JPH11222627A - 転動部材とその製造方法 - Google Patents

転動部材とその製造方法

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JPH11222627A
JPH11222627A JP10033774A JP3377498A JPH11222627A JP H11222627 A JPH11222627 A JP H11222627A JP 10033774 A JP10033774 A JP 10033774A JP 3377498 A JP3377498 A JP 3377498A JP H11222627 A JPH11222627 A JP H11222627A
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Abstract

(57)【要約】 【課題】 高強度な歯車等を塑性加工法を用いて簡便に
歯出した素形材を製造する際に、塑性加工時の変形抵抗
の低減を図るとともに、より低温での塑性加工が安定し
て精度良く実施できるようにする。 【解決手段】 実質的に鉄系からなる合金鋼であって、
少なくともＳｉを１．５〜４．５重量％含有するととも
に、Ｃを０．３５重量％以下含有してなり、残部が実質
的にＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材を用いて、浸
炭、浸炭浸窒、浸窒のうちの１種以上の熱処理と焼き入
れ処理とを施すことによって、表面層がαFe相を含まな
いマルテンサイトと残留オーステナイトを主体とする組
織、内部が（α＋γ）Ｆｅ相二相領域から冷却された組
織を有する転動部材を得る。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、塑性加工性に優
れ、さらに浸炭，浸炭浸窒などの表面熱処理を施して高
強度な歯車などの転動部材を生産するための転動部材の
製造方法と、この製造方法により得られる転動部材に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車や建設機械に使われる歯車
などにおいては、加工時間の低減によるコスト改善と、
動力伝達装置のコンパクト化のための耐面圧強度の向上
が従来以上に要求されてきている。このうち加工時間の
低減という観点からは、従来の熱間鍛造で素材ブランク
を製造する場合には素材の寸法精度が悪く、機械加工に
よる切削量が多いという問題を改善するために、冷間鍛
造による高精度鍛造化が多く検討されている。また、耐
面圧強度の向上という観点からは、鋼の焼戻し軟化抵抗
性の向上としてＭｏ元素の積極的な添加や浸炭，浸炭浸
窒熱処理後に焼き入れし、ショットピーニングを施し
て、積極的に表面層の硬度を高めるとともに、顕著な圧
縮残留応力を付与する方法についても多く検討されてい
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】歯車の歯出しを熱間鍛
造で実施する場合においては、１２００〜１３００℃に
加熱したγ相（オーステナイト相）の鋼を室温の鍛造金
型に据え込む際、加熱素材は急激に冷却されるため、急
激な変形抵抗の増大が起こり、精密な歯形の成形をする
際に金型に対して顕著な応力を発生させることや金型の
顕著な摩耗を引き起こすため、金型自身には歯車形状に
充分なＲ部を持たせることが必要となることや、金型と
の接触による冷却を抑制するために金型温度を顕著に高
めることなどにより歯車の精密な鍛造ブランクを生産す
ることが困難である。なお、鍛造速度を高め、鍛造素材
の剪断発熱によって素材ブランクの冷却を防止すること
も考えられているが、これは一方では変形抵抗を更に高
めることに繋がるため、前述の金型Ｒ部をより大きくす
る必要があり、より精密な鍛造をめざすには問題があ
る。また、よりコンパクトな歯車においては特に歯形が
小さくなり、より冷却されやすくなるため、上述のよう
な問題点がより顕在化される。
【０００４】更に、熱間鍛造素材を冷間鍛造することに
よって精度の良い歯車の歯出しを実施することも試みら
れているが、２度工程になることによる顕著なコストア
ップに繋がるという問題点がある。
【０００５】また、上述の熱間鍛造では歯車素材が一旦
１２００〜１３００℃に加熱されるため、オーステナイ
ト相の結晶粒が非常に粗大化するとともに、鍛造素材は
急速冷却部とそうでない部位での変形抵抗の差異が大き
くなり、加工歪みが不均質に残りやすくなるために、あ
との機械加工，浸炭熱処理後における歯車の歪みをでき
るだけ防止するために、多くは機械加工前に、冷却焼準
等による整粒化，歪み除去が実施されており、コストア
ップとなっている。
【０００６】また、上述の観点から熱間鍛造温度よりも
低温の８５０〜１０００℃温度に素材を加熱して、鍛造
途中で鋼が（α＋γ）Ｆｅ相二相組織域にある時点でα
相の助けを借りて変形抵抗を下げて精度良く素早く鍛造
する温間鍛造法も試みられているが、γ相結晶粒界から
α相が析出する段階で強加工が施されることから、素地
内部には多くの場合において粒界剥離が発生して、素材
