JP3428282B2 - 高周波焼入用の歯車用鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、高周波焼入れにより製
造される歯車用鋼材およびその製造方法に関し、とくに
コストの上昇を招くことなしに、被削性および疲労強度
の向上を図ろうとするものである。

【０００２】

【従来技術】自動車や産業機械に用いられる歯車は、0.
2 mass％程度の炭素を含有する浸炭用合金鋼を用いて鍛
造→切削→旋削→歯切りにより所定の形状に加工した
後、浸炭焼入れ焼戻し処理によって歯車として必要な機
能を付与することにより製造されている。このような浸
炭プロセスによる製造は、ギヤー製造の主流プロセスと
なっているが、浸炭には 800〜950 ℃程度の温度で数時
間の処理が必要なことから、歯車製造プロセスにインラ
イン化することが難しく、このため生産性の向上ひいて
は製造コストの低減には自ずから限界があった。

【０００３】また、浸炭は、通常ガス浸炭法によるのが
一般的であるが、ガス浸炭時には被処理材の表面に表面
異常層が不可避に生成し、この異常層が疲労強度および
衝撃特性を低下させるために、疲労強度および衝撃特性
の向上にも限度があった。さらに、浸炭焼入れ時に発生
する熱処理歪みによって被処理材に変形が生じるため、
熱処理条件の厳密な制御が必要とされるところにも問題
を残していた。

【０００４】上記した問題点を克服するために、浸炭プ
ロセスを前提として、鋼材中のSi,Mn, Crを低減し、Mo,
Ni等を添加することによってガス浸炭時に発生する表
面異常層を低減し、疲労強度および衝撃特性の改善を意
図した高強度浸炭用鋼が開発されたが、この鋼は、高価
な合金元素を多量に用いるために、鋼材コストの上昇を
招くだけでなく、被削性等の加工性が劣化するところに
問題を残していた。

【０００５】また、JIS 規格SCM435およびS55C等の機械
構造用合金および炭素鋼を用いて、浸炭焼入れプロセス
よりも生産能率が高い高周波焼入れによるギヤーの製造
が試みられているが、これらの鋼種は本来ギヤーへの適
用を考慮して決定された化学組成ではないため、浸炭プ
ロセスによって製造されるギヤーのように、自動車のト
ランスミッションやデファレンシャルに用いられる高強
度のギヤーへの適用は難しく、従って比較的低強度の歯
車のみへの適用に止まっている。

【０００６】これらの問題を解決するものとして、例え
ば特開昭60−169544号公報には、化学組成を特定の範囲
に規制することによって、高周波焼入れプロセスによる
歯車の製造にも適用できるようにした鋼材が提案されて
いる。しかしながら、発明者らの検討によれば、上記公
報に開示の化学組成では、従来の浸炭用鋼に比較して被
削性が極端に低下するために、製造工程において必須の
プロセスである切削工程での能率が低く、浸炭焼入れか
ら高周波焼入れへのプロセスの変更による生産性の向上
には限度があった。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記したよ
うな従来の問題を有利に解決するもので、被削性に優れ
るのはいうまでもなく、ギアーとして要求される諸特性
についても、従来の浸炭プロセスで製造されるギヤーと
同等以上の特性を確保することが可能な、高周波焼入れ
による歯車の製造に用いて好適な機械構造用鋼を、その
有利な製造方法と共に提案することを目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】さて、本発明者らは、上
記の目的を達成すべく、歯車に要求される特性を高周波
焼入れプロセスにおいて確保するための鋼材の化学組成
について綿密な検討を行った。その結果、以下のような
知見を得るに至った。ギヤーには、歯元強度、歯面強度
および衝撃特性が要求される。ここに、歯元強度とは、
歯部が繰り返し応力を受け歯元部から疲労破壊を生じな
い最大の応力を意味する。ところで、この歯元強度は、
回転曲げ等の疲労試験による疲労強度と良い相関がある
ことから、発明者らは回転曲げ疲労試験によって鋼材の
化学組成を検討した。

【０００９】さて、疲労強度に影響を与える基本的な因
子は、材料の硬さおよび非金属介在物であり、材料硬さ
が低下すると疲労強度も低下する。ここに、高周波焼入
れによって、浸炭焼入れ材とほぼ同等の硬さを確保しよ
うとすると、Ｃ量としては約 0.5mass％程度以上が必要
である。また、疲労強度を向上させるためには、これば
かりでなくオーステナイト粒径を細粒にすることが有効
である。この理由は、疲労亀裂が、旧オーステナイト粒
径に沿って伸展していくことから、これを細粒化するこ
とによって疲労亀裂伝播に対する抵抗が増大し、しかも
Ｐ等のように粒界に偏析しこれを脆化させる元素の濃度
が細粒化により減少するからである。

