(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
機械構造用合金鋼の表面に真空浸炭処理を施した後、その真空浸炭処理後の表面に、超急速・短時間の加熱急冷処理を施し、その表面に、１段目のショット粒径よりも２段目のショット粒径が小さく、そのショット粒径が８０μｍ以下のダブルショットピーニング処理を施し、表面の残留オーステナイトをラス状マルテンサイト化して、機械構造用合金鋼の表面直下に、高い圧縮残留応力を導入すると共に、表面粗さを低下させることを特徴とする機械構造用合金鋼の表面改質方法。
【請求項２】
上記ダブルショットピーニング処理として、ショット粒径が４００〜８００μｍの１段目のショットピーニング処理を施した後、ショット粒径が８０μｍ以下の２段目のショットピーニング処理を施す請求項１記載の機械構造用合金鋼の表面改質方法。
【請求項３】
上記加熱急冷処理として、輪郭高周波焼入れ処理を施す請求項１記載の機械構造用合金鋼の表面改質方法。
【請求項４】
機械構造用合金鋼の表面に真空浸炭処理を施し、その真空浸炭処理後の表面に、超急速・短時間の加熱急冷処理を施し、その加熱急冷処理後の表面に、１段目のショット粒径よりも２段目のショット粒径が小さく、そのショット粒径が８０μｍ以下のダブルショットピーニング処理を施し、表面の残留オーステナイトをラス状マルテンサイト化して、機械構造用合金鋼の表面直下に、高い圧縮残留応力を導入すると共に、表面粗さを低下させてなることを特徴とする機械構造用合金鋼の表面改質材。
【請求項５】
上記機械構造用合金鋼の化学成分が、
Ｃ：０．１５〜０．２５ｗｔ％、
Ｍｎ：０．４０〜１．００ｗｔ％、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０ｗｔ％、
Ｃｒ：０．０５〜１．３５ｗｔ％、
Ｎｉ：０．０５〜２．００ｗｔ％、
Ｓｉ：０．０３〜０．３５ｗｔ％、
Ｐ：０．０３０ｗｔ％以下、
Ｓ：０．０３０ｗｔ％以下、
残部がＦｅ及び不可避不純物である請求項４に記載の機械構造用合金鋼の表面改質材。
【請求項６】
表面炭素濃度が０．７〜０．９ｗｔ％である請求項４又は５に記載の機械構造用合金鋼の表面改質材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、機械構造用合金鋼の表面改質方法及び表面改質材に係り、特に、歯車の歯面改質方法及び歯面改質材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
物流の高効率化、環境保全、及び資源保護の観点から、自動車用エンジンの高出力化や自動車の軽量化が図られている。このため、自動車用の歯車においては、より一層の疲労強度の向上が求められている。
【０００３】
自動車用歯車の疲労強度を向上させるべく、歯車の表面（歯面）に様々な表面改質処理が施されている。この表面改質処理としては、従来、浸炭焼入れ・焼戻し処理や、浸炭焼入れ・焼戻し処理とショットピーニング処理の複合処理が多く用いられている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらの処理を施してなる歯車の、応力比（Ｒ）が正（例えば、０．１）の荷重条件の時の疲労限は、せいぜい１０００ＭＰａ程度であり、疲労強度の更なる向上が望まれている。
【０００５】
