JP5286966B2 - 歯車部品 - Google Patents
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Description
本発明は、歯車部品、特に自動車等の駆動系に使用される歯車部品に関する。
自動車等のディファレンシャルギヤに代表される歯車部品は、肌焼鋼を所定の歯車形状に鍛造成形若しくは切削加工した後、浸炭処理を施すのが一般的である。この種の歯車部品には、高い衝撃疲労強度（低サイクル衝撃曲げ疲労強度）が要求されており、例えば特許文献１には、結晶粒度と浸炭硬化層を適度にバランスさせることで衝撃疲労強度を改善する手法が提案されている。また、例えば特許文献２には、表層Ｃ濃度とＣ濃度０．４％深さをそれぞれ所定の値に設定することで衝撃疲労強度と共に、耐磨耗性を改善する手法が提案されている。
しかしながら、上記特許文献１，２に記載の手法は、衝撃疲労強度を高めるためには有効であるが、耐塑性変形性の改善という観点からは不十分であった。すなわち、歯車部品においては、その歯元部に衝撃疲労強度（歯元強度）が要求されるのに対し、その歯面部に耐塑性変形性（歯面強度）が要求される。したがって、上記特許文献１，２に記載の手法のように、歯元強度の確保を重要視し過ぎると、歯面強度が必要以上に低下して歯面部での塑性変形が助長されるおそれがある。これに対して、歯面強度の確保を重要視し過ぎると、歯元強度が必要以上に増大して衝撃入力時に歯元部でのき裂の進展が促進されるおそれがある。このように、歯車部品では、歯元強度と歯面強度とを両立させることが理想的であるが、両強度は相反する特性であるため、両強度を両立させることは困難である。
本発明は、上記問題に対処するためになされたものであり、その目的は、歯車部品における歯元強度と歯面強度とを両立させることが可能な歯車部品を提供することにある。
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得た。（ａ）歯車部品に求められる強度特性を歯元部と歯面部とに分けて定式化することができれば、歯元部と歯面部とに求められる各強度特性を明確に特定することができる。（ｂ）歯元強度を向上させるためには、衝撃入力時の初期き裂長さを短くし、その後のき裂の進展を遅延化させることが有効である。（ｃ）歯面強度を向上させるためには、歯面部の硬さを高める（歯面部の塑性変形量を抑制する）ことが有効である。
すなわち、本発明の歯車部品は、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：１．５０％以下、Ｍｎ：０．３０〜１．８０％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．８０％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる肌焼鋼が所定の歯車形状とされ、浸炭処理後に、下記式（１）及び（２）を満たしたものとなっていることを特徴とする。
歯車部品の歯元部：
（５５３．５３×Ｓ質量％）＋（３４．３６×有効硬化層深さｍｍ）
−（０．１６×心部硬さＨＶ）＋（１２３．８６×表層Ｃ濃度質量％）≦５２…（１）
歯車部品の歯面部：
（０．００１×心部硬さＨＶ）＋（０．０３７×全硬化層深さｍｍ）≧０．４６０…（２）
この場合、歯車部品の歯元部の表層Ｃ濃度質量％は、０．５〜０．７％に設定されていることが望ましい。
歯車部品の歯元部：
（５５３．５３×Ｓ質量％）＋（３４．３６×有効硬化層深さｍｍ）
−（０．１６×心部硬さＨＶ）＋（１２３．８６×表層Ｃ濃度質量％）≦５２…（１）
歯車部品の歯面部：
（０．００１×心部硬さＨＶ）＋（０．０３７×全硬化層深さｍｍ）≧０．４６０…（２）
この場合、歯車部品の歯元部の表層Ｃ濃度質量％は、０．５〜０．７％に設定されていることが望ましい。
この場合、歯車部品は、さらに質量％で、Ｎｉ：０．２０〜２．５０％を含有するものであるとよく、また、質量％で、Ｂｉ：０．３０％以下、Ｃａ：０．３０％以下、Ｐｂ：０．３０％以下のうち１種又は２種以上を含有するものであるとよい。なお、本明細書において、合金組成の範囲を示す記載、例えばＣ：０．１０〜０．４０％とは、Ｃの含有量が０．１０質量％以上０．４０質量％以下を表すものとする。
以下、各元素の組成限定理由および限定条件について説明する。
（１）Ｃ：０．２０〜０．４０％
Ｃは、歯車部品の強度（心部の強度）を確保するための元素である。この効果を得るには、０．２０％以上の含有が必要である。他方、過度に含有させると、靭性および衝撃疲労強度が低下してしまうため、上限を０．４０％以下とする。好ましくは０．２０〜０．３５％である。