【００１０】高周波焼入れは、急速短時間加熱処理であ
るので、オーステナイトの細粒化に対しては極めて有効
であるが、オーステナイト粒の成長を抑制する析出物を
形成するＮ, Al等を添加すると一層細粒化するので、疲
労強度はより向上する。また、所定の素材硬さを得るた
めには、焼入れ性確保の面から合金元素の添加が必要と
なるが、これは歯車のサイズに応じて適正量添加すれば
よい。

【００１１】さらに、疲労強度を向上させるためには、
素材硬さを確保するだけでは不十分で、非金属介在物も
併せて低減する必要がある。すなわち、素材硬さを確保
することができても、非金属介在物が存在するとこの部
分から疲労破壊を生じ、疲労強度が著しく低下するから
である。特にアルミナのような硬質の非金属介在物は有
害である。このためにはＯの低減が必須であるが、発明
者の検討によれば、浸炭処理材と同程度の疲労強度を確
保する上からは、0.0015mass％以下にすることが不可欠
である。

【００１２】また、歯面部には繰り返し接触応力により
ピッチングと呼ばれる疲労損傷が生じる。これが生じる
とギヤーは正常な機能を発揮することが難しくなるので
歯面強度が必要とされる。この歯面強度は、転動疲労試
験と良い相関があり、この試験により評価することが可
能である。ただし、ギヤーの場合には歯面部に相対すべ
りが発生するのでこの摩擦によって著しい温度上昇が生
じるが、この温度上昇により鋼材は軟化し、ピッチング
が発生する。これを抑制するためには、鋼に焼戻し軟化
抵抗を高めるSi, Mo, ＶおよびNb等を添加することが有
効であり、これらの添加により歯面強度を高めることが
できる。

【００１３】さらに、歯元に衝撃的な荷重が作用した場
合、鋼材の衝撃特性が低いと歯元部から歯が折損しギヤ
ーのみならずギヤーの組み込まれている機械全体が回復
が困難なほどの損傷を受けることになる。このため、衝
撃特性は極めて重要な特性である。衝撃特性に影響を及
ぼす因子としてはＣの影響が最も大きいが、浸炭プロセ
スを経て浸炭を施された部分のＣ濃度は約 0.8mass％程
度であるのに対し、高周波焼入れにより同等の鋼材硬さ
を得るために必要なＣは 0.5〜0.7 mass％程度であるの
で衝撃特性確保の観点からは有利である。しかし、衝撃
特性に影響を及ぼす因子はそれだけでなく、高周波焼入
れ時のオーステナイト粒径および粒界に偏析したＰ等の
不純物元素も影響を及ぼすので、γ粒の細粒化およびＰ
等の不純物元素の低減が衝撃特性の向上の上でも有効で
ある。

【００１４】またさらに、上記したようなギヤーとして
必要とされる特性を確保する対応だけでは、高周波焼入
れによるギヤーの製造法としては不十分であり、前述し
たとおり、加工性とくに被削性の確保が重要である。こ
の被削性については、浸炭プロセスの場合には、低Ｃ鋼
が使用されるため、浸炭焼入れ前の状態では比較的高い
被削性を持っているが、他方、高周波焼入れプロセスの
場合には、浸炭鋼よりも高Ｃ化が不可欠であるため、被
削性確保の点からは極めて不利である。

【００１５】そこで発明者らは、高Ｃ鋼における被削性
に及ぼす諸因子について検討した結果、以下に述べるよ
うな知見を得るに至った。すなわち、Ｃが 0.5mass％以
上の鋼では、快削性元素を一定とした場合、最も被削性
に影響を及ぼす因子はそのミクロ組織であり、特にフェ
ライト量とパーライトの形態が最も著しい影響を及ぼす
ことが判明した。高Ｃ鋼の場合、ミクロ組織としてはフ
ェライト−パーライト組織となるが、フェライトが増加
すると被削性は向上する。これはフェライト量が増加す
ることにより鋼材の硬さが減少することに加え、フェラ
イトの増加により、切削時の亀裂の発生部であるフェラ
イト／パーライト界面が増加するため被削性が向上する
のである。

【００１６】また、パーライトの形態も極めて大きな影
響を及ぼす。すなわち、パーライトラメラーが層状によ
く発達した組織の場合には、パーライト部の延性が高い
ため、切削時の亀裂の発生部はフェライト／パーライト
界面に限定されるが、かようなラメラーが発達していな
い組織の場合には、切削時に変形を受ける部分ではフェ
ライト／パーライト界面の他にパーライト中のセメンタ
イト／フェライト界面からも亀裂が容易に発生するよう
になるので、被削性が飛躍的に向上するのである。この
ような未発達のパーライトを形成させるためには、鋼中
の合金元素の選択およびその適正化が重要であり、変態
点を低下させてラメラーの層状化を促進するMnやCrの低
減が特に効果的である。また、Moの添加は、ラメラーの
層状化を抑制し、セメンタイトの分断された組織を形成
させるので、被削性の向上に有効である。