が脆化するような危険性が存在している。
【０００７】なお、近年の歯車減速機や変速機では、高
出力化や軽量化コンパクト化に対する動向として、特に
歯車では耐面圧強度に優れた特性の改善が望まれてい
る。一般的には、歯車は上述のように機械加工後に浸
炭，浸炭浸窒等の表面熱処理を施して、表面層を硬化さ
せて使用されており、高い接触面圧（ヘルツ面圧）に耐
えるように設計されているが、通常これらの熱処理が長
時間に及び、歯車などではコストが高くなり問題となっ
ている。とりわけ、建設機械の歯車減速機等においては
大モジュールなものが多く、通常のＲＸガス浸炭では
２，３日に及ぶことも珍しくなく、例えば浸炭温度の高
温度化が種々検討されている。しかし、ＲＸガス浸炭温
度の高温化を図るためには、ＣＯ／ＣＯ２ガス平衡で浸
炭時の炭素ポテンシャルの制御が非常に困難になるた
め、例えば高い炭素ポテンシャルでの浸炭期においては
歯車材表面に粗大なセメンタイトが析出し、歯車強度を
劣化させる問題があることや、またこれらのセメンタイ
トの析出を防止する観点からさらに浸炭期と同等かそれ
以上の長時間の拡散期を設けて表面炭素濃度の適正化を
図っているが、上述と同じように炭素ポテンシャルの精
度の良い制御が困難なことから問題となっている。
【０００８】更に、前述の動向からは、より高い接触面
圧に耐える歯車などを製造するために、最近では使用す
る鋼材に焼き入れ後の表面硬化層の焼き戻し軟化抵抗性
を高めるＭｏ，Ｖや結晶粒の微細化を図るためのＮｂ，
Ｔｉ等を添加することが合金設計的に試みられており、
さらには表面硬化層をより硬化させるために、強力なシ
ョットピーニングを施工しているが、必ずしも充分な効
果を上げていない。
【０００９】また、Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ等のオーステナイト
において微細な特殊炭化物を形成する元素を歯車強化の
観点から積極的に添加することは、高温におけるオース
テナイトの変形抵抗を顕著に高めることになり、必ずし
も前述の塑性加工性を考慮した合金設計がなされていな
いことも問題である。
【００１０】本発明は、前述のような問題点に鑑みてな
されたもので、高強度な歯車等を機械加工に代わって塑
性加工方法を用いて簡便に歯出した素形材を製造する際
において、塑性加工時の変形抵抗の低減を図るととも
に、より低温での塑性加工が安定して精度良く実施でき
るための鋼材および転動部材を提供し、この鋼材に浸
炭，浸炭浸窒などの表面熱処理を施して、耐面圧強度に
優れた歯車などの転動部材を製造する方法を提供するこ
とを目的とするものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段および作用・効果】熱間鍛
造時の前述の問題点を解決するために、本発明では、８
００〜１３００℃の温度範囲、少なくとも８５０〜１２
００℃の温度範囲において鍛造前の加熱状態の組織がα
Ｆｅ相および／または（α＋γ）Ｆｅ相二相領域が安定
して存在し、鍛造時においても少なくとも（α＋γ）Ｆ
ｅ相二相領域でのα相が２５体積％以上になるように合
金成分を調整した鋼材を用いて、低い変形抵抗で塑性加
工され、かつ鍛造中での金型との接触による冷却が起こ
っても広い温度範囲において（α＋γ）Ｆｅ相二相領域
を安定化させることによって変形抵抗の増大を防止し、
これによって塑性加工性を改善したものである。
【００１２】前述のように、８５０〜１２００℃の温度
範囲において鍛造前の加熱状態の組織がαＦｅ相および
／または（α＋γ）Ｆｅ相二相領域であるように安定化
させるための合金成分の調整はα相安定化元素であるＳ
ｉとＡｌの添加総量を１．０〜４．５重量％、Ａｌを
０．１〜１．５重量％として、さらに炭素（γ相安定化
元素）を０．３５重量％以下の範囲内で調整することに
よって実施した。
【００１３】なお、従来のγＦｅ相の結晶粒の成長が抑
制できる最高の温度１０００℃以上の１１００〜１３０
０℃に加熱したときの（α＋γ）Ｆｅ相二相領域での結
晶粒は、従来のオーステナイト単相鋼の結晶粒に較べて
極めて成長が抑制され、従来の鍛造加熱時における結晶
粒の粗大化、さらには後述の浸炭の高温度化における結
晶粒の粗大化に関する問題を解決した。
【００１４】更に、前述の従来の温間鍛造時に発生する
脆性問題は、鍛造初期の状態を（α＋γ）Ｆｅ相二相領
域に設定することによって、また鍛造時のα相の量を２
５体積％以上に調整することによって、γ相粒界での変
形や応力の集中を回避し、この結果粒界剥離する脆性問
題を解決した。また、鍛造後に機械加工して、浸炭およ
び／または浸炭浸窒熱処理後焼き入れした時の焼き入れ
歪みは表面硬化層以下の多くの内部組織がα相からなる
ことによって大きく低減でき、歯車の高精度化を図っ
た。
【００１５】浸炭コストの改善のために、従来と同様に
浸炭の高温化が最も効果的であり、本発明では例えば炭
素ポテンシャルがＡｃｍ濃度においても浸炭，浸炭浸窒
によって、鋼表面部に粗大なセメンタイトが析出しない
ように、鋼材成分中のＳｉ＋Ａｌの添加総量を１．０重
