(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で
Ｃ  ：０．０８〜０．３５％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：≦１．５％
Ｐ  ：≦０．０３％
Ｓ  ：≦０．０３％
Ｏ  ：≦０．００２０％
であり、更に
ｓ−Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｎｂ：０．００５〜０．２０％
Ｔｉ：０．００５〜０．１０％
Ｎ  ：≦０．０２０％
ｓ−Ａｌ：≦０．０５％
０．０２≧Ｔｉ−３．６Ｎ≧−０．０１
残部実質的にＦｅから成り、且つ焼入れ性試験における理想臨界直径ＤＩ値が１．５〜４インチであることを特徴とする歯切り性に優れた浸炭歯車用鋼。
【請求項２】
請求項１において、更にＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｖの１種又は２種以上を
Ｃｒ：≦５．０％
Ｎｉ：≦３．０％
Ｍｏ：≦１．０％
Ｖ  ：≦１．０％
の量で含有していることを特徴とする歯切り性に優れた浸炭歯車用鋼。
【請求項３】
請求項１又は２において、更にＰｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｃａ，Ｓｅの１種又は２種以上を
Ｐｂ：≦０．４％
Ｂｉ：≦０．４％
Ｔｅ：０．００１〜０．０５％
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｓｅ：０．００３〜０．０５％
の量で含有していることを特徴とする歯切り性に優れた浸炭歯車用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は良好な歯切り性を有し、耐衝撃特性に優れた歯車部品を得ることのできる浸炭又は浸炭窒化用鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
従来、機械構造部品である歯車やシャフト等に用いられる歯車用鋼として、ＪＩＳ鋼のＳＣｒ４２０，ＳＣＭ４２０に代表される肌焼鋼が用いられてきた。
しかしながら歯車の高強度化の要求が益々高まるにつれ、疲労強度や衝撃強度を向上させた浸炭歯車用鋼が種々提案されている。これらの歯車用鋼は、主にＮｉ，Ｍｏ等の靱性向上元素の増量により強度向上を図っているが、一方でこれら元素の増量により被削性等の製造性が劣化し、問題となっている。
【０００３】
被削性の中でも特に歯切り性は素材の硬さの影響を受け、硬くて粘いベイナイト組織が析出して素材の硬さが９０ＨＲＢ以上となると極端に工具寿命が低下することが知られている。
【０００４】
合金設計による被削性向上手法としては、切削抵抗を減少させる目的でＰｂ，Ｂｉ等の快削元素の添加が一般に行われている。しかし素材の硬さが９０ＨＲＢ以下の領域では快削元素の効果が有効に作用するものの、９０ＨＲＢ以上になると快削元素添加による工具寿命向上の程度が小さくなり、所望の工具寿命が得られないといった問題を生じてきた。
【０００５】
本発明はこのような事情を背景としてなされたもので、その目的とするところは、歯切り性に優れ且つ衝撃強度が良好な浸炭歯車用鋼を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本願の発明はこのような課題を解決するためになされたものであり、その要旨とするところは、浸炭歯車用鋼の組成を重量％でＣ：０．０８〜０．３５％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦１．５％、Ｐ：≦０．０３％、Ｓ：≦０．０３％、Ｏ：≦０．００２０％であり、更にｓ−Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：≦０．０２０％、ｓ−Ａｌ：≦０．０５％、０．０２≧Ｔｉ−３．６Ｎ≧−０．０１、残部実質的にＦｅから成る組成とし、且つ焼入れ性試験における理想臨界直径ＤＩ値が１．５〜４インチであるようになしたことにある。
