギア油として、出光 ＺＥＰＲＯ ＡＴＦ ＥＣＯを用いた。
ピッチング発生の検出は備え付けてある振動計によって行い、振動検出後に両ローラーの回転を停止させてピッチングの発生と回転数を確認し、表１に記載した。なお、回転数が２０００万回に達しても剥離が発生しない場合は十分に強度を有しているものと評価できるので、２０００万回で試験を停止し、表１では「耐久」と記載した。
−白層形成−
また、組織変化に伴う白層形成の有無を調査するため、上記ローラーピッチング疲労試験にて５００万回に達したところで試験を停止し、円筒部の長さ方向中央（接触部の中央）で円形断面となるよう切断、研磨し、３％ナイタール腐食を行って組織変化を調査した。白層の有無は、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍で表面から表層０．５ｍｍの範囲を全周について観察することで調査し、組織観察において最大長さが５μｍを超える白色組織が観察された場合に白層形成「あり」と判断した。
また、組織変化に伴う白層形成の有無を調査するため、上記ローラーピッチング疲労試験にて５００万回に達したところで試験を停止し、円筒部の長さ方向中央（接触部の中央）で円形断面となるよう切断、研磨し、３％ナイタール腐食を行って組織変化を調査した。白層の有無は、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍で表面から表層０．５ｍｍの範囲を全周について観察することで調査し、組織観察において最大長さが５μｍを超える白色組織が観察された場合に白層形成「あり」と判断した。
表１中、各成分の含有量について「−」は、その元素を含まない（意図的に添加していない）ことを意味する。
表１に見られるように、発明例の試験Ｎｏ．１〜１９は、２０００万回に達しても剥離が発生せず、かつ白層が見られず、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度が良好であった。化学成分の範囲が本発明の範囲外である比較例の試験Ｎｏ．２０〜２９では、良好な強度が得られなかった。
表１に見られるように、発明例の試験Ｎｏ．１〜１９は、２０００万回に達しても剥離が発生せず、かつ白層が見られず、組織変化に伴う白層形成による破壊に対する強度が良好であった。化学成分の範囲が本発明の範囲外である比較例の試験Ｎｏ．２０〜２９では、良好な強度が得られなかった。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．２６〜０．３５％、
Ｓｉ：０．４０〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、
Ｃｒ：１．００〜３．００％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｎ：０．００４〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる浸炭歯車用鋼。 - 質量％で、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｏ：０．０５〜３．０％、
Ｗ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、及び
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む請求項１に記載の浸炭歯車用鋼。 - 質量％で、
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｂｉ：０．０００１〜０．５％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％、及び
希土類元素：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む請求項１又は請求項２に記載の浸炭歯車用鋼。 - 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の浸炭歯車用鋼を、歯車形状の部材に機械加工する工程と、
前記歯車形状の部材にガス浸炭処理を施す工程と、
を有する浸炭歯車の製造方法。 - 表面から３ｍｍよりも深い位置において、質量％で、
Ｃ：０．２６〜０．３５％、
Ｓｉ：０．４０〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、
Ｃｒ：１．００〜３．００％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｎ：０．００４〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる浸炭歯車。 - 前記表面から３ｍｍよりも深い位置において、質量％で、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｏ：０．０５〜３．０％、
Ｗ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、及び
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む請求項５に記載の浸炭歯車。 - 前記表面から３ｍｍよりも深い位置において、質量％で、
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｂｉ：０．０００１〜０．５％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％、及び
希土類元素：０．０００５〜０．００５％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上の元素を含む請求項５又は請求項６に記載の浸炭歯車。
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| JP2006199993A (ja) * | 2005-01-19 | 2006-08-03 | Nippon Steel Corp | 冷間鍛造性と焼戻軟化抵抗性に優れた肌焼用鋼材 |
| JP2008121075A (ja) * | 2006-11-13 | 2008-05-29 | Kobe Steel Ltd | なじみ性に優れた歯車部品 |
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| JP2010001527A (ja) * | 2008-06-20 | 2010-01-07 | Daido Steel Co Ltd | 歯車部品 |
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-
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- 2019-08-09 JP JP2019148143A patent/JP7368697B2/ja active Active
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