(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．５  〜０．７５ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．５  〜１．８  ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：０．１  〜０．４  ｍａｓｓ％、
Ｐ：０．０１５  ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０２０  ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．０１９  〜０．０５ｍａｓｓ％、
Ｏ：０．００１５ｍａｓｓ％以下、
Ｎ：０．００３  〜０．０１５  ｍａｓｓ％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋳片を、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被削性および疲労強度に優れた高周波焼入用の歯車用鋼材の製造方法。
【請求項２】
Ｃ：０．５  〜０．７５ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．５  〜１．８  ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：０．１  〜０．４  ｍａｓｓ％、
Ｐ：０．０１５  ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０２０  ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．０１９  〜０．０５ｍａｓｓ％、
Ｏ：０．００１５ｍａｓｓ％以下、
Ｎ：０．００３  〜０．０１５  ｍａｓｓ％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋳片を、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被削性および疲労強度に優れた高周波焼入用の歯車用鋼材の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２において、鋳片の組成が、さらに
Ｍｏ：０．０５〜０．５  ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５  ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００５  〜０．０５ｍａｓｓ％、
Ｎｉ：０．１  〜１．０  ｍａｓｓ％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有するものである被削性および疲労強度に優れた高周波焼入用の歯車用鋼材の製造方法。
【請求項４】
請求項１または２において、鋳片の組成が、さらに
Ｖ：０．０５〜０．５  ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．０１〜０．５  ｍａｓｓ％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有するものである被削性および疲労強度に優れた高周波焼入用の歯車用鋼材の製造方法。
【請求項５】
請求項１または２において、鋳片の組成が、さらに
Ｍｏ：０．０５〜０．５  ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５  ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００５  〜０．０５ｍａｓｓ％、
Ｎｉ：０．１  〜１．０  ｍａｓｓ％
のうちから選んだ少なくとも一種、ならびに
Ｖ：０．０５〜０．５  ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．０１〜０．５  ｍａｓｓ％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有するものである被削性および疲労強度に優れた高周波焼入用の歯車用鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高周波焼入用の歯車用鋼材の製造方法に関し、特にその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】
【従来の技術】
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の有利な製造方法を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】
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。
【００１８】
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。
【００１９】
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。
【００２０】
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。
【００２１】
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  〜１．８  ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：０．１  〜０．４  ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１５  ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０２０  ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１９  〜０．０５ｍａｓｓ％、
Ｏ：０．００１５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００３  〜０．０１５  ｍａｓｓ％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋳片を、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被削性および疲労強度に優れた高周波焼入用の  歯車用鋼材の製造方法（第１発明）。
【００２２】
２）Ｃ：０．５  〜０．７５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５  〜１．８  ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：０．１  〜０．４  ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１５  ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０２０  ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１９  〜０．０５ｍａｓｓ％、
Ｏ：０．００１５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００３  〜０．０１５  ｍａｓｓ％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋳片を、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被削性および疲労  強度に優れた高周波焼入用の歯車用鋼材の製造方法（第２発明）。
【００２３】
３）上記１）または２）において、鋳片の組成が、さらに
Ｍｏ：０．０５〜０．５  ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３〜０．００５  ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００５  〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１  〜１．０  ｍａｓｓ％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有するものである被削性および疲労強度に優れた高周波焼入れ用の歯車用鋼材の製造方法。
【００２４】
４）上記１）または２）において、鋳片の組成が、さらに
Ｖ：０．０５〜０．５  ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０１〜０．５  ｍａｓｓ％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有するものである被削性および疲労強度に優れた高周波焼入れ用の歯車用鋼材の製造方法。
【００２５】
５）上記１）または２）において、鋳片の組成が、さらに
Ｍｏ：０．０５〜０．５  ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３〜０．００５  ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００５  〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１  〜１．０  ｍａｓｓ％
のうちから選んだ少なくとも一種、ならびに
Ｖ：０．０５〜０．５  ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０１〜０．５  ｍａｓｓ％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有するものである被削性および疲労強度に優れた高周波焼入れ用の歯車用鋼材の製造方法。
【００２６】
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  ０．５ｍａｓｓ％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。
【００２７】
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。
【００２８】
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確保する上で必須の元素であるが、０．１  ｍａｓｓ％未満の添加ではその効果に乏しく、他方０．４  ｍａｓｓ％を超えて添加すると、フェライト量を減少せしめると同時に、パーライトの層状化を促進するため被削性を低下させる。したがって、Ｍｎ量は０．１  〜０．４  ｍａｓｓ％の範囲で添加するものとする。
【００２９】
Ｐ：０．０１５  ｍａｓｓ％以下
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って、歯元強度を低下させるだけでなく、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％以下で許容される。
【００３０】
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。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
Ｎ：０．００３  〜０．０１５  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、０．００３  ｍａｓｓ％以下の添加ではその効果が小さく、一方  ０．０１５ｍａｓｓ％を超えて添加すると熱間変形能を低下させることにより連続鋳造時に鋳片の表面欠陥を著しく増加させるので、０．００３  〜０．０１５  ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００３４】
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Ｍｏ，  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。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
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。
【００３８】
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、被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。
【００３９】
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。
【００４０】
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効である。
【００４１】
次に、本発明の製造方法について説明する。
第１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。
【００４２】
次に、第２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１０５０〜１１５０℃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。
【００４３】
【実施例】
実施例１
表１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２，  ３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、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９０ｍｍφ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、  １８０℃，２ｈの焼戻しを施した。
【００４４】
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２，３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応力繰り返し数で評価した。
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。
【００４５】
【表１】
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【００４６】
【表２】
0003550886.tif 000003
【００４７】
【表３】
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【００４８】
表２および３中、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２  は発明例である。
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り、Ｎｏ．２５  〜３２は鋼組成が本発明の範囲外の場合である。またＮｏ．３３  は従来例であるＳＣＭ４２０鋼である。
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。
一方、Ｎｏ．１３  〜２４は、発明例に比べるとＣ方向の疲労強度および被削性が低下している。また、Ｃ方向の疲労強度は従来鋼よりも低く、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。
Ｎｏ．２５  〜３２は、成分組成が本発明の範囲外の場合であり、衝撃特性、疲労強度、転動疲労寿命および被削性の内いずれかの特性が従来鋼よりも劣っている。
【００４９】
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、  ５６０×４００  ｍｍのブルームとした。ついで表４，  ５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、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、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。
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４，５に併記する。
【００５０】
【表４】
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【００５１】
【表５】
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【００５２】
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  〜４４は、成分組成が本発明の適正範囲外の場合であるが、衝撃特性、疲労強度、転動疲労寿命および被削性の内いずれかの特性が従来鋼よりも劣っている。
【００５３】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、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。
特に、本発明を適用することにより、ギヤーの製造プロセスを従来の浸炭焼入れから高周波焼入れに変化させることが可能であり、ギヤーの製造コストの低減に資すること大である。