(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鉄系の合金鋼であって、
（１）αＦｅ相領域または（α＋γ）Ｆｅ相二相領域の加熱温度範囲を、少なくとも８００℃以上１３００℃以下に広く取れるようにして、目的の形状に素形材を塑性加工する際の変形抵抗を少なくできるようにすることと、
（２）転動部品の強度を高めるために実施する浸炭および／または浸炭浸窒時において、カーボンポテンシャルが１．２重量％以上の条件であっても、粗大セメンタイトが転動表面に析出しないようにすること、
の両目的を達成するため、Ａｌを０．１〜１．５重量％、Ｓｉを２重量％以上の範囲で、かつＳｉ＋Ａｌの添加総量が４．５重量％以下になるようにＡｌ，Ｓｉを含有するとともに、Ｃを０．３５重量％以下、Ｃｒを０．３〜１５重量％、Ｍｎを０．１〜３．０重量％、Ｍｏを０〜１．０重量％、Ｖを０〜２重量％で、かつＭｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕの添加総量が３重量％以下になるようにし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材を用いて、浸炭および浸窒処理もしくは浸炭浸窒処理と焼き入れ処理とを施すことによって、表面層がαＦｅ相を含まないマルテンサイトと残留オーステナイトからなる組織、内部が（α＋γ）Ｆｅ二相領域から冷却され、α相とパーライト、マルテンサイト、ベイナイトの一種以上とからなる組織を有するとともに、表面層中に平均粒径が０．５μｍ以下のＡｌＮを０．４〜６．０体積％微細に分散析出させることによって耐面圧強度を高めた転動部材を得ることを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項２】
前記浸炭および浸窒処理もしくは浸炭浸窒処理によって、表面層に拡散浸透させた炭素および／または窒素とＣｒとから平均粒径が１μｍ以下の微細なＣｒ７Ｃ３炭化物を最大で３５体積％分散析出させることによって耐面圧強度を高めることを特徴とする請求項１に記載の転動部材の製造方法。
【請求項３】
前記浸炭および浸窒処理もしくは浸炭浸窒処理によって、Ａｌ，Ｃｒを主体とする炭化物，窒化物，炭窒化物を微細に分散析出させるとともに、表面の窒素濃度を０．４重量％以上に高めることによって２０〜７０体積％の残留オーステナイトを生成させることを特徴とする請求項１または２に記載の転動部材の製造方法。
【請求項４】
前記微細な析出物を分散させた表面層に、再加熱焼入れ，再浸炭焼入れ，再浸炭浸窒焼入れまたは再浸窒焼入れを施し、旧オーステナイト結晶粒径をＡＳＴＭ番号９以上に微細化するとともに、焼き入れることによって生成される針状マルテンサイト葉を平均の葉幅が１μｍ以下でそのマルテンサイト葉の直線形状を不規則化することを特徴とする請求項３に記載の転動部材の製造方法。
【請求項５】
前記浸炭および／または浸炭浸窒によって炭素を拡散浸透させる表面からの距離は、歯車においてはモジュールＭの０．１５倍ｍｍ以上とすることを特徴とする請求項２〜４のうちのいずれかに記載の転動部材の製造方法。
【請求項６】
前記浸炭浸窒および／または浸窒によって窒素を拡散浸透させて前記窒化物を分散析出させる表面からの距離が５０μｍ以上であること特徴とする請求項２〜４のうちのいずれかに記載の転動部材の製造方法。
【請求項７】
前記（α＋γ）Ｆｅ相二相領域の加熱温度範囲を広く取れるようにして、目的の形状に素形材を塑性加工する際の変形抵抗が少なくなるように、鍛造温度におけるαＦｅ相が２５体積％以上であることを特徴とする請求項１に記載の転動部材の製造方法。
【請求項８】
請求項１〜７のうちのいずれかに記載の製造方法によって得られることを特徴とする転動部材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、塑性加工性に優れ、さらに浸炭，浸炭浸窒などの表面熱処理を施して高強度な歯車などの転動部材を生産するための転動部材の製造方法と、この製造方法により得られる転動部材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車や建設機械に使われる歯車などにおいては、加工時間の低減によるコスト改善と、動力伝達装置のコンパクト化のための耐面圧強度の向上が従来以上に要求されてきている。このうち加工時間の低減という観点からは、従来の熱間鍛造で素材ブランクを製造する場合には素材の寸法精度が悪く、機械加工による切削量が多いという問題を改善するために、冷間鍛造による高精度鍛造化が多く検討されている。また、耐面圧強度の向上という観点からは、鋼の焼戻し軟化抵抗性の向上としてＭｏ元素の積極的な添加や浸炭，浸炭浸窒熱処理後に焼き入れし、ショットピーニングを施して、積極的に表面層の硬度を高めるとともに、顕著な圧縮残留応力を付与する方法についても多く検討されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