Ｃは、歯車部品の強度（心部の強度）を確保するための元素である。この効果を得るには、０．２０％以上の含有が必要である。他方、過度に含有させると、靭性および衝撃疲労強度が低下してしまうため、上限を０．４０％以下とする。好ましくは０．２０〜０．３５％である。
（２）Ｓｉ：１．５０％以下
Ｓｉは、溶製時の脱酸剤として添加される。このＳｉは、浸炭時における粒界酸化を助長する元素であり、衝撃疲労強度の低下をもたらす。また、過剰な含有は冷間鍛造性若しくは切削加工性を著しく損なうため、１．５０％以下とする。好ましくは０．２０％以下とする。なお、真空浸炭やプラズマ浸炭等の粒界酸化の抑制が可能な浸炭処理の場合は、焼もどし軟化抵抗を向上させるため、０．５％以上添加してもよい。
Ｓｉは、溶製時の脱酸剤として添加される。このＳｉは、浸炭時における粒界酸化を助長する元素であり、衝撃疲労強度の低下をもたらす。また、過剰な含有は冷間鍛造性若しくは切削加工性を著しく損なうため、１．５０％以下とする。好ましくは０．２０％以下とする。なお、真空浸炭やプラズマ浸炭等の粒界酸化の抑制が可能な浸炭処理の場合は、焼もどし軟化抵抗を向上させるため、０．５％以上添加してもよい。
（３）Ｍｎ：０．３０〜１．８０％
Ｍｎは、浸炭時における粒界酸化を助長する元素であり、衝撃疲労強度の低下をもたらすため、その含有を極力制限する必要がある。具体的には、１．８０％以下の含有とする。他方、Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるのに有効な元素であり、また、靭性向上のためには浸炭後の適度なオーステナイトの残留が必要である。これらの効果を得るには、０．３０％以上の含有が必要である。
Ｍｎは、浸炭時における粒界酸化を助長する元素であり、衝撃疲労強度の低下をもたらすため、その含有を極力制限する必要がある。具体的には、１．８０％以下の含有とする。他方、Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるのに有効な元素であり、また、靭性向上のためには浸炭後の適度なオーステナイトの残留が必要である。これらの効果を得るには、０．３０％以上の含有が必要である。
（４）Ｃｒ：０．３０〜１．５０％
Ｃｒも、Ｍｎと同様に浸炭時における粒界酸化を助長する元素であり、衝撃疲労強度の低下をもたらし、過剰な含有は結晶粒界の脆化を招来するおそれがある。具体的には、その含有量を１．５０％以下に制限する。他方、Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高めるのに有効な元素であるから、この効果を得るには、０．３０％以上の含有が必要である。
Ｃｒも、Ｍｎと同様に浸炭時における粒界酸化を助長する元素であり、衝撃疲労強度の低下をもたらし、過剰な含有は結晶粒界の脆化を招来するおそれがある。具体的には、その含有量を１．５０％以下に制限する。他方、Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高めるのに有効な元素であるから、この効果を得るには、０．３０％以上の含有が必要である。
（５）Ｍｏ：０．８０％以下
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高めるのに有効な元素であり、Ｃｒ含有量を制限したことにより不足する鋼の焼入れ性を補完するために添加する。また、浸炭された表層の靭性を向上させるのに有効な元素でもある。他方、過度の含有は、塑性加工時の硬さが高くなり過ぎ、製造性が悪化してしまうので、０．８０％以下の含有とする。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高めるのに有効な元素であり、Ｃｒ含有量を制限したことにより不足する鋼の焼入れ性を補完するために添加する。また、浸炭された表層の靭性を向上させるのに有効な元素でもある。他方、過度の含有は、塑性加工時の硬さが高くなり過ぎ、製造性が悪化してしまうので、０．８０％以下の含有とする。
（６）Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは、浸炭鋼中のＮと結合して窒化物を生成し、ＮがＢと結合することを防止することで、固溶Ｂを確保してＢの焼入れ性向上の効果を維持するのに有効な元素である。ただし、０．０５％を超えるとＴｉＮの大型化により冷間での加工性が低下するので、０．０５％以下の含有とする。
Ｔｉは、浸炭鋼中のＮと結合して窒化物を生成し、ＮがＢと結合することを防止することで、固溶Ｂを確保してＢの焼入れ性向上の効果を維持するのに有効な元素である。ただし、０．０５％を超えるとＴｉＮの大型化により冷間での加工性が低下するので、０．０５％以下の含有とする。
