JP3967503B2 - High strength gear - Google Patents

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【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、車両や産業機械等の各種機械構造物の機械要素のうち歯車として利用される、歯面及び歯元の疲労強度に優れた高強度歯車に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車のトランスミッション用歯車の寿命が尽きる原因は、大別して、歯元の曲げ疲労破壊と歯面の損傷破壊（ピッチング）とに分けられる。そして、歯元の曲げ疲労破壊は、歯元に高荷重がかかる傾向にある低速回転歯車に発生し易く、一方、歯面の損傷破壊は、歯面にすべりを伴う高面圧がかかる傾向にある高速回転歯車に発生し易い。このため、低速回転歯車の寿命を延ばすためには、歯元の耐曲げ疲労性を高めることが重要であり、一方、高速回転歯車の寿命を延ばすためには、歯面の耐ピッチング性を高めることが重要である。
【０００３】
ここに、歯元の耐曲げ疲労性を高めるためには、歯元の表面硬度を高めることが有効であることが知られている。一方、歯面の損傷破壊は、すべり摩擦や高面圧により発生する熱により歯面の表面が軟化して強度が低下することに主に起因しており、したがって歯面の耐ピッチング性を高めるためには、歯面の表面硬度を高めるとともに歯面表面の軟化抵抗を高めることが有効であることが知られている。
【０００４】
そこで、従来より、低速回転用の歯車に対しては、高強度浸炭用鋼を素材として用いたり、あるいは歯車の表面にショットピーニング処理を施したりすること等により、歯元の表面硬度を高めて歯元の耐曲げ疲労性を向上させることが行われている。一方、高速回転用の歯車に対しては、浸炭浸窒処理や高炭素浸炭処理を施すこと等により、歯面の表面硬度や歯面表面の軟化抵抗を高めて歯面の耐ピッチング性を向上させることが行われている。
【０００５】
ところで、近年、トランスミッションの小型軽量化や部品一体化による低コスト化等のニーズに伴い、歯車は、そのいくつかがシャフト部品と一体化した形状として供されるようになってきている。例えば、低速回転歯車及び高速回転歯車の双方を含むシャフト部品が一体品として形成されるようになってきている。この場合、かかる一体シャフト部品には、歯元の耐曲げ疲労性及び歯面の耐ピッチング性の双方の性能を兼ね備えることが求められる。
【０００６】
ところが、歯元の耐曲げ疲労性及び歯面の耐ピッチング性をともに大幅に向上させることは、困難であることが明らかとなった。
【０００７】
すなわち、歯面の耐ピッチング性を向上させるべく、浸炭浸窒処理を施す場合、表面への浸炭量や浸窒量を増加させれば、その分表面硬度や表面の軟化抵抗を高めて耐ピッチング性を向上させることができる。しかしながら、浸炭量を過度に増加させると、基地のマルテンサイトよりも硬度の低い残留オーステナイトが多量に発生し、また浸窒量を過度に増加させると、材質によっては粒界に粗大な窒化物が優先析出する。そして、上記残留オーステナイトの多量な発生や粗大な窒化物の析出は、特に歯元の耐曲げ疲労性を大幅に低下させる原因となることが明らかとなった。
【０００８】
なお、浸炭浸窒処理を施して耐ピッチング性を向上させた表面に、圧縮残留応力により表面硬度を高めて耐曲げ疲労性を高めるべくショットピーニング処理をすることは、多量な残留オーステナイトや粗大な窒化物が存在する内部に亀裂が発生し易くなり、歯車自体の強度低下に繋がることから、好ましい対策とは言えない。
【０００９】
また、高強度浸炭用鋼の採用により耐曲げ疲労性の向上を狙うことは、高価な合金元素の多量添加によってコスト高になるという問題がある。
【００１０】
さらに、歯面の耐ピッチング性を向上させるべく、高炭素浸炭処理を施す場合は特殊な設備が必要となり、また炉内雰囲気を高炭素濃度に安定的に管理する上での技術的課題も多いといった問題がある。
【００１１】
一方、特開平７−５４０５０号公報には、歯車の歯元の耐曲げ疲労性と歯面の耐ピッチング性の両特性を改善する技術が開示されている。この技術では、浸炭浸窒処理で炭素、窒素原子を歯車の表面に侵入させて、表面炭素濃度及び表面窒素濃度を所定の範囲（表面炭素濃度：０．７重量％以上、表面窒素濃度：０．２重量％以上、（表面炭素濃度＋表面窒素濃度）：１．３重量以下）とし、その後、炭素、窒素原子の内部への拡散処理により、内部の残留オーステナイト量を増大させる一方、最表面の炭素及び窒素濃度を比較的低く調整して最表面付近（表面から４０μｍ深さまで）の残留オーステナイト量を４０体積％以下とする。そして、所定のショットピーニング処理を施して、加工誘起変態により最表面付近の残留オーステナイト量を１５体積％以下に減少させるとともに、１００〜４００μｍ深さにおいては２０〜４０体積％の残留オーステナイトが残った状態とする。その後、さらに相手歯車と接触する部分に相当する歯面だけを表面から４０〜３００μｍ深さまでの範囲で研削等で除去して、その歯面の表面から１００μｍ深さまでの残留オーステナイト量を１５〜４０体積％に調整する。こうして、歯元の表面から４０μｍ深さまでの残留オーステナイト量を１５体積％以下とする一方、歯面の表面から１００μｍ深さまでの残留オーステナイト量を１５〜４０体積％として、歯元部と歯面部とで異なる残留オーステナイト分布としている。
【００１２】
したがって、上記公報に開示された技術によれば、歯元の最表面付近における残留オーステナイト量を１５体積％以下とすることで、基地組織よりも軟質な残留オーステナイトに歪みが集中して亀裂の発生が促進されることを抑えて、歯元の耐曲げ疲労性を向上させることができ、一方相手歯車と接触する歯面の表面から１００μｍ深さまでの残留オーステナイト量を１５〜４０体積％に調整することで、十分な残留オーステナイト量を確保して耐ピッチング性を向上させることができる。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記公報の技術では、歯元の耐曲げ疲労性を向上させるべく、浸炭浸窒処理及び拡散処理を順次施した後にショットピーニング処理を施すことから、上述したように基地のマルテンサイトに比べて硬度の低い残留オーステナイトから微小な亀裂を発生させることとなり、かえって耐ピッチング性を低下させてしまう結果となる。
【００１４】
また、上記公報の技術は、残留オーステナイト分布を歯元と歯面とで異ならせることにより、歯元の耐曲げ疲労性及び歯面の耐ピッチング性の両特性を両立させようとするものであるため、歯面研削により歯面における残留オーステナイト分布を調整するという工程を必要とし、製造工程の複雑化を招来する。
【００１５】
本発明は上記実情に鑑みてなされたものであり、ショットピーニングを施したり、あるいは歯面を研削したりすることなく、歯面の耐ピッチング性及び歯元の耐曲げ疲労性を共に向上せしめた高強度歯車を提供することを解決すべき技術課題とするものである。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
（１）請求項１記載の高強度歯車は、鋼材から得られた歯車成形体に対して浸炭浸窒処理を施した後に焼入れ処理を施してなり、表面から深さ５０μｍまでの炭素濃度が０．５〜１．０重量％、表面から深さ５０μｍまでの窒素濃度が０．１〜０．３重量％で、かつ、表面から深さ５０μｍまでの残留オーステナイト量が４０体積％以下であり、前記鋼材は、重量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．６０超過〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．３０〜１．００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、回転曲げ疲労強度に優れたことを特徴とするものである。
【００１７】
（２）請求項２記載の高強度歯車は、請求項１記載の高強度歯車において、表面から深さ５０μｍまでの残留オーステナイト量が１５体積％を超えていることを特徴とするものである。
【００１８】
（３）請求項３記載の高強度歯車は、請求項１又は２記載の高強度歯車において、ショットピーニングによる圧縮残留応力分布が存在しないことを特徴とするものである。
【００１９】
（４）請求項４記載の高強度歯車は、請求項１乃至３記載の高強度歯車において、前記鋼材は、重量％で、Ｖ：０．０５〜０．４０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％のうちの１種以上をさらに含有することを特徴とするものである。
【００２０】
（５）請求項５記載の高強度歯車は、請求項１乃至４記載の高強度歯車において、前記鋼材は、重量％で、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００％、Ｔｅ：０．００１０〜０．０１００％のうちの１種以上をさらに含有することを特徴とするものである。
【００２２】
【発明の実施の形態】
本発明の高強度歯車は、鋼材を素材として、塑性加工や切削加工等を行うことにより歯車成形体とし、この歯車成形体に対して浸炭浸窒処理を施した後に焼入れ処理を施し、必要に応じて焼き戻し処理を施すことにより、製造することができる。すなわち、本発明の高強度歯車は、浸炭浸窒処理を施した後に、ショットピーニングを施したり、あるいは歯面を研削したりすることがない。
【００２３】
上記鋼材としては、後述するように、歯元の耐曲げ疲労性及び歯面の耐ピッチング性の両特性の両立や、素材の加工性（被削性等）の向上等を効果的に図る観点より、特定の成分組成を有する鋼材を用いる。
【００２４】
上記浸炭浸窒処理及び焼入れ処理に際しては、特に格別な手法を採用せねばならないことはなく、このような熱処理を施すことによって、表面から深さ５０μｍまでの炭素濃度が０．５〜１．０重量％、表面から深さ５０μｍまでの窒素濃度が０．１〜０．３重量％で、かつ、表面から深さ５０μｍまでの残留オーステナイト量が４０体積％以下となるようにすればよい。
【００２５】
ここに、表面から深さ５０μｍまでにおける炭素濃度、窒素濃度及び残留オーステナイト量の限定理由を以下に示す。
【００２６】
炭素は、焼入れ後の硬さを決定する重要な元素である。表面硬化層における炭素の含有量が過少であると、十分な表面硬さが得られないために、歯面の耐ピッチング性及び歯元の耐曲げ疲労性を共に低下させてしまう。よって、表面から深さ５０μｍまでの炭素濃度の下限を０．５重量％とした。しかし、表面付近における炭素の含有量が過多になると、歯元の耐曲げ疲労性に悪影響を及ぼす残留オーステナイトが多量に生成されるため、表面から深さ５０μｍまでの炭素濃度の上限を１．０重量％とした。
【００２７】
窒素は、ピッチング発生の原因となる歯面のすべり摩擦による軟化を抑制する効果と、歯元の曲げ疲労亀裂の原因となる不完全焼入れ組織を低減する効果とを兼ね備えた元素である。表面付近における窒素の含有量が過少であると、上記効果が十分に得られないために、歯面の耐ピッチング性及び歯元の耐曲げ疲労性が共に十分に向上しない。よって、表面から深さ５０μｍまでの窒素濃度の下限を０．１重量％とした。しかし、表面付近における窒素の含有量が過多になると、粒界に粗大な窒化物（クロム窒化物等）が析出してしまい、特に、歯元の耐曲げ疲労性を低下させるため、表面から深さ５０μｍまでの窒素濃度の上限を０．３重量％とした。
【００２８】
残留オーステナイトは、基地のマルテンサイトに比べて硬度が低いため、歯元の曲げ疲労亀裂の発生起点になりやすい。しかし、その量が４０体積％以下であれば悪影響を及ぼさないことを見出したため、表面から深さ５０μｍまでの残留オーステナイト量の上限を４０体積％とした。一方、表面付近における残留オーステナイト量が過少であると、転動中に生じる残留オーステナイトの加工誘起マルテンサイト量が少なくなり、表面硬さの向上効果が小さくなるため、表面から深さ５０μｍまでの残留オーステナイト量は１５体積％超過とすることが好ましい。
【００２９】
また、本発明の高強度歯車では、上述したように、歯元の耐曲げ疲労性及び歯面の耐ピッチング性の両特性の両立等をより効果的に図る観点より、特定の成分組成を有する鋼材を用いる。
【００３０】
すなわち、本発明の高強度歯車で用いる鋼材は、重量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．６０超過〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．３０〜１．００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるものである。
【００３１】
各成分の限定理由は以下のとおりである。
【００３２】
Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは歯車の芯部硬さを確保するのに有効な元素であり、かかる効果を得るためにＣの含有量の下限を０．１０％とすることが好ましい。一方、Ｃの含有量が多ければそれだけ芯部硬さを向上させることができるが、多すぎると素材の硬さが高くなって加工性を低下させるため、Ｃの含有量の上限を０．３０％とすることが好ましい。
【００３３】
Ｓｉ：０．０１〜０．１０％
Ｓｉは溶製時に脱酸剤及び脱硫剤として作用する。しかし、Ｓｉの含有量が過多になると、浸炭時のオーステナイト粒界に多くの粒界酸化が生成するようになる。この粒界酸化の生成は、それが切り欠き効果となって表面硬度を低下させるため、歯元の耐曲げ疲労性及び歯面の耐ピッチング性の両特性の低下要因となる。このため、Ｓｉの含有量の上限は０．１０％とすることが好ましい。Ｓｉ量は少ないほど好ましいが、０．０１％未満まで低減させようとすると逆にコスト高となるため、Ｓｉの含有量の下限は０．０１％とすることが好ましい。
【００３４】
Ｍｎ：０．６０超過〜１．５０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様、溶製時に脱酸剤及び脱硫剤として作用するとともに、安価に鋼の焼入れ性を確保できる元素である。かかる効果を得るためにＭｎの含有量は０．６０％超過とすることが好ましい。一方、Ｍｎの含有量が過多になると、Ｓｉと同様、粒界酸化の生成により歯元の耐曲げ疲労性及び歯面の耐ピッチング性の両特性を低下させるとともに、素材の加工性を低下させるため、Ｍｎの含有量の上限は１．５０％とすることが好ましい。
【００３５】
Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、
Ｃｒは鋼の焼入れ性の向上に寄与するとともに、ピッチングのようなすべりを伴う接触での発熱に対する軟化抵抗を向上させる元素である。かかる効果を得るためにＣｒの含有量の下限は０．３０％とすることが好ましい。一方、Ｃｒの含有量が過多になると、素材の加工性を低下させるため、Ｃｒの含有量の上限は１．５０％とすることが好ましい。
【００３６】
Ｍｏ：０．３０〜１．００％
