JP3430685B2 - 耐ピッチング性軟窒化歯車 - Google Patents
耐ピッチング性軟窒化歯車Info
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- JP3430685B2 JP3430685B2 JP30927294A JP30927294A JP3430685B2 JP 3430685 B2 JP3430685 B2 JP 3430685B2 JP 30927294 A JP30927294 A JP 30927294A JP 30927294 A JP30927294 A JP 30927294A JP 3430685 B2 JP3430685 B2 JP 3430685B2
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- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐ピッチング性に優れ
た高強度軟窒化歯車に関する。
た高強度軟窒化歯車に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に、高面圧下で使用される高強度歯
車は、表面の耐摩耗性、耐折損性、耐疲労性等を高める
ため、肌焼鋼に表面硬化処理を施したものが使用されて
いる。そのなかで、窒化および軟窒化処理は、浸炭・高
周波焼入に比べ、処理後の熱処理歪が少なく寸法精度の
高い歯車の製造が可能となる。
車は、表面の耐摩耗性、耐折損性、耐疲労性等を高める
ため、肌焼鋼に表面硬化処理を施したものが使用されて
いる。そのなかで、窒化および軟窒化処理は、浸炭・高
周波焼入に比べ、処理後の熱処理歪が少なく寸法精度の
高い歯車の製造が可能となる。
【０００３】しかし、窒化処理は、熱処理歪の問題はな
いものの、通常、処理時間が50〜100 hrと著しく長く、
処理後も表面の脆い化合物層 (ポーラス層) を除去する
必要があるなど、製造上に問題があった。
いものの、通常、処理時間が50〜100 hrと著しく長く、
処理後も表面の脆い化合物層 (ポーラス層) を除去する
必要があるなど、製造上に問題があった。
【０００４】これに対して、軟窒化処理は、一般に500
〜600 ℃の温度域でＮとＣを同時に侵入・拡散させて、
表面硬化をはかる処理であり、窒化処理に比べて処理時
間が約半分ですみ、特にＲＸガス（ＣＯ：23vol%、Ｈ2:
30vol%、Ｎ2:47vol%) とＮＨ3 ガス等を雰囲気ガスとし
て処理を行うガス軟窒化処理は多量生産および安定操業
が可能なことから、熱処理歪の少ない歯車用表面処理法
として急速に普及しつつある。
〜600 ℃の温度域でＮとＣを同時に侵入・拡散させて、
表面硬化をはかる処理であり、窒化処理に比べて処理時
間が約半分ですみ、特にＲＸガス（ＣＯ：23vol%、Ｈ2:
30vol%、Ｎ2:47vol%) とＮＨ3 ガス等を雰囲気ガスとし
て処理を行うガス軟窒化処理は多量生産および安定操業
が可能なことから、熱処理歪の少ない歯車用表面処理法
として急速に普及しつつある。
【０００５】しかし、現在、ガス軟窒化処理が用いられ
ている歯車用炭素鋼や低合金鋼は、歯車高強度化の動向
に対し、十分な表面硬さおよび硬化深さが得られておら
ず、また、歯車実働時に最表面の化合物層が剥離する問
題 (耐ピッチング性の低下)が生じてきている。
ている歯車用炭素鋼や低合金鋼は、歯車高強度化の動向
に対し、十分な表面硬さおよび硬化深さが得られておら
ず、また、歯車実働時に最表面の化合物層が剥離する問
題 (耐ピッチング性の低下)が生じてきている。
【０００６】このような問題を解決するために特開昭59
−16950 号公報の開示する発明では、Al、Cr、Ｖ等の化
学組成を制限することによって表面硬さ・硬化深さの向
上を図っているが、歯車接触部で生じるピッチング特性
に関しては充分でない。
−16950 号公報の開示する発明では、Al、Cr、Ｖ等の化
学組成を制限することによって表面硬さ・硬化深さの向
