JP6043080B2

JP6043080B2 - 耐剥離性と歯切加工性に優れた高周波熱処理用歯車用鋼、および歯車とその製造方法

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Publication number: JP6043080B2
Application number: JP2012083111A
Authority: JP
Inventors: 藤田　学; 学藤田; 土田　武広; 武広土田
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2012-03-30
Filing date: 2012-03-30
Publication date: 2016-12-14
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Also published as: JP2013213246A

Description

本発明は、耐剥離性と歯切加工性に優れた高周波熱処理用歯車用鋼および歯車に関するものであり、歯切加工性に優れた歯車用鋼と、この歯車用鋼を用い、浸炭の代わりに高周波熱処理を適用して製造される耐剥離性に優れた歯車に関するものである。

近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ₂の大幅低減が可能な高周波熱処理が着目されている。歯車の製造においても、現状では長時間の加熱が必要な浸炭が表面硬化のために行われているが、この浸炭に代えて高周波熱処理（高周波焼入れ）を適用することが検討されている。高周波熱処理は、短時間加熱・急冷が可能であるため、上記浸炭の代わりに高周波熱処理を適用できれば、上記ＣＯ₂の大幅な低減だけでなく、熱処理時間の大幅低減も実現でき、更には、熱処理ひずみが低減されて、仕上げ加工の低減や廃止も可能となることから、大幅なコストダウンを期待できる。

しかしながら、高周波熱処理を歯車の製造に適用する場合、以下の問題がある。即ち、従来の浸炭工程では、浸炭により高い表層硬さを確保できるため、低炭素鋼を熱処理用材料として用いることができるのに対し、高周波焼入れで浸炭部品（浸炭歯車）並みの表層硬さを確保するには、熱処理用材料として中炭素鋼を用いる必要がある。しかしこの中炭素鋼は、低炭素鋼よりも硬いため、高周波焼入れ前に行う歯切加工（歯車へ加工するための切削）が困難であるといった問題がある。

これまでに、高周波熱処理が行われ、かつ切削性を考慮する必要がある鋼部品として、等速ジョイント用のアウターレースやシャフトなどが挙げられる。例えば特許文献１や特許文献２には、切削性を高めるために、快削成分（低融点元素のＳ、Ｐｂ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｂｉなど）を添加することが示されている。この方法では、良好な切削性を確保することはできるが、形成される介在物の異方性に起因して曲げ疲労特性が劣化する場合があるため、自動車変速機などの負荷環境の厳しい歯車への適用は困難な状況にある。

一方、上記快削成分を加えることなく、鋼材自体の軟化により切削性を向上させるべく、中炭素鋼の範囲内においてＣ量を極力低減させると、高周波焼入れ後の表層硬さ及び内部硬さが低下することから、一般の浸炭歯車並みの強度すら得られない場合がある。Ｃと同様の効果を有するＭｎやＣｒを低減させた場合も同様の問題が生じる。例えば、特許文献３〜５では、機械構造用鋼の切削性や熱間加工性を高めた技術が示されているが、いずれもＭｎ量やＣｒ量が適切でないため、高周波焼入れを行っても歯車として機能する十分な硬さを確保できない。

ところで、地球環境保全の観点から自動車の燃費向上を目的に、歯車の小型化も指向されている。歯車が小型化されると、歯の噛み合い面積が減少するため、歯車への負荷が増加し、歯車使用時に歯面が３００℃程度にまで発熱して表層硬さが低下し、その結果、歯面の剥離寿命が低下するといった問題がある。よって、歯車には耐剥離性に優れていることが要求される。

歯面の耐剥離性を向上させるには、歯面の３００℃程度（歯車摺動時の発熱温度）での表層硬さ低下を防止する必要があり、その手段として、例えば表層に炭化物を多量に生成させるべく高濃度浸炭を行うこと（例えば特許文献６）や、窒化物を活用した浸炭窒化を行うこと（例えば特許文献７）、また、Ｓｉを多く添加する技術（例えば特許文献８）が提案されている。

しかしながら、浸炭や浸炭窒化では製造時のＣＯ_２削減を図ることができず、また高周波処理を適用できる鋼種であってＳｉを高めたものは、Ｓｉによる固溶硬化により、歯切加工性を確保することが困難である。

従って、浸炭の代わりに高周波焼入れを行って製造すべく中炭素鋼を用いることを前提に、歯車製造工程において、良好に歯切加工を行うことができる歯車用鋼であって、高周波焼入れ後に優れた耐剥離性を示し、歯面への負荷が厳しい環境でも使用できる歯車（例えば自動車変速機に使用される歯車）を実現するための歯車用鋼が求められている。

特許第３５７９８７９号公報特開平１１−２６９６０１号公報特開２０１１−２５６４４７号公報特開２０１１−８０１００号公報特開２０１０−２８０９７３号公報特開２００４−２８５３８４号公報特開２０１０−０７０８３１号公報特開平６−１５８２６６号公報