歯車の歯出しを熱間鍛造で実施する場合においては、１２００〜１３００℃に加熱したγ相（オーステナイト相）の鋼を室温の鍛造金型に据え込む際、加熱素材は急激に冷却されるため、急激な変形抵抗の増大が起こり、精密な歯形の成形をする際に金型に対して顕著な応力を発生させることや金型の顕著な摩耗を引き起こすため、金型自身には歯車形状に充分なＲ部を持たせることが必要となることや、金型との接触による冷却を抑制するために金型温度を顕著に高めることなどにより歯車の精密な鍛造ブランクを生産することが困難である。なお、鍛造速度を高め、鍛造素材の剪断発熱によって素材ブランクの冷却を防止することも考えられているが、これは一方では変形抵抗を更に高めることに繋がるため、前述の金型Ｒ部をより大きくする必要があり、より精密な鍛造をめざすには問題がある。
また、よりコンパクトな歯車においては特に歯形が小さくなり、より冷却されやすくなるため、上述のような問題点がより顕在化される。
【０００４】
更に、熱間鍛造素材を冷間鍛造することによって精度の良い歯車の歯出しを実施することも試みられているが、２度工程になることによる顕著なコストアップに繋がるという問題点がある。
【０００５】
また、上述の熱間鍛造では歯車素材が一旦１２００〜１３００℃に加熱されるため、オーステナイト相の結晶粒が非常に粗大化するとともに、鍛造素材は急速冷却部とそうでない部位での変形抵抗の差異が大きくなり、加工歪みが不均質に残りやすくなるために、あとの機械加工，浸炭熱処理後における歯車の歪みをできるだけ防止するために、多くは機械加工前に、冷却焼準等による整粒化，歪み除去が実施されており、コストアップとなっている。
【０００６】
また、上述の観点から熱間鍛造温度よりも低温の８５０〜１０００℃温度に素材を加熱して、鍛造途中で鋼が（α＋γ）Ｆｅ相二相組織域にある時点でα相の助けを借りて変形抵抗を下げて精度良く素早く鍛造する温間鍛造法も試みられているが、γ相結晶粒界からα相が析出する段階で強加工が施されることから、素地内部には多くの場合において粒界剥離が発生して、素材が脆化するような危険性が存在している。
【０００７】
なお、近年の歯車減速機や変速機では、高出力化や軽量化コンパクト化に対する動向として、特に歯車では耐面圧強度に優れた特性の改善が望まれている。一般的には、歯車は上述のように機械加工後に浸炭，浸炭浸窒等の表面熱処理を施して、表面層を硬化させて使用されており、高い接触面圧（ヘルツ面圧）に耐えるように設計されているが、通常これらの熱処理が長時間に及び、歯車などではコストが高くなり問題となっている。とりわけ、建設機械の歯車減速機等においては大モジュールなものが多く、通常のＲＸガス浸炭では２，３日に及ぶことも珍しくなく、例えば浸炭温度の高温度化が種々検討されている。しかし、ＲＸガス浸炭温度の高温化を図るためには、ＣＯ／ＣＯ２ガス平衡で浸炭時の炭素ポテンシャルの制御が非常に困難になるため、例えば高い炭素ポテンシャルでの浸炭期においては歯車材表面に粗大なセメンタイトが析出し、歯車強度を劣化させる問題があることや、またこれらのセメンタイトの析出を防止する観点からさらに浸炭期と同等かそれ以上の長時間の拡散期を設けて表面炭素濃度の適正化を図っているが、上述と同じように炭素ポテンシャルの精度の良い制御が困難なことから問題となっている。
【０００８】
更に、前述の動向からは、より高い接触面圧に耐える歯車などを製造するために、最近では使用する鋼材に焼き入れ後の表面硬化層の焼き戻し軟化抵抗性を高めるＭｏ，Ｖや結晶粒の微細化を図るためのＮｂ，Ｔｉ等を添加することが合金設計的に試みられており、さらには表面硬化層をより硬化させるために、強力なショットピーニングを施工しているが、必ずしも充分な効果を上げていない。
【０００９】
また、Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ等のオーステナイトにおいて微細な特殊炭化物を形成する元素を歯車強化の観点から積極的に添加することは、高温におけるオーステナイトの変形抵抗を顕著に高めることになり、必ずしも前述の塑性加工性を考慮した合金設計がなされていないことも問題である。
【００１０】