【００１７】発明者らは、上述した検討結果に基づき、
高周波焼入れ鋼材として、先に特願平７−125101号明細
書に開示した鋼材を開発したが、この鋼材ではＰ量が
0.015mass％以下と比較的低い。周知のように、製鋼プ
ロセスにおいてＰを低減することは極めて難しいため、
溶銑段階でＰを低減するための予備処理が不利である。
しかしながら、かかる予備処理を行うことは、コスト上
昇に繋がり、目的とする低コストでのギヤー製造の面か
らは不十分である。

【００１８】そこで、発明者らは、さらに検討を加え、
Ｐ量が高くても目的とする特性が得られる条件について
検討した。さて、Ｐは、前述したように、オーステナイ
ト粒界に偏析し粒界強度を低下させることによって、衝
撃特性および疲労強度を低下させる元素である。すなわ
ち、これらの特性に関しては添加量ではなく、粒界偏析
量が重要である。ここに、粒界偏析量は添加量が同一で
もオーステナイト粒径により変化し、細粒化することに
より単位体積当たりの粒界偏析量を低減することが可能
である。

【００１９】そこで、次に、発明者らは、Ｐの粒界偏析
量とオーステナイト粒径との関係について調査を行っ
た。その結果、Ｐ量が 0.015超〜0.03mass％までの場合
には、オーステナイト粒径を16μm 以下にすることによ
って、Ｐが 0.015mass％以下の場合と同程度の粒界偏析
量にまで低減できることが判明した。また、オーステナ
イト粒径をこの16μm 以下にするためには、Al:0.019〜
0.05％の範囲においてはＮ量を高めることが最も有効で
あり、その量としては150ppmを超える添加が必要なこと
も併せて究明された。

【００２０】さらに、発明者らは、それらの鋼の製造方
法についても検討し、以下に述べる知見を得た。鋼中に
形成されるMnＳは、熱間圧延に伴って圧延方向に伸長す
るが、その程度は熱間圧延条件によって異なる。MnＳが
伸長すると、この伸長方向に対し直角の方向から採取し
た試料の疲労強度は極端に低下する。この理由は、伸長
したMnＳが疲労亀裂の起点となるからである。実際のギ
ヤーにおいては、MnＳの伸長方向に対し直角に歯が形成
されることが多いため、MnＳの伸長が実際のギヤーの疲
労強度を低下させるおそれがある。また、MnＳの形状は
被削性にも影響を及ぼし、MnＳの伸長が被削性を劣化さ
せることは周知である。

【００２１】従って、被削性および疲労強度の向上のた
めには、熱間圧延時におけるMnＳの伸長を抑制する必要
がある。MnＳの伸長を抑制するためには、Caを添加して
球状のCaＳを形成する方法が知られているが、Caの添加
は同時に粗大なCa系の酸化物系非金属介在物の形成を招
き、その結果、転動疲労寿命の低下をもたらす。

【００２２】そこで、発明者らは、MnＳの形状に及ぼす
熱間圧延時における加熱温度および熱間圧延条件につい
て検討した結果、以下の知見を得た。すなわち、熱間圧
延時における加熱温度を上げると、これに伴ってMnＳが
一部固溶し、鋳片段階よりもMnＳの粒径は減少する。こ
の材料を熱間圧延すると、粒径の減少によってMnＳはよ
り低温での加熱の場合よりも伸長度は小さい。また、一
旦固溶したMnＳは圧延途中で比較的微細に再析出するの
で鋼材の平均的なMnＳの伸長程度は低温加熱の場合に比
べて格段に抑制される。さらに、加熱圧延前のMnＳの形
状に関して検討した結果、MnＳが伸長したものほどその
後の圧延による伸長も大きいことが判明した。

【００２３】次に、熱延条件については、MnＳが最も伸
長する温度域は 900〜1000℃であり、この温度域よりも
高い領域または低い領域ではその伸長の程度は小さくな
ることが判明した。従って、加熱温度を高めると共に、
圧延温度域として 900〜1000℃の温度域を回避すれば、
MnＳの伸長を抑制することができ、ひいては疲労特性お
よび被削性の改善が期待できるわけである。

【００２４】本発明は、上記の知見に立脚して開発され
たもので、その要旨構成は次のとおりである。 1）Ｃ：0.5〜0.75mass％、Si：0.5〜1.8mass％、Mn：0.
1〜0.4mass％、Ｐ：0.015超〜0.03mass％、Ｓ：0.020ma
ss％以下、Al：0.019〜0.05mass％、Ｏ：0.0015mass％
以下、Ｎ：0.015超〜0.02mass％を含有し、残部はFeお
よび不可避的不純物の組成になり、かつＣ方向の疲労強
度に優れることを特徴とする高周波焼入用の歯車用鋼材
（第１発明）。