上を図っているが、歯車接触部で生じるピッチング特性
に関しては充分でない。
【０００７】また、特開昭63−93821 号公報開示の発明
では、軟窒化処理品のポーラス層をショットピーニング
により除去し、耐疲労性向上を図ることを提案している
が、耐ピッチング性に関しては充分でなく、耐ピッチン
グ性に優れた軟窒化処理歯車の開発が望まれていた。
では、軟窒化処理品のポーラス層をショットピーニング
により除去し、耐疲労性向上を図ることを提案している
が、耐ピッチング性に関しては充分でなく、耐ピッチン
グ性に優れた軟窒化処理歯車の開発が望まれていた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、以上
のような問題を解決し、軟窒化特性に優れ、耐ピッチン
グ性に優れる高強度軟窒化歯車を提供することである。
また本発明の具体的な目的は、歯車歯面の耐ピッチング
性の向上を発揮でき、疲労強度の上昇、表面硬さの増
加、硬化深さの深化が得られる軟窒化歯車を提供するこ
とである。
のような問題を解決し、軟窒化特性に優れ、耐ピッチン
グ性に優れる高強度軟窒化歯車を提供することである。
また本発明の具体的な目的は、歯車歯面の耐ピッチング
性の向上を発揮でき、疲労強度の上昇、表面硬さの増
加、硬化深さの深化が得られる軟窒化歯車を提供するこ
とである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、かかる目
的を達成すべく、種々検討を重ね、次のような知見を得
た。
的を達成すべく、種々検討を重ね、次のような知見を得
た。
【００１０】軟窒化特性向上策
Cr、Ｖ、Alを最適添加することで、表面硬さおよび硬化
深さを向上させ、軟窒化処理時間の短縮に効果がある。
深さを向上させ、軟窒化処理時間の短縮に効果がある。
【００１１】耐ピッチング性向上策
ガス軟窒化時のガス組成および処理温度に制限を加え、
歯車接触部である化合物層の組成を単層化することが有
効である。また、表層のポーラス層の厚さを制限するこ
とが有効である。
歯車接触部である化合物層の組成を単層化することが有
効である。また、表層のポーラス層の厚さを制限するこ
とが有効である。
【００１２】かくして本発明によれば、軟窒化特性に優
れ、耐ピッチング性に優れる軟窒化歯車を得ることがで
き、本発明の要旨とするところは、重量％で、Ｃ：0.15
〜0.50％、 Si：0.08〜1.20％、 Mn：0.60〜1.30
％、Cr：0.70〜1.50％、 Mo：０〜0.50％、 Al：
0.02〜0.10％、Ｎ：0.006 〜0.020 ％、Ｖ：0.05〜0.20
％、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有する鋼から
なる歯車であって、軟窒化処理後の化合物層がε層から
なり、ポーラス層厚さが10μm 以下であることを特徴と
する、耐ピッチング性に優れる高強度軟窒化歯車であ
る。
れ、耐ピッチング性に優れる軟窒化歯車を得ることがで
き、本発明の要旨とするところは、重量％で、Ｃ：0.15
〜0.50％、 Si：0.08〜1.20％、 Mn：0.60〜1.30
％、Cr：0.70〜1.50％、 Mo：０〜0.50％、 Al：
0.02〜0.10％、Ｎ：0.006 〜0.020 ％、Ｖ：0.05〜0.20
％、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有する鋼から
なる歯車であって、軟窒化処理後の化合物層がε層から
なり、ポーラス層厚さが10μm 以下であることを特徴と
する、耐ピッチング性に優れる高強度軟窒化歯車であ
る。
【００１３】本発明の実施態様によれば、前記組成が、
重量％で、さらにＳ： 0.005〜0.060 ％、Pb：0.02〜0.
20％、およびCa：0.0050〜0.010 ％から成る群から選ん
だ１種または２種以上を含有していてもよい。
重量％で、さらにＳ： 0.005〜0.060 ％、Pb：0.02〜0.