本発明は、前述のような問題点に鑑みてなされたもので、高強度な歯車等を機械加工に代わって塑性加工方法を用いて簡便に歯出した素形材を製造する際において、塑性加工時の変形抵抗の低減を図るとともに、より低温での塑性加工が安定して精度良く実施できるための鋼材および転動部材を提供し、この鋼材に浸炭，浸炭浸窒などの表面熱処理を施して、耐面圧強度に優れた歯車などの転動部材を製造する方法を提供することを目的とするものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段および作用・効果】
熱間鍛造時の前述の問題点を解決するために、本発明では、８００〜１３００℃の温度範囲、少なくとも８５０〜１２００℃の温度範囲において鍛造前の加熱状態の組織がαＦｅ相および／または（α＋γ）Ｆｅ相二相領域が安定して存在し、鍛造時においても少なくとも（α＋γ）Ｆｅ相二相領域でのα相が２５体積％以上になるように合金成分を調整した鋼材を用いて、低い変形抵抗で塑性加工され、かつ鍛造中での金型との接触による冷却が起こっても広い温度範囲において（α＋γ）Ｆｅ相二相領域を安定化させることによって変形抵抗の増大を防止し、これによって塑性加工性を改善したものである。
【００１２】
前述のように、８５０〜１２００℃の温度範囲において鍛造前の加熱状態の組織がαＦｅ相および／または（α＋γ）Ｆｅ相二相領域であるように安定化させるための合金成分の調整はα相安定化元素であるＳｉとＡｌの添加総量を１．０〜４．５重量％、Ａｌを０．１〜１．５重量％として、さらに炭素（γ相安定化元素）を０．３５重量％以下の範囲内で調整することによって実施した。
【００１３】
なお、従来のγＦｅ相の結晶粒の成長が抑制できる最高の温度１０００℃以上の１１００〜１３００℃に加熱したときの（α＋γ）Ｆｅ相二相領域での結晶粒は、従来のオーステナイト単相鋼の結晶粒に較べて極めて成長が抑制され、従来の鍛造加熱時における結晶粒の粗大化、さらには後述の浸炭の高温度化における結晶粒の粗大化に関する問題を解決した。
【００１４】
更に、前述の従来の温間鍛造時に発生する脆性問題は、鍛造初期の状態を（α＋γ）Ｆｅ相二相領域に設定することによって、また鍛造時のα相の量を２５体積％以上に調整することによって、γ相粒界での変形や応力の集中を回避し、この結果粒界剥離する脆性問題を解決した。
また、鍛造後に機械加工して、浸炭および／または浸炭浸窒熱処理後焼き入れした時の焼き入れ歪みは表面硬化層以下の多くの内部組織がα相からなることによって大きく低減でき、歯車の高精度化を図った。
【００１５】
浸炭コストの改善のために、従来と同様に浸炭の高温化が最も効果的であり、本発明では例えば炭素ポテンシャルがＡｃｍ濃度においても浸炭，浸炭浸窒によって、鋼表面部に粗大なセメンタイトが析出しないように、鋼材成分中のＳｉ＋Ａｌの添加総量を１．０重量％以上となるように調整して解決した。さらに、高温度でのこの浸炭温度から直接的に浸炭層中に粗大な粒界セメンタイトが析出しない速さで冷却し、浸炭温度以下での再加熱処理を施して微細なセメンタイトを分散析出させることとオーステナイト結晶粒の微細化を図ることによって、面圧強度を高める技術を確立し、これによって浸炭における拡散期が省略できるようにし、大幅な浸炭コストの低減を図った。なお、高温浸炭温度からの直接的な冷却は、ほぼガス冷却が歯車の熱歪みを低減するのに好ましいが、本発明では浸炭層内部の組織が前述の通りに（α＋γ）Ｆｅ相二相からなるようにしていることで好ましい合金設計となっている。
【００１６】
なお、より顕著な耐摩耗性と面圧強度を必要とする部材においてはＣｒを適切に添加することによって、高温浸炭時に微細なＣｒ７Ｃ３を多量に分散析出ことが効果的である場合があるが、通常の高Ｃｒ合金に浸炭した場合には浸炭層最表面層を除いてはＣｒ７Ｃ３炭化物が微細に析出するが、浸炭層最表面部においては粗大なセメンタイトが高濃度で析出し、顕著に脆化する問題がある。これに対して、本発明では前述のようにＳｉ，Ｓｉ＋Ａｌの量を１．５重量％以上に高めることによって粗大セメンタイトの析出を防止している。なお、好ましくは前述の（α＋γ）Ｆｅ相二相領域の安定範囲との関係からＳｉ，Ｓｉ＋Ａｌの濃度は２．５重量％以上が良い。また、Ｃｒ添加量は耐摩耗性との関係から検討されるが、通用の硬質分散相比率は３５体積％以上では脆化傾向が強くなることから、本発明でも１５重量％Ｃｒを上限とした。
【００１７】
