JPH07258793A

JPH07258793A - 浸炭歯車用鋼

Info

Publication number: JPH07258793A
Application number: JP6329844A
Authority: JP
Inventors: Kazuo Sakamoto; 和夫坂本; Tatsuo Fukuzumi; 達夫福住; Hideo Ueno; 英生上野
Original assignee: Mitsubishi Steel Mfg Co Ltd
Current assignee: Mitsubishi Steel Mfg Co Ltd
Priority date: 1994-02-03
Filing date: 1994-12-06
Publication date: 1995-10-09
Anticipated expiration: 2018-02-10
Also published as: JP3375221B2

Abstract

(57)【要約】【目的】浸炭後、焼入れをしても心部にフェライトを
発生せず、かつ、再加熱しても軟化抵抗を有する浸炭歯
車用綱。【構成】重量基準で、Ｃ＝０．１８〜０．２５％，Ｓ
ｉ＝０．４５〜１．００％，Ｍｎ＝０．４０〜０．７０
％，Ｎｉ＝０．３０〜０．７０％，Ｃｒ＝１．００〜
１．５０％，Ｍｏ＝０．３０〜０．７０％，Ｃｕ＝０．
５０％以下，Ａｌ＝０．０１５〜０．０３０％，Ｖ＝
０．０３〜０．３０％，Ｎｂ＝０．０１０〜０．０３０
％，Ｏ＝０．００１５％以下，Ｎ＝０．０１００〜０．
０２００％を含有し、残部Ｆｅ並びに不可避的不純物元
素からなり、浸炭後８２０℃以上の温度で焼入を行った
後も、心部の焼入組織中にフェライトを発生させること
なく、かつ、通常この焼入後１６０〜１８０℃の温度で
焼戻を行うが、この温度を含み３００℃までのいずれか
の温度で再加熱された場合においても、浸炭層の硬さが
浸炭焼入焼戻後の硬さに比べてＨＶ５０以上低下しない
ことを特徴とする軟化抵抗を有する浸炭歯車用鋼。

Description

【発明の詳細な説明】【産業上の利用分野】

【０００１】本発明は、通常のガス浸炭焼入れ−焼戻し
工程による熱処理で、高い疲労強度や耐久寿命を実現す
るための浸炭歯車用鋼に関するものであり、その産業上
の利用分野は、歯車類を使用する自動車、建設車両及び
産業機械業界に広範に及ぶものである。

【０００２】

【従来の技術】従来、ガス浸炭焼入れ−焼戻し処理され
る歯車類の疲労強度や耐久寿命の向上技術には、例えば
公開特許公報平４−８３８４８に示されているように疲
労亀裂の原因となる粒界酸化や不完全焼入層を低減する
目的で、Ｆｅより酸化され易い元素であるＳｉ，Ｍｎお
よびＣｒ等を低減させ、Ｆｅより酸化されにくい元素で
あるＮｉ，Ｍｏ等で焼入性、機械的性質を調整する技術
や、高濃度浸炭、プラズマ浸炭あるいは過剰浸炭と呼ば
れているように浸炭時のカーボンポテンシャルを高める
ことによって表面に微細な球状炭化物を析出させ、表面
硬さを向上させる技術やショットピーニングにより表面
圧縮残留応力を付与し、疲労亀裂の進展を遅らせる技術
等がある。