以上の事情を考慮して創案された本発明の目的は、応力比が正の荷重条件の時の疲労強度に優れた機械構造用合金鋼の表面改質方法及び表面改質材を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成すべく本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質方法は、機械構造用合金鋼の表面に真空浸炭処理を施した後、その真空浸炭処理後の表面に、超急速・短時間の加熱急冷処理を施し、その表面に、１段目のショット粒径よりも２段目のショット粒径が小さく、そのショット粒径が８０μｍ以下のダブルショットピーニング処理を施し、表面の残留オーステナイトをラス状マルテンサイト化して、機械構造用合金鋼の表面直下に、高い圧縮残留応力を導入すると共に、表面粗さを低下させるものである。
【０００７】
以上の方法によれば、真空浸炭処理後に、超急速・短時間の加熱急冷処理を施して残留オーステナイトが多くなった機械構造用合金鋼の表面にダブルショットピーニング処理を行って残留オーステナイトをラス状マルテンサイト化することで、機械構造用合金鋼の表面近傍の硬さが硬くなり、表面における表面異常組織の生成を防止でき、組織中の残留オーステナイト量を低減させ、かつ、表面に高い圧縮残留応力を導入することができる。また、２段目のショット粒径を８０μｍ以下とすることで、機械構造用合金鋼の表面粗さを低下させることができる。
【０００９】
また、上記ダブルショットピーニング処理として、ショット粒径が４００〜８００μｍの１段目のショットピーニング処理を施した後、ショット粒径が８０μｍ以下の２段目のショットピーニング処理を施すことが好ましい。
【００１０】
また、上記加熱急冷処理として、輪郭高周波焼入れ処理を施すことが好ましい。
【００１１】
一方、本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質材は、機械構造用合金鋼の表面に真空浸炭処理を施し、その真空浸炭処理後の表面に、超急速・短時間の加熱急冷処理を施し、その加熱急冷処理後の表面に、１段目のショット粒径よりも２段目のショット粒径が小さく、そのショット粒径が８０μｍ以下のダブルショットピーニング処理を施し、表面の残留オーステナイトをラス状マルテンサイト化して、機械構造用合金鋼の表面直下に、高い圧縮残留応力を導入すると共に、表面粗さを低下させてなるものである。
【００１３】
以上の構成によれば、表面近傍の硬さが硬く、表面に異常組織が殆どなく、組織中の残留オーステナイト量が低く、かつ、表面に導入された圧縮残留応力が高い機械構造用合金鋼の表面改質材を得ることができる。
【００１４】
また、上記機械構造用合金鋼の化学成分が、
Ｃ：０．１５〜０．２５ｗｔ％、
Ｍｎ：０．４０〜１．００ｗｔ％、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０ｗｔ％、
Ｃｒ：０．０５〜１．３５ｗｔ％、
Ｎｉ：０．０５〜２．００ｗｔ％、
Ｓｉ：０．０３〜０．３５ｗｔ％、
Ｐ：０．０３０ｗｔ％以下、
Ｓ：０．０３０ｗｔ％以下、
残部がＦｅ及び不可避不純物であることが好ましい。
【００１５】
また、表面炭素濃度が０．７〜０．９ｗｔ％であることが好ましい。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の好適一実施の形態を説明する。
【００１７】
本発明者らが鋭意研究した結果、応力比（Ｒ）が正の荷重条件の時には、以下に示すことが、疲労強度向上にとって重要であるということを見出だした。
【００１８】
(1) 表面近傍の硬さ（ＨＶ）を可能な限り向上させる。
【００１９】
(2) (1) と共に、表面直下に大きな圧縮残留応力を導入する。
【００２０】
(3) き裂進展の第Ｉ段階（Stage Ｉ）におけるき裂伝播距離を短くし、降伏応力を大きくするために、可能な限り結晶粒径を小さくする。
【００２１】