量％以上となるように調整して解決した。さらに、高温
度でのこの浸炭温度から直接的に浸炭層中に粗大な粒界
セメンタイトが析出しない速さで冷却し、浸炭温度以下
での再加熱処理を施して微細なセメンタイトを分散析出
させることとオーステナイト結晶粒の微細化を図ること
によって、面圧強度を高める技術を確立し、これによっ
て浸炭における拡散期が省略できるようにし、大幅な浸
炭コストの低減を図った。なお、高温浸炭温度からの直
接的な冷却は、ほぼガス冷却が歯車の熱歪みを低減する
のに好ましいが、本発明では浸炭層内部の組織が前述の
通りに（α＋γ）Ｆｅ相二相からなるようにしているこ
とで好ましい合金設計となっている。
【００１６】なお、より顕著な耐摩耗性と面圧強度を必
要とする部材においてはＣｒを適切に添加することによ
って、高温浸炭時に微細なＣｒ７Ｃ３を多量に分散析出
ことが効果的である場合があるが、通常の高Ｃｒ合金に
浸炭した場合には浸炭層最表面層を除いてはＣｒ７Ｃ３
炭化物が微細に析出するが、浸炭層最表面部においては
粗大なセメンタイトが高濃度で析出し、顕著に脆化する
問題がある。これに対して、本発明では前述のようにＳ
ｉ，Ｓｉ＋Ａｌの量を１．５重量％以上に高めることに
よって粗大セメンタイトの析出を防止している。なお、
好ましくは前述の（α＋γ）Ｆｅ相二相領域の安定範囲
との関係からＳｉ，Ｓｉ＋Ａｌの濃度は２．５重量％以
上が良い。また、Ｃｒ添加量は耐摩耗性との関係から検
討されるが、通用の硬質分散相比率は３５体積％以上で
は脆化傾向が強くなることから、本発明でも１５重量％
Ｃｒを上限とした。
【００１７】転動部材の耐面圧強度をより高める手段と
してＳｉと同様にαＦｅ相を安定化させ、かつ浸炭浸窒
処理によって表面から拡散浸透する窒素と強力に結合し
て、ＡｌＮ窒化物を形成するＡｌを０．１〜１．５重量
％の範囲内において添加した鋼材を用いることによっ
て、浸炭浸窒および／または浸窒処理によって表面層中
に平均粒径が０．５μｍ以下のＡｌＮを約６体積％を上
限にして分散析出させることによって極めて優れた特性
を得た。なお、ＡｌＮの分散析出深さは歯車モジュール
の０．０５倍ｍｍ以上に調整することによって、優れた
耐面圧強度を得た。
【００１８】さらに、歯車の耐面圧強度と歯元の強度を
高めるために、従来の歯車設計基準にほぼ従って本発明
では浸炭および又は浸炭浸窒法を適用し、少なくとも炭
素の拡散浸透深さが歯車モジュールの０．１５倍ｍｍ以
上になるように熱処理することによって確保した。
【００１９】なお、上述の拡散浸透させる炭素の量は、
表面炭素濃度で０．６重量％以上であることが好まし
く、かつ表面層において炭化物（セメンタイト等）が析
出する場合には、炭化物の平均粒径を３μｍ以下である
ように調整し、表面炭素濃度は２．０重量％であること
が好ましい。また、Ｃｒを高濃度に添加してＣｒ７Ｃ３
炭化物を３５体積％分散させる場合には表面炭素濃度の
上限は約４．５重量％となる。
【００２０】さらに、本発明合金は従来の肌焼き鋼に比
べて、炭素活量をほぼ１の状態で浸炭する浸炭期におい
ても粗大なセメンタイトが析出せず、高い炭素ポテンシ
ャルで安定して高濃度な浸炭ができるように改善されて
いる。したがって、微細なセメンタイトを分散析出させ
る方法としては浸炭および／または浸炭浸窒後に一旦Ａ
１温度以下あるいは室温近傍に冷却した後に再加熱途中
においてセメンタイトを分散析出させ、焼入れのための
再加熱温度においてセメンタイトが未固溶で残存する状
態から焼き入れることが好ましい。
【００２１】浸炭，浸炭浸窒などの熱処理後に焼き入れ
た状態での表面硬化層より内部での鋼組織はα相とパー
ライト，マルテンサイト，ベイナイトの１種以上とから
なる組織となるが、α相が前述のように２５体積％以上
となるので素地強度の観点からはα相の強度を高めてお
くことが好ましい。本発明では、Ｓｉ，ＡｌなどのαＦ
ｅ相の固溶強化によって改善しているが、さらに強化す
る観点からは前述のマルテンサイトおよび／またはベイ
ナイト量を増やしておくことが好ましいので、Ｃｒ，Ｍ
ｎ，Ｎｉ，Ｍｏなどの焼入れ性を高める合金元素を、適
量添加することによって改善した。
【００２２】ＣｒはαＦｅ相を安定化する元素であり、
上述の（α＋γ）Ｆｅ相二相領域を拡大する元素であ
り、またセメンタイトの黒鉛化を顕著に防止する作用が
あるとともに焼入れ性をも向上させるため広い組成範囲
で添加することが可能であるが、下限の添加量として
は、高濃度に添加されるＳｉ，Ａｌによるセメンタイト
の黒鉛化を防止するために０．３重量％以上が好まし
く、上限の添加量としては塑性加工時の変形抵抗の増大
とコスト的な観点から１５重量％以下が好ましい。
【００２３】Ｍｎ，ＮｉはγＦｅ相安定化元素であり、
（α+γ）Ｆｅ相二相領域を縮小する元素であるが、焼
入れ性を高める観点から２重量％以下の範囲で添加され
ることが好ましい。
【００２４】ＭｏはＣｒとほぼ同様の作用を示す合金元
素であるが、特に焼入れ性の向上と焼戻し軟化抵抗性の
向上に作用するが、コスト的な観点からは１重量％以下
の範囲内で添加されることが好ましい。
【００２５】Ｂは上記の相平衡に対してほとんど影響し