（７）Ａｌ（固溶Ａｌ）：０．０５％以下
Ａｌは、浸炭鋼中のＮと結合して窒化物を生成し、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止するのに有効な元素である。ただし、０．０５％を超えるとオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果が飽和するので、０．０５％以下の含有とする。
Ａｌは、浸炭鋼中のＮと結合して窒化物を生成し、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止するのに有効な元素である。ただし、０．０５％を超えるとオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果が飽和するので、０．０５％以下の含有とする。
（８）Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、上述したとおり、浸炭鋼中のＴｉやＡｌと反応して窒化物を形成する。ただし、０．０１０％を超えると大型のＴｉＮが生成し、これが疲労破壊の起点となって疲れ特性を損なう。また、０．０１０％を超えると上記したオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果も飽和するため、０．０１０％以下の含有とする。
Ｎは、上述したとおり、浸炭鋼中のＴｉやＡｌと反応して窒化物を形成する。ただし、０．０１０％を超えると大型のＴｉＮが生成し、これが疲労破壊の起点となって疲れ特性を損なう。また、０．０１０％を超えると上記したオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果も飽和するため、０．０１０％以下の含有とする。
（９）Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、浸炭鋼中のＣやＮと反応して炭窒化物を形成し、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止するのに有効な元素である。ただし、０．１０％を超えるとその効果が飽和する。
Ｎｂは、浸炭鋼中のＣやＮと反応して炭窒化物を形成し、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止するのに有効な元素である。ただし、０．１０％を超えるとその効果が飽和する。
（１０）Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、浸炭層の靭性を劣化させる元素である。特に、その含有量が０．０２０％を超えると、衝撃疲労強度の低下が著しくなる。また、Ｐは、不純物元素であるので、できるだけ含有量を０％に近づけることが好ましい。
Ｐは、浸炭層の靭性を劣化させる元素である。特に、その含有量が０．０２０％を超えると、衝撃疲労強度の低下が著しくなる。また、Ｐは、不純物元素であるので、できるだけ含有量を０％に近づけることが好ましい。
（１１）Ｓ：０．０２０％以下
Ｓも、浸炭層の靭性を劣化させる元素であり、Ｐと同様にその含有量が０．０２０％を超えると、衝撃疲労強度の低下が著しくなる。また、Ｓは浸炭鋼中のＭｎと反応してＭｎＳを生成し、このＭｎＳがき裂伝播経路となって強度低下を引き起こす。したがって、Ｓは可能な限り低減することが望ましいが、０．０２０％以下の含有では強度低下の要因となるＭｎＳがき裂伝播経路上に認められないことから、０．０２０％以下の含有とする。
Ｓも、浸炭層の靭性を劣化させる元素であり、Ｐと同様にその含有量が０．０２０％を超えると、衝撃疲労強度の低下が著しくなる。また、Ｓは浸炭鋼中のＭｎと反応してＭｎＳを生成し、このＭｎＳがき裂伝播経路となって強度低下を引き起こす。したがって、Ｓは可能な限り低減することが望ましいが、０．０２０％以下の含有では強度低下の要因となるＭｎＳがき裂伝播経路上に認められないことから、０．０２０％以下の含有とする。
（１２）Ｂ（固溶Ｂ）：０．０００５〜０．００３５％
Ｂは、浸炭鋼の心部の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。すなわち、Ｂの添加により、不完全焼入れによる強度低下が防止され、後述する有効硬化層深さが深くなる効果が得られる。また、Ｂは、浸炭層の結晶粒界に優先偏析して浸炭層の粒界を強化するのに有効な元素でもある。この効果を得るには、０．０００５％以上の含有が好ましい。他方、過度の含有は、焼入れ性向上の効果が飽和するだけでなく、熱間および冷間での加工性が低下するので、０．００３５％以下の含有とする。
