JP2013213245A

JP2013213245A - 耐剥離性および耐衝撃疲労特性に優れた歯車

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Publication number: JP2013213245A
Application number: JP2012083110A
Authority: JP
Inventors: Manabu Fujita; 学藤田; Takehiro Tsuchida; 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: 2013-10-17
Anticipated expiration: 2032-03-30
Also published as: JP5912778B2

Abstract

【課題】浸炭の代わりに高周波熱処理を適用して製造される歯車であって、製造時に良好に歯切加工を行うことのできる、耐剥離性および耐衝撃疲労特性に優れた歯車を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．４０〜０．６０％、Ｓｉ：０．７０超〜１．５０％、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、残部が鉄及び不可避不純物であり、表面が高周波焼入れにより硬化されたものであって、内部組織が、フェライト−パーライト組織であり、かつフェライト分率が１０面積％以下であり、更に、内部硬さがＨＶ３００以上であり、かつ３００℃で２時間焼戻し後の表層硬さがＨＶ６８０以上であることを特徴とする耐剥離性および耐衝撃疲労特性に優れた歯車。
【選択図】なし

Description

本発明は、耐剥離性および耐衝撃疲労特性に優れた歯車に関するものであり、特には、従来行われてきた浸炭の代わりに高周波熱処理を適用して製造される歯車であって、製造時に良好に歯切加工を行うことのできる、耐剥離性および耐衝撃疲労特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る。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ため、大幅なコストダウンを期待できる。

しかしながら、高周波焼入れを歯車の製造（表面硬化）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、浸炭により高い表面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）並みの表面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、自動車変速機等の負荷環境の厳しい歯車への適用は困難である。

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。

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。

また、歯のモジュールサイズの小型化から歯全体の負荷が高まっており、この負荷の増加に耐えうる優れた耐衝撃疲労特性も、歯車に求められている。

上記耐衝撃疲労特性を向上させるには、一般的に、断面平均硬さ（歯車全体の硬さ）を向上させることが有効であるといわれている。その理由は次の通りである。即ち、衝撃疲労は、塑性変形が生じるような衝撃的な大きい負荷が繰り返し付与された場合に疲労破壊する現象であり、そのメカニズムは、前記大きな負荷が歯車に付与されることで、歯車の表層から内部に至って塑性変形が生じ、塑性変形量の増大に伴い割れが形成されて破損に至る、というものであり、上記塑性変形量を低減させるには、歯車全体の硬さを高めることが有効だからである。この断面平均硬さを高めるには、本質的に内部硬さを高めることが効果的である。なぜなら、断面における表面硬化層は極表層であるため断面平均硬さ向上への寄与が小さく、結局のところ、断面平均硬さ≒内部硬さであり、断面平均硬さの向上は本質的に内部硬さの向上が有効だからである。

上記断面平均硬さ（内部硬さ）を向上させる手段として、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｂなどの焼入れ性向上元素を添加する方法が提案されているが、この方法は詳細には、上記成分を添加し焼入れにより組織をベイナイト化することによって、硬さ向上を図るものである。この技術では、硬さ特性は向上するが、硬さの上昇に応じた耐衝撃疲労特性の向上が得られない場合がある。その理由として、上記技術では、ベイナイトを積極的に形成するものであるが、降伏現象を示さないベイナイトが増加すると、耐衝撃疲労特性の向上に本質的に有効な、耐力向上（塑性変形量の低減）を達成できないからである。

以上のことから、歯車製造時において、浸炭の代わりに高周波熱処理を適用して製造され、かつ良好に歯切加工を行うことのできる歯車であって、歯面や歯全体への負荷環境の厳しい例えば自動車変速機に適用した場合であっても、優れた耐衝撃疲労特性と耐剥離性を発揮する歯車が求められている。