ないが、焼入れ性の向上という観点からは従来のボロン
処理程度に添加されることが好ましい。
【００２６】ＶはＳｉと同様にαＦｅ相安定化元素であ
り、（α＋γ）Ｆｅ相二相領域を拡大する元素であると
ともに、浸炭および／または浸炭浸窒時においては拡散
浸透する炭素や窒素と強力に結合して微細な特殊炭化物
や窒化物および炭窒化物を分散析出させる作用を示すこ
とから、２重量％以下に抑えて添加されることが好まし
い。
【００２７】さらに、Ｚｒ，Ｔｉ，Ｎｂは浸炭，浸炭浸
窒時の炭素や窒素の拡散浸透によって歯車表面層部がオ
ーステナイト化する際の結晶粒の成長を抑制させること
から、従来の添加量範囲で添加されることが好ましい。
【００２８】Ｃａ，Ｓ，Ｐｂは通常において切削性の改
善を主目的に添加することが多い。このような目的のた
めには通常の範囲で添加して使用することが好ましい。
【００２９】なお、前述のように浸炭，浸炭浸窒および
浸窒によってＣ，Ｎを拡散浸透させた後に焼き入れ硬化
させた表面層には多くの残留オーステナイトが形成され
るが、この残留オーステナイトの生成量はＣ，Ｎ濃度や
合金元素濃度によって制御されているが、従来の公開技
術にもあるようにショットピーニングやサブゼロ処理な
どによっても制御できる。またその際には表面層部には
大きな圧縮残留応力が発生して、特に歯車では歯元の曲
げ強度の改善に寄与することが知られており、本発明に
おいてもショットピーニングが適用できるものである。
【００３０】また、前述のように浸炭，浸炭浸窒および
浸窒によって微細な析出物を分散させた表面層に再加熱
・焼入れ処理を施すことによって、表面層の旧オーステ
ナイト結晶粒をＡＳＴＭ９番以上に顕著に微細化するの
は強度的には非常に好ましい。
【００３１】さらに、上述のように結晶粒が顕著に微細
化され、かつ平均粒径０．５μｍ以下のＡｌＮなどの微
細析出物を高密度に分散させることによって、焼入れ後
のレンズ状マルテンサイト葉や転動中に残留オーステナ
イトから生成されるマルテンサイト葉の直線性を顕著に
不規則化して、平均で１μｍ以下の葉幅に微細化して、
たとえば疲労クラックの粒内伝播を遅らせ、かつマルテ
ンサイト葉に集中する応力をきわめて効率的に分散させ
ることができるので非常に好ましい。
【００３２】本発明によれば、基本的成分であるＳｉ，
ＡｌとＣの調整によって広い温度範囲においてαＦｅ相
および（α＋γ）Ｆｅ相二相領域を安定的に存在させ、
鍛造時の変形抵抗を下げることによって、鍛造成形性を
改善した結果、鍛造後の素材ブランクの寸法精度を高め
るとともに、ほぼニアネットシェイプな歯車を成形する
ことができる。
【００３３】さらに、この素材に浸炭，浸炭浸窒を施
し、 Ａｌ，Ｃｒを主体とする微細な窒化物を分散させ
た後に、焼入れ処理した歯車の面圧強度は従来の肌焼き
鋼に浸炭焼き入れした歯車の面圧強度の１．４倍以上に
強化された。
【００３４】また、歯車の浸炭浸窒−焼入れ後の熱処理
歪み量を従来の肌焼き鋼に浸炭−焼き入れした歯車の歪
み量と比べ、表面層内部組織の多くがαＦｅ相からなる
ことによって顕著に改善されていることが明らかとなっ
た。
【００３５】また、１１００℃における高温での真空浸
炭を従来の肌焼き鋼と比較して実施し、その結果炭素活
量がほぼ１の状態で常に浸炭させ、実質的な拡散期を持
たせない条件においても表面層に粗大なセメンタイトが
析出せずに、表面炭素濃度が高濃度で、安定した炭素濃
度分布が得られ、浸炭時間の顕著な短縮化が図れること
がわかった。特にこの場合には、浸炭後にガス冷却を施
して一旦室温近傍に冷却した後に再加熱によってセメン
タイトを微細に分散析出させて焼き入れ使用することに
よって浸炭時間の短縮化が顕著に図れるので、熱処理コ
ストの大きな低減につながることがわかった。
【００３６】
【実施例】次に、本発明による転動部材とその製造方法
の具体的な実施例について、図面を参照しつつ説明す
る。
【００３７】１）鋼材準備 本発明に用いる供試鋼を設計するにあたって、前述の
（α＋γ）Ｆｅ相二相領域を安定に存在させるための条
件を検討した。その結果を図１〜１０に示した。各図中
には（α＋γ） Ｆｅ相二相領域のα相側組成をα／
（α＋γ）と表示し、γ相側をγ／（α＋γ）と表示し
た。また、γ／（γ＋θ）はセメンタイトと平衡するγ
相の組成を示している。
【００３８】図１、図２は基本となるＦｅ−Ｓｉ−Ｃ、
Ｆｅ−Ａｌ−Ｃ３元系の各縦断面の状態図を示したもの
であり、ほぼ２重量％以上のＳｉ添加または０．７重量
％以上のＡｌ添加によって、（α＋γ）Ｆｅ相二相領域
がより炭素濃度（重量％）の広い範囲で、かつ８００℃
以上の温度域において安定に存在することがわかり、か
つこれらの温度域においてはα相の存在による塑性加工
時の変形抵抗の顕著な低下が起こり、優れた塑性加工性
が確保できることがわかる。
【００３９】なお、Ｆｅ−Ｓｉ２元系合金において５重
量％以上のＳｉが添加されると急激に脆化するために、
本発明ではＳｉの添加量を４．５重量％を上限とした。
ＡｌについてもＳｉとほぼ同じ作用があるが、製鋼上の
Ａｌの大量添加は介在物の巻き込みや発生の観点から現
実的でないので、本発明ではＳｉ＋Ａｌの総量が４．５