20％、およびCa：0.0050〜0.010 ％から成る群から選ん
だ１種または２種以上を含有していてもよい。
【００１４】
【作用】次に、本発明において上述のように限定した理
由についてその作用とともに詳述する。なお、本明細書
において、「％」はとくに断りがない限り、「重量％」
である。
由についてその作用とともに詳述する。なお、本明細書
において、「％」はとくに断りがない限り、「重量％」
である。
【００１５】Ｃ：0.15〜0.50％
Ｃは焼入性を確保して所定の芯部硬さを確保するために
必要な元素であり、このためには0.15％以上含有する必
要が有るが、0.50％を超える場合には、焼入性増大によ
り靱性が低下するとともに切削性が大幅に低下する。よ
って、Ｃ含有量を0.15〜0.50％とした。好ましくは、0.
15〜0.35％である。
必要な元素であり、このためには0.15％以上含有する必
要が有るが、0.50％を超える場合には、焼入性増大によ
り靱性が低下するとともに切削性が大幅に低下する。よ
って、Ｃ含有量を0.15〜0.50％とした。好ましくは、0.
15〜0.35％である。
【００１６】Si：1.20％以下
Siは脱酸剤として添加されるが、固溶強化を示し、1.20
％を超えると靱性および切削性を悪化させるので、1.20
％以下とした。好ましくは、0.50％以下である。
％を超えると靱性および切削性を悪化させるので、1.20
％以下とした。好ましくは、0.50％以下である。
【００１７】Mn：0.60〜1.30％
Mnは脱酸剤として不可欠であり、また芯部強度を確保す
る上で有効な元素であり、芯部硬さ確保のためには他元
素の関連において0.60％以上必要である。また、1.30％
を超えると加工性および切削性を害するので、0.60〜1.
30％の範囲とした。好ましくは、0.70〜1.10％である。
る上で有効な元素であり、芯部硬さ確保のためには他元
素の関連において0.60％以上必要である。また、1.30％
を超えると加工性および切削性を害するので、0.60〜1.
30％の範囲とした。好ましくは、0.70〜1.10％である。
【００１８】Cr：0.70〜1.50％
Crは芯部強度を向上させる他、軟窒化性に関しては、多
く添加すればするほど表面硬さ・硬化深さを上昇させる
元素であるが、0.70％未満では軟窒化性と芯部強度の向
上効果を得ることができず、また1.50％を超えると、表
面に強固な軟窒化層を形成するため、逆に硬化深さは減
少する。よって、0.70〜1.50％の範囲とした。好ましく
は、0.80〜1.20％である。
く添加すればするほど表面硬さ・硬化深さを上昇させる
元素であるが、0.70％未満では軟窒化性と芯部強度の向
上効果を得ることができず、また1.50％を超えると、表
面に強固な軟窒化層を形成するため、逆に硬化深さは減
少する。よって、0.70〜1.50％の範囲とした。好ましく
は、0.80〜1.20％である。
【００１９】Mo：０〜0.50％
Moは良好な焼入性を確保すると同時に靱性を向上させる
のに有効な任意添加元素であるが、0.50％を超えると効
果が飽和するため、０〜0.50％とした。好ましくは、0.
35％以下である。
のに有効な任意添加元素であるが、0.50％を超えると効
果が飽和するため、０〜0.50％とした。好ましくは、0.