【０００３】しかしながら、これらの改善技術はいずれ
も歯車が使用される前の特性に関するものであり、歯車
が実際に使用され、噛み合っている状態を考慮したもの
ではない。とりわけ、歯車の駆動面と被駆動面が高面圧
にて接している状態では使用前の特性のみでは対応でき
ない面疲労現象が生じてくる。特に最近の歯車における
損傷形態ではエンジンの高出力、歯車の小型化に対する
要望と相俟って面疲労がより支配的となっている。すな
わち、歯車が使用され、噛み合っている状態では、すべ
りを含む接触圧による摩擦によって、歯の接触面の温度
は２００〜３００℃に上昇していることが推定されてい
る。そのような高温に晒された場合、浸炭層の硬さは使
用前より低下することが認められている。浸炭層の硬さ
の維持は面疲労に対する因子のなかで最も重要なもので
あるが、前述した改善技術によって使用前の浸炭層の硬
さを向上させても、使用中における摩擦熱によって生ず
る浸炭層の硬さ低下が原因となって、面疲労が発生して
しまうといった問題があった。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】本発明は以上の問題点
を安価でかつ容易に解決するために、浸炭素材の鋼の化
学成分を調整することによって、特殊な熱処理工程によ
らず通常のガス浸炭焼入−焼戻工程で、歯車材に焼戻軟
化抵抗を付与できる浸炭歯車用鋼を開発するものであ
る。その主な内容は、焼戻軟化抵抗に有効な元素である
Ｓｉを活用するものである。ＳｉはＣとの化学的な反斥
力の関係でその炭素の拡散を遅らせる作用を有し、軟化
の一因である炭化物の凝集・形成を妨げるためと考えら
れている。しかし、Ｓｉは強力なフェライト安定化元素
であり、鋼の相変態開始温度を上昇することによって、
浸炭後通常の焼入温度において炭素含有量の低い心部組
織にフェライトが発生するという問題がある。フェライ
トの発生はミクロ組織を強度的に不均一とし、亀裂を優
先的に進展させるので極めて望ましくない。また、Ｓｉ
は浸炭時の粒界酸化を発生しやすい元素であるといった
問題点もある。本発明はこのようなＳｉに関する問題点
を解決し、かつ、その軟化抵抗に寄与する効果を著しく
発揮する鋼を提供しようとするものである。

【０００５】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
の本発明の構成は、重量％でＣ＝０．１８〜０．２５
％，Ｓｉ＝０．４５〜１．００％，Ｍｎ＝０．４０〜
０．７０％，Ｎｉ＝０．３０〜０．７０％，Ｃｒ＝１．
００〜１．５０％，Ｍｏ＝０．３０〜０．７０％，Ｃｕ
＝０．５０％以下，Ａｌ＝０．０１５〜０．０３０％，
Ｖ＝０．０３〜０．３０％，Ｎｂ＝０．０１０〜０．０
３０％，Ｏ＝０．００１５％以下，Ｎ＝０．０１００〜
０．０２００％を含有し、残部Ｆｅ並びに不可避的不純
物元素からなり、浸炭後８２０℃以上の温度で焼入を行
った後も、心部の焼入組織中にフェライトを発生させる
ことなく、かつ、通常この焼入後１６０〜１８０℃の温
度で焼戻を行うか、この温度を含み３００℃までのいず
れかの温度で再加熱された場合においても、浸炭層の硬
さが浸炭焼入焼戻後の硬さに比べてＨＶ５０以上低下し
ないことを特徴とする軟化抵抗を有する浸炭歯車用鋼で
ある。

【０００６】更に、上記成分に加え素材中に被削性を向
上する元素で、かつ疲労特性を著しく阻害しない元素と
して重量％で、Ｓ＝０．００５〜０．０２０％，Ｐｂ＝
０．０３〜０．０９％，Ｔｅ＝０．００３〜０．０３０
％のうちから１種又は２種以上を含有している浸炭歯車
用鋼である。そもそも本発明の出発点は、浸炭歯車用鋼
の疲労強度向上技術の開発であり、そのひとつの成果が
前記公開特許公報平４−８３８４８であった。ところ
が、近年歯車にかかる面圧が大きくなっており、面疲労
による損傷が目立ってきた。そこで、同発明に加えて、
特に面疲労強度向上を目的として、歯車の接触による発
熱現象があっても浸炭層の硬さ低下に対する抵抗、即
ち、軟化抵抗に対する合金元素の影響についての研究を
行ってきた。