Ｍｏは耐ピッチング性を向上させる元素であり、かかる効果を得るためにＭｏの含有量の下限は０．３０％とすることが好ましい。一方、Ｍｏの含有量が過多になると、素材の加工性を低下させるため、Ｍｏの含有量の上限は１．００％とすることが好ましい。
【００３７】
また、本発明の高強度歯車で用いる鋼材は、重量％で、Ｖ：０．０５〜０．４０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％のうちの１種以上をさらに含有することが好ましい。
【００３８】
Ｖ、Ｎｂはいずれも微細な炭窒化物を形成し、浸炭浸窒処理時の結晶粒微細化に寄与する。したがって、必要に応じてこれらの１種以上を添加することによって結晶粒を微細化することも望ましい。かかる効果を得るためには、Ｖの含有量の下限は０．０５％とし、Ｎｂの含有量の下限は０．０１％とすることが好ましい。一方、多すぎるとその効果が飽和するとともに、素材の加工性を低下させるため、Ｖの含有量の上限は０．４０％と、Ｎｂの含有量の上限は０．１０％とすることが好ましい。
【００３９】
さらに、本発明の高強度歯車で用いる鋼材は、重量％で、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００％、Ｔｅ：０．００１０〜０．０１００％のうちの１種以上をさらに含有することが好ましい。
【００４０】
前述の通り、Ｓｉ量の低減により粒界酸化を低減させることや、浸炭浸窒処理による窒素の侵入により表面の焼入れ性を向上させて表面の不完全焼入れ組織を低減させることによって、耐ピッチング性を向上させることができる。ところが、耐ピッチング特性に対しては、鋼中に存在する介在物もピッチング発生の起点となっており、特に歯車の製品に至るまでの加工で延伸されたＭｎＳがピッチング発生の起点となっていることが本発明者等により明らかとなった。すなわち、ＭｎＳの延伸を抑制すれば、耐ピッチング性を効果的に向上させうることが明らかとなった。
【００４１】
Ｃａ、ＴｅはＭｎＳを（Ｍｎ、Ｃａ）Ｓ又は（Ｍｎ、Ｔｅ）Ｓ、（Ｍｎ、Ｃａ、Ｔｅ）Ｓ等に制御し、鋼の熱間圧延や歯車製造での熱間鍛造工程での硫化物（ＭｎＳ）の延伸を抑制する。かかる効果を得るためにＣａ、Ｔｅのうちの１種以上を０．００１００％以上添加することが好ましい。一方、Ｃａ、Ｔｅの含有量が過多になると、その効果が飽和するとともに、素材の加工性を低下させるため、Ｃａ、Ｔｅの含有量の上限は０．０１００％とすることが好ましい。
【００４２】
なお、本発明の高強度歯車は、製造上、快削性が要求される場合は、Ｓを０．０３％以下含有させることができる。
【００４３】
したがって、本発明の高強度歯車では、表面から深さ５０μｍまでの範囲に適正量の炭素及び窒素を含むので、表面硬度及び表面の軟化抵抗が高いものとなる。よって、歯面の耐ピッチング性の向上を効果的に図ることができる。また、表面から深さ５０μｍまでの残留オーステナイト量が所定値以下に抑えられ、かつ、表面における粗大な窒化物の析出も抑えられるため、歯元の耐曲げ疲労性の向上も効果的に図ることができる。
【００４４】
また、前述の通り、浸炭浸窒処理を施した表面にショットピーニング処理を施すと、硬度の低い残留オーステナイトから亀裂が発生して耐ピッチング性の低下に繋がるが、ショットピーニング処理を施すことなく製造される本発明の高強度歯車は、ショットピーニングによる圧縮残留応力分布が存在しないものとなり、ショットピーニング処理による耐ピッチング性の低下のおそれもない。また、本発明の高強度歯車は、歯面研削等により歯面における残留オーステナイト分布を調整するという工程を必要としないので、その分製造工程も簡略化させることができる。
【００４５】
よって、本発明の高強度歯車によれば、高強度浸炭用鋼を採用したり、あるいはショットピーニングを施したりすることなく、歯面の耐ピッチング性及び歯元の耐曲げ疲労性を共に効果的に向上させることが可能となる。
【００４６】
また、本発明の高強度歯車において、上記したような特定の組成成分の鋼材を用いているので、歯元の耐曲げ疲労性及び歯面の耐ピッチング性の両特性の両立等をより効果的に図ることができる。
【００４７】
【実施例】
［第１参考例］
（参考例１）
表１に示す化学成分を有する鋼（ＳＣｒ４２０Ｈ）を溶製した後、造塊し、熱間圧延加工により、素材を作成した。そして、焼きならし処理を施した後に、図１に示すローラピッチング試験片１及び図２に示す小野式回転曲げ疲労試験片２をそれぞれ作製した。なお、ローラピッチング試験片１は、全長：Ｌ1 ＝１３０ｍｍ、中央部の大径部１ａの直径：Ｄ1 ＝２６ｍｍ、大径部１ａの長さ：Ｌ2 ＝２８ｍｍ、両端部の小径部１ｂ、１ｂの直径：Ｄ2 ＝２４ｍｍの断面円形の棒状部材である。また、回転曲げ疲労試験片２は、全長：Ｌ3 ＝１１０ｍｍ、中央部の小径部２ａの直径：Ｄ3 ＝１０ｍｍ、小径部２ａの長さ：Ｌ4 ＝４０ｍｍ、両端部の大径部２ｂ、２ｂの直径：Ｄ4 ＝１２ｍｍの断面円形の棒状部材で、小径部２ａの中心部にＲ１ｍｍのノッチ２ｃを有するものである。
【００４８】
【表１】

Figure 0003967503
【００４９】
次に、上記ローラピッチング試験片１及び回転曲げ疲労試験片２に、図３に示すような条件の浸炭浸窒処理及び焼入れ処理を施した。
【００５０】
すなわち、まず処理材を９５０℃に加熱して浸炭及び拡散処理した。このとき、浸炭時の炭素ポテンシャル（Ｃ．Ｐ．）値は０．８％、処理時間は４０分であり、拡散時のＣ．Ｐ．値は０．７％、処理時間は４０分である。
【００５１】
浸炭処理を終えた処理材を、８５０℃の下で浸窒処理した。浸窒処理時間は４５分であり、浸窒時のＣ．Ｐ．値は０．６０％、アンモニア濃度は１．０体積％である。
【００５２】
こうして浸炭浸窒処理を終えた処理材を１３０℃の油中で冷却することにより焼入れ処理を施した。
【００５３】
最後に、処理材を１６０℃に加熱し、この温度で６０分間保持して焼戻し処理を施した。
【００５４】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表２に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．６３重量％、窒素濃度が０．２３重量％で、かつ、残留オーステナイト（γ）量が２５体積％である表面硬化層となっていた。
【００５５】
なお、炭素濃度及び窒素濃度は、表面から５０μｍ深さまでの切粉を採取し、化学分析によって求めたものである。
【００５６】
また、残留オーステナイト量は、微小部Ｘ線応力測定装置を用いたＸ線回折法により求めたものである。測定条件は、Ｃｒ管球を用いて４０ｋＶ、３０ｍｍＡ、コリメーターを２ｍｍ角とした。なお、表面から深さ方向の測定は２ｍｍ角の面積を電解研磨により研磨し、それ以外の部分を被覆して測定領域以外の回折波の遮断処理を施した。また、残留オーステナイトの定量測定は、フェライトの（２１１）面とオーステナイトの（２２０）面のピークを測定し、それぞれのピークの面積比から残留オーステナイト量を測定することにより行った。
【００５７】
（参考例２）
浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．０％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．９％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．８％、アンモニア濃度を０．５体積％とすること以外は上記参考例１と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【００５８】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表２に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．７５重量％、窒素濃度が０．１２重量％で、かつ、残留オーステナイト量が１９体積％である表面硬化層となっていた。
【００５９】
（参考例３）
浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．０％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．９％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．８％、アンモニア濃度を１．０体積％とすること以外は上記参考例１と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【００６０】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表２に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．７８重量％、窒素濃度が０．２１重量％で、かつ、残留オーステナイト量が２７体積％である表面硬化層となっていた。
【００６１】
（参考例４）
浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．０％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．９％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．８％、アンモニア濃度を２．０体積％とすること以外は上記参考例１と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【００６２】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表２に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．７６重量％、窒素濃度が０．３０重量％で、かつ、残留オーステナイト量が３５体積％である表面硬化層となっていた。
【００６３】
（参考例５）
浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．１％、拡散時のＣ．Ｐ．値を１．０％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．９％、アンモニア濃度を１．０体積％とすること以外は上記参考例１と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【００６４】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表２に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．９２重量％、窒素濃度が０．１９重量％で、かつ、残留オーステナイト量が３２体積％である表面硬化層となっていた。
【００６５】
（比較例１）
浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を０．６％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．５％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．４％、アンモニア濃度を０．５体積％とすること以外は上記参考例１と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【００６６】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表２に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．４５重量％、窒素濃度が０．１２重量％で、かつ、残留オーステナイト量が１２体積％である表面硬化層となっていた。
【００６７】
（比較例２）
浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．０％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．９％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．８％、アンモニア濃度を０体積％とすること以外は上記参考例１と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【００６８】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表２に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．７４重量％、窒素濃度が０重量％で、かつ、残留オーステナイト量が１２体積％である表面硬化層となっていた。
【００６９】
（比較例３）
浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．０％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．９％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．８％、アンモニア濃度を１．０体積％、焼入れ時の油温を１８０℃とすること以外は上記参考例１と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【００７０】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表２に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．７５重量％、窒素濃度が０．１５重量％で、かつ、残留オーステナイト量が４８体積％である表面硬化層となっていた。
【００７１】
（比較例４）
浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．０％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．９％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．８％、アンモニア濃度を３．０体積％とすること以外は上記参考例１と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【００７２】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表２に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．７６重量％、窒素濃度が０．４０重量％で、かつ、残留オーステナイト量が３６体積％である表面硬化層となっていた。
【００７３】
（比較例５）
浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．８％、拡散時のＣ．Ｐ．値を１．６％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を１．５％、アンモニア濃度を１．０体積％とすること以外は上記参考例１と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【００７４】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表２に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が１．５３重量％、窒素濃度が０．２３重量％で、かつ、残留オーステナイト量が５９体積％である表面硬化層となっていた。
【００７５】
（比較例６）
上記参考例４で得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２に、アークハイト０．８ｍｍＡのショットピーニング処理を施した。
【００７６】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表２に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．７６重量％、窒素濃度が０．３０重量％で、かつ、残留オーステナイト量が１２体積％である表面硬化層となっていた。
【００７７】
（評価試験）
上記参考例１〜５及び比較例１〜５で得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ疲労試験片２を用いて、耐ピッチング性及び耐曲げ疲労性を評価した。
【００７８】
耐ピッチング性は、ローラピッチング試験により評価した。これは、図４に示すように、径１３０ｍｍ、厚さ１８ｍｍの相手材ローラ３をローラピッチング試験片１の大径部１ａに押し付けて回転させ、大径部１ａの表面にピッチングが発生するまでの回転数を調べることにより行った。なお、相手材ローラ３の材質、浸炭浸窒処理等は、ローラピッチング試験片１と同じとした。また、ローラピッチング試験条件は、以下のとおりである。
【００７９】
接触面圧：３５００ＭＰａ
回転数 ：１０００ｒｐｍ
すべり率：−４０％
潤滑油 ：オートマチックトランスミッション用オイル（８０℃）
また、耐曲げ疲労性は、小野式回転曲げ疲労試験により評価した。これは、ＪＩＳ Ｚ２２７４に準じた方法でＳ−Ｎ線図を作成し、そのＳ−Ｎ線図の振幅応力５００ＭＰａにおける破断寿命で耐疲労性を評価した。
【００８０】
ローラピッチング試験及び小野式回転曲げ疲労試験の結果を図５及び図６、並びに表２に示す。
【００８１】
【表２】
Figure 0003967503
【００８２】
これらの結果から明らかなように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．５〜１．０重量％、窒素濃度が０．１〜０．３重量％で、かつ、残留オーステナイト量が４０体積％以下である本参考例１〜５については、いずれもローラピッチング発生寿命が１．８×１０6 回以上、回転曲げ疲れ寿命が３．５×１０6 回以上であり、耐ピッチング性及び耐曲げ疲労性が共に大幅に向上していることが認められた。
【００８３】
一方、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度、窒素濃度及び残留オーステナイト量のうちのいずれか一つ以上が本発明の範囲から外れている比較例１〜５については、いずれも回転曲げ疲れ寿命が１．０×１０5 回以下であり、耐曲げ疲労性が本参考例のものと比べて極端に劣っていた。
【００８４】
また、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が過少である比較例１及び窒素濃度が０重量％である比較例２については、いずれもローラピッチング発生寿命が５．０×１０4 以下であり、耐ピッチング性が本参考例のものと比べて極端に劣っていた。
【００８５】
さらに、図５及び図６から明らかなように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、窒素濃度が高くなればそれに応じて耐ピッチング性及び耐曲げ疲労性は向上する傾向にあるが、窒素濃度が０．３重量％を超えると耐曲げ疲労性が極端に低下することがわかる。
【００８６】
また、ショットピーニング処理を施した比較例６については、ショットピーニング処理の追加により、残留オーステナイトが加工誘起変態によりマルテンサイト化することで残留オーステナイト量が減少し、回転曲げ疲れ寿命（耐曲げ疲労性）は向上する反面、ピッチング発生寿命（耐ピッチング性）は大幅に低下した。この原因を調査した結果、ショットピーニング処理を追加した疲労試験前の試験片には、内部に微小亀裂が発生していることがわかった。この亀裂はショットピーニング処理前には認められず、基地組織のマルテンサイトに比べて硬度の低い残留オーステナイトから発生していることがわかった。この微小亀裂がピッチングの発生起点となり、ピッチング発生寿命を低下させたものと考えられる。よって、歯面の耐ピッチング性を低下させないためにも、浸炭浸窒処理後は、ショットピーニング処理を実施しないことが望ましい。
【００８７】
［第２参考例］
前記表１に示す化学成分の鋼材（ＳＣｒ４２０Ｈ）を素材として、低速回転用歯車と高速回転用歯車とが一体に設けられたマニュアルトランスミッション用の歯車成形体を成形した。そして、前記参考例３と同様の条件で、浸炭浸窒処理、焼入れ処理及び焼戻し処理を施して、マニュアルトランスミッション用歯車を製造した。
【００８８】
なお、このマニュアルトランスミッション用歯車の形状及び仕様は、以下のとおりである。
【００８９】
種類 ：はすば歯車
歯数 ：２９
モジュール：２．０３
圧力角 ：１８°
ねじれ角 ：２７°
得られた歯車は、表面から深さ５０μｍまでの表面硬化層における炭素濃度、窒素濃度及び残留オーステナイト量が前記表２に示す参考例３の表面硬化層特性と同等の値を示した。したがって、この歯車は、前記参考例３と同様、耐ピッチング性及び耐曲げ疲労性が共に大幅に向上するものと考えられる。
【００９０】
［第１実施例］
表３に示す化学成分を有する鋼Ａ〜Ｍ（ＭはＪＩＳ ＳＣＭ４２０相当の鋼）を準備し、前記第１参考例と同様に、ローラピッチング試験片１及び小野式回転曲げ疲労試験片２をそれぞれ作製した。
【００９１】
【表３】
Figure 0003967503
【００９２】
（実施例６）
表３の鋼Ａを用いた上記ローラピッチング試験片１及び回転曲げ疲労試験片２に、前記第１参考例と同様に、浸炭浸窒処理、焼入れ処理及び焼戻し処理を施した。
【００９３】
この際、浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．０％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．９％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．８％、アンモニア濃度を１．０体積％とした。
【００９４】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．８１重量％、窒素濃度が０．２２重量％で、かつ、残留オーステナイト量が２５体積％である表面硬化層となっていた。
【００９５】
（実施例７）
表３の鋼Ｂを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を０．９％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．８％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．７％、アンモニア濃度を２．０体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【００９６】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．６５重量％、窒素濃度が０．２８重量％で、かつ、残留オーステナイト量が１８体積％である表面硬化層となっていた。
【００９７】
（実施例８）
表３の鋼Ｃを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．１％、拡散時のＣ．Ｐ．値を１．０％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．９％、アンモニア濃度を０．５体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【００９８】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．９５重量％、窒素濃度が０．１１重量％で、かつ、残留オーステナイト量が２６体積％である表面硬化層となっていた。
【００９９】
（実施例９）
表３の鋼Ｄを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．０％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．９％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．８％、アンモニア濃度を１．０体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【０１００】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．８２重量％、窒素濃度が０．２１重量％で、かつ、残留オーステナイト量が２６体積％である表面硬化層となっていた。
【０１０１】
（実施例１０）
表３の鋼Ｅを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を０．９％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．８％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．７％、アンモニア濃度を２．０体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【０１０２】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．６６重量％、窒素濃度が０．２７重量％で、かつ、残留オーステナイト量が１９体積％である表面硬化層となっていた。
【０１０３】
（実施例１１）
表３の鋼Ｆを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．１％、拡散時のＣ．Ｐ．値を１．０％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．９％、アンモニア濃度を０．５体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【０１０４】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．９４重量％、窒素濃度が０．１２重量％で、かつ、残留オーステナイト量が２５体積％である表面硬化層となっていた。
【０１０５】
（実施例１２）
表３の鋼Ｇを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．０％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．９％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．８％、アンモニア濃度を１．０体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【０１０６】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．８２重量％、窒素濃度が０．２２重量％で、かつ、残留オーステナイト量が２６体積％である表面硬化層となっていた。
【０１０７】
（実施例１３）
表３の鋼Ｈを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を０．９％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．８％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．７％、アンモニア濃度を１．０体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【０１０８】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．６５重量％、窒素濃度が０．２９重量％で、かつ、残留オーステナイト量が２０体積％である表面硬化層となっていた。
【０１０９】
（実施例１４）
表３の鋼Ｉを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．１％、拡散時のＣ．Ｐ．値を１．０％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．９％、アンモニア濃度を０．５体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【０１１０】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．９６重量％、窒素濃度が０．１２重量％で、かつ、残留オーステナイト量が２７体積％である表面硬化層となっていた。
【０１１１】
（実施例１５）
表３の鋼Ｊを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．０％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．９％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．８％、アンモニア濃度を１．０体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【０１１２】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．８１重量％、窒素濃度が０．２３重量％で、かつ、残留オーステナイト量が２６体積％である表面硬化層となっていた。
【０１１３】
（実施例１６）
表３の鋼Ｋを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を０．９％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．８％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．７％、アンモニア濃度を２．０体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【０１１４】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．６５重量％、窒素濃度が０．２７重量％で、かつ、残留オーステナイト量が２０体積％である表面硬化層となっていた。