35％以下である。
【００２０】Al：0.02〜0.10％
Alは溶製時に脱酸剤として用いられ、軟窒化に際して侵
入してきたＮと結合して表面硬さを高め、かつ硬化深さ
を深めるのに有効な元素である。そのような効果を発揮
するには0.02％以上の含有が必要で、また0.10％を超え
ると表面に強固な軟窒化層を形成するため、逆に硬化深
さは減少する。よって、0.02〜0.10％の範囲とした。好
ましくは、0.03〜0.07％である。
入してきたＮと結合して表面硬さを高め、かつ硬化深さ
を深めるのに有効な元素である。そのような効果を発揮
するには0.02％以上の含有が必要で、また0.10％を超え
ると表面に強固な軟窒化層を形成するため、逆に硬化深
さは減少する。よって、0.02〜0.10％の範囲とした。好
ましくは、0.03〜0.07％である。
【００２１】Ｎ： 0.006〜0.020 ％
Ｎは結晶粒度を微細化させ、芯部の靱性を向上させる。
このためには、0.006％以上の含有が必要となる。また
0.02％を超えるとＶ窒化物の生成が顕著になり靱性が逆
に劣化し始める。よって、 0.006〜0.020 ％の範囲とし
た。好ましくは、0.006 〜0.015 ％である。
このためには、0.006％以上の含有が必要となる。また
0.02％を超えるとＶ窒化物の生成が顕著になり靱性が逆
に劣化し始める。よって、 0.006〜0.020 ％の範囲とし
た。好ましくは、0.006 〜0.015 ％である。
【００２２】Ｖ：0.05〜0.20％
Ｖは焼入れ性を向上させると共に、軟窒化時にＮとＣと
結合し微細なＶ炭窒化物を析出することにより、表面硬
さおよび硬化深さを向上させる。特に硬化深さ増加に対
する寄与が大きいことから、耐疲労性等にきわめて効果
が大きい。そのような効果を発揮させるには、0.05％以
上必要となるが、0.20％超になると含有Ｎと結合して粗
大なＶ窒化物が析出し芯部靱性悪化となる。よって、0.
05〜0.20％の範囲とした。
結合し微細なＶ炭窒化物を析出することにより、表面硬
さおよび硬化深さを向上させる。特に硬化深さ増加に対
する寄与が大きいことから、耐疲労性等にきわめて効果
が大きい。そのような効果を発揮させるには、0.05％以
上必要となるが、0.20％超になると含有Ｎと結合して粗
大なＶ窒化物が析出し芯部靱性悪化となる。よって、0.
05〜0.20％の範囲とした。
【００２３】本発明に係る軟窒化鋼は、以上の元素を必
須成分とするものであるが、必要に応じて、快削成分と
して、Ｓ、Pb、Caよりなる群から選ばれる１種以上を含
有するものであってもよい。
須成分とするものであるが、必要に応じて、快削成分と
して、Ｓ、Pb、Caよりなる群から選ばれる１種以上を含
有するものであってもよい。
【００２４】Ｓ： 0.005〜0.060 ％、Pb：0.02〜0.20
％、Ca：0.0050〜0.010 ％ Ｓ、Pb、Caはいずれも被削性を向上させるための元素で
ある。更なる被削性の向上を行うには、これらの元素は
少なくとも１種、それぞれＳ： 0.005％、Pb：0.02％、
Ca：0.0050％以上の添加が必要である。しかし、上記の
各上限を超えて添加しても被削性の顕著な向上効果は認
められず、かえって靱性を低下させることになるから、
Ｓ： 0.005〜0.060 ％、Pb：0.02〜0.20％、Ca：0.0050
〜0.010％の少なくとも１種とした。
％、Ca：0.0050〜0.010 ％ Ｓ、Pb、Caはいずれも被削性を向上させるための元素で
ある。更なる被削性の向上を行うには、これらの元素は
少なくとも１種、それぞれＳ： 0.005％、Pb：0.02％、
Ca：0.0050％以上の添加が必要である。しかし、上記の
各上限を超えて添加しても被削性の顕著な向上効果は認
められず、かえって靱性を低下させることになるから、
Ｓ： 0.005〜0.060 ％、Pb：0.02〜0.20％、Ca：0.0050
〜0.010％の少なくとも１種とした。
【００２５】図１は、本発明にかかる軟窒化歯車の表面
部の金属組織の模式的説明図であり、図中、最表層から
順に、ポーラス層10、化合物層12、そして拡散層13から
成り、芯部へと続いている。
部の金属組織の模式的説明図であり、図中、最表層から