【０００７】供試材として表１，表２に示した化学成分
の試験鋼塊を高周波溶解炉で製造し、３０ｍｍφに熱間
鍛造後、９２０℃で１時間焼準した。これらの鋼材を、
２５ｍｍφに機械加工して試験片を作製し、図１に示す
条件で浸炭焼入−焼戻した。これらの浸炭後試験片につ
いて、図２に示す条件で再加熱実験を実施し、表面から
５０μｍの深さの浸炭層の硬さを測定した。この硬さを
再加熱後の硬さと称す。表３には浸炭焼入後一般的に焼
戻しされる温度である１８０℃における焼戻硬さと２２
０〜３００℃における再加熱後の硬さの差、即ち軟化の
度合いを再加熱後の硬さ低下として示す。この軟化の度
合いの大小で軟化抵抗を評価し、再加熱後の硬さ低下が
小さいほど軟化抵抗が大きいとした。図３はこれらの再
加熱後硬さ低下とＳｉ含有量の関係を示したものである
が、Ｓｉ含有量が低い領域では再加熱温度が高くなるほ
ど硬さの低下が大きくなることが判る。すなわち、再加
熱温度が２２０℃では硬さ低下は最大でもＨｖ５０であ
り、Ｓｉ含有量との相関はほとんど認められないが、２
６０℃になるとＳｉ含有量０．２５ｗｔ以下の領域では
Ｈｖ５０を越え、さらに３００℃の場合にはこの低下が
一層顕著となってくる。ここで、再加熱後の硬さ低下が
ＨＶ５０以下を軟化抵抗を有するとした場合、Ｓｉ含有
量が０．４５ｗｔ％以上では焼戻温度が３００℃でも軟
化抵抗を有する領域が存在することがわかった。

【０００８】

【表１】

【０００９】

【表２】一方、前記のようにＳｉの添加は鋼材の相変態開始温度
を上昇せしめ、浸炭後の焼入においてフェライト相が発
生する問題点がある。これに対処するための方法とし
て、本発明ではオーステナイト安定化元素の添加により
相変態開始温度が低下することを利用した。特に合金元
素のＮｉについてはフェライト発生を抑制すると共に歯
車用鋼として重要な靭性の向上も期待できることに注目
し、その適用を試みた。先ず、前述の表１及び表２に示
した供試材から作製した試験片を図４に示す条件で浸炭
焼入−焼戻した。これらの浸炭後試験片について、充分
に炭素濃度が低下していると思われる表面から３ｍｍの
位置の焼入後のミクロ組織を光学顕微鏡にて観察し、フ
ェライトの発生状況を判定した。それらの結果の１例を
図１０〜１２に示す。これよりＮｉ含有量が約０．１０
ｗｔ％と低い場合、Ｓｉ含有量を約１．００ｗｔ％に増
加させると、浸炭ミクロ組織にフェライトが発生するこ
とがわかる（鋼種Ｎo.ｄと鋼種Ｎo.ｆの比較）。そし
て、その程度は焼入温度が低い８２０℃においてより顕
著である。一方、Ｓｉ含有量が約１．００ｗｔ％であっ
ても、Ｎｉ含有量を約１．００ｗｔ％と増加させた場合
には、フェライトの発生が認められないことがわかる
（鋼種Ｎo.ｆと鋼種Ｎo.ｇの比較）。次により詳細にＮ
ｉのフェライト抑制効果を確認するために、Ｓｉ含有量
とＮｉ含有量を変動させた実験を行った。供試材の化学
成分および試験片の加工要領は前述のとおりであるが、
試験片の熱処理条件は図５に示すとおりである。これら
の熱処理後の試験片について、ミクロ組織を光学顕微鏡
で観察し、フェライトの発生状況を判定した。その結果
を表３に示す。ここで、○印は全くフェライトが認めら
れないものを、△印はわずかにフェライトが認められる
ものを、そして×印は顕著にフェライトが認められるも
のを示す。これから、比較鋼のａ〜ｂ、ｅ〜ｆおよびｈ
〜ｌのようにＮｉ含有量を調整せず、単にＳｉ含有量を
高めた鋼は、確かに３００℃までの再加熱後の硬さ低下
がＨＶ５０以下で軟化抵抗を有するが、いずれも８２０
〜８４０℃の焼入温度の条件でフェライトが発生するこ
とがわかった。ところが、比較鋼ｇや本発明鋼ｍ〜ｗの
ようにＮｉ含有量を調整し、Ｓｉ含有量を高めた鋼は、
軟化抵抗を有し、かつ、いずれの焼入温度においてもフ
ェライトが発生しないことがわかった。一方、比較鋼ｃ
〜ｄや現用鋼ｘ〜ｚのようにＳｉ含有量が低い鋼はいず
れの焼入温度においてもフェライトが発生しないが、３
００℃における再加熱後の硬さ低下がＨＶ５０を越え、
軟化抵抗はないことがわかった。これらの結果から、Ｎ
ｉ含有量を調整することによって、８２０℃以上の焼入
温度においてもフェライトを発生させずに、Ｓｉによる
軟化抵抗の向上が可能な成分範囲が存在することがわか
った。