【０１１５】
（実施例１７）
表３の鋼Ｌを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．１％、拡散時のＣ．Ｐ．値を１．０％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．９％、アンモニア濃度を０．５体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【０１１６】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．９４重量％、窒素濃度が０．１２重量％で、かつ、残留オーステナイト量が１９体積％である表面硬化層となっていた。
【０１１７】
（実施例１８）
浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を０．８％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．７％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．６％、アンモニア濃度を１．０体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【０１１８】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．５５重量％、窒素濃度が０．２２重量％で、かつ、残留オーステナイト量が１９体積％である表面硬化層となっていた。
【０１１９】
（参考例１９）
表３の鋼Ｍを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．０％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．９％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．８％、アンモニア濃度を１．０体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【０１２０】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．８２重量％、窒素濃度が０．２３重量％で、かつ、残留オーステナイト量が３３体積％である表面硬化層となっていた。
【０１２１】
（比較例７）
表３の鋼Ｄを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．１％、拡散時のＣ．Ｐ．値を１．１％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を１．０％、アンモニア濃度を２．０体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【０１２２】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が１．０５重量％、窒素濃度が０．２６重量％で、かつ、残留オーステナイト量が４６体積％である表面硬化層となっていた。
【０１２３】
（比較例８）
表３の鋼Ｇを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．０％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．９％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．８％、アンモニア濃度を３．０体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【０１２４】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．８０重量％、窒素濃度が０．４０重量％で、かつ、残留オーステナイト量が５２体積％である表面硬化層となっていた。
【０１２５】
（比較例９）
表３の鋼Ｊを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を０．９％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．８％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．８％、アンモニア濃度を０．３体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【０１２６】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．７８重量％、窒素濃度が０．０８重量％で、かつ、残留オーステナイト量が１９体積％である表面硬化層となっていた。
【０１２７】
（比較例１０）
表３の鋼Ｍを用いること、及び浸炭浸窒処理において、浸炭時のＣ．Ｐ．値を１．０％、拡散時のＣ．Ｐ．値を０．９％、浸窒時のＣ．Ｐ．値を０．８％、アンモニア濃度を０体積％とすること以外は上記実施例６と同様に、ローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２を得た。
【０１２８】
こうして得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ試験片２は、表４に示すように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．７９重量％、窒素濃度が０．０１重量％で、かつ、残留オーステナイト量が１８体積％である表面硬化層となっていた。
【０１２９】
（評価試験）
上記実施例６〜１８及び参考例１９並びに比較例７〜１０で得られたローラピッチング試験片１及び回転曲げ疲労試験片２を用いて、耐ピッチング性及び耐曲げ疲労性を評価した。
【０１３０】
耐ピッチング性は、前記第１参考例と同様のローラピッチング試験により評価した。そして、各条件にそれぞれ５本のローラピッチング試験片１を対象として試験を行った後、ワイブルプロットを行い、５０％破損確率寿命（Ｂ50寿命）を求めて耐ピッチング性を評価した。
【０１３１】
また、耐曲げ疲労性は、小野式回転曲げ疲労試験により評価した。これは、ＪＩＳ Ｚ２２７４に準じた方法でＳ−Ｎ線図を作成し、その疲れ強さ限度応力を測定するとともに、そのＳ−Ｎ線図の振幅応力５００ＭＰａにおける破断寿命で、耐疲労性を評価した。
【０１３２】
ローラピッチング試験及び小野式回転曲げ疲労試験の結果を表４に併せて示す。
【０１３３】
【表４】
Figure 0003967503
【０１３４】
これらの結果から明らかなように、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度が０．５〜１．０重量％、窒素濃度が０．１〜０．３重量％で、かつ、残留オーステナイト量が４０体積％以下である本実施例６〜１８及び参考例１９については、いずれもローラピッチングＢ50寿命及び回転曲げ疲労強度が高く、耐ピッチング性及び耐曲げ疲労性が共に大幅に向上していることが認められた。
【０１３５】
一方、表面から深さ５０μｍまでの範囲で、炭素濃度、窒素濃度及び残留オーステナイト量のうちのいずれか一つ以上が本発明の範囲から外れている比較例７〜１０については、いずれも耐曲げ疲労性が本実施例のものと比べて劣っていた。
【０１３６】
また、鋼種Ａを用いた本実施例６と、鋼種Ｄを用いた本実施例９とを比較するとわかるように、Ｖを特定量含有した鋼種Ｄを用いた本実施例９は耐曲げ疲労性が向上した。
【０１３７】
また、鋼種Ｂを用いた本実施例７と、鋼種Ｅを用いた本実施例１０とを比較するとわかるように、Ｎｂを特定量含有した鋼種Ｅを用いた本実施例１０は耐曲げ疲労性が向上した。
【０１３８】
また、鋼種Ｃを用いた本実施例８と、鋼種Ｆを用いた本実施例１１とを比較するとわかるように、Ｖ及びＮｂを特定量含有した鋼種Ｆを用いた本実施例１１は耐曲げ疲労性が大幅に向上した。
【０１３９】
また、鋼種Ａを用いた本実施例６と、鋼種Ｇを用いた本実施例１２とを比較するとわかるように、Ｃａを特定量含有した鋼種Ｇを用いた本実施例１２は耐ピッチング性が向上した。
【０１４０】
また、鋼種Ｂを用いた本実施例７と、鋼種Ｈを用いた本実施例１３とを比較するとわかるように、Ｔｅを特定量含有した鋼種Ｈを用いた本実施例１３は耐ピッチング性が向上した。
【０１４１】
また、鋼種Ｃを用いた本実施例８と、鋼種Ｉを用いた本実施例１４とを比較するとわかるように、Ｃａ及びＴｅを特定量含有した鋼種Ｉを用いた本実施例１４は耐ピッチング性が大幅に向上した。
【０１４２】
また、鋼種Ａを用いた本実施例６と、鋼種Ｊを用いた本実施例１５とを比較するとわかるように、Ｖ及びＣａを特定量含有した鋼種Ｊを用いた本実施例１５は耐ピッチング性及び耐曲げ疲労性が共に大幅に向上した。
【０１４３】
また、鋼種Ｂを用いた本実施例７と、鋼種Ｋを用いた本実施例１６とを比較するとわかるように、Ｎｂ及びＣａを特定量含有した鋼種Ｋを用いた本実施例１６は耐ピッチング性及び耐曲げ疲労性が共に大幅に向上した。
【０１４４】
また、鋼種Ｃを用いた本実施例８と、鋼種Ｌを用いた本実施例１７とを比較するとわかるように、Ｎｂ及びＣａを特定量含有した鋼種Ｌを用いた本実施例１７は耐ピッチング性及び耐曲げ疲労性が共に大幅に向上した。
【０１４５】
さらに、鋼種Ｍ（ＪＩＳ ＳＣＭ４２０相当）を用いた本参考例１９は、炭素量、窒素量及び残留オーステナイト量のいずれも本発明の範囲内にあるにもかかわらず、耐ピッチング性及び耐曲げ疲労性が他の実施例のものより若干劣るのは、鋼種ＭのＳｉ濃度が０．２５重量％と高いことから、粒界酸化が防止できなかったためと考えられる。
【０１４６】
【発明の効果】
以上詳述したように本発明の高強度歯車は、表面から深さ５０μｍまでの範囲において、適正量の炭素、窒素及び残留オーステナイトを含むので、歯面の耐ピッチング性及び歯元の耐曲げ疲労性が共に大幅に向上したものとなる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の第１参考例で採用したローラピッチング試験片の側面図である。
【図２】 本発明の第１参考例で採用した小野式回転曲げ疲労試験片の側面図である。
【図３】 本発明の第１参考例で採用した表面硬化熱処理（浸炭浸窒、焼入れ、焼戻し処理）のパターン例を示す説明図である。
【図４】 本発明の第１参考例で採用したローラピッチング試験方法を説明する斜視図である。
【図５】 本発明の第１参考例で採用したローラピッチング試験の結果を示す線図である。
【図６】 本発明の第１参考例で採用した小野式回転曲げ疲労試験の結果を示す線図である。
【符号の説明】
１…ローラピッチング試験片 ２…小野式回転曲げ疲労試験片[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-strength gear that is used as a gear among mechanical elements of various mechanical structures such as vehicles and industrial machines and has excellent tooth surface and tooth root fatigue strength.
[0002]
[Prior art]
The causes of the end of the life of automobile transmission gears can be broadly divided into the bending fatigue fracture of the tooth root and the damage fracture (pitching) of the tooth surface. And the bending fatigue failure of the tooth root is likely to occur in a low-speed rotating gear that tends to be subjected to a high load on the tooth root, while the damage failure of the tooth surface tends to be subjected to a high surface pressure with slippage on the tooth surface. It tends to occur in certain high-speed rotating gears. Therefore, in order to extend the life of the low-speed rotating gear, it is important to increase the bending fatigue resistance of the tooth root. On the other hand, in order to extend the life of the high-speed rotating gear, the pitting resistance of the tooth surface is increased. This is very important.
[0003]
Here, it is known that increasing the surface hardness of the tooth root is effective in increasing the bending fatigue resistance of the tooth root. On the other hand, damage and destruction of the tooth surface is mainly caused by the surface of the tooth surface being softened by heat generated by sliding friction and high surface pressure, resulting in a decrease in strength, and thus improving the pitting resistance of the tooth surface. For this purpose, it is known that it is effective to increase the surface hardness of the tooth surface and increase the softening resistance of the tooth surface.