転動部材の耐面圧強度をより高める手段としてＳｉと同様にαＦｅ相を安定化させ、かつ浸炭浸窒処理によって表面から拡散浸透する窒素と強力に結合して、ＡｌＮ窒化物を形成するＡｌを０．１〜１．５重量％の範囲内において添加した鋼材を用いることによって、浸炭浸窒および／または浸窒処理によって表面層中に平均粒径が０．５μｍ以下のＡｌＮを約６体積％を上限にして分散析出させることによって極めて優れた特性を得た。なお、ＡｌＮの分散析出深さは歯車モジュールの０．０５倍ｍｍ以上に調整することによって、優れた耐面圧強度を得た。ここで、上記「表面層」とは、炭素および窒素のいずれか１種以上を表面から拡散浸透させたときのその浸透深さに形成される層のことを言う。
【００１８】
さらに、歯車の耐面圧強度と歯元の強度を高めるために、従来の歯車設計基準にほぼ従って本発明では浸炭および又は浸炭浸窒法を適用し、少なくとも炭素の拡散浸透深さが歯車モジュールの０．１５倍ｍｍ以上になるように熱処理することによって確保した。
【００１９】
なお、上述の拡散浸透させる炭素の量は、表面炭素濃度で０．６重量％以上であることが好ましく、かつ表面層において炭化物（セメンタイト等）が析出する場合には、炭化物の平均粒径を３μｍ以下であるように調整し、表面炭素濃度は２．０重量％であることが好ましい。
また、Ｃｒを高濃度に添加してＣｒ７Ｃ３炭化物を３５体積％分散させる場合には表面炭素濃度の上限は約４．５重量％となる。
【００２０】
さらに、本発明合金は従来の肌焼き鋼に比べて、炭素活量をほぼ１の状態で浸炭する浸炭期においても粗大なセメンタイトが析出せず、高い炭素ポテンシャルで安定して高濃度な浸炭ができるように改善されている。したがって、微細なセメンタイトを分散析出させる方法としては浸炭および／または浸炭浸窒後に一旦Ａ１温度以下あるいは室温近傍に冷却した後に再加熱途中においてセメンタイトを分散析出させ、焼入れのための再加熱温度においてセメンタイトが未固溶で残存する状態から焼き入れることが好ましい。
【００２１】
浸炭，浸炭浸窒などの熱処理後に焼き入れた状態での表面硬化層より内部での鋼組織はα相とパーライト，マルテンサイト，ベイナイトの１種以上とからなる組織となるが、α相が前述のように２５体積％以上となるので素地強度の観点からはα相の強度を高めておくことが好ましい。本発明では、Ｓｉ，ＡｌなどのαＦｅ相の固溶強化によって改善しているが、さらに強化する観点からは前述のマルテンサイトおよび／またはベイナイト量を増やしておくことが好ましいので、Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｍｏなどの焼入れ性を高める合金元素を、適量添加することによって改善した。
【００２２】
ＣｒはαＦｅ相を安定化する元素であり、上述の（α＋γ）Ｆｅ相二相領域を拡大する元素であり、またセメンタイトの黒鉛化を顕著に防止する作用があるとともに焼入れ性をも向上させるため広い組成範囲で添加することが可能であるが、下限の添加量としては、高濃度に添加されるＳｉ，Ａｌによるセメンタイトの黒鉛化を防止するために０．３重量％以上が好ましく、上限の添加量としては塑性加工時の変形抵抗の増大とコスト的な観点から１５重量％以下が好ましい。
【００２３】
Ｍｎ，ＮｉはγＦｅ相安定化元素であり、（α+γ）Ｆｅ相二相領域を縮小する元素であるが、焼入れ性を高める観点から２重量％以下の範囲で添加されることが好ましい。
【００２４】
ＭｏはＣｒとほぼ同様の作用を示す合金元素であるが、特に焼入れ性の向上と焼戻し軟化抵抗性の向上に作用するが、コスト的な観点からは１重量％以下の範囲内で添加されることが好ましい。
【００２５】
Ｂは上記の相平衡に対してほとんど影響しないが、焼入れ性の向上という観点からは従来のボロン処理程度に添加されることが好ましい。
【００２６】
ＶはＳｉと同様にαＦｅ相安定化元素であり、（α＋γ）Ｆｅ相二相領域を拡大する元素であるとともに、浸炭および／または浸炭浸窒時においては拡散浸透する炭素や窒素と強力に結合して微細な特殊炭化物や窒化物および炭窒化物を分散析出させる作用を示すことから、２重量％以下に抑えて添加されることが好ましい。
【００２７】
さらに、Ｚｒ，Ｔｉ，Ｎｂは浸炭，浸炭浸窒時の炭素や窒素の拡散浸透によって歯車表面層部がオーステナイト化する際の結晶粒の成長を抑制させることから、従来の添加量範囲で添加されることが好ましい。
【００２８】
Ｃａ，Ｓ，Ｐｂは通常において切削性の改善を主目的に添加することが多い。このような目的のためには通常の範囲で添加して使用することが好ましい。
【００２９】
なお、前述のように浸炭，浸炭浸窒および浸窒によってＣ，Ｎを拡散浸透させた後に焼き入れ硬化させた表面層には多くの残留オーステナイトが形成されるが、この残留オーステナイトの生成量はＣ，Ｎ濃度や合金元素濃度によって制御されているが、従来の公開技術にもあるようにショットピーニングやサブゼロ処理などによっても制御できる。またその際には表面層部には大きな圧縮残留応力が発生して、特に歯車では歯元の曲げ強度の改善に寄与することが知られており、本発明においてもショットピーニングが適用できるものである。