順に、ポーラス層10、化合物層12、そして拡散層13から
成り、芯部へと続いている。
【００２６】なお、従来の窒化層も一般には、図１に示
したように、表層近傍に化合物層12(ポーラス層10と緻
密層からなる) が存在し、その内部が拡散層13と呼ばれ
るマトリックスに窒素が固溶した層となる。生成される
化合物層の最表層であるポーラス層10は通常酸化物を含
有していると言われ、化合物層12の厚さの1/3 以下であ
ることが耐剥離特性の観点からは望ましいとされ、これ
が現場的な良品判定基準とされている。
したように、表層近傍に化合物層12(ポーラス層10と緻
密層からなる) が存在し、その内部が拡散層13と呼ばれ
るマトリックスに窒素が固溶した層となる。生成される
化合物層の最表層であるポーラス層10は通常酸化物を含
有していると言われ、化合物層12の厚さの1/3 以下であ
ることが耐剥離特性の観点からは望ましいとされ、これ
が現場的な良品判定基準とされている。
【００２７】図１に示すように、軟窒化処理後の化合物
層・拡散層の形態 (第１図) は耐ピッチング性に影響を
及ぼす。特に、化合物層の制御は非常に重要となる。軟
窒化処理により、ξ (Fe2 Ｎ) 、ε (Fe2-3 Ｎ) 、γ'
(Fe4 Ｎ) 、Fe3 Ｃの化合物層を生じるが、これらが混
在すると、組織の境界において応力が発生し、耐ピッチ
ング性が低下する。
層・拡散層の形態 (第１図) は耐ピッチング性に影響を
及ぼす。特に、化合物層の制御は非常に重要となる。軟
窒化処理により、ξ (Fe2 Ｎ) 、ε (Fe2-3 Ｎ) 、γ'
(Fe4 Ｎ) 、Fe3 Ｃの化合物層を生じるが、これらが混
在すると、組織の境界において応力が発生し、耐ピッチ
ング性が低下する。
【００２８】そこで、強固なε層を単一形成させること
で、化合物層および耐ピッチング性の強化を図ることが
でき、このε層の形成は処理時のガス組成比および処理
温度の調整で可能となることを見出した。そこで、本鋼
を用いた場合、以下の制限を持たなければならない。
で、化合物層および耐ピッチング性の強化を図ることが
でき、このε層の形成は処理時のガス組成比および処理
温度の調整で可能となることを見出した。そこで、本鋼
を用いた場合、以下の制限を持たなければならない。
【００２９】ＲＸ／ＮＨ3 ＝0.5 〜1.5 のガス容積組成
比 ガス容積組成比が0.5 未満では、非常に脆いξ層やγ'
層が形成され、また、1.5 を超えると化合物中にFe3 Ｃ
が混在することから、ガス組成をＲＸ／ＮＨ3＝0.5 〜
1.5 とした。好ましくは 0.7〜1.3 である。なお、ＲＸ
ガスとしては特に制限されない。
比 ガス容積組成比が0.5 未満では、非常に脆いξ層やγ'
層が形成され、また、1.5 を超えると化合物中にFe3 Ｃ
が混在することから、ガス組成をＲＸ／ＮＨ3＝0.5 〜
1.5 とした。好ましくは 0.7〜1.3 である。なお、ＲＸ
ガスとしては特に制限されない。
【００３０】550 〜650 ℃の処理温度
処理温度が550 ℃未満になると窒化速度の低下による窒
化特性の悪化となる。また、650 ℃を超えると化合物中
にFe3 Ｃが混在することから、処理温度を550〜650 ℃
とした。
化特性の悪化となる。また、650 ℃を超えると化合物中
にFe3 Ｃが混在することから、処理温度を550〜650 ℃
とした。
【００３１】ポーラス層厚さを10μm 以下
ポーラス層厚さの制御は耐ピッチング性・耐摩耗性・耐
疲労性等を向上させるのに必須な因子である。特に10μ
m を超えると、ポーラス層先端部は鋭角で空洞が多く脆
弱になり、揺動部に用いた場合、ポーラス層内部に存在
する長いマイクロクラックの先端への応力負荷が増大
し、急速に内部に亀裂の伝播が進行し、耐ピッチング性
が低下することから、10μm 以下とした。
疲労性等を向上させるのに必須な因子である。特に10μ
m を超えると、ポーラス層先端部は鋭角で空洞が多く脆
弱になり、揺動部に用いた場合、ポーラス層内部に存在
する長いマイクロクラックの先端への応力負荷が増大
し、急速に内部に亀裂の伝播が進行し、耐ピッチング性
が低下することから、10μm 以下とした。
【００３２】また、接触体同士の摩擦抵抗の増加による