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、高周波熱処理を適用するため中炭素鋼を用いることを前提に、優れた歯切加工性を確保できる歯車用鋼、および該歯車用鋼を用いて得られる歯車であって、耐剥離性に優れ、歯面への負荷が厳しい環境（例えば自動車変速機車）にも用いることのできる歯車を実現することにある。

上記課題を解決し得た本発明の耐剥離性と歯切加工性に優れた高周波熱処理用歯車用鋼は、
Ｃ：０．４０〜０．６０％（質量％を示す。化学成分について以下同じ）、
Ｓｉ：０．３５超〜０．７０％、
Ｍｎ：１．２０〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ａｌ：０．１５〜０．５０％、
Ｂ：０．００２０〜０．０１００％、および
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄および不可避不純物であり、かつ、
パーライトとフェライトからなる組織であって、
全組織に占めるフェライトが３〜１５面積％であり、かつ
パーライト粒の周囲長に対する、該パーライト粒を取り巻くフェライト長さの割合が６０％以上であるところに特徴を有する。

上記高周波熱処理用歯車用鋼は、更に他の元素として、
（ａ）Ｍｏ：０．８０％以下（０％を含まない）や、
（ｂ）Ｃｕ：０．８０％以下（０％を含まない）、および／または、Ｎｉ：０．８０％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、および／または、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）
を含んでいてもよい。

本発明には、上記高周波熱処理用歯車用鋼を用い、高周波焼入れを行って得られるところに特徴を有する耐剥離性に優れた歯車も含まれる。

本発明によれば、鋼材の成分組成と組織を適切に調整しているので、該鋼材を歯車の製造に用いれば、製造時に優れた歯切加工性を発揮し、かつ高硬度であって表層の３００℃焼戻し硬さが高く優れた耐剥離性を示す歯車が得られる。

詳細には、一般の浸炭歯車以上の耐ピッチング特性と曲げ疲労特性を示す硬さ（表層硬さがＨＶ７３０以上、かつ内部硬さがＨＶ２５０以上）を確保でき、更に、従来の浸炭歯車製造に用いられる低炭素鋼よりも硬さの高い中炭素鋼を用いているにもかかわらず、歯切加工性（切削性）が高く（歯切加工時の工具磨耗量を、中炭素鋼であるＳ５３Ｃの１／２以下に低減でき）、更には、耐剥離性が高く、歯車使用時の発熱を想定した３００℃焼戻し後の表層硬さが、一般的な浸炭歯車に用いられる浸炭用鋼（ＳＣｒ４２０Ｈ）よりも高く、かつ該焼戻しによる表層硬さの低減量をＨＶ３０以上小さくすることができた。

よって本発明の歯車は、歯面への負荷が厳しい環境で使用される歯車（例えば自動車変速機に使用される歯車）にも適用できる。

また歯車製造工程において、浸炭の代わりに高周波熱処理を行うので、従来の浸炭歯車の製造方法よりも、ＣＯ₂の排出を大幅に低減でき、かつ熱処理時間を大幅に低減でき、更には、熱処理ひずみが低減されて仕上げ加工の廃止も可能となるため、大幅なコストダウンを期待できる。

図１は、本発明で規定する組織の測定方法を示す概略説明図である。

上述した通り高周波焼入れで歯車の表層硬さを確保するには、Ｃを中炭素鋼レベルとする必要があり、また歯車の内部硬さ確保のためにはＣｒとＭｎを後述する通り一定以上含有させるのがよいこと、更には、耐剥離性向上を目的に、歯車使用時（摺動時）の発熱による軟化を抑制するには、熱によるマルテンサイトの回復を遅延できるＳｉの添加が有効であり、Ｓｉを０．３５％超含有させるのがよいことを見出した。

しかしながら、Ｓｉはフェライトの固溶強化元素であり、鋼材を硬化させるため、歯切加工性の低下を招く。そこで、高い表層硬さおよび内部硬さと優れた耐剥離性を確保すべく、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｓｉをそれぞれ一定以上含む中炭素鋼を用い、更に、歯切加工性を高めるべく鋭意研究を行った。

その結果、鋼組織において、パーライト粒の周囲を軟質であるフェライトで囲む形態とし、かつ成分組成において、Ａｌを積極的に用い、かつＴｉとＺｒは用いずにＢを一定量以上含むようにすることが大変有効であることが分かった。

まず、上記鋼組織の制御について説明する。

上記Ｃｒ等を含む中炭素鋼において歯切加工性を向上させるには、軟質組織であるフェライト量を増加させることが有効であるが、このフェライトの生成形態を制御すれば、歯切加工性をより効率よく向上させることができると考え、フェライトの生成形態に着目して鋭意研究を行った。具体的には、フェライトがパーライト粒を取り巻くように生成すれば、切削時に、この取り巻いた軟質であるフェライトが緩衝材のような役割を果たすため、工具寿命が向上し、歯切加工性を向上できると考え、この観点から、パーライト粒の周囲を取り巻くフェライトの割合と、歯切加工性との関係について調べた。