【００３０】
また、前述のように浸炭，浸炭浸窒および浸窒によって微細な析出物を分散させた表面層に再加熱・焼入れ処理を施すことによって、表面層の旧オーステナイト結晶粒をＡＳＴＭ９番以上に顕著に微細化するのは強度的には非常に好ましい。
【００３１】
さらに、上述のように結晶粒が顕著に微細化され、かつ平均粒径０．５μｍ以下のＡｌＮなどの微細析出物を高密度に分散させることによって、焼入れ後のレンズ状マルテンサイト葉や転動中に残留オーステナイトから生成されるマルテンサイト葉の直線性を顕著に不規則化して、平均で１μｍ以下の葉幅に微細化して、たとえば疲労クラックの粒内伝播を遅らせ、かつマルテンサイト葉に集中する応力をきわめて効率的に分散させることができるので非常に好ましい。
【００３２】
本発明によれば、基本的成分であるＳｉ，ＡｌとＣの調整によって広い温度範囲においてαＦｅ相および（α＋γ）Ｆｅ相二相領域を安定的に存在させ、鍛造時の変形抵抗を下げることによって、鍛造成形性を改善した結果、鍛造後の素材ブランクの寸法精度を高めるとともに、ほぼニアネットシェイプな歯車を成形することができる。
【００３３】
さらに、この素材に浸炭，浸炭浸窒を施し、 Ａｌ，Ｃｒを主体とする微細な窒化物を分散させた後に、焼入れ処理した歯車の面圧強度は従来の肌焼き鋼に浸炭焼き入れした歯車の面圧強度の１．４倍以上に強化された。
【００３４】
また、歯車の浸炭浸窒−焼入れ後の熱処理歪み量を従来の肌焼き鋼に浸炭−焼き入れした歯車の歪み量と比べ、表面層内部組織の多くがαＦｅ相からなることによって顕著に改善されていることが明らかとなった。
【００３５】
また、１１００℃における高温での真空浸炭を従来の肌焼き鋼と比較して実施し、その結果炭素活量がほぼ１の状態で常に浸炭させ、実質的な拡散期を持たせない条件においても表面層に粗大なセメンタイトが析出せずに、表面炭素濃度が高濃度で、安定した炭素濃度分布が得られ、浸炭時間の顕著な短縮化が図れることがわかった。特にこの場合には、浸炭後にガス冷却を施して一旦室温近傍に冷却した後に再加熱によってセメンタイトを微細に分散析出させて焼き入れ使用することによって浸炭時間の短縮化が顕著に図れるので、熱処理コストの大きな低減につながることがわかった。
【００３６】
【実施例】
次に、本発明による転動部材とその製造方法の具体的な実施例について、図面を参照しつつ説明する。
【００３７】
１）鋼材準備
本発明に用いる供試鋼を設計するにあたって、前述の（α＋γ）Ｆｅ相二相領域を安定に存在させるための条件を検討した。その結果を図１〜１０に示した。各図中には（α＋γ） Ｆｅ相二相領域のα相側組成をα／（α＋γ）と表示し、γ相側をγ／（α＋γ）と表示した。また、γ／（γ＋θ）はセメンタイトと平衡するγ相の組成を示している。
【００３８】
図１、図２は基本となるＦｅ−Ｓｉ−Ｃ、Ｆｅ−Ａｌ−Ｃ３元系の各縦断面の状態図を示したものであり、ほぼ２重量％以上のＳｉ添加または０．７重量％以上のＡｌ添加によって、（α＋γ）Ｆｅ相二相領域がより炭素濃度（重量％）の広い範囲で、かつ８００℃以上の温度域において安定に存在することがわかり、かつこれらの温度域においてはα相の存在による塑性加工時の変形抵抗の顕著な低下が起こり、優れた塑性加工性が確保できることがわかる。
【００３９】
なお、Ｆｅ−Ｓｉ２元系合金において５重量％以上のＳｉが添加されると急激に脆化するために、本発明ではＳｉの添加量を４．５重量％を上限とした。ＡｌについてもＳｉとほぼ同じ作用があるが、製鋼上のＡｌの大量添加は介在物の巻き込みや発生の観点から現実的でないので、本発明ではＳｉ＋Ａｌの総量が４．５重量％を越えないようにした。また、前述したように、歯車の浸炭浸窒でＡｌＮを分散析出させ、耐面圧強度を高めるための量的な観点からＡｌ添加量を０．１〜１．５重量％の範囲に限定した。なお、この際の炭素添加量は図１中のＡ点を基準に０．３５重量％以下とした。塑性加工性を考慮する場合には塑性変形時のα相の体積％が２５％以上であることが好ましいので、炭素量は０．２５重量％がより好ましいが、後述するようにＭｏ，Ｃｒ，Ｖ等の合金元素を複合添加することによって（α＋γ）Ｆｅ相二相領域がより高炭素濃度側にまで拡大することを勘案してＣは０．３５重量％以下とした。また、Ｓｉ添加量の下限値は、例えば図３，４，５，６に示したようにＣｒ，Ｖの添加によって（α＋γ）Ｆｅ相二相領域が拡大され、Ｓｉの代替効果を持つことおよびＡｌの複合添加によって、Ｓｉ添加量は軽減されるが、コスト的な観点から安価なＳｉをできるだけ効率的に利用することが好ましい。