潤滑状態の悪化を考慮し、特に耐ピッチング性が要求さ
れる場合は、１〜５μm が望ましい。なお、ポーラス層
の厚さは窒化処理温度を変更することで変えることがで
きるが、一旦形成されたポーラス層を研摩して除去する
ことで10μm 以下としてもよい。次に、実施例によって
本発明の作用効果をさらに具体的に詳述する。
潤滑状態の悪化を考慮し、特に耐ピッチング性が要求さ
れる場合は、１〜５μm が望ましい。なお、ポーラス層
の厚さは窒化処理温度を変更することで変えることがで
きるが、一旦形成されたポーラス層を研摩して除去する
ことで10μm 以下としてもよい。次に、実施例によって
本発明の作用効果をさらに具体的に詳述する。
【００３３】
実施例１
本例は、本発明方法で製造された鋼の軟窒化特性をみる
のである。表１に示す化学成分を有する鋼を溶製後、各
々160 mm角の鋼片とし、この鋼片を1100℃に加熱し、仕
上温度950 ℃の熱間鍛造を施して直径30mmの丸棒とした
後、放冷した。
のである。表１に示す化学成分を有する鋼を溶製後、各
々160 mm角の鋼片とし、この鋼片を1100℃に加熱し、仕
上温度950 ℃の熱間鍛造を施して直径30mmの丸棒とした
後、放冷した。
【００３４】950 ℃で焼きならし後、歯車作製時の基礎
特性を調査することから、直径20mmの試験片、ＪＩＳ４
号引張試験片およびＪＩＳ２号回転曲げ疲労試験片をそ
れぞれ採取し、処理条件570 ℃×３hr→ＯＣ (油冷) 、
ＲＸ／ＮＨ3 ＝１のガス軟窒化処理を施した。
特性を調査することから、直径20mmの試験片、ＪＩＳ４
号引張試験片およびＪＩＳ２号回転曲げ疲労試験片をそ
れぞれ採取し、処理条件570 ℃×３hr→ＯＣ (油冷) 、
ＲＸ／ＮＨ3 ＝１のガス軟窒化処理を施した。
【００３５】これらの試験片を用い、断面調査、引張試
験および疲労試験を行った。試験後の測定結果を表２に
示す。これらの結果からも分かるように、表２において
目標値を示し歯車製造での必要特性を示しているが、本
発明例では表面硬さ、硬化深さ、引張強度、伸びおよび
疲労強度すべてにおいて特性を満足している。
験および疲労試験を行った。試験後の測定結果を表２に
示す。これらの結果からも分かるように、表２において
目標値を示し歯車製造での必要特性を示しているが、本
発明例では表面硬さ、硬化深さ、引張強度、伸びおよび
疲労強度すべてにおいて特性を満足している。
【００３６】一方、供試鋼 No.11〜27と従来鋼No.28 、
29の比較鋼のうち、Ｃ、Mn、Crが規定より少ない鋼 ( N
o.11、14、16) は、引張強度が大きく低下し、目標をは
ずれている。
29の比較鋼のうち、Ｃ、Mn、Crが規定より少ない鋼 ( N
o.11、14、16) は、引張強度が大きく低下し、目標をは
ずれている。
【００３７】Ｃ、Si、Mn、Cr、Mo、Ｖ、Ｎが規定より多
い鋼 ( No.12、13、15、17、18、20、24、25、26、27)
およびＮが規定より少ない鋼 ( No.23) は強度は満足す
るものの、伸びが大きく低下し、目標をはずれている。
い鋼 ( No.12、13、15、17、18、20、24、25、26、27)
およびＮが規定より少ない鋼 ( No.23) は強度は満足す
るものの、伸びが大きく低下し、目標をはずれている。
【００３８】Cr 、Ｖ、Alが規定より少ない鋼 ( No.1
6、19、21、26) やCr、Alが規定より多い鋼 ( No.17、2
2、27) さらに従来鋼 ( No.28、29) では、表面硬さ、
硬化深さともに低く、目標に達していない。以上のよう
に、本発明の範囲を外れる組成を有するものは、いずれ
も目標とする特性を得ることができない。
6、19、21、26) やCr、Alが規定より多い鋼 ( No.17、2
2、27) さらに従来鋼 ( No.28、29) では、表面硬さ、
硬化深さともに低く、目標に達していない。以上のよう
に、本発明の範囲を外れる組成を有するものは、いずれ
も目標とする特性を得ることができない。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】実施例２
本例では、処理条件の影響を見る。直径50mmの丸棒を素