【００２５】2）Ｃ：0.5〜0.75mass％、Si：0.5〜1.8ma
ss％、Mn：0.1〜0.4mass％、Ｐ：0.015超〜0.03mass
％、Ｓ：0.020mass％以下、Al：0.019〜0.05mass％、
Ｏ：0.0015mass％以下、Ｎ：0.015超〜0.02mass％を含
有し、さらにMo：0.05〜0.5mass％、Ｂ：0.0003〜0.005
mass％、Ti：0.005〜0.05mass％、Ni：0.1〜1.0mass％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有し、残部はFeお
よび不可避的不純物の組成になり、かつＣ方向の疲労強
度に優れることを特徴とする高周波焼入用の歯車用鋼材
（第２発明）。

【００２６】3）Ｃ：0.5〜0.75mass％、Si：0.5〜1.8ma
ss％、Mn：0.1〜0.4mass％、Ｐ：0.015超〜0.03mass
％、Ｓ：0.020mass％以下、Al：0.019〜0.05mass％、
Ｏ：0.0015mass％以下、Ｎ：0.015超〜0.02mass％を含
有し、さらにＶ：0.05〜0.5mass％、Nb：0.01〜0.5mass
％のうちから選んだ少なくとも一種を含有し、残部はFe
および不可避的不純物の組成になり、かつＣ方向の疲労
強度に優れることを特徴とする高周波焼入用の歯車用鋼
材（第３発明）。

【００２７】4）Ｃ：0.5〜0.75mass％、Si：0.5〜1.8ma
ss％、Mn：0.1〜0.4mass％、Ｐ：0.015超〜0.03mass
％、Ｓ：0.020mass％以下、Al：0.019〜0.05mass％、
Ｏ：0.0015mass％以下、Ｎ：0.015超〜0.02mass％を含
有し、さらにMo：0.05〜0.5mass％、Ｂ：0.0003〜0.005
mass％、Ti：0.005〜0.05mass％、Ni：0.1〜1.0mass％
のうちから選んだ少なくとも一種、ならびにＶ：0.05〜
0.5mass％、Nb：0.01〜0.5mass％のうちから選んだ少な
くとも一種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の
組成になり、かつＣ方向の疲労強度に優れることを特徴
とする高周波焼入用の歯車用鋼材（第４発明）。

【００２８】 5)Ｃ：0.5 〜0.75mass％、Si：0.5 〜1.8 mass％、 Mn：0.1 〜0.4 mass％、Ｐ：0.015 超〜0.03mass％、 Ｓ：0.020 mass％以下、Al：0.019 〜0.05mass％、 Ｏ：0.0015mass％以下、Ｎ：0.015 超〜0.02mass％ を含有する組成になる鋳片を、熱間圧延より鋼材とする
に際し、1100〜1250℃の温度に加熱後、1000℃以上の温
度で熱間圧延を終了することを特徴とする高周波焼入用
の歯車用鋼材の製造方法（第５発明）。

【００２９】 6)Ｃ：0.5 〜0.75mass％、Si：0.5 〜1.8 mass％、 Mn：0.1 〜0.4 mass％、Ｐ：0.015 超〜0.03mass％、 Ｓ：0.020 mass％以下、Al：0.019 〜0.05mass％、 Ｏ：0.0015mass％以下、Ｎ：0.015 超〜0.02mass％ を含有する組成になる鋳片を、２段階の熱間圧延により
鋼材とするに際し、1100〜1250℃の温度に加熱後、1000
℃以上の温度で第１段の熱間圧延を終了し、さらに1050
〜1150℃の温度に加熱後、1000℃以上の温度で第２段の
熱間圧延を終了することを特徴とする高周波焼入用の歯
車用鋼材の製造方法（第６発明）。

【００３０】

【発明の実施の形態】以下、本発明において鋼の成分組
成を上記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.5 〜0.75mass％ Ｃは、高周波焼入れにより従来の浸炭鋼と同程度の表面
硬さを得るために必須の成分であり、少なくとも 0.5ma
ss％以上の添加が必要である。しかしながら、0.75mass
％を超えて添加するとギヤーに必要とされる衝撃特性お
よび被削性が劣化するので、0.75mass％までの添加とす
る。

【００３１】Si：0.5 〜1.8 mass％ Siは、焼戻し軟化抵抗性の向上ひいては歯面強度の向上
に有効な元素であり、従来の浸炭プロセスによるギヤー
と同程度の歯面強度を確保するためには少なくとも0.5
mass％以上の添加が必要であるが、1.8 mass％を超えて
添加するとフェライトの固溶硬化により硬さが上昇し被
削性の低下を招くので、 0.5〜1.8 mass％の範囲に限定
した。

【００３２】Mn：0.1 〜0.4 mass％ Mnは、焼入れ性を向上させ、高周波焼き入れ時の硬化層
深さを増して疲労強度および歯面強度を向上させるので
必須の元素であるが、他方でパーライトの変態温度を下
げ、パーライトの層状化を促進するため被削性を劣化さ
せる。焼き入れ性確保のためには0.1 mass％以上の添加
が必要であるが、0.4 mass％を超えて添加すると被削性
を劣化させるので、上限を0.4 mass％とする。