Ｂは、浸炭鋼の心部の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。すなわち、Ｂの添加により、不完全焼入れによる強度低下が防止され、後述する有効硬化層深さが深くなる効果が得られる。また、Ｂは、浸炭層の結晶粒界に優先偏析して浸炭層の粒界を強化するのに有効な元素でもある。この効果を得るには、０．０００５％以上の含有が好ましい。他方、過度の含有は、焼入れ性向上の効果が飽和するだけでなく、熱間および冷間での加工性が低下するので、０．００３５％以下の含有とする。
さらに、本発明において以下の元素を添加することも可能である。
（１３）Ｎｉ：０．２０〜２．５０％
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、靭性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、０．２０％以上の含有が必要である。他方、過度の含有は焼なまし時の硬さが上昇するため、冷間加工性を劣化させる。このため、２．５０％以下の含有とする。
（１３）Ｎｉ：０．２０〜２．５０％
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、靭性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、０．２０％以上の含有が必要である。他方、過度の含有は焼なまし時の硬さが上昇するため、冷間加工性を劣化させる。このため、２．５０％以下の含有とする。
（１４）Ｂｉ：０．３０％以下、Ｃａ：０．３０％以下、Ｐｂ：０．３０％以下
Ｂｉ，Ｃａ，Ｐｂは、被削性を向上させるのに有効な元素である。ただし、何れも０．３０％を超えると、被削性を向上させる効果が飽和するばかりでなく、靭性を低下させることもあるので、０．３０％以下の含有とする。なお、Ｂｉ，Ｃａ，Ｐｂは、被削性に影響するのみであって、積極的な添加を省略しても疲労強度及び曲げ矯正性への影響はほとんどない。
Ｂｉ，Ｃａ，Ｐｂは、被削性を向上させるのに有効な元素である。ただし、何れも０．３０％を超えると、被削性を向上させる効果が飽和するばかりでなく、靭性を低下させることもあるので、０．３０％以下の含有とする。なお、Ｂｉ，Ｃａ，Ｐｂは、被削性に影響するのみであって、積極的な添加を省略しても疲労強度及び曲げ矯正性への影響はほとんどない。
本発明の歯車部品は、自動車のディファレンシャルギヤを構成するピニオンギヤ（ディファレンシャルピニオン）１０（図１（ａ）参照）及びサイドギヤ２０（図１（ｂ）参照）の用途に好適である。ここで、後述する式（１）における歯車部品の歯元部１１ａ，２１ａとは、通常は歯１１，２１のピッチ円から内側の部位を意味するが、この実施例では、図２に示すように、歯底Ｒ部から心部１１ｂ，２１ｂに渡る部位を総称するものとする。また、後述する式（２）における歯車部品の歯面部１１ｃ，２１ｃとは、通常は歯１１，２１の噛み合いに預かる面の全てを意味するが、この実施例では、図２に示すように、その面のうち両ギヤのピッチ円の接点（ピッチ点）の部位を代表して取り上げた。
（１５）歯元部１１ａ，２１ａ：
（５５３．５３×Ｓ質量％）＋（３４．３６×有効硬化層深さｍｍ）
−（０．１６×心部硬さＨＶ）＋（１２３．８６×表層Ｃ濃度質量％）≦５２…（１）
（ａ）（５５３．５３×Ｓ質量％）
上述したように、Ｓは浸炭鋼中のＭｎと反応してＭｎＳを生成し、このＭｎＳが図２に示すき裂進展方向（Ｄ１）の経路となって歯元部１１ａ，２１ａの衝撃疲労強度を低下させる要因となる。したがって、Ｓ量を下げることで、き裂伝播経路となるＭｎＳが低減し、き裂進展速度を遅くすることができるため、歯元部１１ａ，２１ａの衝撃疲労強度を高めることができる。
（５５３．５３×Ｓ質量％）＋（３４．３６×有効硬化層深さｍｍ）
−（０．１６×心部硬さＨＶ）＋（１２３．８６×表層Ｃ濃度質量％）≦５２…（１）
（ａ）（５５３．５３×Ｓ質量％）
上述したように、Ｓは浸炭鋼中のＭｎと反応してＭｎＳを生成し、このＭｎＳが図２に示すき裂進展方向（Ｄ１）の経路となって歯元部１１ａ，２１ａの衝撃疲労強度を低下させる要因となる。したがって、Ｓ量を下げることで、き裂伝播経路となるＭｎＳが低減し、き裂進展速度を遅くすることができるため、歯元部１１ａ，２１ａの衝撃疲労強度を高めることができる。
（ｂ）（３４．３６×有効硬化層深さｍｍ）
有効硬化層深さは、限界硬さを５１３ＨＶとする表面からの深さ（図２で示すき裂進展方向（Ｄ１）の深さ）を表す。歯元部１１ａ，２１ａの有効効果層深さを浅くすることで、初期き裂長さを短く設定することができ、その後のき裂進展を遅延化させることができるため、歯元部１１ａ，２１ａの衝撃疲労強度を高めることができる。