材とした表１に示す供試鋼の No.２、９を、熱間鍛造、
焼ならし、機械加工により外径：120 mm、モジュール：
2.0 、歯数：56、歯幅：20mm、歯たけ：4.6 mmの歯車を
作製し、これらを試験品としてガス軟窒化処理を施し
た。
材とした表１に示す供試鋼の No.２、９を、熱間鍛造、
焼ならし、機械加工により外径：120 mm、モジュール：
2.0 、歯数：56、歯幅：20mm、歯たけ：4.6 mmの歯車を
作製し、これらを試験品としてガス軟窒化処理を施し
た。
【００４２】ガス軟窒化処理はガス組成比、処理温度を
変えた表３の条件で実施し、歯車疲労試験をおこなっ
た。評価は、トルク：40Kgf 、回転速度：1000RPM 、油
温：80℃の条件下で歯車を回転させ、107 回転時の歯面
１枚 (接触面積：52 mm2) 当たりのピッチング面積測定
により行った。なお、ピッチング面積ゼロをもって合格
とする。
変えた表３の条件で実施し、歯車疲労試験をおこなっ
た。評価は、トルク：40Kgf 、回転速度：1000RPM 、油
温：80℃の条件下で歯車を回転させ、107 回転時の歯面
１枚 (接触面積：52 mm2) 当たりのピッチング面積測定
により行った。なお、ピッチング面積ゼロをもって合格
とする。
【００４３】表４に測定結果を示す。ガス組成・処理温
度が満足するものは、化合物層がε単層になり、ポーラ
ス層が10μm を超える条件を除いてピッチングも発生は
していない。ガス組成が0.5 未満となると、化合物層は
複合化し、ピッチングも多数発生する。また、処理温度
が550 ℃未満となると、硬化深さが十分でなく評価完了
までに破損し、評価不能となる。以上のように、本発明
の条件を外れると目標とする特性を得ることができな
い。
度が満足するものは、化合物層がε単層になり、ポーラ
ス層が10μm を超える条件を除いてピッチングも発生は
していない。ガス組成が0.5 未満となると、化合物層は
複合化し、ピッチングも多数発生する。また、処理温度
が550 ℃未満となると、硬化深さが十分でなく評価完了
までに破損し、評価不能となる。以上のように、本発明
の条件を外れると目標とする特性を得ることができな
い。
【００４４】
【表３】
【００４５】実施例３
本例は、ポーラス層の影響を見る。実施例２で処理条件
が規格内でポーラス層が10μm を超える歯車について、
ショットピーニングにてポーラス層厚さを10μm 以下に
調整した歯車で、実施例２と同様に歯車疲労試験をおこ
ない、評価を行った。表５に測定結果を示す。ポーラス
層を10μm 以下に調整した歯車のピッチングは皆無とな
り、耐ピッチング性のさらなる向上が図れている。
が規格内でポーラス層が10μm を超える歯車について、
ショットピーニングにてポーラス層厚さを10μm 以下に
調整した歯車で、実施例２と同様に歯車疲労試験をおこ
ない、評価を行った。表５に測定結果を示す。ポーラス
層を10μm 以下に調整した歯車のピッチングは皆無とな
り、耐ピッチング性のさらなる向上が図れている。
【００４６】
【表４】
【００４７】
【表５】
【００４８】
【発明の効果】本発明は高強度が要求される歯車を製造
するに際し、熱処理条件の調整・ポーラス層の厚さ調整
をおこなうことにより、軟窒化鋼として従来鋼にない優
れたピッチング特性を保有することで、歯車の高強度化
・軽量化が可能となるものである。
するに際し、熱処理条件の調整・ポーラス層の厚さ調整
をおこなうことにより、軟窒化鋼として従来鋼にない優
れたピッチング特性を保有することで、歯車の高強度化
・軽量化が可能となるものである。
【図１】最表面層の金属組織の模式的説明図である。
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 昭58−71357（ＪＰ，Ａ)
特開 昭58−71358（ＪＰ，Ａ)
特開 昭58−130255（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−364（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−148612（ＪＰ，Ａ)
特開 昭63−216950（ＪＰ，Ａ)