詳細には、一定鋼種（実施例１の鋼種）を用い、表１に示す通り、製造条件［熱間鍛造時の加熱温度と、熱間鍛造後の冷却速度（変態が始まり潜熱が生ずる温度までの平均冷却速度）］を変化させて、パーライト粒の周囲を取り巻くフェライトの割合（具体的には、パーライト粒の周囲長に対する、該パーライト粒を取り巻くフェライト長さの割合。以下「フェライト長さの割合」ということがある）が種々の鋼材Ｎｏ．ａ〜ｒ（熱処理条件Ａ〜Ｒ）を製造し、各鋼材の工具磨耗量を測定した。その結果を表１に併記する。尚、上記割合は、後述する実施例に示す方法で測定されるものである。また、上記以外の製造条件や工具磨耗量の測定方法も、後述する実施例と同じである。

この表１から、フェライト長さの割合を６０％以上とすれば、工具磨耗量が、中炭素鋼であるＳ５３Ｃの半分以下に抑えられ、優れた歯切加工性を発揮することを見出した。上記フェライト長さの割合は、好ましくは７０％以上、より好ましくは８０％以上であり、最も好ましくは１００％である。

本発明の鋼材の組織は、上記形態を有するフェライトとパーライトからなる組織であり、ベイナイトを含まない。熱間鍛造後の冷却時の冷却速度が速い場合、さらには鋼材の焼入れ性が高い場合には、ベイナイトが生成しやすいが、このベイナイトが存在すると、歯切加工性が大きく低下するため好ましくない。更に、内部硬さのバラつきの原因にもなるため好ましくない。

上記フェライトを利用した歯切加工性の向上のためには、全組織に占めるフェライトの分率を３面積％以上とする必要がある。好ましくは４面積％以上である。一方、歯車として機能しうる硬さを確保するため、全組織に占めるフェライトの分率を１５面積％以下とする。フェライト分率は、好ましくは１０面積％以下である。

尚、上記組織の歯車用鋼を用いて歯切加工後に高周波焼入れを施しても、内部組織（即ち、歯車の内部組織）は、上記歯車用鋼の組織と同じである。

本発明では、優れた歯切加工性確保のため、特にフェライトの生成形態を上述の通り制御すると共に、成分組成において、Ａｌを積極的に用い、かつＴｉとＺｒを用いずにＢを一定量以上含むようにする。

以下、これらの元素について詳述する。

まず本発明ではＡｌを積極的に含有させることによって、固溶したＡｌが歯切加工時に工具へ付着し、付着したＡｌが酸化保護膜となり、工具の酸化磨耗を抑制するため、歯切加工性を大幅に向上させることができる。この様に本発明では、Ａｌを多く含有させて歯切加工性を大幅に改善させる観点から、Ａｌ量を０．１５％以上とする。好ましくは０．１７％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。

しかしながら、Ａｌを上記の通り比較的多く含む場合、ＡｌＮが粒界に生成しやすく、またＡｌＮは粒界強度を低下させるため、熱間鍛造性（熱間延性）の低下を招き、歯車加工工程における熱間鍛造時に割れが生じる場合がある。

このＡｌＮの粒界析出を防止するには、Ｎを極力低減することが有効であるが、Ｎを０％にすることは不可能である。そのため、ＡｌよりもＮと結合しやすい元素を添加し窒化物を形成させ、ＡｌＮの析出を防止することが有効である。

上記ＡｌよりもＮと結合しやすい元素として、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂ等が挙げられるが、ＴｉやＺｒを用いた場合、窒化物を形成する一方でＯ（酸素）とも結合し、硬質の酸化物系介在物が形成され、この介在物が歯切加工性（切削性）低下の原因となる。これに対しＢは、歯切加工性に有害な硬質の介在物を形成しない（即ち、歯切加工性を低下させない元素である）。また、一般的に知られている通り（例えば特許第４５００７０９号公報を参照）、形成されるＢＮは、切削性（歯切加工性）を高める効果も有する。更に、ＢＮは異方性による強度低下が生じにくいことも分かっている。

Ｂは、一般的に、焼入性の大幅向上を目的に用いられることの多い元素であるが、本発明では上述の通り、ＡｌよりもＮとの結合力が高いことを利用し、ＢＮを形成することで、ＡｌＮの生成防止を図っている。そしてこの効果を得るには、Ｂ量を０．００２０％以上とする必要がある。好ましくは０．００２５％以上、より好ましくは０．００３０％以上である。尚、Ｂが過剰に含まれると、ＡｌＮ生成防止に作用しきれなかった余剰のＢが焼入れ性を必要以上に高め、熱間鍛造後の放冷時に硬質のベイナイト相が生成し、歯切加工性が低下する。また、上記ベイナイトが生成すると高周波焼入れ後の内部硬さのバラつき等も招く。

よって本発明では、Ｂ量は、基本的には固溶Ｎを固着できるだけの量となるよう調整する。この観点から、Ｂ量の上限を０．０１００％とする。好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００６０％以下である。

尚、Ａｌ量が過剰であると、適量のＢを含有させてＡｌＮの析出を防止できたとしても、Ａｌ単独の粒界偏析により粒界が脆化し、熱間鍛造性が劣化して割れが生じる。よってＡｌ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２５％以下である。