[0004]
Therefore, conventionally, for low-speed gears, the surface hardness of the tooth root is increased by using high-strength carburizing steel as a raw material or by performing shot peening treatment on the gear surface. Improvement of the bending fatigue resistance of a tooth root is performed. On the other hand, gears for high-speed rotation are subjected to carburizing and nitrocarburizing treatment or high carbon carburizing treatment to increase tooth surface hardness and tooth surface softening resistance to improve tooth surface pitting resistance. Has been done.
[0005]
By the way, in recent years, gears have come to be provided in a shape in which some of the gears are integrated with a shaft component in accordance with the needs for reduction in size and weight of the transmission and cost reduction by integrating components. For example, a shaft component including both a low-speed rotating gear and a high-speed rotating gear has been formed as an integral part. In this case, such an integral shaft component is required to have both the bending fatigue resistance of the tooth base and the pitting resistance of the tooth surface.
[0006]
However, it has become clear that it is difficult to significantly improve both the bending fatigue resistance of the tooth root and the pitting resistance of the tooth surface.
[0007]
That is, when carburizing and nitriding treatment is performed in order to improve the pitting resistance of the tooth surface, if the amount of carburizing or nitriding on the surface is increased, the surface hardness and the softening resistance of the surface are increased accordingly, and the pitting resistance is increased. Can be improved. However, if the amount of carburization is excessively increased, a large amount of retained austenite having a hardness lower than that of martensite at the base is generated, and if the amount of nitriding is excessively increased, coarse nitrides may be formed at grain boundaries depending on the material. Preferential precipitation. And it became clear that generation | occurrence | production of the said retained austenite and precipitation of coarse nitride cause the bending fatigue resistance of a tooth root to reduce significantly especially.
[0008]
Note that shot peening treatment to improve the bending fatigue resistance by increasing the surface hardness by compressive residual stress on the surface that has been subjected to carburizing and nitriding treatment to improve pitting resistance is a large amount of retained austenite and coarse. This is not a preferable measure because cracks are likely to occur inside the nitride and lead to a reduction in the strength of the gear itself.
[0009]
Further, aiming to improve bending fatigue resistance by adopting high-strength carburizing steel has a problem of high cost due to the addition of a large amount of expensive alloy elements.
[0010]
Furthermore, in order to improve the pitting resistance of the tooth surface, special equipment is required when performing high carbon carburizing treatment, and there are many technical issues in stably managing the furnace atmosphere at a high carbon concentration. There is a problem.
[0011]
On the other hand, Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-54050 discloses a technique for improving both the bending fatigue resistance of the gear tooth base and the pitting resistance of the tooth surface. In this technique, carbon and nitrogen atoms are penetrated into the surface of the gear by carburizing and nitriding treatment, and the surface carbon concentration and the surface nitrogen concentration are within a predetermined range (surface carbon concentration: 0.7% by weight or more, surface nitrogen concentration: 0). .2 wt% or more (surface carbon concentration + surface nitrogen concentration): 1.3 wt. Or less), and then the amount of retained austenite inside is increased by diffusion treatment of carbon and nitrogen atoms inside, while the outermost surface The residual austenite amount in the vicinity of the outermost surface (from the surface to a depth of 40 μm) is adjusted to 40 volume% or less by adjusting the carbon and nitrogen concentrations of the steel. Then, a predetermined shot peening treatment is performed to reduce the amount of retained austenite near the outermost surface to 15% by volume or less by processing-induced transformation, and 20 to 40% by volume of retained austenite remains at a depth of 100 to 400 μm. State. Thereafter, only the tooth surface corresponding to the portion in contact with the mating gear is removed by grinding or the like in the range from the surface to a depth of 40 to 300 μm, and the amount of retained austenite from the surface of the tooth surface to the depth of 100 μm is 15 to 40. Adjust to volume%. Thus, the amount of retained austenite from the surface of the tooth root to 40 μm depth is set to 15% by volume or less, while the amount of retained austenite from the surface of the tooth surface to 100 μm depth is set to 15 to 40% by volume. The distribution of residual austenite is different.
[0012]
Therefore, according to the technique disclosed in the above publication, when the amount of retained austenite near the outermost surface of the tooth base is 15% by volume or less, strain concentrates on retained austenite that is softer than the base structure, and cracks are generated. Is suppressed, and the bending fatigue resistance of the tooth root can be improved. On the other hand, the amount of retained austenite from the surface of the tooth surface in contact with the mating gear to a depth of 100 μm is adjusted to 15 to 40% by volume. As a result, a sufficient amount of retained austenite can be secured to improve the pitting resistance.
[0013]
[Problems to be solved by the invention]
However, in the technique of the above publication, in order to improve the bending fatigue resistance of the tooth root, the carburizing and nitriding treatment and the diffusion treatment are sequentially performed, and then the shot peening treatment is performed, so as compared with the base martensite as described above. As a result, fine cracks are generated from the retained austenite having a low hardness, resulting in a decrease in the pitting resistance.
[0014]
Further, the technique of the above publication attempts to achieve both the bending fatigue resistance of the tooth root and the pitting resistance of the tooth surface by making the residual austenite distribution different between the tooth root and the tooth surface. Therefore, a process of adjusting the retained austenite distribution on the tooth surface by tooth surface grinding is required, resulting in a complicated manufacturing process.
[0015]
The present invention has been made in view of the above circumstances, and improved both the pitting resistance of the tooth surface and the bending fatigue resistance of the tooth root without performing shot peening or grinding the tooth surface. Providing a high-strength gear is a technical problem to be solved.
[0016]
[Means for Solving the Problems]
  (1) The high-strength gear according to claim 1 is obtained by subjecting a gear molded body obtained from steel to a carburizing and nitriding treatment, followed by a quenching treatment, and the carbon concentration from the surface to a depth of 50 μm is 0. 0.5 to 1.0% by weight, the nitrogen concentration from the surface to a depth of 50 μm is 0.1 to 0.3% by weight, and the amount of retained austenite from the surface to a depth of 50 μm is 40% by volume or less.The steel materials are, by weight, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.01 to 0.10%, Mn: more than 0.60 to 1.50%, Cr: 0.30 1.50%, containing Mo: 0.30 to 1.00%, the balance is made of Fe and inevitable impurities, and is excellent in rotational bending fatigue strengthIt is characterized by this.
[0017]
(2) The high-strength gear according to claim 2 is the high-strength gear according to claim 1, characterized in that the amount of retained austenite from the surface to a depth of 50 μm exceeds 15% by volume.
[0018]
(3) The high-strength gear according to claim 3 is characterized in that, in the high-strength gear according to claim 1 or 2, there is no compression residual stress distribution due to shot peening.
[0019]
  (4) The high-strength gear according to claim 4 is the high-strength gear according to claims 1 to 3,The steel material further contains at least one of V: 0.05 to 0.40% and Nb: 0.01 to 0.10% by weight.It is characterized by this.
[0020]
  (5) A high-strength gear according to claim 5,1 toIn the high-strength gear described in 4,The steel material further contains at least one of Ca: 0.0010 to 0.0100% and Te: 0.0010 to 0.0100% by weight.It is characterized by this.
[0022]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The high-strength gear of the present invention is made of a steel material as a gear molded body by performing plastic working or cutting, etc., and carburizing and nitriding the gear molded body, followed by quenching, and necessary. It can manufacture by performing a tempering process accordingly. That is, the high-strength gear of the present invention does not perform shot peening or grind the tooth surface after performing the carburizing and nitriding treatment.
[0023]
  As the above steel materials,rearAs described above, certain components are used from the standpoint of effectively achieving both the bending fatigue resistance of the tooth root and the pitting resistance of the tooth surface, and improving the workability (machinability) of the material effectively. Using steel material with compositionThe
[0024]
In the carburizing and nitriding treatment and quenching treatment, there is no particular need to adopt a special technique. By performing such a heat treatment, the carbon concentration from the surface to a depth of 50 μm is 0.5 to 1.0. The nitrogen concentration from the surface to the depth of 50 μm may be 0.1 to 0.3% by weight, and the amount of retained austenite from the surface to the depth of 50 μm may be 40% by volume or less.
[0025]
Here, the reasons for limiting the carbon concentration, nitrogen concentration, and retained austenite amount from the surface to a depth of 50 μm are shown below.
[0026]
Carbon is an important element that determines the hardness after quenching. When the carbon content in the surface hardened layer is too small, sufficient surface hardness cannot be obtained, and therefore both the pitting resistance of the tooth surface and the bending fatigue resistance of the tooth base are reduced. Therefore, the lower limit of the carbon concentration from the surface to a depth of 50 μm is set to 0.5% by weight. However, if the carbon content in the vicinity of the surface becomes excessive, a large amount of retained austenite that adversely affects the bending fatigue resistance of the tooth root is generated, so the upper limit of the carbon concentration from the surface to a depth of 50 μm is 1.0. % By weight.
[0027]
Nitrogen is an element that has both the effect of suppressing softening due to sliding friction of the tooth surface that causes pitting, and the effect of reducing the incompletely quenched structure that causes bending fatigue cracks at the tooth root. If the content of nitrogen in the vicinity of the surface is too small, the above effect cannot be obtained sufficiently, so that the pitting resistance of the tooth surface and the bending fatigue resistance of the tooth root are not sufficiently improved. Therefore, the lower limit of the nitrogen concentration from the surface to a depth of 50 μm is set to 0.1% by weight. However, if the content of nitrogen in the vicinity of the surface becomes excessive, coarse nitrides (chromium nitride, etc.) are precipitated at the grain boundaries, and in particular, since the bending fatigue resistance of the tooth root is lowered, The upper limit of the nitrogen concentration up to 50 μm was 0.3% by weight.
[0028]
Residual austenite has a lower hardness than base martensite, and therefore tends to be a starting point of bending fatigue cracks at the root. However, since it has been found that there is no adverse effect if the amount is 40% by volume or less, the upper limit of the amount of retained austenite from the surface to a depth of 50 μm was set to 40% by volume. On the other hand, if the amount of retained austenite near the surface is too small, the amount of work-induced martensite of retained austenite generated during rolling decreases, and the effect of improving surface hardness is reduced, so that the residual austenite from the surface to a depth of 50 μm is reduced. The austenite amount is preferably more than 15% by volume.