特開 昭59−16950（ＪＰ，Ａ)
特開 昭58−71359（ＪＰ，Ａ)
特開 昭55−6456（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−65594（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−25797（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C23C 8/26,8/32
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.15〜0.50％、 Si：0.08〜1.20％、 Mn：0.
60〜1.30％、 Cr：0.70〜1.50％、 Mo：０〜0.50％、 Al：0.02
〜0.10％、 Ｎ：0.006 〜0.020 ％、Ｖ：0.05〜0.20％、 残部Feおよび不可避的不純物の組成を有する鋼からなる
歯車であって、軟窒化処理後の化合物層がε層からな
り、ポーラス層厚さが10μm 以下であることを特徴とす
る、耐ピッチング性に優れる高強度軟窒化歯車。 - 【請求項２】 前記組成が、重量％で、さらにＳ： 0.0
05〜0.060 ％、Pb：0.02〜0.20％、およびCa：0.0050〜
0.010 ％から成る群から選んだ１種または２種以上を含
有する、請求項１記載の高強度軟窒化歯車。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30927294A JP3430685B2 (ja) | 1994-12-13 | 1994-12-13 | 耐ピッチング性軟窒化歯車 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30927294A JP3430685B2 (ja) | 1994-12-13 | 1994-12-13 | 耐ピッチング性軟窒化歯車 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08165556A JPH08165556A (ja) | 1996-06-25 |
| JP3430685B2 true JP3430685B2 (ja) | 2003-07-28 |
Family
ID=17991002
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30927294A Expired - Lifetime JP3430685B2 (ja) | 1994-12-13 | 1994-12-13 | 耐ピッチング性軟窒化歯車 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3430685B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006131922A (ja) * | 2004-11-02 | 2006-05-25 | Mazda Motor Corp | 鋼製歯車の製造方法 |
| CN107406959B (zh) * | 2015-03-25 | 2020-02-04 | 日本制铁株式会社 | 耐磨性和耐点蚀性优异的氮化处理部件和软氮化处理部件以及氮化处理方法、软氮化处理方法 |
| US10272960B2 (en) | 2015-11-05 | 2019-04-30 | Caterpillar Inc. | Nitrided track pin for track chain assembly of machine |
| CN109790591A (zh) * | 2016-10-13 | 2019-05-21 | 卡特彼勒公司 | 一种用于机器履带链组件的氮化履带销 |
-
1994
- 1994-12-13 JP JP30927294A patent/JP3430685B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08165556A (ja) | 1996-06-25 |
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