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に中炭素鋼を用いることを前提に、製造段階において優れた歯切加工性を発揮し、かつ、耐剥離性に優れると共に、耐衝撃疲労特性にも優れて、歯面・歯全体への負荷が厳しい環境（例えば自動車変速機）で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および耐衝撃疲労特性に優れた歯車は、
Ｃ：０．４０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．７０超〜１．５０％、
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、残部が鉄及び不可避不純物であり、表面が高周波焼入れにより硬化されたものであって、内部組織が、フェライト−パーライト組織であり、かつフェライト分率が１０面積％以下であり、更に、内部硬さがＨＶ３００以上であり、かつ３００℃で２時間焼戻し後の表層硬さがＨＶ６８０以上であるところに特徴を有する。

上記歯車は、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。

本発明によれば、歯車の成分組成、組織および硬さ特性を適切に調整しているので、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と耐衝撃疲労特性を示す、歯面への負荷が厳しい環境で使用できる歯車（例えば自動車変速機に使用される歯車）が得られる。また製造時に優れた歯切加工性を発揮するので、本発明の歯車を良好に製造することができる。

詳細には、本発明の歯車は、一般の浸炭歯車以上の耐衝撃疲労特性を示すと共に、一般浸炭歯車以上の耐剥離性（表層３００℃焼戻し硬さ）を示す。また、一般中炭素鋼の焼ならし品よりも歯切の工具磨耗量を１／２以下に低減できる。

更に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。

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ことが有効であり、更に、耐剥離性と耐衝撃疲労特性（特に断面平均硬さ、内部硬さ）を向上させるには、Ｓｉの添加が有効であることを見出した。

以下、耐剥離性と耐衝撃疲労特性の両特性確保に、Ｓｉ添加が有効であることを詳述する。

上述した通り、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る。本発明では、Ｓｉを含有させることによって、高周波焼入れにより表層に形成されたマルテンサイト組織の、摺動発熱温度域（約３００〜４００℃）での組織の回復が遅延され、その結果、上記発熱による表層硬さの低下を抑制することができる。

また、耐衝撃疲労特性を効果的に高めるには、上述の通り、ベイナイト形成に頼らず断面平均硬さを高めることが有効であり、そのためには、鋼組織において、ベイナイト等の過冷組織を極力低減してフェライト−パーライト組織とし、かつ、降伏現象を示すフェライト組織の、硬さを高めることが有効な手段であると考える。

そこで本発明者らは、上記フェライト組織の硬さ向上手段としても、Ｓｉを積極的に用いることとした。Ｓｉはフェライト強化元素であるので、内部組織の初析フェライトやパーライト組織中のフェライトの固溶強化を図ることができ、内部硬さを向上することができる。その結果、断面平均硬さを高めることができ、耐衝撃疲労特性の向上を実現することができる。

本発明において、Ｓｉによるこれらの効果を十分発揮させるには、Ｓｉ量を０．７０％超とする必要がある。好ましくは０．８０％以上、より好ましくは０．９５％以上である。

この様にＳｉを多く含有させることによって、耐剥離性の向上に加え、ベイナイト形成に頼らず内部硬さを向上できるため、耐衝撃疲労特性も大きく向上させることができる。

しかし、上述の通りＳｉはフェライトの固溶強化元素であるため、高Ｓｉ含有鋼は、十分な歯切加工性の確保が難しい。歯切加工性を確保する手段として、歯切加工前に球状化処理を実施して軟化させることが考えられるが、上記高Ｓｉ含有鋼の場合、球状化処理により軟化させても、良好に歯切加工を行うことができない。

そこで、耐剥離性と耐衝撃疲労特性の両特性を高めた高Ｓｉ含有中炭素鋼の、歯切加工性を向上すべく鋭意研究を行った結果、歯切加工前に球状化処理を行うことを前提に、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。

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することができる。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て、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が焼入れ性を高め、球状化炭化物の全量固溶を目的とする高周波加熱後の放冷時に、ベイナイトが生成するため、フェライト強化による衝撃疲労強度の向上効果を十分発揮できない。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。