【００４０】
また、 Ｃｒ，ＶはＦｅとの金属間化合物を作らず、かつＳｉと違って炭素，窒素との結合力が強く、図５に示したように（α＋γ）Ｆｅ相二相領域を効果的に拡大，安定化させる元素であり、特にＣｒは熱間の塑性変形抵抗を高めない元素であることから、添加量の上限値はコストの観点から１５重量％まで添加することが効果的と考えられる。また、Ｖは２重量％の効果がほぼＣｒの１５重量％効果に近いことおよびコスト的な観点からも、その上限添加量は２重量％であることが好ましい。
【００４１】
図７は、（α＋γ）Ｆｅ相二相領域の拡大作用に対するＭｏとＶの影響を示したものであり、明らかにＭｏはＶ等に較べて作用が小さい。従って、Ｍｏは前述の浸炭，浸炭浸窒，浸窒などの後の焼き入れ性を確保する目的とコスト的な観点から、上限添加量を１．０重量％とすることが好ましい。
【００４２】
図８，９，１０はＭｎ，Ｎｉ，Ｃｕの影響を示したものであるが、これらの元素は（α＋γ）Ｆｅ相二相領域を縮小させるため、多量の添加は避ける必要があるが、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕそれぞれの元素の総量が３重量％以下であることが好ましい。
【００４３】
以上の設計条件のもとに用いた供試鋼と比較材との成分を表１にまとめて示した。
【００４４】
【表１】
0004100751.tif 000002
【００４５】
２）鍛造試験
鍛造試験で対象とする歯車は、図１１に示されているように、後述の動力循環式歯車試験機（以後ＦＺＧと呼ぶ）に供する歯車（図１３（ａ））が取り出せるように、歯先部分に大きなＲ部（Ｒ＝１．２５ｍｍ）を設けるようにした。鍛造用には５００トン油圧プレスを用い、鍛造前素材は図１２の▲１▼に示される円柱材として、黒鉛潤滑剤を薄く塗布し、１０００℃に高周波加熱した後に、図１２のようにすえ込みながら歯出しを行った。なお、試験材としては表１のＮｏ．３鋼材を中心に実施した。鍛造後の歯車精度は歯先径を中央部と中央部から±２０mm位置で測定して評価した。結果を表２に示したが、ＳＣＭ４１８の比較材との例において明らかなように、極めて優れた成形性を示し、歯先部への充填不良などが全く無く、成形圧力も比較材の５割程度で済むなどの効果が認められた。なお、Ｎｏ．１材の１１００℃で１時間加熱した後に焼き入れた金属組織を図１４に示したが、結晶粒は微細な状態にあることが確認される。
【００４６】
【表２】
0004100751.tif 000003
【００４７】
３）熱処理
この歯車素材は、図１３（ａ）の形状に機械加工を追加して、浸炭，浸炭浸窒熱処理テストを実施した。
【００４８】
（１）浸炭，浸炭浸窒テスト１
ＲＸガス浸炭炉を用いて図１５に示される熱処理を施した後に、歯車の歯形歪みを調査して、熱処理歪みを調査した。結果を表３に示したが、比較材に較べて明らかに低歪み処理化されていることがわかった。
【００４９】
【表３】
0004100751.tif 000004
【００５０】
なお、８５０℃での浸炭浸窒処理は、歯車表面相にＡｌ，Ｃｒ，Ｖの窒化物および炭窒化物を微細に析出させるためのものである。また、９３０℃での浸炭期においては、表１に記載のＣｒを高濃度に含有するＮｏ．４材においては平均粒径が約０．２ミクロンの微細なＣｒ７Ｃ３型のＣｒ炭化物が微細に析出することを確認した。ただし、図１５の熱処理パターンでは９３０℃から８５０℃への炉内冷却中に粒界に板状の炭化物が顕著に析出するため、浸炭後に一旦急冷して板状炭化物の析出を防止することが必要である。同様のことはＶを高濃度に含有するＮｏ．５材についても適用することが好ましい。
【００５１】
なお、浸窒による窒化物の分散析出を迅速に実施する目的で浸窒温度を９５０℃，１０００℃で追加して確認した結果、１０００℃においては最表面相に窒素ガスによると考えられるボイドの発生が確認されたので、アンモニア分解ガスを使った窒素拡散浸透処理は１０００℃未満の温度で実施され、９５０℃以下の温度で実施することがより好ましいことが分かった。
【００５２】
図１６はＮｏ．３材の表面層の金属組織を示したものであるが、析出するＡｌＮによって針状マルテンサイト葉が微細で、かつイレギュラーになっており、また残留オーステナイトの高濃度に生成されていることがわかる。なお、この時の残留オーステナイト量はＸ線法によって約４９体積％であることがわかっている。また、後述のローラピッチングテスト途中のＮｏ．３材の表面層と表面から４００μｍ位置での金属組織を走査型電子顕微鏡で観察した結果を図１７（ａ），（ｂ）に示したが、表面層の残留オーステナイトからさらに生成されるマルテンサイト葉が平均粒径０．２μｍ以下の高密度に分散析出したＡｌＮによって、顕著に微細化されていることがわかる。