重量％を越えないようにした。また、前述したように、
歯車の浸炭浸窒でＡｌＮを分散析出させ、耐面圧強度を
高めるための量的な観点からＡｌ添加量を０．１〜１．
５重量％の範囲に限定した。なお、この際の炭素添加量
は図１中のＡ点を基準に０．３５重量％以下とした。塑
性加工性を考慮する場合には塑性変形時のα相の体積％
が２５％以上であることが好ましいので、炭素量は０．
２５重量％がより好ましいが、後述するようにＭｏ，Ｃ
ｒ，Ｖ等の合金元素を複合添加することによって（α＋
γ）Ｆｅ相二相領域がより高炭素濃度側にまで拡大する
ことを勘案してＣは０．３５重量％以下とした。また、
Ｓｉ添加量の下限値は、例えば図３，４，５，６に示し
たようにＣｒ，Ｖの添加によって（α＋γ）Ｆｅ相二相
領域が拡大され、Ｓｉの代替効果を持つことおよびＡｌ
の複合添加によって、Ｓｉ添加量は軽減されるが、コス
ト的な観点から安価なＳｉをできるだけ効率的に利用す
ることが好ましい。
【００４０】また、 Ｃｒ，ＶはＦｅとの金属間化合物
を作らず、かつＳｉと違って炭素，窒素との結合力が強
く、図５に示したように（α＋γ）Ｆｅ相二相領域を効
果的に拡大，安定化させる元素であり、特にＣｒは熱間
の塑性変形抵抗を高めない元素であることから、添加量
の上限値はコストの観点から１５重量％まで添加するこ
とが効果的と考えられる。また、Ｖは２重量％の効果が
ほぼＣｒの１５重量％効果に近いことおよびコスト的な
観点からも、その上限添加量は２重量％であることが好
ましい。
【００４１】図７は、（α＋γ）Ｆｅ相二相領域の拡大
作用に対するＭｏとＶの影響を示したものであり、明ら
かにＭｏはＶ等に較べて作用が小さい。従って、Ｍｏは
前述の浸炭，浸炭浸窒，浸窒などの後の焼き入れ性を確
保する目的とコスト的な観点から、上限添加量を１．０
重量％とすることが好ましい。
【００４２】図８，９，１０はＭｎ，Ｎｉ，Ｃｕの影響
を示したものであるが、これらの元素は（α＋γ）Ｆｅ
相二相領域を縮小させるため、多量の添加は避ける必要
があるが、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕそれぞれの元素の総量が３
重量％以下であることが好ましい。
【００４３】以上の設計条件のもとに用いた供試鋼と比
較材との成分を表１にまとめて示した。
【００４４】
【表１】
【００４５】２）鍛造試験 鍛造試験で対象とする歯車は、図１１に示されているよ
うに、後述の動力循環式歯車試験機（以後ＦＺＧと呼
ぶ）に供する歯車（図１３（ａ））が取り出せるよう
に、歯先部分に大きなＲ部（Ｒ＝１．２５ｍｍ）を設け
るようにした。鍛造用には５００トン油圧プレスを用
い、鍛造前素材は図１２のに示される円柱材として、
黒鉛潤滑剤を薄く塗布し、１０００℃に高周波加熱した
後に、図１２のようにすえ込みながら歯出しを行った。
なお、試験材としては表１のＮｏ．３鋼材を中心に実施
した。鍛造後の歯車精度は歯先径を中央部と中央部から
±２０mm位置で測定して評価した。結果を表２に示した
が、ＳＣＭ４１８の比較材との例において明らかなよう
に、極めて優れた成形性を示し、歯先部への充填不良な
どが全く無く、成形圧力も比較材の５割程度で済むなど
の効果が認められた。なお、Ｎｏ．１材の１１００℃で
１時間加熱した後に焼き入れた金属組織を図１４に示し
たが、結晶粒は微細な状態にあることが確認される。
【００４６】
【表２】
【００４７】３）熱処理 この歯車素材は、図１３（ａ）の形状に機械加工を追加
して、浸炭，浸炭浸窒熱処理テストを実施した。
【００４８】（１）浸炭，浸炭浸窒テスト１ ＲＸガス浸炭炉を用いて図１５に示される熱処理を施し
た後に、歯車の歯形歪みを調査して、熱処理歪みを調査
した。結果を表３に示したが、比較材に較べて明らかに
低歪み処理化されていることがわかった。
【００４９】
【表３】
【００５０】なお、８５０℃での浸炭浸窒処理は、歯車
表面相にＡｌ，Ｃｒ，Ｖの窒化物および炭窒化物を微細
に析出させるためのものである。また、９３０℃での浸
炭期においては、表１に記載のＣｒを高濃度に含有する
Ｎｏ．４材においては平均粒径が約０．２ミクロンの微
細なＣｒ７Ｃ３型のＣｒ炭化物が微細に析出することを
確認した。ただし、図１５の熱処理パターンでは９３０
℃から８５０℃への炉内冷却中に粒界に板状の炭化物が
顕著に析出するため、浸炭後に一旦急冷して板状炭化物
の析出を防止することが必要である。同様のことはＶを
高濃度に含有するＮｏ．５材についても適用することが
好ましい。
【００５１】なお、浸窒による窒化物の分散析出を迅速
に実施する目的で浸窒温度を９５０℃，１０００℃で追
加して確認した結果、１０００℃においては最表面相に
窒素ガスによると考えられるボイドの発生が確認された
ので、アンモニア分解ガスを使った窒素拡散浸透処理は
１０００℃未満の温度で実施され、９５０℃以下の温度
で実施することがより好ましいことが分かった。
【００５２】図１６はＮｏ．３材の表面層の金属組織を
示したものであるが、析出するＡｌＮによって針状マル
テンサイト葉が微細で、かつイレギュラーになってお