【００３３】Ｐ：0.015 超〜0.030 mass％ Ｐは、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下
させることにより、歯元強度を低下させるばかりでな
く、同時に衝撃特性を低下させるので、できるだけ低減
することが望ましいが、0.015 mass％以下まで低減する
には製造コストの上昇が避けられず、製造コストの低減
という本発明の目的に反するので、本発明では 0.015ma
ss％を超えるＰの含有を許容することにした。しかしな
がら、Ｐの含有量が 0.015mass％超であっても 0.030ma
ss％までの範囲であれば、オーステナイト粒径を16μm
以下に制御することにより、Ｐの粒界偏析量はＰ量が
0.015mass％以下の場合とほぼ同じとなり、Ｐを無害化
できるので、Ｐ量は 0.015超〜0.030 mass％の範囲に限
定した。

【００３４】Ｓ：0.020 mass％以下 Ｓは、MnＳを形成し、これが疲労破壊の起点となって疲
労強度を低下させるものの、一方でMnＳは被削性を向上
させる元素でもあるので、0.020 mass％以下で添加する
ものとした。

【００３５】Al：0.019 〜0.05mass％ Alは、脱酸による低酸素化に有用なだけでなく、Ｎと結
合してAlＮを形成し、これが高周波加熱時のオーステナ
イト粒の成長を抑制することにより衝撃特性および歯元
疲労強度の向上に有効に寄与するので積極的に添加する
が、0.019 mass％未満の添加ではその添加効果に乏し
く、一方0.05mass％を超えて添加してもその効果は飽和
に達するので、 0.019〜0.05mass％の範囲に限定した。

【００３６】Ｏ：0.0015mass％以下 Ｏは、アルミナ等の非金属介在物を形成し、これが疲労
破壊の起点となって歯元強度を低下させる他、歯面強度
も低下させるので、極力低減することが望ましいが、0.
0015mass％までは許容される。

【００３７】Ｎ：0.015 超〜0.020 mass％ Ｎは、Alと結合してAlＮを形成し、これが高周波加熱時
のオーステナイトの成長を抑制することによってＰの粒
界偏析量を低減し、衝撃特性および疲労強度を向上させ
るので積極的に添加するが、0.015 mass％以下の添加で
は本発明で目的とする16μm 以下のオーステナイト粒径
を確保する効果が小さく、一方 0.020mass％を超えて添
加するとブローホール等の鋳造欠陥が著しく増加するの
で、0.015 超〜0.020 mass％の範囲に限定した。

【００３８】以上、必須成分について説明したが、本発
明では上記の必須成分の他、焼入れ性改善成分としてM
o, Ｂ, TiおよびNiのうちから選んだ少なくとも一種を
適宜添加することができる。これらの成分の好適含有量
は以下のとおりである。 Mo：0.05〜0.5 mass％ Moは、焼入れ性向上に有用な元素であり、焼入れ性を調
整するために用いる。Moの添加は、同時にパーライトの
組織形態に著しい影響を及ぼし、セメンタイトが分断さ
れたパーライトを形成する。この結果、被削性を著しく
向上させる。また、Moは焼戻し軟化抵抗を向上させるの
で歯面強度も向上させることができる。さらに、Moは粒
界に偏析するＰ等の不純物元素を低減させることにより
歯元強度および衝撃特性を向上させる作用があり、本目
的においては有用な元素であるので積極的に添加する。
しかしながら、添加量が0.05mass％未満ではその添加効
果に乏しく、一方 0.5mass％を超えて添加すると高周波
焼入れのような急速短時間の加熱ではオーステナイト中
への溶解が困難な炭化物が形成されるので、0.05〜0.5
mass％の範囲で添加する必要がある。

【００３９】Ｂ：0.0003〜0.005 mass％ Ｂは、微量の添加で焼入れ性を向上させる元素であるの
で、その他の合金元素を低減させることができる。ま
た、Ｂは粒界に優先的に偏析し、粒界に偏析するＰの濃
度を低減して、歯元強度および衝撃特性を向上させる効
果もある。かような効果を得るためには、0.0003mass％
以上の添加が必要であるが、0.005 mass％を超えて添加
してもその効果は飽和するので、Ｂ量は0.0003〜0.005
mass％の範囲に限定した。

【００４０】Ti：0.005 〜0.05mass％ Ｂの焼入れ性向上効果はＢが単独に存在する場合に顕著
であるが、一方でＢはＮと結合しやすい元素であり、こ
の場合には上記した好適な効果が消失する。このＢの焼
入れ性向上効果をＢ以上にＮと結合しやすいTiを添加す
ることにより充分発揮させることができるので、Tiはこ
のような場合に用いる。しかしながら、含有量が0.005
mass％未満ではその効果は小さく、一方0.05mass％を超
えて添加するとTiＮが多量に形成される結果、これが疲
労破壊の起点となって歯元強度および歯面強度を低下さ
せるので、Tiは 0.005〜0.05mass％の範囲で添加するも
のとした。また、TiＮは高周波加熱時のオーステナイト
粒径を細粒化する作用があるのでTiの単独添加のみでも
歯面強度および疲労強度を向上させる作用がある。この
場合にも添加量としては 0.005〜0.05mass％の範囲が好
適である。