有効硬化層深さは、限界硬さを５１３ＨＶとする表面からの深さ（図２で示すき裂進展方向（Ｄ１）の深さ）を表す。歯元部１１ａ，２１ａの有効効果層深さを浅くすることで、初期き裂長さを短く設定することができ、その後のき裂進展を遅延化させることができるため、歯元部１１ａ，２１ａの衝撃疲労強度を高めることができる。
（ｃ）−（０．１６×心部硬さＨＶ）
心部硬さは、図２の心部１１ｂ，２１ｂに代表される母材の硬さであり、母材のＣ量に依存する。母材のＣ量が多くなるほど、心部硬さが上昇して耐塑性変形性が向上する。ただし、Ｃ量が多いほど製造性（鍛造成形性若しくは切削加工性）が悪化し、靭性低下による衝撃疲労強度の低下が生じるため、心部硬さは４００〜５００ＨＶ程度となることが望ましい。
心部硬さは、図２の心部１１ｂ，２１ｂに代表される母材の硬さであり、母材のＣ量に依存する。母材のＣ量が多くなるほど、心部硬さが上昇して耐塑性変形性が向上する。ただし、Ｃ量が多いほど製造性（鍛造成形性若しくは切削加工性）が悪化し、靭性低下による衝撃疲労強度の低下が生じるため、心部硬さは４００〜５００ＨＶ程度となることが望ましい。
（ｄ）（１２３．８６×表層Ｃ濃度質量％）
表層Ｃ濃度を下げることで、歯元部１１ａ，２１ａの靭性を向上させ、き裂の発生を遅延化させることができる。ただし、表層Ｃ濃度が少なすぎると耐塑性変形性が著しく悪化するため、歯元部１１ａ，２１ａの表層Ｃ濃度質量％は０．５〜０．７％程度となることが望ましい。
表層Ｃ濃度を下げることで、歯元部１１ａ，２１ａの靭性を向上させ、き裂の発生を遅延化させることができる。ただし、表層Ｃ濃度が少なすぎると耐塑性変形性が著しく悪化するため、歯元部１１ａ，２１ａの表層Ｃ濃度質量％は０．５〜０．７％程度となることが望ましい。
（１６）歯面部１１ｃ，２１ｃ：
（０．００１×心部硬さＨＶ）＋（０．０３７×全硬化層深さｍｍ）≧０．４６０…（２）
（ａ）（０．０３７×全硬化層深さｍｍ）
全硬化層深さは、表面焼入れした硬さが及ぶ範囲、すなわち母材の硬さに達するまでの表面からの深さ（図２で示す歯面１１ｃ，２１ｃの法線方向（Ｄ２）の深さ）を表す。心部硬さを上げ、全硬化層深さを深くすることで、歯面部１１ｃ，２１ｃの耐塑性変形性が向上するため、歯面部１１ｃ，２１ｃの塑性変形量を抑制することができる。一般に、硬化層と母材との境界から生じる内部起点の損傷（例えばケースクラッシュ）を抑制するために、全硬化層深さを１．２ｍｍ程度付与する処理が行われているが、特に歯車部品の歯面部のように高い衝撃入力が付与される部品においては、この程度の全硬化層深さでは部品機能が損なわれるおそれがある。したがって、歯面部１１ｃ，２１ｃの耐塑性変形性を十分に確保するために、歯面部１１ｃ，２１ｃの全硬化層深さは１．３〜２．０ｍｍ程度となることが望ましい。これに対応して、歯面部１１ｃ，２１ｃの有効硬化層深さは、歯元部１１ａ，２１ａの有効硬化層深さよりも深くなるように設定される。
（０．００１×心部硬さＨＶ）＋（０．０３７×全硬化層深さｍｍ）≧０．４６０…（２）
（ａ）（０．０３７×全硬化層深さｍｍ）
全硬化層深さは、表面焼入れした硬さが及ぶ範囲、すなわち母材の硬さに達するまでの表面からの深さ（図２で示す歯面１１ｃ，２１ｃの法線方向（Ｄ２）の深さ）を表す。心部硬さを上げ、全硬化層深さを深くすることで、歯面部１１ｃ，２１ｃの耐塑性変形性が向上するため、歯面部１１ｃ，２１ｃの塑性変形量を抑制することができる。一般に、硬化層と母材との境界から生じる内部起点の損傷（例えばケースクラッシュ）を抑制するために、全硬化層深さを１．２ｍｍ程度付与する処理が行われているが、特に歯車部品の歯面部のように高い衝撃入力が付与される部品においては、この程度の全硬化層深さでは部品機能が損なわれるおそれがある。したがって、歯面部１１ｃ，２１ｃの耐塑性変形性を十分に確保するために、歯面部１１ｃ，２１ｃの全硬化層深さは１．３〜２．０ｍｍ程度となることが望ましい。これに対応して、歯面部１１ｃ，２１ｃの有効硬化層深さは、歯元部１１ａ，２１ａの有効硬化層深さよりも深くなるように設定される。
また、歯面部１１ｃ，２１ｃの表層硬さ（表面から０．０５ｍｍの深さ位置における硬さ）は、表面強度を確保する観点から少なくとも７００ＨＶの硬さが必要である。このため、歯面部１１ｃ，２１ｃの表層Ｃ濃度は、歯元部１１ａ，２１ａの表層Ｃ濃度と比べて０．０３〜０．１５％程度高くなるように設定される。
ａ．参考例
