(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：２．０〜３．０％、Ｓｉ：３．０〜６．０％、Ｃｒ：９．０〜１５．０％、Ｃｏ：１０．０〜１５．０、ＷおよびＭｏのうちの１種または２種の合計：９．０〜１１．０％、Ｖ：１．５〜２．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする優れた高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼。
【請求項２】
Ｃ，Ｓｉ，Ｃｒ及びＣｏの合計含有量が、２５．０〜３５．０％である請求項１に記載の高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼。
【請求項３】
ホブの基体が、請求項１または２に記載の高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼で構成されていることを特徴とするホブ。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、優れた高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼に関し、特に、高速切削加工時に、刃先が焼戻し温度以上の高温に晒された場合でも優れた高温焼戻し軟化抵抗性を備えることにより、刃先の硬度低下が防止され、高温下で優れた耐摩耗性、靭性を発揮する、例えばホブ等の工具材料として好適な合金鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
切削工具用の材料としては、合金鋼（ＪＩＳ  ＳＫＨ、ＳＫＤ等）、超硬合金、サーメット、ｃＢＮ、ダイヤモンド等が知られているが、切削工具用合金鋼のなかでは、耐摩耗性と靭性に優れることから高速度工具鋼（ＪＩＳ  ＳＫＨ）が多用されている。
高速度工具鋼は、Ｃ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｏ，Ｖ，Ｃｏ等の合金元素を多量に添加し、特に高温での硬さや耐摩耗性を高めた工具鋼であるが、大別して、溶製により製造する高速度工具鋼と粉末冶金法により製造する粉末高速度工具鋼（粉末ハイスともいう）の２種類がある。
溶製法による場合には、通常の製法により製造し得るものの、粗大炭化物の偏析等による材料の均質化が問題となりやすく、一方、粉末冶金法による場合は、製造工程が複雑でコスト高になるという欠点はあるものの、溶製法により製造が困難である材質をも製造可能とするとともに、均一組織を形成することができるという利点がある。
【０００３】
溶製法による高速度工具鋼については、例えば、特許文献１〜５に記載されており、特許文献１によれば、鋼中成分として微量の希土類元素を含有させ、また、共晶炭化物の形態制御を行うことにより、耐衝撃性と切削性能を高めることが知られている。
また、特許文献２によれば、鋼中にＶＣ炭化物を形成することにより耐摩耗性を向上させるとともに、ＶＣ炭化物の晶出形態を微細かつ均一化することで靭性を高めることが知られている。
また、特許文献３によれば、鋼中の合金成分およびその含有量を調整することにより、熱間加工性、靭性、耐衝撃性、疲労強度を向上させることが知られている。
また、特許文献４によれば、鋼中の合金成分、特に、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ，Ｗの含有量を調整し、Ｃ：１．０５〜２．００％、Ｓｉ：０．３〜２．０％（好ましくは、Ｓｉ：０．３〜１．０％）、Ｃｒ：３．０〜５．０％とした上で、０．４≦２Ｍｏ／（Ｗ＋２Ｍｏ）×Ｓｉ≦１．０の関係を満足させることにより、焼戻し硬さが高く、靭性、耐摩耗性を向上させることが知られている。