【０００７】
ここで本発明においては、更にＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｖの１種又は２種以上を、Ｃｒ：≦５．０％、Ｎｉ：≦３．０％、Ｍｏ：≦１．０％、Ｖ：≦１．０％の量で含有させることができる。
【０００８】
更にまた、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｃａ，Ｓｅの１種又は２種以上を、Ｐｂ：≦０．４％、Ｂｉ：≦０．４％、Ｔｅ：０．００１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｓｅ：０．００３〜０．０５％の量で含有させることができる。
【０００９】
【作用】
本発明は、合金組成を調整し、熱間鍛造まま若しくは焼ならし処理後において８５ＨＲＢ以下の硬さを確保し、良好な歯切り性を得るとともに、浸炭焼入・焼戻後においては従来鋼と同等以上の良好な強度を得るため、Ｂの焼入れ性向上効果を活用している点を特徴としている。以下その詳細を具体的に説明する。
【００１０】
肌焼鋼における焼ならし後の硬さは、いうまでもなく焼ならし後の組織により決定される。しかしながら組織から硬さへの定量的な変換は容易ではなく、合金設計に反映させるには今一つ難点があり、簡便な手法が望まれていた。
これらの事情を背景として鋭意検討した結果、焼入れ性試験の結果を一つの指標としてこれを利用することにより、焼ならし後の硬さの推定と合金設計への反映が可能であることを見出した。
【００１１】
焼入れ性試験は、本来焼入れ後の臨海直径等焼入れ後の性状を把握するものであり、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎを初めとして各種合金元素の影響が従来からの研究により明らかにされている。そしてこの焼入れ性試験の結果は、歯車の浸炭焼入・焼戻時にも広く適用され、鋼材の品質規格の一つとして利用されている。
【００１２】
しかしながら焼入れ性試験の結果を浸炭歯車に利用する場合、例えばジョミニー式の一端焼入れ法の結果を例にとると、焼入れ端からの距離が５ｍｍ〜１５ｍｍにおける硬さを規定することがほとんどであり、それ以降の値はあまり重要視されていないのが実情である。
これは歯車の強度を確保するという観点で歯元硬さ、心部硬さを最適なものにする場合、浸炭歯車の大きさや歯車形状から決定されたものである。そして先にも述べたように製品強度のばらつきの減少という点からも鋼材性能の重要な因子として管理されており、焼入れ性特性値と合金組成との相関を利用した鋼材製造プロセスも確立されている。
【００１３】
一方、肌焼鋼の焼ならし処理における冷却は、通常大気放冷いわゆる空冷が一般的であるが、焼ならし硬さも焼入れ性と同様に各種合金元素の影響がほぼ明確になっている。
この点に着目し、焼ならし硬さと焼入れ性試験の結果をもとに検討した結果、浸炭歯車に使用される肌焼鋼の焼ならし硬さとジョミニー式一端焼入れ性試験結果におけるＤＩ値との間に良い相関が得られることを見出した。
【００１４】
これらの知見をもとに焼ならし後の硬さを低い値とするための合金設計を行うと、確かに低い焼ならし硬さが得らえるものの、Ｊ５からＪ１５付近の硬さも同様に低くなり、浸炭後の焼入・焼戻後の強度が確保できないといった問題を生ずる。
この問題を解決する手段として、本発明ではＢの焼入れ性向上効果に着目した。
【００１５】
Ｂの焼入れ性向上効果の特徴は、他の合金元素と異なり、焼入れ端からの距離２０ｍｍ：Ｊ２０までの焼入れ性は向上するものの、それ以降の距離においてその効果はほとんど見られないといった点にある。