本発明は、上述の通り、高硬度と耐剥離性を確保すべくＳｉ、ＣｒおよびＭｎをそれぞれ一定以上含む中炭素鋼を用いることとし、かつ、歯切加工性確保のためにＡｌを積極的に含有させると共に、熱間鍛造性劣化の原因であるＡｌＮの形成を抑える元素として、ＴｉやＺｒを用いずにＢを一定量以上含むものであるが、これらの作用効果を十分発揮させるには、上記Ａｌ、Ｂ以外の成分を下記範囲内とする必要がある。以下、各成分範囲について説明する。

［Ｃ：０．４０〜０．６０％］
Ｃは、部品として必要な表層硬さや内部硬さ（熱間鍛造後の硬さ）を確保する上で重要な元素であり、０．４０％未満では上記硬さが不足し、部品としての強度が不足する。よって本発明では、Ｃ量を０．４０％以上とする。好ましくは０．４５％以上、より好ましくは０．４８％以上である。しかしＣ量が多すぎても、硬さ向上の効果は飽和する。またＣ量が多すぎると、フェライトを十分に確保できないため、歯切加工性が低下する。よってＣ量は、０．６０％以下に抑える必要がある。好ましくは０．５８％以下であり、より好ましくは０．５５％以下である。

［Ｓｉ：０．３５超〜０．７０％］
Ｓｉは、上述の通り、マルテンサイトの焼戻しによる組織の回復を遅らせる効果を有することから、添加することで鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、耐剥離性を高めるために必要な元素である。これらの効果を発揮させるため、Ｓｉ量は０．３５％超とする。好ましくは０．４０％以上、より好ましくは０．４５％以上である。一方、Ｓｉが多すぎると、フェライトが固溶強化されて鋼材が硬くなり、フェライト長さを制御したとしても歯切加工性が低下する。このような観点から、Ｓｉ量は０．７０％以下とする。好ましくは０．６０％以下、より好ましくは０．５５％以下である。

［Ｍｎ：１．２０〜２．０％］
Ｍｎは、焼入性を著しく向上させることから、内部硬さの向上に寄与する元素である。よってＭｎ量は１．２０％以上とする。好ましくは１．２２％以上、より好ましくは１．２５％以上である。しかし、Ｍｎは焼入れ性向上元素であるため、過剰に含まれると硬質のベイナイトが生成されて内部硬さの増加を招き、歯切加工を良好に行うことができない。また、ベイナイトが生成すると内部硬さがバラつき易くなる。更に、ＭｎはＭｓ点を低下させる元素であるため、過剰に含まれると、表層組織における残留γ量が過剰になり、高周波焼入れ後の表層硬さを確保することができない場合がある。よって、Ｍｎ量は２．０％以下とする。好ましくは１．５０％以下、より好ましくは１．４５％以下である。

［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、結晶粒界に偏析して部品（歯車）の衝撃特性を低下させる元素であるため、極力低減する方が好ましい。そのため上限を０．０３％とした。Ｐ量は、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。

［Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｓも、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｍｎと結合してＭｎＳ（介在物）を生成し、部品（歯車）の疲労強度や衝撃強度を低下させるため、極力低減する方が好ましい。そのため上限を０．０３％とした。Ｓ量は、好ましくは０．０２５％以下である。

［Ｃｒ：０．０１〜０．５０％］
Ｃｒは、熱間鍛造後に生成するパーライト組織中のセメンタイトを、母相へ固溶させ難くする元素である。このＣｒが多く含まれると、高周波焼入れ時にセメンタイトの溶け残りが生じ易い。セメンタイトの溶け残りがあると、所望の硬さが得られないだけでなく、このセメンタイトを起点とする破壊を招く。またＣｒ量が過剰であると、熱間鍛造後の組織（内部組織）としてベイナイトが生じやすくなり歯切加工性が低下する。これらの観点から、Ｃｒ量の上限を０．５０％とした。Ｃｒ量は、好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。しかしながらＣｒは、鋼材の焼入れ性を高める元素であり、内部硬さを確保するには、Ｃｒ量を０．０１％以上とする必要がある。好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上である。

［Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）］
Ｎは、鋼材に不可避的に含まれる元素であり、Ａｌと結合した場合、ＡｌＮとなり結晶粒界に析出する。上述した通り、ＡｌＮが粒界に多く析出すると、熱間での粒界強度が著しく低下し、熱間鍛造性を低下させる。よってＮ量は、極力低減する必要があり、０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下である。

本発明鋼材の成分は上記の通りであり、残部は鉄および（上記Ｐ、ＳおよびＮを含む）不可避不純物からなるものである。上記不可避不純物として鋼材に含まれるＴｉとＺｒは、上述した通り、Ｎとの結合力がＡｌよりも高いことから、ＡｌＮの生成を防止できる一方、Ｏとも結合し易い元素である。Ｏと結合した場合には硬質な介在物を形成するため、歯切加工性を低下させる。よって、本発明ではＴｉとＺｒをそれぞれ０．００４％以下に抑える。好ましくはそれぞれ０．００２％未満であり、より好ましくはそれぞれ０．００１％未満である。