また、特許文献５によれば、鋼中に高硬度の微細炭化物を形成することにより耐摩耗性、耐熱性、耐焼付き性の向上を図り、さらに、鋳造組織を微細化することにより工具切刃の耐チッピング性の向上を図ることが知られている。
【０００４】
粉末冶金法による粉末高速度工具鋼（粉末ハイス）については、例えば、特許文献６，７に記載されており、特許文献６によれば、１．５％を超え２．６％以下のＣ、６％を超え１３％以下のＣｒをそれぞれ含有させ、Ｓｉを１．０％以下とし、かつ、鋼中の（Ｗ＋２Ｍｏ）量及び（Ｃ−Ｃｅｑ）の値を規制するとともに、Ｎｂ／Ｖの値を規制することにより、靭性、耐食性を有し、かつ、高温焼戻し軟化抵抗性を高めた粉末高速度工具鋼を得ることができるとされている。
また、特許文献７によれば、鋼中の合金成分相互の含有量を、一定の関係を満足するように調整することによって、耐摩耗性および靭性を向上させ得るとされている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平１−１６５７４８号公報
【特許文献２】特開平７−２２８９４６号公報
【特許文献３】特開平８−１００２３９号公報
【特許文献４】特開２０００−１４４３３３号公報
【特許文献５】特許第２５７３９５１号明細書
【特許文献６】特開平５−１７１３７３号公報
【特許文献７】特開２００１−２９４９８６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
近年の切削技術の進展はめざましく、加えて切削加工における省力化、省エネ化、低コスト化さらに効率化等の要求も強く、これに伴い、ドライ条件での高速切削加工、高能率切削加工も求められているが、上記従来の合金鋼から作製されたホブ等の歯切工具を用い、ドライ高速切削を行ったような場合には、切刃が切削加工時の高熱にさらされた場合には、合金鋼が高温焼戻し軟化抵抗性が十分ではないために硬度低下を生じ、その結果、クレータ摩耗等を発生しやすくなり、工具寿命が短くなるという問題があった。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
そこで、本発明者等は、高熱発生を伴うドライ高速切削を行ったような場合にも、高温焼戻し軟化を生じず、硬度低下の少ない合金鋼を提供すべく、鋭意研究を行った結果、次のような知見を得たのである。
【０００８】
従来の合金鋼、特に、高速度工具鋼においては、通常その合金成分として、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｏ，Ｖ，Ｃｏ等が含有されているが、その合金成分のうちのＳｉについては、主として脱酸剤としての作用を期待して添加されており、硬さを向上させる作用もあるが、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、高速度工具鋼の靭性を劣化させることになる（例えば、前記特許文献４参照）ので、靭性に悪影響を与えないといいう観点から通常は多くても２％以下の範囲内で添加されていた。
【０００９】
本発明者等は、Ｃ成分、Ｓｉ成分、Ｃｒ成分及びＣｏ成分の含有量と作用に着目し、これらの各成分の含有量を種々に変化させた場合の高温焼戻し軟化特性への影響を調査したところ、鋼中のＳｉ成分の含有量を３．０〜６．０％と高くし、しかも、鋼中のＣ成分、Ｃｒ成分およびＣｏ成分を同時に多量添加した場合には、合金鋼の高温焼戻し軟化特性が大きく改善されること、さらに、Ｃ成分、Ｓｉ成分、Ｃｒ成分及びＣｏ成分を同時に多量添加するとともに、Ｃ＋Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｃｏの合計含有量を特定の数値範囲内に規制した場合には、より一段と高温焼戻し軟化特性が改善され、高温に晒された場合でも硬度低下が抑制されることを見出したのである。