以上、（１）〜（３）に基づいて、Ｒ≧０の荷重条件の時、浸炭焼入処理を施した機械構造用合金鋼の疲労強度を向上させる方法を詳細に検討すると、以下の５つの項目、すなわち、
（Ａ）  粒界酸化層等の表面異常組織生成の低減・防止、
（Ｂ）  結晶粒の微細化、
（Ｃ）  残留オーステナイト（γＲ）量の低減、
（Ｄ）  表面直下の高硬さ化、
（Ｅ）  表面直下に大きな圧縮残留応力（好ましくは降伏応力に等しい圧縮残留応力）を導入、
が重要な因子となる。
【００２２】
尚、ここで用いる機械構造用合金鋼の定義は、合金鋼素材及びそれを用いた部材である。
【００２３】
先ず、（Ａ）を達成するためには、浸炭炉内の雰囲気の低酸素分圧化が必要である。そのための浸炭処理法として、真空浸炭（Vacuum Carburizing（以下、ＶＣと示す））を用いる。
【００２４】
次に、（Ｂ）を達成するためには、焼入れ時に、オーステナイト化温度への急速加熱や、急熱・急冷の繰返しが重要となる。それらを実現可能な焼入れ方法として、超急速・短時間の加熱急冷処理である輪郭高周波焼入れ（Contour Induction Hardening （以下、ＣＩＨと示す））法が有用である。ここで、ＶＣ処理を施した機械構造用合金鋼に、ＣＩＨ処理を施すことにより、硬さの向上と結晶粒の微細化を同時に達成することが可能となる。また、ＣＩＨ処理により、機械構造用合金鋼の熱処理ひずみを低減させたり、表面直下に大きな圧縮残留応力を導入することができる。
【００２５】
次に、（Ｃ）〜（Ｅ）を同時に達成する手段として、ショットピーニング法が挙げられる。特に、ダブルショットピーニング（Double Shot Peening（以下、ＤＳＰと示す））とし、かつ、２段目のピーニングに用いるショット粒径を１段目のピーニングに用いるショット粒径よりも小さい８０μｍ以下とすることで、機械構造用合金鋼の疲労強度の向上の上で重要な、表面直下の残留応力分布や表面粗さを大幅に改善することができる。
【００２６】
以上を踏まえ、本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質方法は、先ず、機械構造用合金鋼（例えば、自動車用歯車）の表面に、表面炭素濃度狙い値が０．７〜０．９ｗｔ％のＶＣ処理を施す。
【００２７】
次に、ＶＣ処理後の機械構造用合金鋼の表面に、ショット粒径が４００〜８００μｍの１段目のショットピーニング処理およびショット粒径が８０μｍ以下の２段目のショットピーニング処理を順次施すことで、表面改質処理がなされた機械構造用合金鋼（機械構造用合金鋼の表面改質材）が得られる。
【００２８】
ここで、機械構造用合金鋼としては、応力比が正の荷重条件の時に高い疲労強度が要求される合金鋼であればよく、特に限定するものではないが、好ましくは自動車用歯車鋼、一般的な肌焼鋼などが挙げられる。この自動車用歯車鋼としては、例えば、化学成分が、
Ｃ：０．１５〜０．２５ｗｔ％、好ましくは０．１８〜０．２２ｗｔ％、より好ましくは０．２０前後、
Ｍｎ：０．４０〜１．００ｗｔ％、好ましくは０．８０〜０．９０ｗｔ％、より好ましくは０．８５前後、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０ｗｔ％、好ましくは０．３０〜０．５０ｗｔ％、より好ましくは０．４０前後、
Ｃｒ：０．０５〜１．３５ｗｔ％、好ましくは０．０８〜０．１２ｗｔ％、より好ましくは０．１０前後、
Ｎｉ：０．０５〜２．００ｗｔ％、好ましくは０．０８〜０．１２ｗｔ％、より好ましくは０．１０前後、
Ｓｉ：０．０３〜０．３５ｗｔ％、好ましくは０．０５〜０．０７ｗｔ％、
Ｐ：０．０３０ｗｔ％以下、
Ｓ：０．０３０ｗｔ％以下、
残部がＦｅ及び不可避不純物であるものが挙げられる。
【００２９】