上記元素に加えて更に、下記に示す元素を適量含有させることにより、更なる特性の向上を図ることができる。以下、これらの元素について詳述する。

［Ｍｏ：０．８０％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、焼入性を著しく向上させる効果を有すると共に、靭性の向上に有効な元素である。これらの効果を発揮させるには、０．１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１５％以上である。しかし、Ｍｏ量が過剰になっても効果は飽和し、コストアップを招くだけである。またＭｏが過剰に含まれていると、熱間鍛造後の組織（内部組織）としてベイナイトが生じやすくなり歯切加工性が低下する。よってＭｏ量は０．８０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．６５％以下である。

［Ｃｕ：０．８０％以下（０％を含まない）、および／または、Ｎｉ：０．８０％以下（０％を含まない）］
Ｃｕ、Ｎｉも、焼入性を著しく向上させる効果を有すると共に、靭性の向上に有効な元素である。これらの効果を発揮させるには、Ｃｕを０．１％以上（より好ましくは０．１５％以上）含有させることが好ましく、Ｎｉを０．１％以上（より好ましくは０．１５％以上）含有させることが好ましい。

しかしこれらの元素を過剰に含有させても効果は飽和し、コストアップを招く。また、これらの元素が過剰に含まれていると、熱間鍛造後の組織（内部組織）としてベイナイトが生じ易くなり歯切加工性が低下する。よって、ＣｕとＮｉは、それぞれ０．８０％以下とすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．６％以下であり、更に好ましくはそれぞれ０．３％以下である。

［Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、および／または、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）］
ＣａとＭｇは、酸化物系介在物を形成して歯切加工性を向上させる元素であり、必要に応じて鋼に含有させても良い。上記効果を得るには、Ｃａ、Ｍｇいずれの場合も、好ましくは０．０００１％以上、更に好ましくは０．００１％以上含有させるのがよい。しかしこれらの元素が過剰に含まれると、大型の介在物が形成されて歯車強度が低下するため、それぞれ０．００５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、それぞれ０．００３％以下である。

（製造条件について）
本発明の歯車用鋼は、一般的に行われている方法で溶製、鋳造、分塊した後、熱間圧延、更には熱間鍛造を行って、例えば線状や棒状の鍛造品として得ることができるが、鋼組織において、所定のパーライト粒を取り巻くフェライトの割合を実現させるには、製造工程において、熱間鍛造時の加熱温度および熱間鍛造後の冷却速度を制御することが有効である。詳細には下記の通りである。

フェライトの総面積は成分、加熱温度、冷却速度に依存して決定される。また、フェライトを、パーライト粒を取り巻くように生成させるには、フェライトの起点であるオーステナイトの粒界３重点の数を制御し、フェライトの成長を制御することが重要である。上記粒界３重点の制御は、熱間鍛造時の加熱温度（熱間鍛造温度）に依存し、またフェライトの成長は、熱間鍛造後の冷却速度に依存するため、これら熱間鍛造温度と冷却速度を制御することによって、フェライトの生成形態を制御できる。フェライトの生成形態と上記熱間鍛造温度、冷却速度との関係は次の通りである。

熱間鍛造時の加熱温度が低くなると、オーステナイト結晶粒が小さくなり易い。該結晶粒が小さくなりすぎると、フェライト生成の起点である粒界３重点の数が多くなり、結果として粒界３重点に小さなフェライトばかりが生成することとなる。その結果、熱間鍛造後の冷却速度を制御しても、パーライト粒をフェライトで十分に取り巻くことができない。一方、熱間鍛造時の加熱温度が高くなると、オーステナイト結晶粒が大きくなり易い。該結晶粒が大きくなりすぎると、単純に粒界３重点間の距離が長くなるので、熱間鍛造後の冷却速度を制御しても、パーライト粒をフェライトで十分に取り巻くことができない。

上記熱間鍛造時の加熱温度を制御することにより、フェライト生成の起点である粒界３重点の数や位置を適切に制御できたとしても、熱間鍛造後の冷却条件が適切でなければ、所望のフェライト長さの割合を実現することは難しい。

冷却速度が遅い場合、粒界３重点を起点として生成したフェライトがパーライト結晶粒界に沿って成長するが、冷却速度が速い場合は、粒界３重点を起点として生成したフェライトが上記粒界に沿って成長する時間がなく、結果として、フェライト面積の総量及びパーライト粒を取り巻くフェライト長さが小さくなる。

上記加熱温度と冷却速度の最適範囲は、成分組成によって多少前後する。例えば後述する実施例１の鋼種を使用した場合には、前述の表１に示す通り、熱間鍛造温度が１２００℃の場合、冷却速度が１５．０℃／ｓと速くても所望のフェライト生成形態を実現できるが、１２００℃より高い温度（１２５０℃、１３００℃）や少し低い温度（１１５０℃）では、冷却速度が１５．０℃／ｓと速い場合は実現できず、冷却速度を小さくする必要がある。また１２００℃よりもより低い温度（１１００℃、１０００℃）では、冷却速度を０．３℃／ｓと遅くしても実現できない、といった傾向がある。