尚、Ｓｉ量が１．５０％を超えると、上述の通りＡｌ、Ｂ等の成分組成を調整し、かつ歯切加工前に球状化焼鈍を行っても、Ｓｉによるフェライト固溶強化により鋼材が硬いままであり、良好に歯切加工を行うことができない。よって、Ｓｉ量は１．５０％以下とする。好ましくは１．３０％以下、より好ましくは１．２５％以下である。

以下、上記以外の成分について説明する。

［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。その結果、耐剥離性と耐衝撃疲労特性のどちらも十分に向上させることが難しくなるばかりか、強度を要求される歯車として成立できない。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、球状化焼鈍後のセメンタイトが粗大化するため、所定量のＡｌを含有させても、十分な歯切加工性を確保できない。よってＣ量は、０．６０％以下とする。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。

［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（即ち、耐衝撃疲労特性の向上）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、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面硬さを確保することができない。また、Ｍｎは焼入れ性向上元素であるため、過剰に含まれるとベイナイトが生成され、耐衝撃疲労特性を十分に向上させることができない。更に、ベイナイトが生成すると内部硬さがバラつき易くなる。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、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量が多過ぎる場合には、ベイナイトが生じやすく、耐衝撃疲労特性を十分に向上させることができない。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。

本発明の歯車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、ベイナイトが形成されて、フェライト強化による衝撃疲労強度の向上効果を発揮させることができない。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。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。

［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、ベイナイトが形成されて、フェライト強化による衝撃疲労強度の向上効果を発揮させることができない。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。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、より好ましくは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。

本発明の歯車の内部組織は、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。ベイナイトには降伏現象が認められず、効果的な耐力向上を図ることができない。また、ベイナイトが存在すると、フェライト強化による衝撃疲労強度の向上効果を発揮させることができず、耐衝撃疲労特性を十分に向上させることができない。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。

尚、歯車として機能しうる硬さを確保するため、内部組織におけるフェライトの分率は１０面積％以下とする。フェライト分率は、好ましくは８面積％以下である。

本発明における歯車は次の方法で得ることができる。即ち、一般的に行われている方法で溶製、鋳造、分塊圧延を行った後、熱間圧延を行い、次いで熱間鍛造してから放冷する。その後、球状化焼鈍を行ってから歯切加工を行う。次いで、Ａ_３変態点以上で加熱して放冷後、高周波焼入れして得ることができる。

以下、各工程について説明する。

上記熱間圧延、および熱間鍛造は、一般的に行われている条件を採用することができる。尚、熱間鍛造後の放冷は、１２００℃から６００℃までの平均冷却速度を３０〜９０℃／分とすることが挙げられる。

球状化焼鈍も一般的な条件を採用することができる。優れた歯切加工性を確保するための条件として、加熱温度（焼鈍温度）７１０〜７６０℃、加熱時間（焼鈍時間）４〜８ｈ、焼鈍後の室温までの平均冷却速度５〜２０℃／ｈの範囲内とすることが挙げられる。

本発明は、球状化焼鈍後に歯切加工を一般的な条件で行い、次いで、Ａ_３変態点以上に加熱する。この加熱の目的は、球状化処理後（歯切加工後）は内部硬さが低いため、この加熱により球状化炭化物を全量固溶させ、放冷することにより、所望のフェライト−パーライト組織を得ることにある。

上記加熱の条件は、球状化炭化物を固溶させ、脱炭とスケール生成が最小となる条件であれば限定されない。また、加熱方法についても特に限定されないが、浸炭に代えて高周波熱処理を行い、ＣＯ₂の大幅低減を図ることに鑑みれば、該加熱も、高周波加熱とすることが好ましく、この場合、加熱条件として、例えば１０００〜１３００℃で３〜８分高周波加熱することが挙げられる。