[0029]
  In addition, as described above, the high-strength gear of the present invention has a specific component composition from the viewpoint of more effectively achieving both the properties of bending fatigue resistance of the tooth root and pitting resistance of the tooth surface. Using steelThe
[0030]
  That is, the steel materials used in the high-strength gear of the present invention are in weight%, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.01 to 0.10%, Mn: over 0.60 to 1.50% , Cr: 0.30 to 1.50%, Mo: 0.30 to 1.00%, with the balance being Fe and inevitable impuritiesThe
[0031]
The reasons for limiting each component are as follows.
[0032]
C: 0.10 to 0.30%
C is an element effective for securing the core hardness of the gear, and in order to obtain such an effect, the lower limit of the C content is preferably 0.10%. On the other hand, if the C content is high, the core hardness can be improved accordingly. However, if the C content is too high, the hardness of the material is increased and the workability is lowered, so the upper limit of the C content is 0.30. % Is preferable.
[0033]
Si: 0.01-0.10%
Si acts as a deoxidizer and a desulfurizer during melting. However, when the Si content is excessive, many grain boundary oxidations are generated at the austenite grain boundaries during carburization. The generation of this grain boundary oxidation becomes a notch effect and lowers the surface hardness, which causes a decrease in both the bending fatigue resistance of the tooth root and the pitting resistance of the tooth surface. For this reason, the upper limit of the Si content is preferably 0.10%. The smaller the amount of Si, the better. However, if it is attempted to reduce the Si content to less than 0.01%, the cost is increased.
[0034]
Mn: Exceeding 0.60 to 1.50%
Mn, like Si, is an element that can act as a deoxidizer and a desulfurizer during melting and can ensure the hardenability of steel at low cost. In order to obtain such an effect, the Mn content is preferably set to exceed 0.60%. On the other hand, when the content of Mn is excessive, as with Si, both the properties of the bending fatigue resistance of the tooth root and the pitting resistance of the tooth surface are reduced by the generation of grain boundary oxidation, and the workability of the material is also reduced. Therefore, the upper limit of the Mn content is preferably 1.50%.
[0035]
Cr: 0.30 to 1.50%,
Cr is an element that contributes to the improvement of the hardenability of the steel and improves the softening resistance against heat generation in contact with slipping such as pitching. In order to obtain such an effect, the lower limit of the Cr content is preferably 0.30%. On the other hand, if the Cr content is excessive, the workability of the material is lowered, so the upper limit of the Cr content is preferably 1.50%.
[0036]
Mo: 0.30 to 1.00%
Mo is an element that improves the pitting resistance. In order to obtain such an effect, the lower limit of the Mo content is preferably 0.30%. On the other hand, if the Mo content is excessive, the workability of the material is lowered, so the upper limit of the Mo content is preferably 1.00%.
[0037]
The steel material used in the high-strength gear of the present invention may further contain one or more of V: 0.05 to 0.40% and Nb: 0.01 to 0.10% by weight. preferable.
[0038]
V and Nb both form fine carbonitrides and contribute to crystal grain refinement during the carburizing and nitriding treatment. Therefore, it is also desirable to refine the crystal grains by adding one or more of these as required. In order to obtain such an effect, the lower limit of the V content is preferably 0.05%, and the lower limit of the Nb content is preferably 0.01%. On the other hand, if the amount is too large, the effect is saturated and the workability of the material is reduced. Therefore, the upper limit of the V content is preferably 0.40% and the upper limit of the Nb content is preferably 0.10%. .
[0039]
Furthermore, the steel material used in the high-strength gear of the present invention may further contain at least one of Ca: 0.0010 to 0.0100% and Te: 0.0010 to 0.0100% by weight. preferable.
[0040]
As described above, the resistance to pitting can be reduced by reducing grain boundary oxidation by reducing the amount of Si, or by improving the hardenability of the surface by intrusion of nitrogen by carburizing and nitriding treatment and reducing the incompletely hardened structure of the surface. Can be improved. However, for the anti-pitting property, inclusions present in the steel are also the starting points for the occurrence of pitching, and in particular, MnS stretched by processing up to the gear product is the starting point for the occurrence of pitching. This has been clarified by the present inventors. That is, it became clear that if stretching of MnS is suppressed, the pitting resistance can be effectively improved.
[0041]
Ca and Te control MnS to (Mn, Ca) S or (Mn, Te) S, (Mn, Ca, Te) S, etc., and sulfide during hot rolling of steel and hot forging process in gear production Suppresses stretching of the product (MnS). In order to obtain such an effect, it is preferable to add 0.00100% or more of one or more of Ca and Te. On the other hand, when the contents of Ca and Te are excessive, the effect is saturated and the workability of the material is lowered. Therefore, the upper limit of the contents of Ca and Te is preferably 0.0100%.
[0042]
In addition, the high-strength gear of this invention can contain 0.03% or less of S, when free-cutting property is requested | required on manufacture.
[0043]
Therefore, in the high-strength gear of the present invention, since appropriate amounts of carbon and nitrogen are contained in the range from the surface to a depth of 50 μm, the surface hardness and the surface softening resistance are high. Therefore, it is possible to effectively improve the pitting resistance of the tooth surface. In addition, the amount of retained austenite from the surface to a depth of 50 μm can be suppressed to a predetermined value or less, and precipitation of coarse nitrides on the surface can be suppressed, so that the bending fatigue resistance of the tooth root can be effectively improved. Can do.
[0044]
In addition, as described above, when shot peening treatment is performed on the surface that has been subjected to carburizing and nitriding treatment, cracks are generated from residual austenite having low hardness, leading to a decrease in pitting resistance, but manufacturing without performing shot peening treatment The high-strength gear according to the present invention has no distribution of compressive residual stress due to shot peening, and there is no fear of a decrease in pitting resistance due to shot peening. In addition, the high-strength gear according to the present invention does not require a step of adjusting the residual austenite distribution on the tooth surface by tooth surface grinding or the like, and therefore the manufacturing process can be simplified correspondingly.
[0045]
Therefore, according to the high-strength gear of the present invention, both the pitting resistance of the tooth surface and the bending fatigue resistance of the root are effective without adopting high-strength carburizing steel or performing shot peening. Can be improved.
[0046]
  In the high-strength gear of the present invention, a steel material having a specific composition component as described above is used.BecauseThus, it is possible to more effectively achieve both of the characteristics of bending fatigue resistance of the tooth root and pitting resistance of the tooth surface.
[0047]
【Example】
  [FirstreferenceExample]
  (referenceExample 1)
  Steel having the chemical components shown in Table 1 (SCr420H) was melted, and then ingot-formed and a raw material was prepared by hot rolling. And after performing the normalization process, the roller pitching test piece 1 shown in FIG. 1 and the Ono type | formula rotation bending fatigue test piece 2 shown in FIG. 2 were produced, respectively. The roller pitching test piece 1 has an overall length of L1= 130 mm, diameter of large-diameter portion 1a at the center: D1= 26 mm, length of large diameter portion 1a: L2= 28 mm, diameters of the small diameter portions 1b and 1b at both ends: D2= A rod-shaped member having a circular cross section of 24 mm. The rotating bending fatigue test piece 2 has a total length of LThree= 110 mm, diameter of the small-diameter portion 2a at the center: DThree= 10 mm, length of small diameter portion 2a: LFour= 40 mm, diameters of the large diameter portions 2 b and 2 b at both ends: DFourThis is a rod-shaped member having a circular cross section of 12 mm, and has a notch 2c of R1 mm at the center of the small diameter portion 2a.
[0048]
[Table 1]
Figure 0003967503
[0049]
Next, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending fatigue test piece 2 were subjected to carburizing and nitriding treatment and quenching treatment under conditions as shown in FIG.
[0050]
That is, first, the treated material was heated to 950 ° C. and carburized and diffused. At this time, the carbon potential (CP) value at the time of carburizing is 0.8%, the treatment time is 40 minutes, and the C.P. P. The value is 0.7% and the processing time is 40 minutes.
[0051]
The treated material after the carburizing treatment was subjected to a nitriding treatment at 850 ° C. The nitriding treatment time is 45 minutes, and C.I. P. The value is 0.60% and the ammonia concentration is 1.0% by volume.
[0052]
The treated material that had been subjected to the carburizing and nitriding treatment was cooled in oil at 130 ° C. to be quenched.
[0053]
Finally, the treatment material was heated to 160 ° C. and held at this temperature for 60 minutes to perform a tempering treatment.
[0054]
As shown in Table 2, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.63% by weight and a nitrogen concentration of 0.23% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of residual austenite (γ) was 25% by volume.
[0055]
The carbon concentration and nitrogen concentration were obtained by collecting chips from the surface to a depth of 50 μm and performing chemical analysis.
[0056]
The amount of retained austenite is obtained by an X-ray diffraction method using a micro-part X-ray stress measurement apparatus. Measurement conditions were 40 kV, 30 mmA using a Cr tube, and a 2 mm square collimator. In the measurement in the depth direction from the surface, an area of 2 mm square was polished by electrolytic polishing, and the other portions were covered and the diffracted waves other than the measurement region were blocked. The quantitative measurement of retained austenite was performed by measuring the peaks of the (211) face of ferrite and the (220) face of austenite, and measuring the amount of retained austenite from the area ratio of each peak.
[0057]
  (referenceExample 2)
  In carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 1.0%, C.I. P. Value of 0.9%, C.I. P. The above except that the value is 0.8% and the ammonia concentration is 0.5% by volume.referenceIn the same manner as in Example 1, a roller pitching test piece 1 and a rotary bending test piece 2 were obtained.
[0058]
As shown in Table 2, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.75% by weight and a nitrogen concentration of 0.12% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 19% by volume.
[0059]
  (referenceExample 3)
  In carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 1.0%, C.I. P. Value of 0.9%, C.I. P. The above except that the value is 0.8% and the ammonia concentration is 1.0% by volume.referenceIn the same manner as in Example 1, a roller pitching test piece 1 and a rotary bending test piece 2 were obtained.
[0060]
As shown in Table 2, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.78% by weight and a nitrogen concentration of 0.21% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 27% by volume.
[0061]
  (referenceExample 4)
  In carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 1.0%, C.I. P. Value of 0.9%, C.I. P. The above except that the value is 0.8% and the ammonia concentration is 2.0% by volume.referenceIn the same manner as in Example 1, a roller pitching test piece 1 and a rotary bending test piece 2 were obtained.
[0062]
As shown in Table 2, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.76% by weight and a nitrogen concentration of 0.30% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of residual austenite was 35% by volume.
[0063]
  (referenceExample 5)
  In carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 1.1%, C. P. Value 1.0%, C.I. P. The above except that the value is 0.9% and the ammonia concentration is 1.0% by volume.referenceIn the same manner as in Example 1, a roller pitching test piece 1 and a rotary bending test piece 2 were obtained.