【００１０】

【表３】

【００１１】

【表４】最後にＳｉ添加による粒界酸化発生について検討した。
前述のようにＳｉは粒界酸化を増長するといわれている
が、ここでは従来調査されているよりも広い範囲でその
挙動を調査した結果、その発生が抑えられる成分範囲を
見出した。表４には調査に供した試験片の化学成分を示
す。これらの試験片の加工要領は前述のとおりであり、
作製された試験片を図１に示す浸炭焼入条件で処理し
た。これらの浸炭試験片について、表面の浸炭組織を光
学顕微鏡で観察し、粒界酸化層深さを測定した。

【００１２】

【表５】図６にはこれらの粒界酸化層深さとＳｉ含有量の関係を
示す。これより、Ｓｉ含有量が０．２５ｗｔ％までは確
かに従来から指摘されているように、粒界酸化層深さは
一様に深くなるが、それ以上のＳｉ含有量では逆に浅く
なり、０．４５ｗｔ％以上ではほぼ１０μｍに抑えられ
ることがわかる。従って軟化抵抗が発揮されるＳｉ含有
量０．４５ｗｔ％以上の領域では、粒界酸化層は問題と
ならないことがわかった。

【００１３】以上の基礎研究からＳｉによるフェライト
発生や粒界酸化の増長といった問題点を解決しながらも
軟化抵抗を向上し、ひいては疲労寿命や耐久寿命を向上
する具体的な手法が発明された。すなわち、本発明は重
量％で、Ｃ＝０．１８〜０．２５％，Ｓｉ＝０．４５〜
１．００％，Ｍｎ＝０．４０〜０．７０％，Ｎｉ＝０．
３０〜０．７０％，Ｃｒ＝１．００〜１．５０％，Ｍｏ
＝０．３０〜０．７０％，Ｃｕ＝０．５０％以下，Ａｌ
＝０．０１５〜０．０３０％，Ｖ＝０．０３〜０．３０
％，Ｎｂ＝０．０１０〜０．０３０％，Ｏ＝０．００１
５％以下、Ｎ＝０．０１００〜０．０２００％を含有
し、残部Ｆｅ並びに不可避的不純物元素からなることを
特徴とし、浸炭後８２０℃以上の温度で焼入を行った後
も、心部の焼入組織中にフェライトを発生させることな
く、かつ通常この焼入後１６０〜１８０℃の温度で焼戻
を行いこの温度を含み、３００℃までの再加熱条件でも
浸炭層の硬さが浸炭焼入焼戻後の硬さに比べてＨＶ５０
以上低下しない軟化抵抗を有する浸炭歯車用鋼であり、
必要に応じて被削性向上元素として重量％で、Ｓ＝０．
００５〜０．０２０％，Ｐｂ＝０．０３〜０．０９％，
Ｔｅ＝０．００３〜０．０３０％のうちから１種又は２
種以上を含有している構成を特徴とするものである。