まず、表１に示す合金組成（残部はＦｅ及び不可避不純物）の肌焼鋼Ａを真空溶解炉を用いて溶製し、１５０ｋｇのインゴットに鋳造した。次に、このインゴットを圧延してバー材にした後、このバー材を切断して図１（ａ）に示すピニオンギヤ１０と、図１（ｂ）に示すサイドギヤ２０とをそれぞれ作成した。具体的には、ピニオンギヤ１０については、切断後のバー材を球状化焼きなまし処理した後、冷間閉塞鍛造を行い、図３に示すヒートパターンで浸炭焼入れ焼戻し処理（真空浸炭）した後に仕上げ研削加工を施した。また、サイドギヤ２０については、切断後のバー材を温間鍛造し、焼きならし処理した後に再圧縮（サイジング）を行い、旋削等の切削加工を施した後に図３に示すヒートパターンで浸炭焼入れ焼戻し処理を施した。この浸炭焼入れ焼戻し処理では、各ギヤ１０，２０における最終的な表層Ｃ濃度、有効硬化層深さ及び全硬化層深さがそれぞれ変化するように、浸炭焼入れ工程における浸炭時間又は拡散時間を適宜設定した。各ギヤ１０，２０のうち、ピニオンギヤ１０において歯元部１１ａの表層Ｃ濃度及び有効硬化層深さを変化させ、歯面部１１ｃの表層Ｃ濃度及び全硬化層深さを変化させたものをそれぞれ参考例１〜４、比較例１〜５とした。そして、歯元部１１ａでは図５に示す試験機を用いて衝撃試験を実施した。この試験機は、ケース１０１（ディファレンシャルケースに相当）を備えており、ケース１０１内にピニオンシャフト１０２を介して一対のピニオンギヤ１０，１０が組み込まれ、各ピニオンギヤ１０とギヤ結合するようにシャフト１０３（アクスルシャフトに相当）を介して一対のサイドギヤ２０，２０が組み込まれる。各ギヤ１０，２０は、ケース１０１及びシャフト１０３と共にモータ１０４により回転駆動される。シャフト１０３は、その出力側端部にてブレーキ機構１０５により制動される。この試験機を用いて、ブレーキ機構１０５によるシャフト１０３の制動を繰り返し行い、各ギヤ１０，２０に衝撃荷重を入力して、ギヤ１０の歯元部１１ａが破損に至ったときのシャフト１０３に生じるトルク（衝撃強度）をトルクメータ１０６で測定した。試験結果を表３に示す。ここでは、衝撃強度が１３５０Ｎｍ以上のものを良とする。
まず、表１に示す合金組成（残部はＦｅ及び不可避不純物）の肌焼鋼Ａを真空溶解炉を用いて溶製し、１５０ｋｇのインゴットに鋳造した。次に、このインゴットを圧延してバー材にした後、このバー材を切断して図１（ａ）に示すピニオンギヤ１０と、図１（ｂ）に示すサイドギヤ２０とをそれぞれ作成した。具体的には、ピニオンギヤ１０については、切断後のバー材を球状化焼きなまし処理した後、冷間閉塞鍛造を行い、図３に示すヒートパターンで浸炭焼入れ焼戻し処理（真空浸炭）した後に仕上げ研削加工を施した。また、サイドギヤ２０については、切断後のバー材を温間鍛造し、焼きならし処理した後に再圧縮（サイジング）を行い、旋削等の切削加工を施した後に図３に示すヒートパターンで浸炭焼入れ焼戻し処理を施した。この浸炭焼入れ焼戻し処理では、各ギヤ１０，２０における最終的な表層Ｃ濃度、有効硬化層深さ及び全硬化層深さがそれぞれ変化するように、浸炭焼入れ工程における浸炭時間又は拡散時間を適宜設定した。各ギヤ１０，２０のうち、ピニオンギヤ１０において歯元部１１ａの表層Ｃ濃度及び有効硬化層深さを変化させ、歯面部１１ｃの表層Ｃ濃度及び全硬化層深さを変化させたものをそれぞれ参考例１〜４、比較例１〜５とした。そして、歯元部１１ａでは図５に示す試験機を用いて衝撃試験を実施した。この試験機は、ケース１０１（ディファレンシャルケースに相当）を備えており、ケース１０１内にピニオンシャフト１０２を介して一対のピニオンギヤ１０，１０が組み込まれ、各ピニオンギヤ１０とギヤ結合するようにシャフト１０３（アクスルシャフトに相当）を介して一対のサイドギヤ２０，２０が組み込まれる。各ギヤ１０，２０は、ケース１０１及びシャフト１０３と共にモータ１０４により回転駆動される。シャフト１０３は、その出力側端部にてブレーキ機構１０５により制動される。この試験機を用いて、ブレーキ機構１０５によるシャフト１０３の制動を繰り返し行い、各ギヤ１０，２０に衝撃荷重を入力して、ギヤ１０の歯元部１１ａが破損に至ったときのシャフト１０３に生じるトルク（衝撃強度）をトルクメータ１０６で測定した。試験結果を表３に示す。ここでは、衝撃強度が１３５０Ｎｍ以上のものを良とする。
ギヤ１０の歯面部１１ｃにおいては、図５に示す試験機を用いて塑性変形衝撃試験の一定入力で所定回数の入力を負荷した後、塑性変形量を求めた。具体的には、試験終了したギヤ１０において、歯底直角に歯形方向へ形状を取得し、予め取得しておいた初期状態との比較を行うことで、塑性変形量を取得した。試験結果を表２に示す。ここでは、塑性変形量の絶対値が１７８μｍ以下を良とする。
次に、本発明の効果を確認するために行った評価方法および試験について説明する。
（１）表層Ｃ濃度
各試験片の表層Ｃ濃度を、ＪＩＳ Ｇ １２５３に基づき、発光分光分析により測定した。ここでは、Ｃ量１％まで測定できるように検量線を作成した（誤差は±０．０１％）。また、各試験片の表層Ｃ濃度分布を、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて線分析により測定した。