なお、ここでいう多量のＳｉとは、通常の合金鋼において、脱酸剤として添加される量をはるかに超える量をいい、例えば、先に挙げた特許文献１〜６の高速度工具鋼におけるＳｉ含有量は、最大で２質量％であり（なお、特許文献４においては、２％を超える過度の添加は、偏析による靭性の低下を招くとしている）、最大３質量％のＳｉを含有し得るとしている特許文献７においても、Ｓｉ含有量の好ましい上限値は１％（段落００２２参照）とされており、本発明者等は３質量％以上のＳｉを添加すると同時にＣ、Ｃｒ及びＣｏの多量添加を行うことによって、従来技術からは予期し得ない程度に合金鋼の高温焼戻し軟化特性が大きく改善されることを見出したのであり、また、この合金鋼によって構成された歯切工具は、刃先が焼戻し温度以上の高温に晒された場合でも優れた高温焼戻し軟化抵抗性を備え、刃先の硬度低下が防止されることから、高温下で優れた耐摩耗性、靭性を発揮することを見出したのである。
【００１０】
この発明は、上記の知見に基づいてなされたものであって、
「（１）質量％で、Ｃ：２．０〜３．０％、Ｓｉ：３．０〜６．０％、Ｃｒ：９．０〜１５．０％、Ｃｏ：１０．０〜１５．０、ＷおよびＭｏのうちの１種または２種の合計：９．０〜１１．０％、Ｖ：１．５〜２．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする優れた高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼。
（２）  Ｃ，Ｓｉ，Ｃｒ及びＣｏの合計含有量が、２５．０〜３５．０％である前記（１）に記載の高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼。
（３）  ホブの基体が、前記（１）または（２）に記載の高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼で構成されていることを特徴とするホブ。」
に特徴を有するものである。
【００１１】
この発明について、以下に詳細に説明する。
まず、この発明の合金鋼の合金成分組成範囲についての数値限定理由は次の通りである。
【００１２】
Ｃ：２．０〜３．０質量％（以下においては、質量％を単に％で示す）
Ｃは、焼入れ状態でその一部がマトリックスに固溶してマトリックスを強化し、また、一部は、Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖと結合して炭化物を形成し、合金鋼の硬さと耐摩耗性を向上させる。
Ｃ含有量が２．０％未満では、硬さと耐摩耗性向上を期待できないばかりか、後述するＳｉとの相互作用によって、高温焼戻し軟化特性の改善を図ることができない。また、Ｃ含有量が３．０％を超えると、硬くなり過ぎて靭性劣化が生じるようになり、また、不均一なミクロ組織の形成により材質の均質性が担保できなくなることから、Ｃ含有量は２．０〜３．０％と定めた。
【００１３】
Ｓｉ：３．０〜６．０％
通常の合金鋼の場合と同様に、Ｓｉは脱酸剤としての作用を有する。
さらに、この発明においては、合金鋼の高温焼戻し軟化特性の改善を図る上で、上記Ｃおよび後記するＣｒ，Ｃｏとともに重要な合金成分である。
Ｓｉ含有量が３．０％未満では軟化抵抗の向上に寄与がみられず、一方、Ｓｉ含有量が６．０％を超えると靭性が大幅に低下するため、Ｓｉ含有量は３．０〜６．０％と定めた。
【００１４】