また、ＶＣ処理の処理条件は、機械構造用合金鋼の表面改質材で許容される表面異常組織の量（又は表面異常組織層の深さ）に応じて適宜選択されるものであり、特に限定するものではない。
【００３０】
さらに、ＤＳＰ処理の処理条件は、機械構造用合金鋼の表面改質材に要求される残留オーステナイト量、表面直下の硬さ、及び表面直下に導入される圧縮残留応力の大きさに応じて適宜選択されるものであり、特に限定するものではない。ここで、２段目のショットピーニング処理のショット粒径を８０μｍ以下に限定したのは、ショット粒径が８０μｍを超えると、最大圧縮残留応力の得られる表面からの深さは深くなるものの、表面粗さの改善（表面粗さをより小さくする）効果が望めなく（又は殆ど望めなく）なるためである。
【００３１】
本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質方法及び表面改質材によれば、機械構造用合金鋼の表面にＶＣ処理を施すことで、疲労強度上有害な粒界酸化などの表面異常組織が生成しない（又は殆ど生成しない）。
【００３２】
また、ＶＣ処理後にＤＳＰ処理を施すことで、ピーニング効果により、(a) 機械構造用合金鋼の表面改質材の、表面から深さ１００μｍ程度までの領域の残留オーステナイト量が著しく減少し、(b) 機械構造用合金鋼の表面改質材の、表面部の最高硬さが１０００ＨＶ以上の超高硬さとなり、(c) 機械構造用合金鋼の表面改質材の、表面直下に導入される最大圧縮残留応力が１８００ＭＰａ以上と極めて高くなると共に、最大の圧縮残留応力値が表面に位置するようになる。ここで、(a) は、ピーニング時に加工誘起マルテンサイト変態が起こり、残留オーステナイトがマルテンサイト化したためであり、(c) は、通常のダブルショットピーニングの効果と(a) の効果との重畳効果によるものである。
【００３３】
さらに、前述の(a) 〜(c) の効果により、本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質材は、応力比が正（例えば、Ｒ＝０．１）の荷重条件の時、疲労限が１８００ＭＰａ以上となる。この値は、機械構造用合金鋼にＶＣ処理のみを施した従来の表面改質材と比較すると、２倍以上の値である。この時、疲労限まで到達した（例えば、破断までのサイクル数が１０7 回の）機械構造用合金鋼の表面改質材の残留応力を計測すると、表面の最大圧縮残留応力は若干低下するものの、それでも１５００ＭＰａ以上の極めて高い圧縮残留応力が存在しており、また、内部の圧縮残留応力分布は疲労試験の前後で殆ど変化していない。すなわち、本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質材は、優れた疲労強度を有している。
【００３４】
次に、他の実施の形態の機械構造用合金鋼の表面改質方法及び表面改質材について説明する。
【００３５】
本実施の形態に係る機械構造用合金鋼の表面改質方法は、先ず、機械構造用合金鋼（例えば、自動車用歯車）の表面に、表面炭素濃度狙い値が０．７〜０．９ｗｔ％のＶＣ処理を施す。
【００３６】
次に、ＶＣ処理後の機械構造用合金鋼の表面に、超急速・短時間のＣＩＨ処理（加熱急冷処理）を施す。
【００３７】
その後、ＣＩＨ処理後の機械構造用合金鋼の表面に、ショット粒径が４００〜８００μｍの１段目のショットピーニング処理およびショット粒径が８０μｍ以下の２段目のショットピーニング処理を順次施すことで、表面改質処理がなされた機械構造用合金鋼（機械構造用合金鋼の表面改質材）が得られる。
【００３８】
ここで、ＣＩＨ処理の処理条件は、機械構造用合金鋼の表面改質材に要求される硬さ及び結晶粒度に応じて適宜選択されるものであり、特に限定するものではない。
【００３９】