成分組成と、上記熱間鍛造温度、冷却速度との関係について、次の様な傾向がある。基本的にＣはフェライト分率に影響を及ぼし、Ｃ量が多ければフェライトは形成され難い。よってＣ量が多い場合、上記フェライト生成形態を実現するには、より高温での熱間鍛造や、低速での冷却が必要となる。一方、Ｃ量が少ない場合、フェライトを確保しやすく、低温で熱間鍛造を行っても上記フェライト生成形態を実現することができる。また、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉなどの焼入れ性向上元素の含有量が多くなるほどフェライトが減少し、ベイナイトなどの過冷組織が増加する。従って、上記焼入れ性向上元素が比較的多く含まれる場合、より高温での熱間鍛造や低速での冷却が必要となる。

成分組成、上記熱間鍛造温度および冷却速度と、フェライト生成形態との関係の傾向は、上記の通りであり、成分組成に応じて上記熱間鍛造温度と冷却速度を制御することによって、所望のフェライトの生成形態を実現することができる。

歯車の製造は、本発明の歯車用鋼（鍛造品）を用い、一般的に行われている方法で、機械加工（歯切加工）、高周波熱処理し、その後、必要に応じて研削等を行って歯車を得ることができる。

上記高周波熱処理の条件は、得られる歯車の表層硬さをＨＶ７３０以上、かつ内部硬さをＨＶ２５０以上にできる条件であればよい。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表２または表３に示す化学成分を有する鋼塊を溶解炉にて作製後、１１００℃で圧延し、次いで、表４または表５に示す熱処理条件（各アルファベットは、表１の熱処理条件と対応しており、表１に示す熱間鍛造の加熱温度、熱間鍛造後の平均冷却速度を採用した）で熱間鍛造して、形状がφ３０ｍｍ×Ｌ１０００ｍｍの鍛造品と、形状がＷ１１０ｍｍ×Ｌ１５５ｍｍ×Ｔ３０ｍｍの鍛造品を得た。

上記熱間鍛造の条件は、Ｎｏ．２７と２８を除き、フェライト長さの割合が最大となるように、熱間鍛造の加熱温度と熱間鍛造後の平均冷却速度（変態が始まり潜熱が生ずる温度までの平均冷却速度）を制御した。

得られた鍛造品を用いて、表層硬さと内部硬さの測定、耐剥離性の評価、鋼組織の測定、および歯切加工性の評価を行った。

尚、表２および表３中「−」は、該当元素を添加していないこと（無添加）を意味する。更に、表２および表３におけるＴｉとＺｒの値「＜０．０００」は、定量下限を下回っていることを表している。

［表層硬さと内部硬さの測定］
硬さ測定用試験片として、上記形状がφ３０ｍｍ×Ｌ１０００ｍｍの鍛造品を、φ２０ｍｍ×Ｌ１００ｍｍに加工したものを用いた。この試験片に対し、高周波焼入れ（温度１０５０℃、水冷（ポリアルキレングリコール系を含む）、有効硬化層深さ１．４ｍｍ）を行い、Ｌ／２位置で長さ方向に対して垂直に切断した後、切断面を観察できるように樹脂に埋め込み、表層から５０μｍ位置のビッカース硬さ（表層硬さ）と表層から５ｍｍ位置のビッカース硬さ（内部硬さ）を測定した。そして、表層硬さ（初期硬さ）は、一般浸炭品と同等レベル以上であるＨＶ７３０以上を合格とした。また内部硬さは、一般浸炭品と同等レベル以上であるＨＶ２５０以上を合格とした。

［耐剥離性の評価］
上記硬さ測定用試験片を３００℃で２時間焼き戻したものを用いて、表層から５０μｍ位置のビッカース硬さ（表層３００℃焼戻し硬さ）を測定した。

そして、この表層３００℃焼戻し硬さが、一般浸炭品を上記条件で焼戻したときの表層３００℃焼戻し硬さ（本実施例では、Ｎｏ．４９のＳＣｒ４２０ＨのＨＶ６１３）よりも高く、かつ焼戻しによる初期硬さからの硬さ減少量が、上記一般浸炭品の場合（ＨＶ１６８）よりもＨＶ３０以上少ない場合（即ち、上記硬さ減少量がＨＶ１３８以下の場合）を、耐剥離性に優れていると評価した。ちなみに、ＲＰ試験（面圧３．０ＧＰａ、すべり速度：１．２ｍ／ｓ、油温９０℃、油種オートマチック油）によると、上記硬さ減少量がＨＶ３０の場合、剥離寿命が約２倍になることがわかっている。

［鋼組織の測定］
上記硬さ試験片（高周波焼入れ前）にて内部硬さの測定に用いた箇所をナイタルにて腐食し、１００倍で光学顕微鏡にて観察して、組織を同定した（下記表４および表５において、Ｐはパーライト、αはフェライト、Ｂはベイナイトを示す）。また、３視野当たりのフェライト分率（面積％）を求めた。