【００１４】次に本発明の上記組成についてその限定理
由を説明する。Ｃ：０．１８〜０．２５％Ｃは歯車に要求される心部硬さＨＲＣ３５〜４５を得る
ために、少なくとも０．１８％以上の添加が必要であ
る。また、Ｃが低いと相変態開始温度が上昇し過ぎ、オ
ーステナイト安定化元素添加によるその制御が難しくな
ってくる。しかし、その過剰な添加は、心部の硬さが上
昇しすぎ、焼入後において表面での圧縮の残留応力を十
分に導入できず、かつ心部の靭性を劣化させる。これを
回避するためには上限を０．２５％に限定する必要があ
る。従って、Ｃの添加量は０．１８〜０．２５％の範囲
とした。Ｓｉ：０．４５〜１．００％

【００１５】Ｓｉは本発明鋼において最も重要な元素で
ある。すなわち、Ｓｉは歯車等が転動中に到達すると思
われる２００〜３００℃の温度域における軟化抵抗を最
も高める元素であり、その結果を発揮するためには少な
くとも０．４５％以上の添加が必要である。しかし、Ｓ
ｉは承知のようにフェライト安定化元素であり、その過
剰な添加はＡｃ３変態点を上昇し、通常の焼入温度の範
囲（８２０〜８６０℃）で炭素含有量の低い心部でフェ
ライトの出現が顕著となり強度の低下を招く。さらに浸
炭性を阻害したり、浸炭前の鋼材が硬くなり過ぎること
により、冷鍛性や切削性を劣化させる。これを回避する
ためには上限を１．００％に限定する必要がある。

【００１６】従って、Ｓｉの添加量は０．４５〜１．０
０％の範囲とした。Ｍｎ：０．４０〜０．７０％Ｍｎは焼入性を確保するために少なくとも０．４０％以
上の添加が必要である。しかし、Ｍｎは浸炭異常層を形
成しやすい。これを低減をするためには上限を０．７０
％に限定する必要がある。従って、Ｍｎの添加量は０．
４０〜０．７０％の範囲とした。Ｎｉ：０．３０〜０．７０％Ｎｉは本発明鋼においてＳｉとあわせて重要な元素であ
る。すなわち、ＮｉはＳｉと逆にオーステナイト安定化
元素であるので、Ｓｉを添加したことにより上昇した相
変態開始温度を低下させる。また、同時にＮｉは焼入性
を向上し、浸炭層および心部の靭性をも向上させる元素
でもある。これらの効果を発揮するためには少なくとも
０．３０％以上の添加が必要である。しかし、Ｎｉは高
価な元素であるからその過剰な添加は経済的な観点から
望ましくないばかりではなく、かえって残留オーステナ
イトの形成を促進することにより表面硬さの低下を招
く。これを回避するためには上限を０．７０％に限定す
る必要がある。

【００１７】従って、Ｎｉの添加量は０．３０〜０．７
０％の範囲とした。Ｃｒ：１．００〜１．５０％Ｃｒは焼入性を確保するために必要な元素である。また
微細な炭化物の析出を期待できる元素でもある。そのた
めには少なくとも１．００％以上の添加が必要である。
しかし、ＣｒはＭｎと同様に浸炭異常層を形成し易い元
素であり、その過剰な添加は、心部が硬くなり過ぎるこ
とにより、靭性を劣化させる。これを回避するためには
上限を１．５０％に限定する必要がある。従って、Ｃｒ
の添加量は１．００〜１．５０％の範囲とした。Ｍｏ：０．３０〜０．７０％ＭｏはＮｉと同様に焼入性を向上し、浸炭層及び心部の
靭性を向上させる元素である。そのためには少なくとも
０．３０％以上の添加が必要である。しかし、その過剰
な添加は浸炭前の鋼材の軟化処理が難しくなることから
切削性を阻害し、また心部が硬くなり過ぎ、靭性を劣化
させる。これを回避するためには上限を０．７０％に限
定する必要がある。