Ｃｒ：９．０〜１５．０％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を確保するとともに、熱処理時の耐酸化性を高め、またＳｉと同時に大量添加すると軟化特性向上に寄与するため９．０％以上のＣｒの含有を必要とし、一方、Ｃｒ含有量が１５．０％を超えると、Ｃｒ炭化物が偏析し、加工性が劣化するだけでなく靭性が大幅に低下するため、Ｃｒ添加量は、９．０〜１５．０％と定めた。
【００１５】
Ｃｏ：１０．０〜１５．０％
Ｃｏは、十分な焼き戻し硬さを得るためには１０．０％以上の含有が必要であるが、その含有量が１５．０％を超えると、Ｃｏ単相で析出し、靭性を大幅に低下させることから、Ｃｏ含有量は１０．０〜１５．０％と定めた。
【００１６】
本発明者等は、合金鋼の合金成分である上記のＣ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｃｏの含有量と、焼戻し温度、高温硬さの関連について詳細な調査を行った。
図１に、各種の鋼についての、焼戻し温度（℃）による高温硬さ変化（軟化割合（ＨＲＣ硬さ））の一例を示す。
図１において、鋼中のＣ、Ｓｉ、ＣｒおよびＣｏの各含有量は、次のとおりである。
本発明鋼１−Ａ：２．１％Ｃ，４．０％Ｓｉ，１２．４％Ｃｒ、１０．２％Ｃｏ、
かつ、Ｃ＋Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｃｏ＝２８．７％
本発明鋼２−Ａ：２．５％Ｃ，４．０％Ｓｉ，９．２％Ｃｒ、１４．１％Ｃｏ、
かつ、Ｃ＋Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｃｏ＝２９．８％
比較鋼１１−Ａ：２．０％Ｃ、４．０％Ｓｉ、９．１％Ｃｒ、４．７％Ｃｏ、
比較鋼１２−Ａ：３．０％Ｃ、４．０％Ｓｉ、９．０％Ｃｒ、４．６％Ｃｏ、
比較鋼１３−Ａ：２．５％Ｃ、４．０％Ｓｉ、１２．０％Ｃｒ、４．３％Ｃｏ、
比較鋼１５−Ａ：１．０％Ｃ，０．２％Ｓｉ，４．０％Ｃｒ、７．３％Ｃｏ、
ここで、上記比較鋼１５は、Ｃ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｃｏ含有量のいずれもが、本発明の組成範囲を外れる従来鋼であり、また、比較鋼１１は、Ｃ含有量およびＳｉ含有量は本発明の範囲内であるが、Ｃｒ含有量、Ｃｏ含有量が本発明の範囲外であって、比較鋼１２、１３は、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量およびＣｒ含有量は本発明の範囲内であるが、Ｃｏ含有量が本発明の範囲外のものである。
図1において、６００℃の焼戻し温度における硬さ（Ｈ６００）を基準とし、焼戻し温度Ｔ（℃）（但し、Ｔ≧６００）における硬さをＨＴとした場合の、焼戻し温度による硬さ低下の度合い示す指標である軟化割合（但し、軟化割合（％）＝（ＨＴ−Ｈ６００）×１００／Ｈ６００）をみると、Ｓｉ含有量の多い比較鋼１１は、比較鋼１５に比しすぐれた軟化抵抗性を有するが、ＳｉとともにＣｒを同時に多量添加した比較鋼１２、１３は、比較鋼１１よりもすぐれた焼き戻し軟化抵抗性を有するが、Ｓｉ、ＣｒとともにＣｏを同時に多量添加した本発明鋼１、２は、比較鋼１１〜１３、１５に比して、さらに一段と優れた焼き戻し軟化抵抗性を有することが分かる。
【００１７】
図２には、請求項１に記載の成分組成を満足する本発明鋼について、Ｃ＋Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｃｏの合計含有量による焼戻し温度（℃）−焼戻し硬さ（ＨＲＣ）の関係を示すが、図２からわかるように、本発明鋼はいずれも高温焼き戻しによる焼戻し硬さ変化は少ないが、特に、Ｃ＋Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｃｏの合計含有量が２５．０〜３５．０質量％の範囲内である本発明鋼１，５，９の場合（請求項２に対応）には、高温焼き戻しによる焼戻し硬さの低下はさらに少ないものとなる。