本実施の形態に係る機械構造用合金鋼の表面改質方法及び表面改質材においても、本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質方法及び表面改質材と同様の作用効果を奏することは言うまでもない。
【００４０】
また、本実施の形態によれば、ＶＣ処理とＤＳＰ処理との間の工程で、ＣＩＨ処理を施すことで、二次焼入効果によって、結晶粒径がより微細になるという新たな効果を発揮する。これによって、機械構造用合金鋼の表面改質材の疲労限が更に高くなる（例えば、本発明に係る機械構造用合金鋼の表面改質材と比較して１０数％以上も高くなる）。
【００４１】
【実施例】
機械構造用合金鋼として、ＮｉおよびＭｏの含有量を高くして浸炭層を強靭化し、また、ＳｉおよびＣｒの含有量を低くして表面異常層の低減を狙った高強度歯車用鋼（大同特殊鋼（株）製（以下、ＤＳＧ１鋼と示す））を用いた。ここで、このＤＳＧ１鋼の化学成分組成は、Ｃが０．１９ｗｔ％、Ｍｎが０．８４ｗｔ％、Ｍｏが０．４ｗｔ％、Ｃｒが０．１０７ｗｔ％、Ｎｉが０．０９ｗｔ％、Ｓｉが０．０６ｗｔ％、Ｐが０．０１０ｗｔ％、およびＳが０．０１９ｗｔ％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である。
【００４２】
ＤＳＧ１鋼からなるφ８０ｍｍの棒鋼に、熱間鍛造加工を施してφ１３０ｍｍに形成した後、焼鈍処理を施し、ビッカース硬さが約２００ＨＶの棒鋼を作製した。この棒鋼に切削加工を施し、モジュールが３、歯数が３６、右捩れ角度が１７°、圧力角が１４°３０′、およびオーバーバール径が１２３．５８４ｍｍの歯車を４つ作製した。各歯車に異なる表面改質処理を施し、それぞれ供試歯車１〜４とした。
【００４３】
ここで、供試歯車１はＶＣ（真空浸炭）処理のみを施したもの、供試歯車２はＶＣ処理後にＤＳＰ（ダブルショットピーニング）処理を施したもの、供試歯車３はＶＣ処理後にＣＩＨ（輪郭高周波焼入れ）処理を施したもの、供試歯車４はＶＣ処理後にＣＩＨ処理を施し、その後、ＤＳＰ処理を施したものである。
【００４４】
ＶＣ処理の加熱は誘導加熱により行うと共に、浸炭ガスとしてはプロパンガスを用い、炉内圧力は６．６７×１０-2ｋＰａ、表面炭素濃度狙い値は０．８ｗｔ％とした。また、浸炭処理条件は、図１に示すように、先ず、１２２３Ｋで２８８０秒（４８分）の浸炭処理を行った後、１１７３Ｋで６０秒の１次浸炭処理を施し、窒素ガスによる冷却を行う。続いて、４３３Ｋで７２００秒（２時間）の２次浸炭処理を施し、自然冷却を行った。
【００４５】
ＣＩＨ処理は、図２に示すように、先ず、周波数が３ｋＨｚの高周波を用い、１．５秒で９２５Ｋまで超急速・短時間の加熱を行った後、０．９秒放置し、その後、周波数が１５０ｋＨｚの高周波を用い、０．２秒で１１３７Ｋまで超急速・短時間の加熱を行い、スプレー焼入（spray hardening ）を行う。続いて、周波数が３ｋＨｚの高周波を用い、０．５秒で４８３Ｋまで超急速・短時間の加熱を行った後、２．０秒放置し、その後、水冷を行う。
【００４６】
ＤＳＰ処理における１段目のショットピーニングの条件は、空気圧が４９０ｋＰａ、ノズル径が１０ｍｍ、ショット粒径が０．６ｍｍ、ショット硬度が約７００ＨＶ、アークハイトが０．３５ｍｍＣである。また、２段目のショットピーニングの条件は、空気圧が３９２ｋＰａ、ノズル径が４ｍｍ、ショット粒径が０．０８ｍｍ、ショット硬度が約７００ＨＶ、アークハイトが０．２６ｍｍＮである。
【００４７】
（試験１）
各供試歯車１〜４の歯底Ｒ部をウィンドウ法でマスキングした後、所定の深さまで電解研磨し、残留オーステナイト（γR ）量および残留応力（σr ）の測定を行った。γR 量は、マルテンサイトとγR のそれぞれの回折プロファイル面積比から求めた。