り、また残留オーステナイトの高濃度に生成されている
ことがわかる。なお、この時の残留オーステナイト量は
Ｘ線法によって約４９体積％であることがわかってい
る。また、後述のローラピッチングテスト途中のＮｏ．
３材の表面層と表面から４００μｍ位置での金属組織を
走査型電子顕微鏡で観察した結果を図１７（ａ），
（ｂ）に示したが、表面層の残留オーステナイトからさ
らに生成されるマルテンサイト葉が平均粒径０．２μｍ
以下の高密度に分散析出したＡｌＮによって、顕著に微
細化されていることがわかる。
【００５３】なお、後述のローラピッチングテスト後に
おいても残留オーステナイトは２０〜３０体積％以上に
残留しており、比較材の残留オーステナイト量が５０〜
６０体積％から転動後には５〜７体積％程度に減少して
いることから、ＡｌＮなどの微細な析出物によって残留
オーステナイトが顕著に安定化され、このことが面圧強
度の向上に対しても大きな役割を持つことがわかる。
【００５４】（２）浸炭，浸炭浸窒テスト２ 真空浸炭炉を用いて図１８に示した浸炭処理後にガス冷
却を実施して、さらに８５０℃での浸窒処理を行った。
これは高Ｃｒ，高Ｖを含有する鋼材に対して、前述の理
由から不可欠の処理と考えたからである。なお、真空浸
炭時の炭素活量はほぼ１の状態で、炭素ポテンシャルに
すると約１．７重量％の条件で浸炭されており、従来の
浸炭サイクルで実施される拡散期を実質的に設定しない
で浸炭期のみの浸炭を行っている。
【００５５】図１９には真空浸炭後の表面炭素濃度分布
を示した。比較材では粗大セメンタイトの析出による顕
著な炭素の濃化が認められるのに対して、本発明のＮ
ｏ．1,Ｎｏ．3材では粗大セメンタイトの析出が防止さ
れていることがわかる。また、Ｎｏ．５材ではＶの添加
によってＮｏ．１，Ｎｏ．３材よりわずかに炭素の濃化
が確認され、さらに、Ｎｏ．４材ではＣｒ７Ｃ３炭化物
による顕著な炭素の濃化が確認できる。図２０はＮｏ．
４材の浸炭冷却後における最表面層近傍の金属組織を示
したものであるが、前述のように非常に微細なＣｒ炭化
物が均一にかつ高密度に分散析出しているが、粗大なセ
メンタイトの析出が防止されていることがわかる。
【００５６】本実施例のように、従来の浸炭温度９３０
℃での浸炭期の炭素ポテンシャル１．２重量％以上で、
炭素活量ほぼ１となるような条件においても前述の粗大
セメンタイトの析出を防止できる鋼を用いることによっ
て、実質的な拡散期を設けないで迅速に浸炭させた後
に、一旦冷却してから再加熱焼き入れもしくは浸炭浸窒
−焼き入れして微細な炭化物，窒化物，炭窒化物を析出
させて面圧強度を高める方法は浸炭コストの大幅な低減
につながり、かつ後述のように面圧強度を高める手段と
して有効であることがわかる。
【００５７】また、 ＳｉとＡｌの添加量を１．５重量
％以上に設定することによって４重量％未満のＣｒの添
加によって浸炭時に析出する粗大セメンタイトを完全に
防止するとともに、かつＣｒ添加量が４重量％以上にお
いてはセメンタイトが析出せずに微細なＣｒ炭化物（Ｃ
ｒ７Ｃ３型）が析出するように設計しているＮｏ．４材
のような場合には、転動強度だけでなく、耐摩耗性の改
善という点からも好ましい。
【００５８】なお、浸炭によって析出分散するＣｒ７Ｃ
３炭化物とオーステナイト間のＶ元素の分配係数を実測
した結果、Ｖはオーステナイト母相中のＶ濃度で約１５
重量％の濃度でＣｒ７Ｃ３に顕著に濃縮することがわか
った。従って、本発明のＣｒの上限値１５重量％を添加
して、浸炭によって析出するＣｒ７Ｃ３をより微細化さ
せて表面層に優れた耐面圧特性を付与するときに、効率
的に添加すべきＶ添加量の最大値は近似的に、 約３５体積％のＣｒ７Ｃ３が析出すること、 Ｖの分配係数が１５であり、これからオーステナイト
母相中でのＶ濃度が求まること、 さらに、Ｃｒ７Ｃ３炭化物と平衡するオーステナイト
の炭素濃度が約１重量％と近似でき、ＶＣの固溶度積か
らオーステナイトに固溶し得る最大Ｖ濃度が約０．３５
重量％と求まるので、鋼中の合金元素としては約１．８
重量％の添加ができ、それ以上のＶはＶＣとして更に析
出することになる。なお、前述の（α＋γ）Ｆｅ相二相
領域の拡大に対する好ましいＶ添加量とも良く符合する
ので本発明でのＶの上限添加量を２重量％以下とした。
【００５９】４）面圧強度評価結果 （１）ローラピッチングテスト 図２１に示した小ローラに供試鋼を加工した後に、Ｎ
ｏ．１，２，３および比較材は前述の図１５の熱処理を
施し、さらに、Ｎｏ．４，５材は図１８の熱処理を施し
て面圧試験に供した。また、ローラピッチングテスト用
の大ローラにはＳＵＪ２を焼き入れ焼き戻し、硬度をＨ
ＲＣ６４に調整したものを使用した。
【００６０】テスト条件は回転数１０５０ｒｐｍ，滑り
率−４０％，面圧を２５０〜３７５ｋｇ／ｍｍ２の範囲
において適時調整して行った。なお潤滑油にはＥＯ３０
を使い、油温度は８０℃に調整し行った。ピッチング発
生の判定は小ローラにピッチが１個発生するまでの回転
数で評価した。
【００６１】以上の条件で実施した結果を図２２に示し
た。なお、図中の☆と▼印はＮｏ．３とＮｏ．４の小ロ
ーラ表面を約１００μｍ除去した小ローラを用いて実施