このことから、Ｃ含有量を２．０〜３．０％とした上で、Ｓｉ含有量を３．０〜６．０％と高くし、さらに、Ｃｒ含有量を９．０〜１５．０％、Ｃｏ含有量を１０．０〜１５．０％とした本発明の合金鋼（より好ましくは、Ｃ＋Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｃｏの合計含有量が２５．０〜３５．０質量％）の高温焼戻し軟化抵抗性は、非常に優れていることが分かる。
【００１８】
本発明で高温焼戻し軟化抵抗性が向上する理由は未だ十分に解明されているとはいえないが、おそらく、６００〜７００℃の温度範囲では、鋼中に多量に含有されているＳｉがセメンタイト形成を抑制するとともに、セメンタイトに固溶したＣｒが連続的に炭化物を形成することでセメンタイトの凝集・粗大化を遅らせ、焼戻し時の母相の軟化が遅れると考えられる。
加えてＳｉ、Ｃｒを同時添加することで母相中にＳｉとＣｒの金属間化合物が形成され、焼戻し二次硬化ピークが高温側に移動し、焼戻し時の軟化開始点が高温側になると考えられる。
これらの効果により高温焼戻し軟化抵抗が大幅に向上していると推測される。
【００１９】
ＷおよびＭｏのうちの１種または２種の合計：９．０〜１１．０％
Ｗは、ＭＣ型やＭ６Ｃ型の炭化物を形成すると共に、その一部がマトリックス中に固溶し、耐摩耗性、高温焼戻し軟化抵抗性を向上させるが、Ｗの含有量が過剰になると、炭化物の粗大化を招き、靭性も低下する。
また、Ｍｏは、Ｗと同様に、ＭＣ型やＭ6Ｃ型の炭化物を形成して耐摩耗性、高温焼戻し軟化抵抗性を高めるとともに、靭性を向上させるが、Ｍｏの含有量が過剰になると、結晶粒が粗大化し脆弱になるとともに、熱処理時に脱炭を生じやすくなる。
したがって、耐摩耗性、高温焼戻し軟化抵抗性を向上させるためには、ＷおよびＭｏのうちの１種または２種の合計は９．０％以上必要であるが、その合計量が１１．０％を超えると、炭化物の粗大化、結晶粒の粗大化による靭性の低下等が生じるようになるので、ＷおよびＭｏのうちの１種または２種の含有量は、９．０〜１１．０％と定めた。
【００２０】
Ｖ：１．５〜２．５％
Ｖは、強力な炭化物形成元素で、Ｃと結合することによってＭＣ型の微細な炭化物を形成し、耐摩耗性の向上に効果がある。また、Ｖは、結晶粒の微細化作用を有し、結晶粒の粗大化による靭性の低下を防止するとともに、高温焼戻し軟化抵抗性を高める。このような効果を発揮させるためには、１．５％以上含有させる必要があるが、過剰に含有されると研削性を害するのでその上限は２．５％に定めた。
【００２１】
Ｍｎ： １．０％以下
本発明では、Ｓｉを多量に含有し、これが脱酸剤として作用することから、Ｓｉ同様に脱酸剤として作用するＭｎの添加は必ずしも必要でないが、Ｍｎには焼入れ性向上作用もあるので、１．０％以下の範囲内で添加することができる。
【００２２】
上記のとおり、本発明の合金鋼は、質量％で、Ｃ：２．０〜３．０％、Ｓｉ：３．０〜６．０％、Ｃｒ：９．０〜１５．０％、Ｃｏ：１０．０〜１５．０（好ましくは、Ｃ，Ｓｉ，Ｃｒ及びＣｏの合計含有量は、２５．０〜３５．０％）、ＷおよびＭｏのうちの１種または２種の合計：９．０〜１１．０％、Ｖ：１．５〜２．５％、残部はＦｅからなるが、前記のとおり、１．０％以下のＭｎを含有することが許容されるとともに、不可避不純物として、本発明の合金鋼の高温焼戻し軟化抵抗性に影響を与えない範囲内でのＰ，Ｓ，Ｎ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃｕ，Ａｓ，Ｓｂ等の含有が許容される。
【００２３】
また、本発明の合金鋼の高温焼戻し軟化抵抗性を実験により定量化したところ、６００〜７００℃における軟化割合（％）を、