【００１８】従って、Ｍｏの添加量は０．３０〜０．７
０％の範囲とした。Ｃｕ：０．５０％以下Ｃｕは４００〜６００℃といった比較的高い温度域にお
いて析出硬化が期待できる元素である。従って、歯面あ
るいは転動面の温度が著しく上昇する過酷な使用状況が
想定される場合や、航空機材料のようにジェット推進機
やタービン近傍の高温環境で使用される場合に添加する
ことが望ましい。しかし、その過剰な添加は熱間脆性を
増長し、かつ、浸炭性を阻害する。これを回避するため
には上限を０．５０％に限定する必要がある。従って、
Ｃｕの添加量は０．５０％以下とした。Ａｌ：０．０１５〜０．０３０％

【００１９】ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、オー
ステナイト結晶粒度を微細化する作用を有する元素であ
り、この細粒化を介して浸炭層及び心部の靭性向上に寄
与する。そのためには少なくとも０．０１５％以上の添
加が必要である。しかし、その過剰な添加は疲労強度に
対し有害なＡｌ₂Ｏ₃介在物の生成を助長する。これを回
避するためには上限を０．０３０％に限定する必要があ
る。従って、Ａｌの添加量は０．０１５〜０．０３０％
の範囲とした。Ｖ：０．０３〜０．３０％Ｖは浸炭温度近傍の比較的低い温度においても炭化物を
形成し、それらによる硬さの向上が期待できる。そのた
めには少なくとも０．０３％以上の添加が必要である。
しかし、その過剰な添加は浸炭層の靭性を劣化させる。
これを回避するためには上限を０．３０％に限定する必
要がある。

【００２０】従って、Ｖの添加量は０．０３〜０．３０
％の範囲とした。Ｎｂ：０．０１０〜０．０３０％Ｎｂは鋼中のＣ，Ｎと結合して炭窒化物を形成し、Ａｌ
Ｎと同様にオーステナイト結晶粒度の微細化に効果のあ
る元素であり、この細粒化を介して浸炭層及び心部の靭
性向上に寄与する。従って、添加量は共存するＡｌとＮ
との量的バランスで決まるが、少ないと効果が発揮でき
ないので、少なくとも０．０１０％以上の添加が必要で
ある。しかし、その過剰な添加は粗大な炭窒化物を形
成、析出し、浸炭層の靭性を損なう。これを回避するた
めには上限を０．０３０％に限定する必要がある。従っ
て、Ｎｂの添加量は０．０１０〜０．０３０％の範囲と
した。Ｏ：０．００１５％以下Ｏは鋼中において、酸化物系介在物として存在し、疲労
強度を損なう元素である。

【００２１】従って、Ｏの上限を０．００１５％以下と
規定した。Ｎ：０．０１００〜０．０２００％ＮはＡｌ，Ｎｂと結合してＡｌＮ，ＮｂＣＮを形成し、
オーステナイト結晶粒度の微細化に効果のある元素であ
り、この微細化を介して浸炭層及び心部の靭性向上に寄
与する。従って、添加量は共存するＡｌとＮｂとの量的
バランスで決まるが、少ないと効果が発揮できないの
で、少なくとも０．０１００％以上の添加が必要であ
る。しかし、その過剰な添加は凝固時の鋼塊表面での気
泡の発生や鋼材の鍛造性の劣化を招く。これを回避する
ためには上限を０．０２００％に限定する必要がある。
従って、Ｎの添加量は０．０１００〜０．０２００％の
範囲とした。Ｓ：０．００５〜０．０２０％