更に、規定のフェライト長さの割合（パーライト粒の周囲長に対する、該パーライト粒を取り巻くフェライト長さの割合）は次の様にして測定した。即ち、上記硬さ試験片（高周波焼入れ前）のＬ／２位置を長さ方向に対して垂直に切断した試験片を用い、ピクリン酸アルコールで腐食した試験片を用意した。そしてこの試験片の観察位置：Ｄ（直径）／４を、１００倍で１０箇所（１０視野）を撮影した。この１００倍で撮影した写真を縦横２倍に拡大し、１視野中における最大パーライト粒を選択した。そして図１に示すように、この最大パーライト粒を円相当とし、その中心から３６０°を１８分割（１０°ピッチ）した線を引き、フェライトと線が交差する数を求め、この交差する数を３６で除してから１００を掛けてフェライト長さの割合（％）を求めた。ちなみに開始点の０°は必ずフェライトと交差させることにした。尚、算術上、交点が２２点以上あれば、フェライト長さの割合は６０％となる（２２／３６＝６１％、小数点以下は四捨五入）。

また、フェライト長さの連続性も重要となるため、交点を数える際は必ず、２点以上連続していることを条件とした。即ち、フェライトと交差する点であっても、両隣の点がフェライトと交差していない場合、上記フェライトと交差する点は、交点としてカウントしないこととした。

この測定を１０視野で行い、その平均値を求めた。

［歯切加工性の評価］
歯切加工性評価用試験片として、上記形状がＷ１１０ｍｍ×Ｌ１５５ｍｍ×Ｔ３０ｍｍの鍛造品を、Ｗ１００ｍｍ×Ｌ１５０ｍｍ×Ｔ２０ｍｍに加工したものを用いた。そして、以下の条件で切削試験を行い、刃先の工具磨耗量を測定した。工具磨耗量は、一般的な高周波用鋼として用いられるＳ５３Ｃの場合で２５０μｍ程度であるため、その１／２以下である１２５μｍ以下を合格（歯切加工性に優れている）と評価した。

（切削試験条件）
工具：ハイス製のホブツール
切り込み量：１．０ｍｍ
１歯あたり送り速度：０．３０ｍｍ／歯
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
切削雰囲気：乾式
磨耗の判定：歯切工具により１歯あたりに加工した長さが７５００ｍｍに到達した時の、歯切工具の歯先の逃げ面磨耗量を測定
これらの結果を表４および表５に示す。

表２〜５から次の様に考察できる。Ｎｏ．１〜２６は、本発明で規定する要件を全て満たしているため、強度（硬さ）、耐剥離性、および歯切加工性の全ての特性に優れている。尚、Ｎｏ．１〜２６では、熱間鍛造後であって高周波焼入れ前の内部組織が、フェライトとパーライトからなるものであって、フェライト分率が１５面積％以下に抑えられているが、この内部組織は高周波焼入れの影響を受けないので、歯車の内部組織も、フェライトとパーライトからなるものであって、フェライト分率が１５面積％以下を満たすものと考えられる。

上記Ｎｏ．以外の例は、本発明で規定する少なくともいずれかの要件を満たしておらず、上記特性の少なくともいずれかが劣っている。

即ち、Ｎｏ．２７と２８は、いずれもＮｏ．１の鋼種を用いており、成分組成は規定範囲内にあるが、製造時における熱間鍛造条件を上述した傾向の通りとせず、その結果、フェライト長さの割合が規定を満たさず、切削時のフェライトの緩衝材のような性能が十分発揮されないため、十分な歯切加工性を示さなかった。

Ｎｏ．２９は、Ｃ量が不足しているため、表層硬さと内部硬さがともに低く、十分な強度特性が得られていない。

Ｎｏ．３０は、Ｃ量が過剰であるため内部硬さが高く、Ａｌにより歯切加工性を高めたとしても工具磨耗量が多くなり、十分な歯切加工性を示さない。

Ｎｏ．３１は、耐剥離性を高めるＳｉが不足しているため、３００℃焼戻しによる表層硬さの減少量が大きくなり、耐剥離性に劣っている。

Ｎｏ．３２は、Ｓｉ量が過剰であり、耐剥離性には優れているが、内部硬さが高くなりすぎて、歯切加工性を高めるＡｌを所定量含んでいるが、十分な歯切加工性を示さない。

Ｎｏ．３３は、Ｍｎ量が不足しているため、内部硬さが低く、十分な強度特性を示さない。

Ｎｏ．３４は、Ｍｎ量が過剰であるため、歯切加工前の内部硬さが高く、歯切加工性を高めるＡｌを所定量含んでいるが、十分な歯切加工性を示さない。

Ｎｏ．３５は、Ｓ量が過剰の例であるが、Ｓはフェライト長さ割合に直接影響を及ぼさないことから硬さ（表層硬さ、内部硬さ）、耐剥離性、歯切加工性のすべてを満足する。しかしＳ量が多いため、形成される介在物（ＭｎＳ等）の異方性に起因して浸炭歯車並みの強度特性（曲げ疲労強度、衝撃疲労強度）が得られない。