軟化割合（％）＝（ＨＴ−Ｈ６００）×１００／Ｈ６００
で表した場合、本発明の合金鋼では、上記軟化割合（％）は０〜１０％の範囲内であることを確認した。
ここで、軟化割合（％）とは、６００℃の焼戻し温度における硬さ（Ｈ６００）を基準とし、焼戻し温度Ｔ（℃）（但し、６００≦Ｔ≦７００）における硬さをＨＴとした場合の、焼戻し温度による硬さ低下の度合い示す指標である。
【発明の効果】
【００２４】
本発明の合金鋼は、特に、合金成分としてのＣを２．０〜３．０％とした上で、Ｓｉ添加量、Ｃｒ添加量およびＣｏ添加量を高め、Ｓｉ含有量を３．０〜６．０％、Ｃｒ含有量を９．０〜１５．０％、Ｃｏ含有量を１０．０〜１５．０％（好ましくは、Ｃ，Ｓｉ，Ｃｒ及びＣｏの合計含有量は、２５．０〜３５．０％）、としたことにより、６００〜７００℃の温度範囲で焼戻しを行った場合でもすぐれた高温焼戻し軟化抵抗性を示すことから、ホブ等の歯切工具を本発明の合金鋼で作製した場合には、高温にさらされる高速切削条件下であっても、刃先の軟化（硬度低下）が生じることがないために、長期の使用に亘って、すぐれた切削性能を発揮することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【図１】焼戻しを行った場合の、焼戻し温度（℃）と軟化割合（％）との関係を示すグラフである。
【図２】本発明鋼の焼戻し温度（℃）と焼戻し硬さ（ＨＲＣ）との関係に及ぼすＣ，Ｓｉ、Ｃｒ及びＣｏの合計含有量の影響を示すグラフである。
【図３】ソリッドホブの概略斜視図である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
本発明を実施例により、以下に説明する。
【実施例】
【００２７】
窒素ガスアトマイズ法によって製造した所定の成分組成を有する粉末を、カプセルに充填・脱気後、温度１１５０℃×圧力１００ＭＰａにてＨＩＰ処理（熱間静水圧プレス処理）し、表１に示す成分組成を有する本発明の粉末合金鋼１〜１０（以下、本発明鋼１〜１０という）を作製した。
また、同様にして、本発明から外れる成分組成を有する比較例の粉末合金鋼１１〜１５（以下、比較鋼１１〜１５という）を作製した。
同じく表１に、比較鋼１１〜１５の成分組成を示す。
【００２８】
【表１】
0005510665.tif 000002
【００２９】
上記本発明鋼１〜１０について、表２に示す条件で熱処理を行い、本発明鋼１−Ａ〜１−Ｄ，本発明鋼２−Ａ〜２−Ｄ，本発明鋼３−Ａ、３−Ｂ，本発明鋼４−Ａ、４−Ｂ，本発明鋼５−Ａ、５−Ｂ，本発明鋼６−Ａ、６−Ｂ，本発明鋼７−Ａ、７−Ｂ，本発明鋼８−Ａ、８−Ｂ，本発明鋼９−Ａ、９−Ｂ，本発明鋼１０−Ａ、１０−Ｂを作製した。
同様に、比較鋼１１〜１５についても、表３に示す条件で熱処理を行い、比較鋼１１−Ａ〜１１−Ｄ，比較鋼１２−Ａ〜１２−Ｄ，比較鋼１３−Ａ、１３−Ｂ，比較鋼１４−Ａ、１４−Ｂ，比較鋼１５−Ａ、１５−Ｂを作製した。
即ち、８５０〜９５０℃×６０〜９０分の条件でオーステナイト化処理を行った後、１１３０〜１１８０℃×３０分間保持で焼入れし、その後、６００〜７００℃×１時間保持、戻し回数３回で焼戻しを行った。
【００３０】
それぞれについて、焼入れ硬さ、６００℃における硬さ（Ｈ６００）、所定の焼戻し温度Ｔにおける硬さ（ＨＴ）をロックウェル硬度計で測定（いずれも５点測定の平均値）することにより硬度を求め、その硬度値から
軟化割合（％）（＝（ＨＴ−Ｈ６００）×１００／Ｈ６００）
を算出した。
これらの値を、表２、表３に示す。
なお、本発明鋼１−Ａ、本発明鋼２−Ａ、比較鋼１１−Ａ、比較鋼１２−Ａ、比較鋼１３−Ａ、比較鋼１５−Ａについては、焼戻し温度と軟化割合の関係を、図１に示した。
【００３１】