各試験片の表層Ｃ濃度を、ＪＩＳ Ｇ １２５３に基づき、発光分光分析により測定した。ここでは、Ｃ量１％まで測定できるように検量線を作成した（誤差は±０．０１％）。また、各試験片の表層Ｃ濃度分布を、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて線分析により測定した。
（２）有効硬化層深さ
各試験ギヤの有効硬化層深さを、ＩＳＯ２６３９（２００２）に準拠し荷重３００ｇのビッカース硬度計を用いて測定した。ただし、有効硬化層深さの限界硬さを５１３ＨＶとした。
各試験ギヤの有効硬化層深さを、ＩＳＯ２６３９（２００２）に準拠し荷重３００ｇのビッカース硬度計を用いて測定した。ただし、有効硬化層深さの限界硬さを５１３ＨＶとした。
（３）全硬化層深さ
各試験ギヤの全硬化層深さを、ＪＩＳ Ｇ ０５７７（２００６）に準拠した方法で表面から内部にかけて推移曲線を作成し、硬化層生地と区別できなくなるまでの深さを全硬化層深さとした。硬さは荷重３００ｇのビッカース硬度計を用いて測定した。
各試験ギヤの全硬化層深さを、ＪＩＳ Ｇ ０５７７（２００６）に準拠した方法で表面から内部にかけて推移曲線を作成し、硬化層生地と区別できなくなるまでの深さを全硬化層深さとした。硬さは荷重３００ｇのビッカース硬度計を用いて測定した。
（４）心部硬さ
各試験ギヤの心部硬さを、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠し、図２に示す心部１１ｂ，２１ｂにおける歯断面の硬さをビッカース硬度計を用いて測定した。
各試験ギヤの心部硬さを、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠し、図２に示す心部１１ｂ，２１ｂにおける歯断面の硬さをビッカース硬度計を用いて測定した。
表２によると、参考例１〜４に示すように、式（１）の左項が０．４６０以上である場合に、塑性変形量の絶対値が１７８μｍ以下となることがわかる。比較例１，２は、参考例１〜４に比して心部硬さが低く（３７６ＨＶ，３８３ＨＶ）、また全硬化層深さが浅いため（０．８７ｍｍ，１．０９ｍｍ）、式（１）の左項が何れも０．４６０を下回っており（０．４０８，０．４２３）、塑性変形量の絶対値が増大している（３１１．３，２７９．４）。また、比較例３に示すように、心部硬さ及び全硬化層深さが共に大きくなく（４０７ＨＶ，１．４０ｍｍ）、式（１）の左項が０．４６０を下回る場合も（０．４５９）、塑性変形量の絶対値が１７８μｍを超えることがわかる（１９１．２）。
表３によると、参考例１〜４に示すように、式（２）の左項が５２以下である場合に、衝撃強度が１３５０Ｎｍ以上となることがわかる。比較例４，５は、参考例１〜４に比して表層Ｃ濃度が高いため（０．７３％，０．７５％）、式（２）の左項が何れも５２を超えており（５６．２，６１．２）、衝撃強度が低下している（１２６９Ｎｍ，１１７１Ｎｍ）。
ｂ．実施例
次に、合金組成の影響を判断するために、表４に示す合金組成（残部はＦｅ及び不可避不純物）として、参考例と同様の試験ギヤを作成した後、図４に示すヒートパターンで浸炭焼入れ焼戻し処理を施した。なお、浸炭焼入れ焼戻し処理では、浸炭焼入れ工程における浸炭期（９３０℃）での保持時間を９時間とし、拡散期（８５０℃）での保持時間を０．５時間とした後、油冷した。また、その後の浸炭焼戻し工程では１８０℃に２時間保持した後、空冷した。これによって参考例５，８，１１，１４、実施例６，７，９，１０，１２，１３、比較例６〜１１を作製した。そして、これらの試験ギヤについても、上記参考例と同じ評価方法および試験を行った。以上の試験結果を表５，６に示す。
次に、合金組成の影響を判断するために、表４に示す合金組成（残部はＦｅ及び不可避不純物）として、参考例と同様の試験ギヤを作成した後、図４に示すヒートパターンで浸炭焼入れ焼戻し処理を施した。なお、浸炭焼入れ焼戻し処理では、浸炭焼入れ工程における浸炭期（９３０℃）での保持時間を９時間とし、拡散期（８５０℃）での保持時間を０．５時間とした後、油冷した。また、その後の浸炭焼戻し工程では１８０℃に２時間保持した後、空冷した。これによって参考例５，８，１１，１４、実施例６，７，９，１０，１２，１３、比較例６〜１１を作製した。そして、これらの試験ギヤについても、上記参考例と同じ評価方法および試験を行った。以上の試験結果を表５，６に示す。