【００１６】
これによりＢ添加とＤＩ値を規制する合金設計とを組み合わせることにより、歯切り性と歯車強度双方に良好な浸炭歯車用鋼を得ることが可能となった。即ち、Ｂの焼入れ性向上効果分だけ他の合金元素を減量することにより焼ならし硬さを低くすることが可能となり、歯切り性を従来鋼に比べ飛躍的に向上させることが可能となった。
以下に各合金元素の限定理由について詳述する。
【００１７】
Ｃ：０．０８〜０．３５％
Ｃは鋼の強度を確保するために必須の元素であり、その含有量が浸炭焼入・焼戻後の心部硬さを決定する。そこで本発明ではＣ量の下限を０．０８％とし、心部の硬さを確保している。
しかしその含有量が多過ぎると熱間鍛造後や焼ならし後の硬さが増大して被削性を低下させるとともに、浸炭焼入・焼戻後の衝撃強度を低下させる等の弊害をもたらすので、Ｃ含有量の上限を０．３５％とした。
【００１８】
Ｓｉ：≦０．５％
Ｓｉはフェライト強化型元素であり、多量に添加すると硬さの増加に伴い被削性が劣化する。また浸炭時の粒界酸化を助長して破壊の起点となりやすいので、その上限を０．５％とする。
【００１９】
Ｍｎ：≦１．５％
Ｍｎは鋼の熱間加工性を高め、焼入れ性を確保するために添加される。しかし過剰に添加すると素材の軟化焼なましを困難とし、また被削性や冷鍛性を劣化させるので、その上限を１．５％とする。
【００２０】
Ｐ：≦０．０３％
Ｐはオーステナイト粒界に偏析して靱性を低下させるため、含有量はできる限り少ない方が望ましいが、後述するＢの粒界脆化抑制効果により靱性が改善されるので、その上限を０．０３％とする。
【００２１】
Ｓ：≦０．０３％
Ｓは鋼中でＭｎＳなる非金属介在物を形成して被削性を向上させるが、一方で横方向の靱性を損なうのでその上限を０．０３％とする。
【００２２】
Ｏ：≦０．００２０％
Ｏは硬質であるアルミナを生成し、疲労破壊の起点となるので極力低減する。
【００２３】
ｓ−Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂは本発明において重要な元素であり、前述したように焼入れ性を向上させるとともに粒界のＰ偏析を抑制し、靱性を改善する効果がある。０．０００３％未満の含有量ではその効果は少なく、０．００５０％を超えて含まれてもその効果は飽和し、また赤熱脆性を起こす。
【００２４】
Ｎｂ：０．００５〜０．２０％
Ｎｂはオーステナイト結晶粒を微細化する元素であるが、０．００５％未満の含有量ではその効果は少なく、０．２０％を超えて含まれるとその効果は飽和するばかりか巨大な晶出物を生成し、製造性を劣化させる。
【００２５】
Ｔｉ：０．００５〜０．１０％
Ｎ  ：≦０．０２０％
０．０２≧Ｔｉ−３．６Ｎ≧−０．０１
Ｎは鋼中でＢと結合しＢＮとなり、Ｂの焼入れ性向上効果を損なう元素である。これを防止するためにＮとの親和力がＢより強いＴｉを添加する。その効果を確実に発揮させるためにはＴｉ−３．６Ｎ（％）の値を−０．０１以上とすることが必要である。
また一方、いたずらにＴｉ，Ｎを添加すると鋼材の製造性が低下するばかりでなく、巨大なＴｉＮの生成により歯車の強度を低下させる。そこでＴｉ，Ｎそれぞれの上限を規制するとともに、Ｔｉ−３．６Ｎの値を０．０２％以下とした。
【００２６】
ｓ−Ａｌ：≦０．０５％
Ａｌは脱酸剤として必要な元素であるが、多量に添加すると疲労破壊の起点となる巨大なアルミナ介在物を生成し、強度を低下させるのでその上限を０．０５％とする。
【００２７】
ＤＩ値：１．５〜４インチ
被削性、特に歯切り性を確保するためには８５ＨＲＢ以下の硬さとすることが望ましい。種々の調査研究の結果、肌焼鋼においてこの焼ならし後の硬さとＤＩ値には良い相関があり、８５ＨＲＢ以下を確保するためにはＤＩ値を４インチ以下とする必要があることが判明した。