【表２】
0005510665.tif 000003
【００３２】
【表３】
0005510665.tif 000004
【００３３】
表２、表３および図１から明らかなように、６００〜７００℃という高温焼戻しが行われた場合でも、本発明鋼１〜１０は、すぐれた焼戻し硬さ（ＨＲＣは５０以上）を有するとともに、比較鋼１１〜１５に比してすぐれた高温焼戻し軟化抵抗性を示し、例えば、焼戻し温度７００℃における軟化割合（％）は最大でも−１０％（例えば、本発明鋼１−Ｄ，３−Ｂ，５−Ｂ，１０−Ｂ）であった。
これに対して、比較鋼１１〜１５は、本発明鋼１〜１０に比して、高温焼戻し軟化抵抗性が劣り、例えば、焼戻し温度７００℃における軟化割合（％）
は、−３４％（比較鋼１４−Ｂ），−２６％（比較鋼１５−Ｂ）であって、高温焼戻し軟化抵抗性が十分であるとは言えない。  
【００３４】
ついで、上記本発明鋼１〜５について、機械加工にて外径：１０８ｍｍ×長さ：１６０ｍｍの全体寸法をもち、かつ、３条右捩れ×１２溝の形状を持った図３に概略斜視図で示されるソリッドホブ１〜５（本発明ホブ１〜５という）を作製した。
また、同様に、比較鋼１１〜１５についても、比較例ホブ１１〜１５を作製した。  
【００３５】
ついで、上記本発明ホブ１〜５および比較例ホブ１１〜１５のそれぞれに対して、（Ａｌ０．４５，Ｃｒ０．４０，Ｓｉ０．１５）Ｎからなる層厚５．０μｍの硬質被覆層をアークイオンプレーティングにより蒸着形成した。（上記硬質被覆層の構成成分元素Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉの添字は、それぞれの元素の原子比を示す。）
なお、アークイオンプレーティング後、すくい面を研磨し、すくい面の硬質被覆層を除去した。
【００３６】
ついで、上記硬質被覆層を蒸着形成した本発明ホブ１〜５および比較例ホブ１１〜１５を用いて、次の条件で切削試験を行ない、切削性能を評価した。
【００３７】
被加工材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０Ｈ
歯車緒元：モジュール  ２．０、
圧力角  ２０度、
歯数：  ２８、
ねじれ角：  ２５度左捩れ、
歯幅：  ５０ｍｍ、
切削速度（回転速度）：２００ｍ／ｍｉｎ、
送り：２．０ｍｍ／ｒｅｖ、
（クライム、シフトなし、ドライ（エアーブロー））
の条件で、高速ドライ歯切加工を行い、逃げ面摩耗幅が０．２ｍｍに至るまでの歯車加工数を測定した。
表４に測定結果を示す。
【００３８】
【表４】
0005510665.tif 000005
【００３９】
表４に示す結果から、本発明ホブ１〜５は切削加工時の高温にさらされても、切刃部の高温焼戻し軟化抵抗性が高いことから、軟化（硬度低下）によるクレーター摩耗の発生はなく、また、欠損等の異常損傷を生じることもなく、正常な摩耗形態をとり、歯切加工数が大で長寿命である。
これに対して、比較例ホブ１１〜１５は、本発明ホブに比べ軟化抵抗が劣ることから、硬度低下によるクレーター摩耗等の異常摩耗が生じ、本発明ホブに比し短命であった。
【産業上の利用可能性】
【００４０】
上記のとおり、本発明の合金鋼は、すぐれた高温焼戻し軟化抵抗性を有し、また、本発明の合金鋼で構成したホブは、すぐれた切削性能を備え長寿命である。また、本発明の合金鋼は、そのすぐれた特性を生かし、ホブばかりでなく、ピニオンカッタ、シェービングカッタ等の歯切工具材料として使用できるばかりか、耐摩耗性および靭性をより優れるものとすることによって、切削工具のより長寿命化を達成することができる。
【図１】
0005510665.tif 000006
【図２】
0005510665.tif 000007
【図３】
0005510665.tif 000008