【００２２】Ｓは大部分は硫化物系介在物として鋼中に
存在し、歯車のように切削加工により成形される部品で
は、被削性の向上に有効な元素である。そのためには少
なくとも０．００５％以上の添加が必要である。しか
し、その過剰な添加は、疲労強度低下を招く要因とな
る。これを回避するためには上限を０．０２０％に限定
する必要がある。従って、Ｓの添加量は０．００５〜
０．０２０％の範囲とした。Ｐｂ：０．０３〜０．０９％ＰｂはＳと同様に歯車のように切削加工により成形され
る部品では、被削性の向上に有効な元素である。そのた
めには少なくとも０．０３％以上の添加が必要である。
しかし、その過剰な添加は疲労強度低下を招く要因とな
る元素である。また、０．１０％以上ではＰｂの取扱
上、集塵装置、方法等の法的な規制を受ける。これを回
避するためには上限を０．０９％に限定する必要があ
る。

【００２３】従って、Ｐｂの添加量は０．０３〜０．０
９％の範囲とした。Ｔｅ：０．００３〜０．０３０Ｔｅは硫化物系酸化物と母相であるＦｅの界面エネルギ
ーを増加させ、その形状を紡錘形とし被削性を向上させ
る元素である。その効果を達成するためには少なくとも
０．００３％以上の添加が必要である。しかし、その過
剰な添加は熱間脆性を生ずる。これを回避するためには
上限を０．０３０％に限定する必要がある。従って、Ｔ
ｅの添加量は０．００３〜０．０３０とした。以下、実
施例によって、本発明を更に具体的に説明する。

【００２４】

【実施例】次にこれらの結果をもとに本来の目的である
ピッチング疲労強度向上が達成されることを確認するた
めに本発明鋼として表５に示す化学成分を有する試験鋼
塊を高周波真空溶解炉で製造し、ローラー・ピッチング
疲労試験でそのピッチング疲労寿命を評価した。

【００２５】

【表６】図７（ａ）にはローラー・ピッチング疲労試験機の概要
を示す。ここで１は試験片、２は負荷ローラー、３，４
は噛み合い歯車、５は軸受け、６はカップリング、７は
伝達ベルト、８はモーターである。図７（ｂ）は試験片
の形状、図７（ｃ）は負荷ローラーの形状を示す。試験
条件は最大ヘルツ面圧は３４３０ＭＰａ、すべり率は４
０％である。試験鋼塊は熱間鍛造−焼準後試験片に機械
加工され、図１に示す条件で浸炭焼入−焼戻を実施し
た。これらの試験片の一部を切断し、浸炭層の硬さ分布
とミクロ組織観察を実施した。その結果を図１３、表６
に示す。

【００２６】

【表７】これより、先ず、本発明鋼は心部にフェライトが発生せ
ず、粒界酸化深さが８．５μｍと浅いことが確認され
た。図８にはローラー・ピッチング疲労試験の結果を示
す。本図は本発明鋼のピッチング疲労寿命を現在まで実
施してきた現用鋼のそれらとともに累積破損確率で表わ
したものである。これから、本発明鋼のピッチング疲労
寿命は現用鋼のそれらの範囲を越えて長いことがわか
る。図９は疲労試験における転動中の硬さ低下を経時的
に把握するために、疲労試験を一定の繰り返し数で中断
し、表面硬さを測定した結果を示す。同様に現用鋼の範
囲とともに示すが、本発明鋼は転動中の表面硬さの低下
が現用鋼に比べて小さいことがわかる。従って、所期の
設計思想通り、Ｓｉ含有量を高めた効果により、軟化抵
抗が向上し、すべりをふくむ高面圧下転動中の摩擦熱に
対してもピッチング疲労強度に最も重要な表面硬さの低
下が抑えられ、かつ心部においてフェライトが発生せ
ず、粒界酸化深さが浅いため、疲労寿命が延びたと解釈
できる。このように発明鋼は現用鋼に比べピッチング疲
労寿命が長く、優れた特性を有している。