【００４１】Ni：0.1 〜1.0 mass％ Niは、その添加により焼入れ性を向上させるだけでな
く、衝撃特性を改善する効果もあるので、焼入れ性を調
整する場合または衝撃特性の改善が必要とされる場合に
用いる。しかしながら、0.1 mass％未満の添加ではその
添加効果に乏しく、一方Niは極めて高価な元素であるの
で1.0 mass％を超えて添加すると鋼材のコストが上昇
し、本発明の目的に反するようになるので、 0.1〜1.0
mass％の範囲で添加するものとした。

【００４２】さらに本発明では、ＶおよびNbのうちから
選んだ少なくとも一種を添加することができる。これら
の作用は以下のとおりある。高周波焼入れプロセスを経
る場合には、非処理材の中心部の硬さを確保するために
前熱処理として焼入れ焼戻し処理を施すのが一般的であ
る。しかし、この熱処理はコストを増大させるためなる
べくこれを省略することが望ましい。前処理としてのQT
を省略するためには、高周波焼入れ前の素材硬さを上昇
させておく必要があるが、そのためには析出強化作用を
有するＶおよびNbの添加が効果的である。

【００４３】Ｖ：0.05〜0.5 mass％ Ｖは、析出強化作用の極めて強い元素であるので、高周
波焼入れ前の前熱処理としての焼入れ焼戻し処理を省略
する必要のある場合に添加するが、0.05mass％未満の添
加ではその効果が小さく、一方 0.5mass％を超えて添加
してもその効果は飽和に達するので、0.05〜0.5 mass％
の範囲で添加するものとした。また、Ｖの添加は鋼材の
焼戻し軟化抵抗性の改善にも有効なので、歯面強度の向
上の面でも極めて有用である。

【００４４】Nb：0.01〜0.5 mass％ Nbは、析出強化作用の極めて強い元素であるので、高周
波焼入れ前の前熱処理としての焼入れ焼戻し処理を省略
する必要のある場合に添加するが、0.01mass％未満の添
加ではその効果が小さく、一方 0.5mass％を超えて添加
してもその効果は飽和に達するので、0.01〜0.5 mass％
の範囲で添加するものとした。また、NbはＶと同様、鋼
材の焼戻し軟化抵抗性の改善にも有効に寄与するので、
歯面強度の向上元素としても有用である。

【００４５】次に、本発明の製造方法について説明す
る。第５発明において、加熱温度を1100〜1250℃の範囲
に限定したのは、加熱温度が1100℃未満ではMnＳが全く
固溶せず、ほとんどが鋳造ままの粗大なMnＳのまま圧延
されることになるので、圧延による伸長を抑止できず、
一方1250℃を超えると粒界が部分的に溶融し熱間変形能
が低下して熱間圧延そのものが困難になるからである。
また、熱延温度を1000℃以上としたのは、前述したとお
り、これを下回る温度ではMnＳの伸長が著しいからであ
る。

【００４６】次に、第６発明において、第１段の熱間圧
延を、加熱温度：1100〜1250℃、熱延終了温度：1000℃
以上としたのは、上記した第５発明の場合と同様であ
る。また、第２段の熱間圧延では、第１段の熱間圧延に
よってMnＳは微細化されているので、加熱温度を1150℃
以下まで下げることができる。しかしながら、加熱温度
が1050℃を下回ると、後続の熱間圧延温度を1000℃以上
に維持することが困難となるので、加熱温度は1050〜11
50℃とする必要がある。なお、この第２段の熱間圧延で
でも、熱延温度を1000℃以上とする必要があるのは、第
１段の場合と同じである。

【００４７】

【実施例】実施例１ 表１，２に示す化学組成になる種々の鋼を、転炉−連続
鋳造プロセスにより、560×400 mmのブルームとした。
ついで表３, ４, ５に示す条件下に熱間圧延を施して 1
50mm角ビレットとしたのち、50mmφの棒鋼に圧延した。
この50mmφ棒鋼を熱間鍛造により30mmφ棒鋼とした。こ
の30mmφ棒鋼に 845℃, 30min の焼入れ後、550 ℃の焼
戻しの処理を施した。これらを素材として、８mmφ平滑
の回転曲げ疲労試験片および27mmφの転動疲労試験片を
作製し、15 kHzの高周波焼入れ試験機により表面焼入れ
を行い、その後 180℃，１ｈの焼戻し処理を行った。ま
た、30mmφの焼入れ焼戻し材に同一の高周波焼入れ処理
焼戻し処理を行い、この表面近傍より２mm10Ｒノッチの
衝撃試験片を作製した。さらに、転炉−連鋳プロセスに
て溶製し、上記と同じプロセスを経て50mmφに圧延し、
その後30mmφに熱間鍛造したSCM420鋼を用いて上記と同
様の試験片を作製し、これらに 930℃, ４ｈ（炭素ポテ
ンシャル：0.88）→焼入れの浸炭処理を施したのち、 1
80℃，２ｈの焼戻しを施した。