上記加熱後の放冷は、平均冷却速度を、例えば３０〜９０℃／分とすることが挙げられる。上記加熱後に放冷して得られる内部組織は、上述した歯車の内部組織に相当するものであり、フェライトとパーライトからなる組織であって、ベイナイトを含まない。上記放冷時の冷却速度が速い場合や合金成分が多い場合には、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、後述する高周波焼入れにおいて、加熱時のＣの溶け込みが均一にならず、高周波焼入れ後に内部硬さのバラつきが生じ易くなる。

上記放冷後は、表面硬化のために、高周波焼入れを行う。該高周波焼入れの条件は、得られる歯車の表層硬さをＨＶ７３０以上、かつ内部硬さをＨＶ３００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１または表２に示す化学成分を有する鋼塊を溶解炉にて作製後、１１００℃で圧延して形状がφ８０ｍｍ×Ｌ３０００ｍｍの圧延材を得た。この圧延材を用い、１２００℃で熱間鍛造して放冷し、形状がφ２０ｍｍ×Ｌ１０００ｍｍの鍛造品と、形状がＷ１１０ｍｍ×Ｌ１５５ｍｍ×Ｔ３０ｍｍの鍛造品を得た。熱間鍛造後の放冷速度は、１２００℃から６００℃までを平均冷却速度３０〜９０℃／分で冷却した。そしてこの鍛造品に球状化処理を施した。球状化処理条件は、加熱温度７１０〜７６０℃、加熱時間４〜８ｈ、焼鈍後の室温までの平均冷却速度５〜２０℃／ｈから選択し、ＪＩＳＧ３５０７−２記載の球状化組織の程度がＮｏ．３以上となる組織とした。

得られた鋼材を用いて、表面硬さと内部硬さの測定（耐衝撃疲労特性の評価）、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１および表２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１および表２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。

［表面硬さと内部硬さの測定（耐衝撃疲労特性の評価）］
硬さ調査試験片は、下記の通り用意した。即ち、上記熱間鍛造および球状化焼鈍を行った上記形状がφ３０ｍｍ×Ｌ１０００ｍｍの球状化焼鈍材を、φ２０ｍｍ×Ｌ１００ｍｍに切削加工した鋼材をまず用意した。

そして上記鋼材に対し、歯車の製造を模擬して次の処理を行った。即ち、球状化炭化物を全量固溶させフェライト−パーライト組織を得る目的で、Ａ_３変態点以上での加熱（本実施例では、高周波加熱（１１５０℃で５分加熱））を行い、その後、放冷した。この放冷は、１１５０℃から６００℃の間を、表３または表４に示す平均冷却速度で冷却した。

次いで再度、高周波加熱で表層のみ加熱し、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）を行って、硬さ調査試験片を得た。

上記硬さ調査試験片を用いて、以下の通り硬さ測定を行った。即ち、硬さ調査試験片（高周波焼入れ品）のＬ／２位置を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。

また本発明において、内部硬さが一般浸炭品以上のレベルであるＨＶ３００以上であり、かつ、下記の鋼組織の観察において、内部組織にベイナイト（Ｂ）が含まれていない場合を、耐衝撃疲労特性に優れると評価した。

［耐剥離性の評価］
上記硬さ調査試験片を３００℃で２時間焼き戻したものを用い、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ＨＶ６８０以上である場合を、耐剥離性に優れると評価した。

［鋼組織の観察］
上記硬さ調査試験片（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、内部組織を同定した（下記表３および表４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。

［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３および表４に示す。

表１〜４から次の様に考察できる。Ｎｏ．１〜２７は、本発明で規定する要件を全て満たしているため、歯車製造時において歯切加工性に優れ、かつ、強度（表面硬さおよび内部硬さ）、耐剥離性、および耐衝撃疲労特性の全ての特性に優れている。