一方、ＤＩ値が１．５インチ未満の場合には、浸炭又は浸炭窒化処理後の硬化深さを確保できず、疲労強度が低下する。
【００２８】
Ｃｒ：≦５．０％
Ｎｉ：≦３．０％
Ｍｏ：≦１．０％
Ｖ  ：≦１．０％
これらは何れも鋼の焼入れ性の向上、結晶粒の微細化及び浸炭部や内部の靱性向上に有効な元素なので、それぞれ５．０％以下、３．０％以下、１．０％以下、１．０％以下の範囲で単独又は複合添加しても良い。但し上記範囲を超えて添加しても、その靱性向上効果は飽和するばかりか、２３０ＨＲＢ以下の硬さを確保することが困難になる。
【００２９】
Ｐｂ：≦０．４％
Ｂｉ：≦０．４％
Ｔｅ：０．００１〜０．０５％
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｓｅ：０．００３〜０．０５％
これら元素は被削性の向上や切削加工時のバリ生成を抑制する働きを持っており、それぞれ上記の範囲とすることにより効果が現われる。但し各元素とも添加し過ぎると製造性を悪化させる。
【００３０】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する熱間圧延鋼材から平行部８ｍｍの小野式回転曲げ疲れ試験片及びノッチ径１０ｍｍＲのシャルピー衝撃試験片を焼ならし処理の後、作製した。焼ならし処理は９２５℃に１時間保持後空冷した。
小野式回転曲げ疲れ試験片とシャルピー衝撃試験片は浸炭焼入・焼戻処理を行い、室温での試験に供した。尚、浸炭焼入・焼戻処理条件は表面炭素濃度の狙い値を０．８％とし、９１０℃で浸炭処理を２時間、拡散処理を１時間行った後、８３０℃で保持後８０℃の油中へ焼き入れた。焼戻しは１６０℃で２時間の保持後空冷した。
【００３１】
また被削性の評価として、焼ならし処理材について超硬ホブによる歯切り試験を行い、工具寿命を比較した。工具寿命はクレータ摩耗が５０μｍとなる寿命とした。尚、切削条件は切削速度：１４８ｍ／ｍｉｎ、送り：４ｍｍ／ｒｐｍ、切込み：５．４ｍｍとした。
【００３２】
【表１】
0003551573.tif 000002
【００３３】
表２に実験結果を示している。１〜１０が本発明鋼の試験結果であり、１１〜１８が比較鋼の試験結果である。尚、１１はＪＩＳ鋼のＳＣｒ４２０の結果を示している。
【００３４】
【表２】
0003551573.tif 000003
【００３５】
表２の結果において、本発明鋼は何れもＳＣｒ４２０に比べ、２〜９倍の良好な歯切り性を有するとともに、２〜４倍の高い衝撃値が得られている。また疲労強度の低下もなく、ＳＣｒ４２０と同等以上の疲れ限度を確保している。
【００３６】
一方、Ｃ量が請求範囲以下である比較鋼１２は歯切り性と衝撃特性は良好であるものの、疲れ限度がＳＣｒ４２０に比べ低い値となっている。逆にＣ量の高い１３やＭｎ量の高い１５は焼ならし硬さが高く、歯切り性が低下している。
Ｓｉ量の高い１４は、浸炭処理時に生成する粒界酸化層の悪影響により、疲労強度，衝撃特性共に低下している。
【００３７】
ＴｉとＮの関係式の値が−０．０１以下である１６は、Ｂの焼入れ性向上効果が十分に発揮されず、浸炭後の内部硬さが低いものとなり、その結果疲労強度の低下を招いている。
また同様にＤＩ値が１．５インチ未満の１８も低い内部硬さにより低い疲れ限度を示している。逆にＤＩ値が４インチを超える高い値を有する１７は焼ならし硬さが非常に高く、本試験条件では寿命評価が不可能なほど低い工具寿命であった。
【００３８】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、浸炭歯車用鋼に良好な歯切り性と耐衝撃特性を、疲労強度を低下させることなく付与することができ、これにより歯車部品の製造コストの削減や歯車部品の小型化を推進できるなど産業上大きな効果を得ることができる。