【００４８】かくして得られた各試料の衝撃値、疲労強
度、転動疲労寿命および被削性について調べた結果を、
表３，４，５に併記する。なお、衝撃試験は、シャルピ
ー衝撃試験機を用いて＋20℃の条件で行った。疲労試験
は、小野式回転曲げ疲労試験機を用いて常温で3600 rpm
の速度で実施した。転動疲労試験は、試験片に 130mmφ
のローラを押し付けることによって、3677MPa の接触応
力を与え、表面にピッチングが生じるまでの時間で寿命
を評価した。また、熱間鍛造ままの状態で超硬工具Ｐ10
を用いて、切り込み：２mm、送り：0.25mm/rev、切削速
度：200 m/min の条件で切削試験を行った。被削性の評
価は逃げ面摩耗0.2mm に達するまでの切削時間により評
価した。なお、高周波焼入れおよび浸炭焼入れ後の硬化
層をピクリン酸水溶液により腐食し旧オーステナイト粒
径を現出し、その粒径を測定した。

【００４９】

【表１】

【００５０】

【表２】

【００５１】

【表３】

【００５２】

【表４】

【００５３】

【表５】

【００５４】表３，４および５中、No.1〜No.12 は発明
例であり、特にNo.11'および12' はNo.11 および12を焼
入れ焼戻し処理なしに高周波焼入れを行った場合であ
る。No.13 〜24は、鋼組成は本発明の範囲を満足するも
のの、熱延条件が適正範囲を外れたものである。No.25
〜36は、Ｎ量が適正範囲を下回る場合、また No.37〜48
は、Ｐ量が適正範囲を下回る場合である。No.49 〜55
は、Ｃ, Si, Mn, Ｐ, Ｓ, AlおよびＯがそれぞれ本発明
の範囲外のものである。No.56 は、従来例であるSCM420
鋼である。

【００５５】No.1〜12' の発明例は、従来例に対し、衝
撃特性、疲労強度、転動疲労寿命および被削性ともに優
れている。これに対し、 No.13〜24の比較例は、発明例
に比較してＣ方向の疲労強度および被削性に劣ってい
る。特に、Ｃ方向の疲労強度は従来例よりも劣っている
が、これは熱間圧延条件が本発明の適正範囲を満足しな
いと、従来鋼と同等の特性を確保することは困難である
ことを示している。Ｎ含有量が少ない No.25〜36は、衝
撃特性、疲労強度、転動疲労寿命および被削性いずれか
が、従来例よりも劣っている。この点、Ｐ含有量が少な
い No.37〜48は、いずれの特性も発明例と遜色のない値
が得られているが、前述したとおり本発明よりもコスト
が嵩む不利がある。成分組成のいずれかが、本発明の適
正範囲を逸脱している No.49〜55は、いずれかの特性が
従来例よりも劣っている。

【００５６】実施例２ 実施例１と同様にして、表１，２に示す化学組成になる
種々の鋼を、転炉−連続鋳造プロセスにより、 560×40
0 mmのブルームとした。ついで表６, ７, ８に示す条件
下に熱間圧延を施して 150mm角ビレットとしたのち、50
mmφの棒鋼に圧延した。この50mmφ棒鋼を熱間鍛造によ
り30mmφ棒鋼とした。この30mmφ棒鋼に845℃, 30min
の焼入れ後、550 ℃の焼戻しの処理を施した。これらを
素材として、実施例１と同様にして、疲労試験片、転動
疲労試験片および衝撃試験片を作製した。

【００５７】かくして得られた各試料の衝撃値、疲労強
度、転動疲労寿命および被削性について調べた結果を、
表６，７，８に併記する。

【００５８】

【表６】

【００５９】

【表７】

【００６０】

【表８】

【００６１】No.1〜12は発明例であるが、いずれの特性
も従来例よりも高く、本発明を適用することによって、
高周波焼入れにより浸炭鋼と同等の特性を得ることがで
きることが判る。No.13 〜24は、第１段の熱間圧延条件
が本発明の適正範囲外にある場合、またNo.25 〜36は、
第２段の熱間圧延条件が本発明の適正範囲外にある場合
であるが、いずれも発明例に比較するとＣ方向の疲労強
度の低下が著しく、従来例と比べでもその値は低い。ま
た、被削性も発明例に比較すると低下しており、本発明
の熱間圧延条件を適用することにより、被削性も向上さ
せ得ることが判る。No.37 〜48は、Ｎ含有量が本発明の
下限に満たない場合であるが、いずれかの特性が従来例
よりも劣っている。No.49 〜60は、Ｐ含有量が本発明よ
りも低いものの、第２段の熱間圧延条件が本発明の適正
範囲外にある場合であるが、Ｐ量が低いにもかかわら
ず、本発明と比較してＣ方向の疲労強度が低く、かつ被
削性も悪く、本発明の熱間圧延条件を適用しないとＰ含
有量を低くしても、従来例と同等以上の特性を確保する
ことは難しいことが判る。No.61 〜67は、成分組成のい
ずれかが、本発明の適正範囲を逸脱している場合である
が、いずれかの特性が従来例よりも劣っている。