[0064]
As shown in Table 2, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.92% by weight and a nitrogen concentration of 0.19% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 32% by volume.
[0065]
  (Comparative Example 1)
  In carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 0.6%, C. P. Value 0.5%, C.I. P. The above except that the value is 0.4% and the ammonia concentration is 0.5% by volume.referenceIn the same manner as in Example 1, a roller pitching test piece 1 and a rotary bending test piece 2 were obtained.
[0066]
As shown in Table 2, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.45% by weight and a nitrogen concentration of 0.12% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 12% by volume.
[0067]
  (Comparative Example 2)
  In carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 1.0%, C.I. P. Value of 0.9%, C.I. P. The above except that the value is 0.8% and the ammonia concentration is 0% by volumereferenceIn the same manner as in Example 1, a roller pitching test piece 1 and a rotary bending test piece 2 were obtained.
[0068]
As shown in Table 2, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.74% by weight and a nitrogen concentration of 0% by weight in the range from the surface to a depth of 50 μm. And it was a surface hardening layer whose amount of retained austenite is 12 volume%.
[0069]
  (Comparative Example 3)
  In carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 1.0%, C.I. P. Value of 0.9%, C.I. P. The above values except that the value is 0.8%, the ammonia concentration is 1.0% by volume, and the oil temperature during quenching is 180 ° C.referenceIn the same manner as in Example 1, a roller pitching test piece 1 and a rotary bending test piece 2 were obtained.
[0070]
As shown in Table 2, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.75 wt% and a nitrogen concentration of 0.15 wt in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was a surface hardened layer of 48% by volume.
[0071]
  (Comparative Example 4)
  In carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 1.0%, C.I. P. Value of 0.9%, C.I. P. The above except that the value is 0.8% and the ammonia concentration is 3.0% by volume.referenceIn the same manner as in Example 1, a roller pitching test piece 1 and a rotary bending test piece 2 were obtained.
[0072]
As shown in Table 2, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.76% by weight and a nitrogen concentration of 0.40% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 36% by volume.
[0073]
  (Comparative Example 5)
  In carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 1.8%, C. P. 1.6% value, C.I. P. The above except that the value is 1.5% and the ammonia concentration is 1.0% by volume.referenceIn the same manner as in Example 1, a roller pitching test piece 1 and a rotary bending test piece 2 were obtained.
[0074]
As shown in Table 2, the roller pitching test piece 1 and the rotary bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 1.53% by weight and a nitrogen concentration of 0.23 wt. %, And the amount of retained austenite was 59% by volume.
[0075]
  (Comparative Example 6)
  the abovereferenceThe roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 obtained in Example 4 were subjected to a shot peening treatment with an arc height of 0.8 mmA.
[0076]
As shown in Table 2, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.76% by weight and a nitrogen concentration of 0.30% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 12% by volume.
[0077]
  (Evaluation test)
  the abovereferenceUsing the roller pitting test piece 1 and the rotating bending fatigue test piece 2 obtained in Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 to 5, the pitting resistance and the bending fatigue resistance were evaluated.
[0078]
Pitting resistance was evaluated by a roller pitching test. As shown in FIG. 4, the opposite material roller 3 having a diameter of 130 mm and a thickness of 18 mm is pressed against the large-diameter portion 1a of the roller pitching test piece 1 and rotated until pitching occurs on the surface of the large-diameter portion 1a. This was done by examining the number of rotations. The material of the counterpart roller 3, the carburizing and nitriding treatment, etc. were the same as those of the roller pitching test piece 1. The roller pitching test conditions are as follows.
[0079]
Contact surface pressure: 3500 MPa
Rotation speed: 1000rpm
Slip rate: -40%
Lubricating oil: Oil for automatic transmission (80 ° C)
The bending fatigue resistance was evaluated by an Ono type rotating bending fatigue test. In this method, an SN diagram was created by a method according to JIS Z2274, and fatigue resistance was evaluated based on the fracture life at an amplitude stress of 500 MPa in the SN diagram.
[0080]
The results of the roller pitching test and Ono-type rotary bending fatigue test are shown in FIGS.
[0081]
[Table 2]
Figure 0003967503
[0082]
  As is clear from these results, the carbon concentration is 0.5 to 1.0% by weight, the nitrogen concentration is 0.1 to 0.3% by weight, and the retained austenite is in the range from the surface to a depth of 50 μm. Books whose amount is 40% by volume or lessreferenceFor Examples 1 to 5, the roller pitting occurrence life is 1.8 × 106More than once, rotation bending fatigue life is 3.5 × 106It was confirmed that both the pitting resistance and the bending fatigue resistance were greatly improved.
[0083]
  On the other hand, in the range from the surface to a depth of 50 μm, any one or more of the carbon concentration, the nitrogen concentration, and the retained austenite amount is out of the scope of the present invention. Fatigue life is 1.0 × 10FiveThe bending fatigue resistance is less thanreferenceIt was extremely inferior to the example.
[0084]
  Further, in Comparative Example 1 in which the carbon concentration is too low and Comparative Example 2 in which the nitrogen concentration is 0% by weight in the range from the surface to a depth of 50 μm, the roller pitting occurrence life is 5.0 × 10 5.FourThe pitting resistance isreferenceIt was extremely inferior to the example.
[0085]
Further, as apparent from FIGS. 5 and 6, when the nitrogen concentration is increased in the range from the surface to a depth of 50 μm, the pitting resistance and the bending fatigue resistance tend to improve accordingly. It can be seen that when the amount exceeds 0.3% by weight, the bending fatigue resistance is extremely lowered.
[0086]
Further, in Comparative Example 6 subjected to shot peening treatment, by adding shot peening treatment, the retained austenite is martensite due to processing-induced transformation, thereby reducing the amount of retained austenite and rotating bending fatigue life (bending fatigue resistance). ) Is improved, but the pitting life (pitting resistance) is greatly reduced. As a result of investigating the cause, it was found that a microcrack was generated inside the specimen before the fatigue test to which the shot peening treatment was added. This crack was not observed before the shot peening treatment, and it was found that it occurred from retained austenite having a lower hardness than martensite in the base structure. This microcrack is considered to be the starting point of pitting and to reduce the pitting generation life. Therefore, in order not to lower the pitting resistance of the tooth surface, it is desirable not to perform the shot peening process after the carburizing and nitriding process.
[0087]
  [SecondreferenceExample]
  Using a steel material (SCr420H) having the chemical composition shown in Table 1 as a raw material, a gear molded body for a manual transmission in which a low-speed rotation gear and a high-speed rotation gear were integrally provided was formed. And saidreferenceUnder the same conditions as in Example 3, carburizing and nitriding treatment, quenching treatment and tempering treatment were performed to produce a gear for manual transmission.
[0088]
The shape and specifications of the manual transmission gear are as follows.
[0089]
    Type: Helical gear
    Number of teeth: 29
    Module: 2.03
    Pressure angle: 18 °
    Twist angle: 27 °
  The obtained gear has the carbon concentration, nitrogen concentration and residual austenite amount in the hardened surface layer from the surface to a depth of 50 μm as shown in Table 2 above.referenceA value equivalent to the surface hardened layer property of Example 3 was shown. Therefore, this gear isreferenceAs in Example 3, both the pitting resistance and the bending fatigue resistance are considered to be greatly improved.
[0090]
  [No.1Example]
  Steels A to M having chemical components shown in Table 3 (M is steel corresponding to JIS SCM420) are prepared, and the firstreferenceSimilarly to the example, a roller pitching test piece 1 and an Ono-type rotary bending fatigue test piece 2 were produced.
[0091]
[Table 3]
Figure 0003967503
[0092]
  (Example 6)
  In the roller pitching test piece 1 and the rotating bending fatigue test piece 2 using the steel A in Table 3, the firstreferenceSimilarly to the examples, carburizing and nitriding treatment, quenching treatment and tempering treatment were performed.
[0093]
At this time, in the carburizing and nitriding treatment, the C.I. P. Value 1.0%, C.I. P. Value of 0.9%, C.I. P. The value was 0.8% and the ammonia concentration was 1.0% by volume.
[0094]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.81% by weight and a nitrogen concentration of 0.22% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 25% by volume.
[0095]
(Example 7)
In the case of using steel B in Table 3 and carburizing and nitriding treatment, C. P. Value of 0.9%, C. P. Value 0.8%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.7% and the ammonia concentration was 2.0% by volume.
[0096]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotary bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.65 wt% and a nitrogen concentration of 0.28 wt in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of residual austenite was 18% by volume.
[0097]
(Example 8)
In the case of using steel C in Table 3 and carburizing and nitriding treatment, C. P. Value 1.1%, C. P. Value 1.0%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.9% and the ammonia concentration was 0.5% by volume.
[0098]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.95 wt% and a nitrogen concentration of 0.11 wt in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 26% by volume.
[0099]
Example 9
In the case of using steel D in Table 3 and carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 1.0%, C.I. P. Value of 0.9%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.8% and the ammonia concentration was 1.0% by volume.
[0100]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotary bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.82% by weight and a nitrogen concentration of 0.21% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 26% by volume.
[0101]
(Example 10)
In the case of using the steel E in Table 3 and carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value of 0.9%, C. P. Value 0.8%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.7% and the ammonia concentration was 2.0% by volume.
[0102]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotary bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.66% by weight and a nitrogen concentration of 0.27% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 19% by volume.
[0103]
(Example 11)
In the case of using the steel F in Table 3 and carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 1.1%, C. P. Value 1.0%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.9% and the ammonia concentration was 0.5% by volume.
[0104]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.94% by weight and a nitrogen concentration of 0.12% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 25% by volume.
[0105]
(Example 12)
In the case of using the steel G in Table 3 and carburizing and nitriding treatment, the C.I. P. Value 1.0%, C.I. P. Value of 0.9%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.8% and the ammonia concentration was 1.0% by volume.
[0106]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.82% by weight and a nitrogen concentration of 0.22% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 26% by volume.
[0107]
(Example 13)
In the case of using the steel H in Table 3 and carburizing and nitriding treatment, the C.I. P. Value of 0.9%, C. P. Value 0.8%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.7% and the ammonia concentration was 1.0% by volume.
[0108]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.65 wt% and a nitrogen concentration of 0.29 wt in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 20% by volume.
[0109]
(Example 14)
In the case of using steel I in Table 3 and in the carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 1.1%, C. P. Value 1.0%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.9% and the ammonia concentration was 0.5% by volume.
[0110]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotary bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.96 wt% and a nitrogen concentration of 0.12 wt. %, And the amount of retained austenite was 27% by volume.
[0111]
(Example 15)
In the case of using steel J in Table 3 and carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 1.0%, C.I. P. Value of 0.9%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.8% and the ammonia concentration was 1.0% by volume.