Ｎｏ．３６〜３９は、焼入れ性向上元素であるＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏがいずれも過剰であるため、焼入れ性が高くなり、ベイナイトを生成させ、内部硬さを高めることから、歯切加工性を高めるＡｌを所定量含んでいるが、工具磨耗量が多くなり、十分な歯切加工性を示さない。尚、Ｎｏ．３８はＣｒ量が特に過剰であるため、高周波焼入れの加熱時にセメンタイトが十分固溶せずに溶け残り、その結果、焼入れ時の表層固溶Ｃ量が少なくなり、十分な表層硬さが得られなかった。

Ｎｏ．４０は、Ａｌ量が不足しているため、工具の酸化防護膜形成が不十分となり、工具磨耗量が多く歯切加工性に劣る結果となった。

Ｎｏ．４１は、Ａｌが多すぎるため、Ａｌが粒界に過剰に偏析し、粒界強度を低下させることから、熱間鍛造時に割れが生じた。

Ｎｏ．４２〜４４は、ＡｌよりもＮと結合しやすいＴｉやＺｒを含んでいるため、ＡｌＮの形成が抑制されて熱間鍛造性は向上するが、ＴｉやＺｒが酸素（Ｏ）と結合して硬質の介在物を形成するため、工具磨耗量が多く、十分な歯切加工性を示さない。

Ｎｏ．４５および４６は、ＡｌＮを低減するためのＢが不足しているため、ＡｌＮが粒界に析出し、その結果、粒界強度が低下して熱間鍛造時に割れが生じた。

Ｎｏ．４７は、Ｎが過剰であるため、ＡｌＮが粒界に多く析出し、粒界強度を低下させ、その結果、熱間鍛造時に割れが生じた。

Ｎｏ．４８は、一般高周波用鋼として用いられているＳ５３Ｃであるが、本発明の様な成分組成でなく、かつ快削成分が添加されたものでもないため、工具磨耗量が、参考例として示すＮｏ．４９（一般歯車用鋼ＳＣｒ４２０Ｈ）の約５倍と非常に高くなっている。また、Ｓｉが十分ではないため、３００℃焼戻し硬さも低い。

Claims

Ｃ：０．４０〜０．６０％（質量％を示す。化学成分について以下同じ）、
Ｓｉ：０．３５超〜０．７０％、
Ｍｎ：１．２０〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ａｌ：０．１５〜０．５０％、
Ｂ：０．００２０〜０．０１００％、および
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）
を満たし、ＴｉとＺｒがそれぞれ０．００４％以下に抑えられ、残部が鉄および不可避不純物であり、かつ、
パーライトとフェライトからなる組織であって、
全組織に占めるフェライトが３〜１５面積％であり、かつ
下記（１）〜（４）の順に行う方法により求められる、パーライト粒の周囲長に対する、該パーライト粒を取り巻くフェライト長さの割合が６０％以上であることを特徴とする耐剥離性と歯切加工性に優れた高周波熱処理用歯車用鋼。
（１）ピクリン酸アルコールで腐食した試験片の観察位置：Ｄ（直径）／４において、１００倍で１０箇所（１０視野）を撮影する。
（２）上記１００倍で撮影した写真を縦横２倍に拡大し、１視野中における最大パーライト粒を選択する。
（３）上記最大パーライト粒を円相当とし、その中心から３６０°を１８分割（１０°ピッチ）した線を引き、フェライトと線が交差する数を求め、この交差する数を３６で除してから１００を掛けてフェライト長さの割合（％）を求める。但し、測定にあたっては、下記（i）および（ii）を満たすようにする。
（i）開始点の０°は必ずフェライトと交差させる。
（ii）交点を数える際は必ず、２点以上連続していることを条件とする。即ち、フェライトと交差する点であっても、両隣の点がフェライトと交差していない場合、上記フェライトと交差する点は、交点としてカウントしない。
（４）上記１０視野において、上記フェライト長さの割合（％）を測定し、その平均値を求める。
更に他の元素として、
Ｍｏ：０．８０％以下（０％を含まない）を含む請求項１に記載の高周波熱処理用歯車用鋼。
更に他の元素として、
Ｃｕ：０．８０％以下（０％を含まない）、および／または、Ｎｉ：０．８０％以下（０％を含まない）を含む請求項１または２に記載の高周波熱処理用歯車用鋼。
更に他の元素として、
Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、および／または、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）を含む請求項１〜３のいずれかに記載の高周波熱処理用歯車用鋼。
請求項１〜４のいずれかに記載の成分組成および組織を有し、かつ表層硬さがＨＶ７３０以上であると共に、内部硬さがＨＶ２５０以上であることを特徴とする耐剥離性に優れた歯車。
請求項５に記載の歯車を製造する方法であって、
請求項１〜４のいずれかに記載の高周波熱処理用歯車用鋼を用い、得られる歯車の表層硬さをＨＶ７３０以上、かつ内部硬さをＨＶ２５０以上にできる条件で高周波焼入れを行うことを特徴とする耐剥離性に優れた歯車の製造方法。