【００６２】

【発明の効果】かくして、本発明によれば、Ｐ含有量を
さほど低下させなくても、高周波焼入れにより従来の浸
炭鋼と同等またはそれ以上の特性を発揮する歯車用鋼材
を得ることができる。従って、より低コストで、生産性
の高いギヤーの製造が可能となる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭62−196323（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−118791（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−53714（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−93374（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00

Claims (6)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：0.5〜0.75mass％、Si：0.5〜1.8mass
   ％、Mn：0.1〜0.4mass％、Ｐ：0.015超〜0.03mass％、
   Ｓ：0.020mass％以下、Al：0.019〜0.05mass％、Ｏ：0.
   0015mass％以下、Ｎ：0.015超〜0.02mass％を含有し、
   残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、かつＣ方
   向の疲労強度に優れることを特徴とする高周波焼入用の
   歯車用鋼材。
2. 【請求項２】Ｃ：0.5〜0.75mass％、Si：0.5〜1.8mass
   ％、Mn：0.1〜0.4mass％、Ｐ：0.015超〜0.03mass％、
   Ｓ：0.020mass％以下、Al：0.019〜0.05mass％、Ｏ：0.
   0015mass％以下、Ｎ：0.015超〜0.02mass％を含有し、
   さらにMo：0.05〜0.5mass％、Ｂ：0.0003〜0.005mass
   ％、Ti：0.005〜0.05mass％、Ni：0.1〜1.0mass％のう
   ちから選んだ少なくとも一種を含有し、残部はFeおよび
   不可避的不純物の組成になり、かつＣ方向の疲労強度に
   優れることを特徴とする高周波焼入用の歯車用鋼材。
3. 【請求項３】Ｃ：0.5〜0.75mass％、Si：0.5〜1.8mass
   ％、Mn：0.1〜0.4mass％、Ｐ：0.015超〜0.03mass％、
   Ｓ：0.020mass％以下、Al：0.019〜0.05mass％、Ｏ：0.
   0015mass％以下、Ｎ：0.015超〜0.02mass％を含有し、
   さらにＶ：0.05〜0.5mass％、Nb：0.01〜0.5mass％のう
   ちから選んだ少なくとも一種を含有し、残部はFeおよび
   不可避的不純物の組成になり、かつＣ方向の疲労強度に
   優れることを特徴とする高周波焼入用の歯車用鋼材。
4. 【請求項４】Ｃ：0.5〜0.75mass％、Si：0.5〜1.8mass
   ％、Mn：0.1〜0.4mass％、Ｐ：0.015超〜0.03mass％、
   Ｓ：0.020mass％以下、Al：0.019〜0.05mass％、Ｏ：0.
   0015mass％以下、Ｎ：0.015超〜0.02mass％を含有し、
   さらにMo：0.05〜0.5mass％、Ｂ：0.0003〜0.005mass
   ％、Ti：0.005〜0.05mass％、Ni：0.1〜1.0mass％のう
   ちから選んだ少なくとも一種、ならびにＶ：0.05〜0.5m
   ass％、Nb：0.01〜0.5mass％のうちから選んだ少なくと
   も一種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成
   になり、かつＣ方向の疲労強度に優れることを特徴とす
   る高周波焼入用の歯車用鋼材。
5. 【請求項５】Ｃ：0.5〜0.75mass％、Si：0.5〜1.8mass
   ％、Mn：0.1〜0.4mass％、Ｐ：0.015超〜0.03mass％、
   Ｓ：0.020mass％以下、Al：0.019〜0.05mass％、Ｏ：0.
   0015mass％以下、Ｎ：0.015 超〜0.02mass％を含有する
   組成になる鋳片を、熱間圧延より鋼材とするに際し、11
   00〜1250℃の温度に加熱後、1000℃以上の温度で熱間圧
   延を終了することを特徴とする高周波焼入用の歯車用鋼
   材の製造方法。
6. 【請求項６】Ｃ：0.5〜0.75mass％、Si：0.5〜1.8 mass
   ％、Mn：0.1〜0.4mass％、Ｐ：0.015超〜0.03mass％、
   Ｓ：0.020mass％以下、Al：0.019〜0.05mass％、Ｏ：0.
   0015mass％以下、Ｎ：0.015超〜0.02mass％を含有する
   組成になる鋳片を、２段階の熱間圧延により鋼材とする
   に際し、1100〜1250℃の温度に加熱後、1000℃以上の温
   度で第１段の熱間圧延を終了し、さらに1050〜1150℃の
   温度に加熱後、1000℃以上の温度で第２段の熱間圧延を
   終了することを特徴とする高周波焼入用の歯車用鋼材の
   製造方法。