した結果であり、Ｎｏ．３では著しい耐面圧強度が劣化
していることがわかった。
【００６２】以上のことから、まずＮｏ．１，２，３，
５と比較材の結果を比較すると、ほぼ１重量％Ａｌまで
はＡｌの添加量とともに耐面圧強度が改善され、この原
因が微細なＡｌＮの析出効果にあることが分かった。ま
た、Ｎｏ．４の高Ｃｒ材ではＡｌＮの添加よりも約２０
体積％ Ｃｒの特殊炭化物が微細に分散析出したことに
よる効果が顕著に発揮されていることが分かった。
【００６３】（２）動力循環式歯車試験 動力循環式歯車試験機（ＦＺＧ）を用いてＮｏ．３材、
比較材の面圧、歯元強度を評価した。またＦＺＧ試験で
の相手歯車は同一材料で同一の熱処理を施した図１３
（ｂ）のものを使用した。なお、ＦＺＧ試験条件は回転
数２０００ｒｐｍで歯車面圧が２００〜３００ｋｇ／ｍ
ｍ２で適時調整して実施した。ピッチング゛発生条件は
そのピッチングによって振動が検知できる歯車噛み合い
数としたが、実際にはピッチング発生時には歯車内には
２個以上のピッチングが観察された。なお、使用した潤
滑油はＥＯ３０であり、油温度は８０℃に調整して使用
した。
【００６４】上述のピッチング発生の前後において、歯
車が歯元から折損することはなく、実質的な歯元強度に
問題がないことが分かった。
【００６５】Ｎｏ．３材，比較材の面圧強度結果を図２
３に示したが、Ａｌ添加による耐面圧強度の向上が極め
て顕著に確認され、上述のローラピッチングテストの結
果と良く符合していることが分かった。
【００６６】本発明によれば、塑性加工性の優れた歯車
素材を容易に得ることでき、後の機械加工の省力化に大
きく寄与するとともに、ＡｌＮおよびＣｒ炭化物などの
微細な分散とマルテンサイトの微細化によって極めて面
圧強度に優れた歯車部材やその他多くの転動部材を提供
することができた。さらに、実質的にはＳｉ＋Ａｌの添
加によって炭素活量がほぼ１の高炭素ポテンシャル条件
においても、粗大セメンタイトが析出することを防止し
て、極めて迅速な浸炭を可能にして、歯車部材や他の多
くの転動部材の熱処理コストの低減が可能となった。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃ３元系縦断面状態図で
ある。
【図２】図２は、Ｆｅ−Ａｌ−Ｃ３元系縦断面状態図で
ある。
【図３】図３は、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃ３元系縦断面状態図で
ある。
【図４】図４は、Ｆｅ−２ｗｔ％Ｓｉ−Ｃｒ−Ｃ４元系
縦断面状態図である。
【図５】図５は、Ｆｅ−３ｗｔ％Ｓｉ−Ｃ−Ｃｒ，−Ｖ
４元系縦断面状態図である。
【図６】図６は、Ｆｅ−４．５ｗｔ％Ｓｉ−Ｃｒ−Ｃ４
元系縦断面状態図である。
【図７】図７は、 Ｆｅ−４．５ｗｔ％Ｓｉ−Ｃ−Ｍｏ
，−Ｖ４元系縦断面状態図である。
【図８】図８は、Ｆｅ−４．５ｗｔ％Ｓｉ−Ｍｎ−Ｃ４
元系縦断面状態図である。
【図９】図９は、Ｆｅ−４．５ｗｔ％Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃ４
元系縦断面状態図である。
【図１０】図１０は、Ｆｅ−４．５ｗｔ％Ｓｉ−Ｃｕ−
Ｃ４元系縦断面状態図である。
【図１１】図１１は、鍛造用歯車の概略図である。
【図１２】図１２は、歯車用鍛造前素材と鍛造方法説明
図である。
【図１３】図１３は、動力循環式歯車試験用歯車を示す
図である。
【図１４】図１４は、１１００℃，１時間加熱後のＮ
ｏ．１材の結晶粒の金属組織を示す図である。
【図１５】図１５は、浸炭，浸炭浸窒テスト１の熱処理
パターンである。
【図１６】図１６は、図１５の熱処理を施したＮｏ．３
材の表面金属組織を示す図である。
【図１７】図１７（ａ），（ｂ）は、それぞれ図１５の
熱処理を施したＮｏ．３材のローラピッチングテスト途
中での表面および０．４ｍｍ位置での金属組織を示す図
である。
【図１８】図１８は、浸炭，浸炭浸窒テスト２の熱処理
パターンである。
【図１９】図１９は、真空浸炭後のＮｏ．１，３，４お
よび比較材の表面層における炭素濃度分布である。
【図２０】図２０は、図１８の１０５０℃浸炭後のＮ
ｏ．４材の表面金属組織を示す図である。
【図２１】図２１は、ローラピッチングテスト用試験テ
ストピースを示す図である。
【図２２】図２２は、ローラピッチングテスト結果を示
す図である。
【図２３】図２３は、動力循環式歯車試験結果を示す図
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｃ２２Ｃ 38/06 38/54 38/54

Claims (11)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 実質的に鉄系からなる合金鋼であって、
    （１）αFe相領域または（α＋γ）Ｆｅ相二相領域の加
    熱温度範囲を、少なくとも８００℃以上１３００℃以下
    に広く取れるようにして、ほぼ目的の形状に素形材を塑
    性加工する際の変形抵抗を少なくできるようにすること
    と、（２）転動部品の強度を高めるために実施する浸炭