【００５３】
なお、後述のローラピッチングテスト後においても残留オーステナイトは２０〜３０体積％以上に残留しており、比較材の残留オーステナイト量が５０〜６０体積％から転動後には５〜７体積％程度に減少していることから、ＡｌＮなどの微細な析出物によって残留オーステナイトが顕著に安定化され、このことが面圧強度の向上に対しても大きな役割を持つことがわかる。
【００５４】
（２）浸炭，浸炭浸窒テスト２
真空浸炭炉を用いて図１８に示した浸炭処理後にガス冷却を実施して、さらに８５０℃での浸窒処理を行った。これは高Ｃｒ，高Ｖを含有する鋼材に対して、前述の理由から不可欠の処理と考えたからである。なお、真空浸炭時の炭素活量はほぼ１の状態で、炭素ポテンシャルにすると約１．７重量％の条件で浸炭されており、従来の浸炭サイクルで実施される拡散期を実質的に設定しないで浸炭期のみの浸炭を行っている。
【００５５】
図１９には真空浸炭後の表面炭素濃度分布を示した。比較材では粗大セメンタイトの析出による顕著な炭素の濃化が認められるのに対して、本発明のＮｏ．1,Ｎｏ．3材では粗大セメンタイトの析出が防止されていることがわかる。また、Ｎｏ．５材ではＶの添加によってＮｏ．１，Ｎｏ．３材よりわずかに炭素の濃化が確認され、さらに、Ｎｏ．４材ではＣｒ７Ｃ３炭化物による顕著な炭素の濃化が確認できる。図２０はＮｏ．４材の浸炭冷却後における最表面層近傍の金属組織を示したものであるが、前述のように非常に微細なＣｒ炭化物が均一にかつ高密度に分散析出しているが、粗大なセメンタイトの析出が防止されていることがわかる。
【００５６】
本実施例のように、従来の浸炭温度９３０℃での浸炭期の炭素ポテンシャル１．２重量％以上で、炭素活量ほぼ１となるような条件においても前述の粗大セメンタイトの析出を防止できる鋼を用いることによって、実質的な拡散期を設けないで迅速に浸炭させた後に、一旦冷却してから再加熱焼き入れもしくは浸炭浸窒−焼き入れして微細な炭化物，窒化物，炭窒化物を析出させて面圧強度を高める方法は浸炭コストの大幅な低減につながり、かつ後述のように面圧強度を高める手段として有効であることがわかる。
【００５７】
また、 ＳｉとＡｌの添加量を１．５重量％以上に設定することによって４重量％未満のＣｒの添加によって浸炭時に析出する粗大セメンタイトを完全に防止するとともに、かつＣｒ添加量が４重量％以上においてはセメンタイトが析出せずに微細なＣｒ炭化物（Ｃｒ７Ｃ３型）が析出するように設計しているＮｏ．４材のような場合には、転動強度だけでなく、耐摩耗性の改善という点からも好ましい。
【００５８】
なお、浸炭によって析出分散するＣｒ７Ｃ３炭化物とオーステナイト間のＶ元素の分配係数を実測した結果、Ｖはオーステナイト母相中のＶ濃度で約１５重量％の濃度でＣｒ７Ｃ３に顕著に濃縮することがわかった。従って、本発明のＣｒの上限値１５重量％を添加して、浸炭によって析出するＣｒ７Ｃ３をより微細化させて表面層に優れた耐面圧特性を付与するときに、効率的に添加すべきＶ添加量の最大値は近似的に、
▲１▼約３５体積％のＣｒ７Ｃ３が析出すること、
▲２▼Ｖの分配係数が１５であり、これからオーステナイト母相中でのＶ濃度が求まること、
▲３▼さらに、Ｃｒ７Ｃ３炭化物と平衡するオーステナイトの炭素濃度が約１重量％と近似でき、ＶＣの固溶度積からオーステナイトに固溶し得る最大Ｖ濃度が約０．３５重量％と求まるので、
鋼中の合金元素としては約１．８重量％の添加ができ、それ以上のＶはＶＣとして更に析出することになる。なお、前述の（α＋γ）Ｆｅ相二相領域の拡大に対する好ましいＶ添加量とも良く符合するので本発明でのＶの上限添加量を２重量％以下とした。
【００５９】
４）面圧強度評価結果
（１）ローラピッチングテスト
図２１に示した小ローラに供試鋼を加工した後に、Ｎｏ．１，２，３および比較材は前述の図１５の熱処理を施し、さらに、Ｎｏ．４，５材は図１８の熱処理を施して面圧試験に供した。また、ローラピッチングテスト用の大ローラにはＳＵＪ２を焼き入れ焼き戻し、硬度をＨＲＣ６４に調整したものを使用した。
【００６０】
テスト条件は回転数１０５０ｒｐｍ，滑り率−４０％，面圧を２５０〜３７５ｋｇ／ｍｍ２の範囲において適時調整して行った。なお潤滑油にはＥＯ３０を使い、油温度は８０℃に調整し行った。ピッチング発生の判定は小ローラにピッチが１個発生するまでの回転数で評価した。
【００６１】