[0112]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotary bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.81 wt% and a nitrogen concentration of 0.23 wt. %, And the amount of retained austenite was 26% by volume.
[0113]
(Example 16)
In the case of using the steel K in Table 3 and carburizing and nitriding treatment, the C.I. P. Value of 0.9%, C. P. Value 0.8%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.7% and the ammonia concentration was 2.0% by volume.
[0114]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotary bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.65% by weight and a nitrogen concentration of 0.27% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 20% by volume.
[0115]
(Example 17)
In the case of using the steel L in Table 3 and carburizing and nitriding treatment, the C.I. P. Value 1.1%, C. P. Value 1.0%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.9% and the ammonia concentration was 0.5% by volume.
[0116]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.94% by weight and a nitrogen concentration of 0.12% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 19% by volume.
[0117]
(Example 18)
In carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 0.8%, C. P. Value 0.7%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.6% and the ammonia concentration was 1.0% by volume.
[0118]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotary bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.55 wt% and a nitrogen concentration of 0.22 wt in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 19% by volume.
[0119]
  (referenceExample 19)
  In the case of using the steel M in Table 3 and carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 1.0%, C.I. P. Value of 0.9%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.8% and the ammonia concentration was 1.0% by volume.
[0120]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotating bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.82 wt% and a nitrogen concentration of 0.23 wt. %, And the amount of retained austenite was 33% by volume.
[0121]
(Comparative Example 7)
In the case of using steel D in Table 3 and carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 1.1%, C. P. The value was 1.1% and the C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 1.0% and the ammonia concentration was 2.0% by volume.
[0122]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotary bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 1.05% by weight and a nitrogen concentration of 0.26% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 46% by volume.
[0123]
(Comparative Example 8)
In the case of using the steel G in Table 3 and carburizing and nitriding treatment, the C.I. P. Value 1.0%, C.I. P. Value of 0.9%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.8% and the ammonia concentration was 3.0% by volume.
[0124]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotary bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.80 wt% and a nitrogen concentration of 0.40 wt in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of residual austenite was 52% by volume.
[0125]
(Comparative Example 9)
In the case of using steel J in Table 3 and carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value of 0.9%, C. P. Value 0.8%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.8% and the ammonia concentration was 0.3% by volume.
[0126]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotary bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.78% by weight and a nitrogen concentration of 0.08% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of retained austenite was 19% by volume.
[0127]
(Comparative Example 10)
In the case of using the steel M in Table 3 and carburizing and nitriding treatment, C.I. P. Value 1.0%, C.I. P. Value of 0.9%, C.I. P. A roller pitching test piece 1 and a rotating bending test piece 2 were obtained in the same manner as in Example 6 except that the value was 0.8% and the ammonia concentration was 0% by volume.
[0128]
As shown in Table 4, the roller pitching test piece 1 and the rotary bending test piece 2 thus obtained had a carbon concentration of 0.79% by weight and a nitrogen concentration of 0.01% in the range from the surface to a depth of 50 μm. %, And the amount of residual austenite was 18% by volume.
[0129]
  (Evaluation test)
  Example 6 to above18 and Reference Example 19 andUsing the roller pitching test piece 1 and the rotating bending fatigue test piece 2 obtained in Comparative Examples 7 to 10, the pitting resistance and the bending fatigue resistance were evaluated.
[0130]
  Pitting resistance is the firstreferenceEvaluation was made by the same roller pitching test as in the examples. And after conducting a test for each of the five roller pitching test pieces 1 under each condition, a Weibull plot was made and a 50% failure probability life (B50The pitting resistance was evaluated by determining the lifetime.
[0131]
The bending fatigue resistance was evaluated by an Ono type rotating bending fatigue test. This is to create an SN diagram by a method according to JIS Z2274, measure the fatigue strength limit stress, and evaluate the fatigue resistance by the fracture life at an amplitude stress of 500 MPa of the SN diagram. did.
[0132]
Table 4 also shows the results of the roller pitching test and Ono-type rotary bending fatigue test.
[0133]
[Table 4]
Figure 0003967503
[0134]
  As is clear from these results, the carbon concentration is 0.5 to 1.0% by weight, the nitrogen concentration is 0.1 to 0.3% by weight, and the retained austenite is in the range from the surface to a depth of 50 μm. This example 6 ~ whose quantity is 40 volume% or less18 and reference examplesFor No. 19, roller pitching B50It was found that the life and rotational bending fatigue strength were high, and both the pitting resistance and the bending fatigue resistance were greatly improved.
[0135]
On the other hand, in Comparative Examples 7 to 10 in which any one or more of the carbon concentration, the nitrogen concentration, and the retained austenite amount is out of the scope of the present invention within the range from the surface to a depth of 50 μm, all are bending resistant. The fatigue was inferior to that of this example.
[0136]
Further, as can be seen from a comparison between Example 6 using Steel Type A and Example 9 using Steel Type D, Example 9 using Steel Type D containing a specific amount of V is bending fatigue resistant. Improved.
[0137]
Further, as can be seen from a comparison between Example 7 using Steel Type B and Example 10 using Steel Type E, Example 10 using Steel Type E containing a specific amount of Nb has bending fatigue resistance. Improved.
[0138]
As can be seen from a comparison between Example 8 using Steel Type C and Example 11 using Steel Type F, Example 11 using Steel Type F containing specific amounts of V and Nb is bending resistant. Fatigue was greatly improved.
[0139]
Moreover, as can be seen by comparing the present Example 6 using the steel type A and the present Example 12 using the steel type G, the present Example 12 using the steel type G containing a specific amount of Ca has a pitting resistance. Improved.
[0140]
Moreover, as can be seen from a comparison between Example 7 using steel type B and Example 13 using steel type H, Example 13 using steel type H containing a specific amount of Te has pitting resistance. Improved.
[0141]
As can be seen from a comparison between Example 8 using Steel Type C and Example 14 using Steel Type I, Example 14 using Steel Type I containing specific amounts of Ca and Te is resistant to pitting. The characteristics have been greatly improved.
[0142]
Further, as can be seen by comparing the present Example 6 using the steel type A and the present Example 15 using the steel type J, the present Example 15 using the steel type J containing specific amounts of V and Ca is pitting resistant. Both the fatigue resistance and the bending fatigue resistance are greatly improved.
[0143]
As can be seen from a comparison between Example 7 using Steel Type B and Example 16 using Steel Type K, Example 16 using Steel Type K containing specific amounts of Nb and Ca is resistant to pitting. Both the fatigue resistance and the bending fatigue resistance are greatly improved.
[0144]
As can be seen from a comparison between Example 8 using steel type C and Example 17 using steel type L, Example 17 using steel type L containing specific amounts of Nb and Ca is pitting resistant. Both the fatigue resistance and the bending fatigue resistance are greatly improved.
[0145]
  Furthermore, a book using steel grade M (equivalent to JIS SCM420)referenceIn Example 19, although the carbon content, nitrogen content and retained austenite content are all within the scope of the present invention, the pitting resistance and bending fatigue resistance are slightly inferior to those of the other examples. This is probably because grain boundary oxidation could not be prevented because the M Si concentration was as high as 0.25 wt%.
[0146]
【The invention's effect】
As described in detail above, the high-strength gear of the present invention contains appropriate amounts of carbon, nitrogen, and retained austenite in the range from the surface to a depth of 50 μm, so that the pitting resistance of the tooth surface and the bending fatigue resistance of the tooth root. Both are significantly improved.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 shows the first of the present invention.referenceIt is a side view of the roller pitching test piece employ | adopted in the example.
FIG. 2 shows the first of the present invention.referenceIt is a side view of the Ono type rotation bending fatigue test piece adopted in the example.
FIG. 3 shows the first of the present invention.referenceIt is explanatory drawing which shows the example of a pattern of the surface hardening heat processing (carburizing nitriding, quenching, and tempering process) employ | adopted in the example.
FIG. 4 shows the first of the present invention.referenceIt is a perspective view explaining the roller pitching test method employ | adopted in the example.
FIG. 5 shows the first of the present invention.referenceIt is a diagram which shows the result of the roller pitching test employ | adopted in the example.
FIG. 6 shows the first of the present invention.referenceIt is a diagram which shows the result of the Ono type | formula rotation bending fatigue test employ | adopted in the example.
[Explanation of symbols]
  DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 ... Roller pitching test piece 2 ... Ono type rotation bending fatigue test piece

Claims (5)

鋼材から得られた歯車成形体に対して浸炭浸窒処理を施した後に焼入れ処理を施してなり、表面から深さ５０μｍまでの炭素濃度が０．５〜１．０重量％、表面から深さ５０μｍまでの窒素濃度が０．１〜０．３重量％で、かつ、表面から深さ５０μｍまでの残留オーステナイト量が４０体積％以下であり、
前記鋼材は、重量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．６０超過〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．３０〜１．００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、回転曲げ疲労強度に優れたことを特徴とする高強度歯車。The gear molded body obtained from the steel material is subjected to a carburizing and nitriding treatment and then a quenching treatment. a nitrogen concentration of 0.1 to 0.3 wt% up to 50 [mu] m, and the amount of retained austenite to a depth of 50 [mu] m from the surface Ri der than 40 vol%,
The said steel materials are C: 0.10-0.30%, Si: 0.01-0.10%, Mn: over 0.60-1.50%, Cr: 0.30-1. A high-strength gear comprising 50%, Mo: 0.30 to 1.00%, the balance being Fe and inevitable impurities, and excellent rotating bending fatigue strength . 表面から深さ５０μｍまでの残留オーステナイト量が１５体積％を超えていることを特徴とする請求項１記載の高強度歯車。  The high-strength gear according to claim 1, wherein the amount of retained austenite from the surface to a depth of 50 µm exceeds 15% by volume. ショットピーニングによる圧縮残留応力分布が存在しないことを特徴とする請求項１又は２記載の高強度歯車。  3. A high-strength gear according to claim 1, wherein there is no compressive residual stress distribution due to shot peening. 前記鋼材は、重量％で、Ｖ：０．０５〜０．４０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％のうちの１種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１、２又は３記載の高強度歯車。 The steel material further contains at least one of V: 0.05 to 0.40% and Nb: 0.01 to 0.10% by weight%. 3. A high-strength gear described in item 3 . 前記鋼材は、重量％で、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００％、Ｔｅ：０．００１０〜０．０１００％のうちの１種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１、２、３又は４記載の高強度歯車。 The steel material further contains at least one of Ca: 0.0010 to 0.0100% and Te: 0.0010 to 0.0100% by weight%. The high-strength gear according to 3 or 4 .
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