これに対し、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．２８は、Ｃ量が不足しているため、表層硬さ（表層３００℃焼戻し硬さ）と内部硬さが低く、耐剥離性と耐衝撃疲労特性のどちらも十分に向上させることができなかった。

Ｎｏ．２９は、Ｃ量が過剰であるため、球状化焼鈍後のセメンタイトが粗大化し、所定量のＡｌを含むが、工具磨耗量が多くなり、十分な歯切加工性を示さなかった。

Ｎｏ．３０は、Ｓｉ量が不足しているため、表層３００℃焼戻し硬さが十分でなく、耐剥離性に劣っている。また、フェライトの固溶強化も十分でないため、内部硬さも低く耐衝撃疲労特性を十分向上させることができなかった。

Ｎｏ．３１は、Ｓｉ量が過剰であり、表層３００℃焼戻し硬さ、および内部硬さは十分高いが、球状化組織のフェライトの固溶強化により、所定量のＡｌを含んでいるものの十分な歯切加工性を示さなかった。

Ｎｏ．３２は、Ｍｎ量が不足しているため、内部硬さが低く、耐衝撃疲労特性を十分向上させることができなかった。

Ｎｏ．３３は、Ｍｎ量が過剰であるため、Ｍｓ点低下に伴い、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面硬さを確保することができない。また、内部組織としてベイナイトが形成され、耐衝撃疲労特性の向上のために、Ｓｉによるフェライト固溶強化の効果を十分発揮させることができなかった。

Ｎｏ．３４は、Ｓ量が過剰であり、ＭｎＳが比較的多く形成されるが、ＭｎＳそのものは、表層硬さ、表層３００℃焼戻し硬さ、内部硬さ（耐衝撃疲労特性）、歯切加工性に悪影響を及ぼさない。しかし、上記ＭｎＳ等の介在物の異方性に起因して十分な強度特性（曲げ疲労強度等）を示さない。

Ｎｏ．３５〜３８は、焼入れ性向上元素であるＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏが過剰に含まれているため、焼入れ性が高くなり、内部組織としてベイナイトが形成され、耐衝撃疲労特性の向上のために、Ｓｉによるフェライト固溶強化の効果を十分発揮させることができなかった。更に、Ｎｏ．３７はＣｒ量が過剰であるため、高周波焼入れ時にセメンタイトの固溶が遅延され、セメンタイトが溶け残るため、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ず、更には、十分な表層３００℃焼戻し硬さも得られず、耐剥離性に劣る結果となった。

Ｎｏ．３９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であり、工具磨耗量が多く十分な歯切加工性を示さない。一方、Ｎｏ．４０は、Ａｌ量が過剰であるため、Ａｌが粒界に過剰に偏析し、粒界強度が低下して、熱間鍛造時に割れが生じた。

Ｎｏ．４１〜４３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．４４および４５は、ＡｌＮを低減するためのＢが不足しているため、ＡｌＮが粒界に偏析し、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．４６は、Ｎ量が過剰であるため、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．４７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、工具磨耗量が非常に高くなっている。また、Ｓｉ量が著しく少ないため、十分な表層３００℃焼戻し硬さや内部硬さも得られておらず、耐剥離性と耐衝撃疲労特性のどちらも十分に向上させることができなかった。

Claims

Ｃ：０．４０〜０．６０％（質量％を示す。化学成分について以下同じ）、
Ｓｉ：０．７０超〜１．５０％、
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、残部が鉄及び不可避不純物であり、
表面が高周波焼入れにより硬化されたものであって、
内部組織が、フェライト−パーライト組織であり、かつ
フェライト分率が１０面積％以下であり、更に、
内部硬さがＨＶ３００以上であり、かつ
３００℃で２時間焼戻し後の表層硬さがＨＶ６８０以上である
ことを特徴とする耐剥離性および耐衝撃疲労特性に優れた歯車。
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に記載の歯車。
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に記載の歯車。
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歯車。