【００２７】

【発明の効果】以上の結果からも判るように、本発明鋼
は現在歯車用鋼として最も重要な要件であるピッチング
疲労強度が現用鋼に比べて極めて優れている。従って、
本発明鋼を使用することによって、現状の浸炭焼入条
件、設計諸元で浸炭歯車の小型、軽量化が可能であり、
また形状、寸法が同じでもより高出力化が可能である。
このような理由により、本発明の効果は過酷な条件で歯
車類を使用する産業界においてコストの低減と信頼性の
向上に広く貢献できることである。

【図面の簡単な説明】

【図１】浸炭焼入−焼戻条件を示す説明図、

【図２】再加熱実験の熱処理条件を示す説明図、

【図３】再加熱後の硬さとＳｉ含有量の関係を示すグラ
フ、

【図４】心部の浸炭焼入を模擬した実験の熱処理条件、

【図５】試験片の浸炭焼入条件、

【図６】粒界酸化層深さとＳｉ含有量の関係を示すグラ
フ、

【図７】（ａ）ローラー・ピッチング疲労試験機の概略
図、（ｂ）ローラー・ピッチング疲労試験の試験片の概
略図、（ｃ）ローラー・ピッチング疲労試験の負荷ロー
ラーの概略図、

【図８】発明鋼及び現用鋼のピッチング疲労寿命を示す
グラフ、

【図９】発明鋼及び現用鋼の表面硬さの転動中の経時変
化を示すグラフ、

【図１０】図４に示す条件で浸炭した金属試験片のミク
ロ組織を示す顕微鏡写真、

【図１１】図４に示す条件で浸炭した金属試験片のミク
ロ組織を示す顕微鏡写真、

【図１２】図４に示す条件で浸炭した金属試験片のミク
ロ組織を示す顕微鏡写真、

【図１３】図１に示す条件で浸炭焼入−焼戻しをした金
属試験片のミクロ組織を示す顕微鏡写真。

【符号の説明】

１試験片２負荷ローラー３，４噛み合い歯車５軸受け６カップリング７伝達ベルト８モーター

フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号庁内整理番号ＦＩ技術表示箇所Ｃ２２Ｃ 38/60 Ｃ２３Ｃ 8/22

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ＝０．１８〜０．２５％，
Ｓｉ＝０．４５〜１．００％，Ｍｎ＝０．４０〜０．７
０％，Ｎｉ＝０．３０〜０．７０％，Ｃｒ＝１．００〜
１．５０％，Ｍｏ＝０．３０〜０．７０％，Ｃｕ＝０．
５０％以下，Ａｌ＝０．０１５〜０．０３０％，Ｖ＝
０．０３〜０．３０％，Ｎｂ＝０．０１０〜０．０３０
％，Ｏ＝０．００１５％以下，Ｎ＝０．０１００〜０．
０２００％を含有し、残部Ｆｅ並びに不可避的不純物元
素からなり、浸炭後８２０℃以上の温度で焼入を行った
後も、心部の焼入組織中にフェライトを発生させること
なく、かつ通常この焼入後１６０〜１８０℃の温度で焼
戻を行うか、この温度を含み３００℃までのいずれかの
温度での再加熱させた場合でも浸炭層の硬さが浸炭焼入
焼戻後の硬さに比べてＨＶ５０以上低下しないことを特
徴とする軟化抵抗を有する浸炭歯車用鋼。
【請求項２】素材中に被削性を向上する元素で、かつ
疲労特性を著しく阻害しない元素として重量％でＳ＝
０．００５〜０．０２０％，Ｐｂ＝０．０３〜０．０９
％，Ｔｅ＝０．００３〜０．０３０％のうちから１種ま
たは２種以上を含有していることを特徴とする請求項１
に記載している浸炭歯車用鋼。