    および／または浸炭浸窒時において、カーボンポテンシ
    ャルが１．２重量%以上の条件であっても、粗大セメン
    タイトが転動表面に析出しないようにすること、の両目
    的を達成するため、少なくともＳｉとＡｌ添加総量を
    １．０〜４．５重量％含有するとともに、Ｃを０．３５
    重量％以下含有してなり、残部が実質的にＦｅおよび不
    可避不純物からなる鋼材を用いて、浸炭、浸炭浸窒、浸
    窒のうちの１種以上の熱処理と焼き入れ処理とを施すこ
    とによって、表面層がαFe相を含まないマルテンサイト
    と残留オーステナイトを主体とする組織、内部が（α＋
    γ）Ｆｅ相二相領域から冷却された組織を有する転動部
    材を得ることを特徴とする転動部材の製造方法。
  2. 【請求項２】 前記Ｓｉと同様に（α＋γ）Ｆｅ相二相
    領域を拡大するＡｌを０．１〜１．５重量％の範囲で、
    かつＳｉ＋Ａｌの添加総量が４．５重量％を越えないよ
    うに含有させて、さらに変形抵抗の少ない温度、組成範
    囲を広げるとともに、浸炭浸窒法および／または浸窒法
    によって転動部品の表面層に拡散浸透させた窒素とＡｌ
    とから平均粒径が０．５μm以下のＡｌＮを０．４〜
    ６．０体積％微細に分散析出させることによって耐面圧
    強度を高めることを特徴とする請求項１に記載の転動部
    材の製造方法。
  3. 【請求項３】 前記鋼材成分においてＳｉ，Ａｌと同様
    に（α＋γ）Ｆｅ相二相領域を拡大するＣｒを０．３〜
    １５重量％の範囲で添加し、焼入れ性の保証と黒鉛粒子
    の析出防止とを図るとともに、浸炭，浸炭浸窒，浸窒の
    うちの１種以上の熱処理によって、表面層に拡散浸透さ
    せた炭素および／または窒素とＣｒとから平均粒径が１
    μｍ以下の微細なＣｒ炭化物、Ｃｒ窒化物および／また
    はＣｒ炭窒化物を最大で３５体積％分散析出させること
    によって耐面圧強度を高めることを特徴とする請求項１
    または２に記載の転動部材の製造方法。
  4. 【請求項４】 前記浸炭、浸炭浸窒、浸窒処理等によっ
    て、Ａｌ，Ｃｒを主体とする炭化物，窒化物，炭窒化物
    を微細に分散析出させるとともに、表面の窒素濃度を
    ０．４重量％以上に高めることによって２０〜７０体積
    ％の残留オーステナイトを生成させることを特徴とする
    請求項２または３に記載の転動部材の製造方法。
  5. 【請求項５】 前記鋼材成分においてＳｉ，Ａｌと同様
    に（α＋γ）Ｆｅ相二相領域を拡大するとともに、前記
    Ｃｒ炭化物の微細化を図るためにＶを２重量％以下の範
    囲で添加することを特徴とする請求項２〜４のうちのい
    ずれかに記載の転動部材の製造方法。
  6. 【請求項６】 前記微細な析出物を分散させた表面層
    に、再加熱焼入れ，再浸炭焼入れ，再浸炭浸窒焼入れま
    たは再浸窒焼入れを施し、旧オーステナイト結晶粒径を
    ＡＳＴＭ番号９以上に微細化するとともに、焼き入れる
    ことによって生成される針状マルテンサイト葉を平均の
    葉幅が１μｍ以下でそのマルテンサイト葉の直線形状を
    顕著に不規則化することを特徴とする請求項４または５
    に記載の転動部材の製造方法。
  7. 【請求項７】 前記鋼材成分において焼入れ性を保証す
    るために、０．１〜３．０重量％の各Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃ
    ｕ、０．０１〜１．０重量％のＭｏおよび／または従来
    の範囲内でのＢのうちの１種以上を添加し、かつＭｎ，
    Ｎｉ，Ｃｕの添加総量を３重量％以下に調整することを
    特徴とする請求項２〜６のうちのいずれかに記載の転動
    部材の製造方法。
  8. 【請求項８】 前記の浸炭および／または浸炭浸窒によ
    って炭素を拡散浸透させる表面からの距離は、歯車にお
    いてはモジュールＭの０．１５倍ｍｍ以上とすることを
    特徴とする請求項２〜７のうちのいずれかに記載の転動
    部材の製造方法。
  9. 【請求項９】 前記の浸炭浸窒および／または浸窒によ
    って窒素を拡散浸透させて前記窒化物を分散析出させる
    表面からの距離が５０μｍ以上であること特徴とする請
    求項２〜７のうちのいずれかに記載の転動部材の製造方
    法。
  10. 【請求項１０】 前記（α＋γ）Ｆｅ相二相領域の加熱
    温度範囲を広く取れるようにして、ほぼ目的の形状に素
    形材を塑性加工する際の変形抵抗が少なくなるように、
    鍛造温度におけるαＦｅ相が２５体積％以上であること
    を特徴とする請求項１に記載の転動部材の製造方法。
  11. 【請求項１１】 請求項１〜１０のうちのいずれかに記
    載の製造方法によって得られることを特徴とする転動部
    材。
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