表５によると、実施例６，７，９，１０，１２，１３に示すように、式（１）の左項が０．４６０以上である場合に、塑性変形量の絶対値が１７８μｍ以下となることがわかる。特に、実施例１２では、Ｎｉの添加によって心部硬さが高くなり（４６２ＨＶ）、塑性変形量の絶対値が極めて小さくなっている（４．４）。比較例６は、実施例６，７，９，１０，１２，１３に比してＣ量が少ない（０．０９質量％）。このため、心部硬さが低くなって（２７２ＨＶ）、式（１）の左項が０．４６０を下回り（０．３３４）、塑性変形量の絶対値が増大している（５２８．０）。比較例７は、実施例６，７，９，１０，１２，１３に比してＳｉ量が多い（１．６１質量％）。このため、全硬化層深さが浅めとなって（１．６３ｍｍ）、式（１）の左項が０．４６０を下回り（０．４５６）、塑性変形量の絶対値が増大している（１８６．３）。比較例８は、実施例６，７，９，１０，１２，１３に比してＣｒ量が少なく（０．２５質量％）、比較例９は、実施例６，７，９，１０，１２，１３に比してＣｒ量が多い（１．５４質量％）。何れの場合も心部硬さが低くなって（３８３ＨＶ，３９４ＨＶ）、式（１）の左項が０．４６０を下回り（０．４４６，０．４５８）、塑性変形量の絶対値が増大している（２１６．３，１８１．７）。また比較例１１は、実施例６，７，９，１０，１２，１３に比してＢ量が少ない（０．０００３質量％）。このため、心部硬さが低くなって（３７７ＨＶ）、式（１）の左項が０．４６０を下回り（０．４４０）、塑性変形量の絶対値が増大している（２３２．７）。
表６によると、実施例６，７，９，１０，１２，１３に示すように、式（２）の左項が５２以下である場合に、衝撃強度が１３５０Ｎｍ以上となることがわかる。比較例６は、実施例６，７，９，１０，１２，１３に比してＣ量が少なく（０．０９質量％）、心部硬さが極めて低いため（２７２ＨＶ）、式（２）の左項が５２を超えており（５６．０）、衝撃強度が低下している（１２７３Ｎｍ）。比較例１０は、実施例６，７，９，１０，１２，１３に比してＳ量が多いため（０．０２６質量％）、式（２）の左項が５２を超えており（５４．１）、衝撃強度が低下している（１３１０Ｎｍ）。なお、比較例１１は、式（２）の左項が５２以下であるが（４６．７）、実施例６，７，９，１０，１２，１３に比してＢ量が少ないため（０．０００３質量％）、衝撃強度が低下している（１３１０Ｎｍ）。
以上の結果、本発明では、歯元部における衝撃強度と、歯面部における耐塑性変形性とが優れていることが確認された。したがって、本発明をディファレンシャルギヤに適用することによって、その歯元強度と歯面強度とを共に向上させることが可能である。
以上、本発明による歯車部品をディファレンシャルギヤに適用した一例について説明したが、歯車部品の適用範囲はこれに限らず、例えばスプライン形状の歯形を有するスプラインシャフト等にも適用することができる。
１０ ピニオンギヤ（歯車部品）
２０ サイドギヤ（歯車部品）
１１，２１ 歯
１１ａ，２１ａ 歯元部
１１ｂ，２１ｂ 心部
１１ｃ，２１ｃ 歯面部
２０ サイドギヤ（歯車部品）
１１，２１ 歯
１１ａ，２１ａ 歯元部
１１ｂ，２１ｂ 心部
１１ｃ，２１ｃ 歯面部
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．２０〜０．４０％、
Ｓｉ：１．５０％以下、
Ｍｎ：０．３０〜１．８０％、
Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、
Ｍｏ：０．８０％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．１０％以下、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる肌焼鋼が所定の歯車形状に形成され、浸炭処理後に、下記式（１）及び（２）を満たしたものとなっていることを特徴とする歯車部品。
前記歯車部品の歯元部：
（５５３．５３×Ｓ質量％）＋（３４．３６×有効硬化層深さｍｍ）
−（０．１６×心部硬さＨＶ）＋（１２３．８６×表層Ｃ濃度質量％）≦５２…（１）
前記歯車部品の歯面部：
（０．００１×心部硬さＨＶ）＋（０．０３７×全硬化層深さｍｍ）≧０．４６０…（２） - さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．２０〜２．５０％を含有する請求項１に記載の歯車部品。 - さらに、質量％で、
Ｂｉ：０．３０％以下、
Ｃａ：０．３０％以下、
Ｐｂ：０．３０％以下、
のうち１種又は２種以上を含有する請求項１又は２に記載の歯車部品。 - 前記歯車部品の歯元部の表層Ｃ濃度質量％は、０．５〜０．７％に設定されている請求項１ないし３のいずれか１項に記載の歯車部品。
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