以上の条件で実施した結果を図２２に示した。なお、図中の☆と▼印はＮｏ．３とＮｏ．４の小ローラ表面を約１００μｍ除去した小ローラを用いて実施した結果であり、Ｎｏ．３では著しい耐面圧強度が劣化していることがわかった。
【００６２】
以上のことから、まずＮｏ．１，２，３，５と比較材の結果を比較すると、ほぼ１重量％ＡｌまではＡｌの添加量とともに耐面圧強度が改善され、この原因が微細なＡｌＮの析出効果にあることが分かった。また、Ｎｏ．４の高Ｃｒ材ではＡｌＮの添加よりも約２０体積％ Ｃｒの特殊炭化物が微細に分散析出したことによる効果が顕著に発揮されていることが分かった。
【００６３】
（２）動力循環式歯車試験
動力循環式歯車試験機（ＦＺＧ）を用いてＮｏ．３材、比較材の面圧、歯元強度を評価した。またＦＺＧ試験での相手歯車は同一材料で同一の熱処理を施した図１３（ｂ）のものを使用した。なお、ＦＺＧ試験条件は回転数２０００ｒｐｍで歯車面圧が２００〜３００ｋｇ／ｍｍ２で適時調整して実施した。ピッチング゛発生条件はそのピッチングによって振動が検知できる歯車噛み合い数としたが、実際にはピッチング発生時には歯車内には２個以上のピッチングが観察された。なお、使用した潤滑油はＥＯ３０であり、油温度は８０℃に調整して使用した。
【００６４】
上述のピッチング発生の前後において、歯車が歯元から折損することはなく、実質的な歯元強度に問題がないことが分かった。
【００６５】
Ｎｏ．３材，比較材の面圧強度結果を図２３に示したが、Ａｌ添加による耐面圧強度の向上が極めて顕著に確認され、上述のローラピッチングテストの結果と良く符合していることが分かった。
【００６６】
本発明によれば、塑性加工性の優れた歯車素材を容易に得ることでき、後の機械加工の省力化に大きく寄与するとともに、ＡｌＮおよびＣｒ炭化物などの微細な分散とマルテンサイトの微細化によって極めて面圧強度に優れた歯車部材やその他多くの転動部材を提供することができた。さらに、実質的にはＳｉ＋Ａｌの添加によって炭素活量がほぼ１の高炭素ポテンシャル条件においても、粗大セメンタイトが析出することを防止して、極めて迅速な浸炭を可能にして、歯車部材や他の多くの転動部材の熱処理コストの低減が可能となった。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃ３元系縦断面状態図である。
【図２】図２は、Ｆｅ−Ａｌ−Ｃ３元系縦断面状態図である。
【図３】図３は、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃ３元系縦断面状態図である。
【図４】図４は、Ｆｅ−２ｗｔ％Ｓｉ−Ｃｒ−Ｃ４元系縦断面状態図である。
【図５】図５は、Ｆｅ−３ｗｔ％Ｓｉ−Ｃ−Ｃｒ，−Ｖ ４元系縦断面状態図である。
【図６】図６は、Ｆｅ−４．５ｗｔ％Ｓｉ−Ｃｒ−Ｃ４元系縦断面状態図である。
【図７】図７は、 Ｆｅ−４．５ｗｔ％Ｓｉ−Ｃ−Ｍｏ ，−Ｖ４元系縦断面状態図である。
【図８】図８は、Ｆｅ−４．５ｗｔ％Ｓｉ−Ｍｎ−Ｃ４元系縦断面状態図である。
【図９】図９は、Ｆｅ−４．５ｗｔ％Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃ４元系縦断面状態図である。
【図１０】図１０は、Ｆｅ−４．５ｗｔ％Ｓｉ−Ｃｕ−Ｃ４元系縦断面状態図である。
【図１１】図１１は、鍛造用歯車の概略図である。
【図１２】図１２は、歯車用鍛造前素材と鍛造方法説明図である。
【図１３】図１３は、動力循環式歯車試験用歯車を示す図である。
【図１４】図１４は、１１００℃，１時間加熱後のＮｏ．１材の結晶粒の金属組織を示す図である。
【図１５】図１５は、浸炭，浸炭浸窒テスト１の熱処理パターンである。
【図１６】図１６は、図１５の熱処理を施したＮｏ．３材の表面金属組織を示す図である。
【図１７】図１７（ａ），（ｂ）は、それぞれ図１５の熱処理を施したＮｏ．３材のローラピッチングテスト途中での表面および０．４ｍｍ位置での金属組織を示す図である。
【図１８】図１８は、浸炭，浸炭浸窒テスト２の熱処理パターンである。
【図１９】図１９は、真空浸炭後のＮｏ．１，３，４および比較材の表面層における炭素濃度分布である。
【図２０】図２０は、図１８の１０５０℃浸炭後のＮｏ．４材の表面金属組織を示す図である。
【図２１】図２１は、ローラピッチングテスト用試験テストピースを示す図である。
【図２２】図２２は、ローラピッチングテスト結果を示す図である。
【図２３】図２３は、動力循環式歯車試験結果を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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