【００４８】
ここで、残留オーステナイト（γR ）量および残留応力（σr ）の測定装置としては、微小部Ｘ線測定装置を用いた。また、γR 量およびσr の測定部位は、曲げ疲労強度において特に重要な歯底フィレットＲ部の歯形方向とした。さらに、γR 量およびσr の測定には、Ｘ線としてＣｒ−Ｋα 線を用い、入射Ｘ線のビーム径は０．３ｍｍとした。
【００４９】
（試験２）
各供試歯車１〜４について、疲労試験を行った。疲労試験方法としては、加圧用シャフト側の歯と固定用シャフト側の歯との間に荷重を負荷する２歯同時疲労試験を採用した。２歯同時疲労試験は、疲労限まで到達する試験体数が２個であることから、信頼性が高い疲労試験方法である。予め、負荷歯の歯底Ｒ部の鈍角側端部に貼付けた歪みゲージ（ゲージ長は０．２ｍｍ）出力と荷重との関係を求めておき、この関係から歯元応力を評価した。負荷条件は、応力比（Ｒ；σmin ／σmax ）を０．１と一定、周波数を１０Ｈｚ、応力波形を正弦波とした。尚、歯車の疲労限は、破断までのサイクル数を１０7 回とした時の繰返し応力とした。
【００５０】
先ず、表面改質部の特性について評価を行う。
【００５１】
(1) 表面粗さ
供試歯車１の表面粗さ（Ｒmax ）は６．０μｍであった。供試歯車２のＲmax は５．６μｍであり、供試歯車１より若干小さな値であった。供試歯車３のＲmax は７．０μｍであった。供試歯車４のＲmax は４．６μｍであり、供試歯車３より小さな値であった。以上の結果から、供試歯車１，３にＤＳＰ処理を施してなる供試歯車２，４では、Ｒmax が改善されることがわかった。
【００５２】
(2) 炭素濃度分布
各供試歯車１〜４を構成するＤＳＧ１鋼と炭素濃度が略等しい機械構造用合金鋼材（ＳＣＭ４２０Ｈ（ＪＩＳ規格））からなる棒鋼（φ２５ｍｍ、長さ１００ｍｍ）に機械加工を施し、炭素濃度分布測定用の試験片を作製した。また、炭素濃度測定方法には、ＪＩＳ規格に準拠した赤外線吸収法を用いた。表面から深さ５０μｍの位置の炭素濃度は、０．７７ｗｔ％であり、略目的の炭素濃度となっていた。また、炭素濃度の計算結果と実測値とは略一致していた。
【００５３】
(3) 焼入硬化層
供試歯車４の表面改質処理後の断面模式図を図３に示す。
【００５４】
図３に示すように、供試歯車４（図３中の３１）の硬化層は、歯先部３４から歯底部３５に亘って略均一に浸炭されたＶＣ層３２と、二次焼入で生成したＣＩＨ層３３で構成されている。ここで、ＣＩＨ層３３の層厚は、歯底部３５と比較して歯先部３４の方が厚くなっている。
【００５５】
(4) 組織
供試歯車１，３，４の歯底Ｒ部の組織観察図を図４に示す。ここで、図４（ａ）〜（ｃ）は、それぞれ供試歯車１，３，４の観察図である。
【００５６】
供試歯車１の組織は、図４（ａ）に示すように、針状マルテンサイト＋γR であった。また、ＶＣ処理を施していることから、表面異常組織は観察されなかった。供試歯車３の組織は、図４（ｂ）に示すように、極めて微細なラス状マルテンサイト＋γR であった。また、表面直下は、γR 量が多いため、白っぽくなっていた。さらに、ＶＣ処理およびＣＩＨ処理の複合処理を施していることから、供試歯車１と同様に、表面異常組織は観察されなかった。供試歯車４の組織は、図４（ｃ）に示すように、極めて微細なラス状マルテンサイト＋γR であった。表面直下には、供試歯車３のようにγR は観察されず、また、塑性流動した痕跡が僅かに観察された。
【００５７】
(5) 結晶粒度
供試歯車１，３，４の歯底Ｒ部の旧オーステナイト結晶粒度の観察図を図５に示す。ここで、図５（ａ）は供試歯車１の２００倍の観察図を、図５（ｂ），
（ｃ）は供試歯車３，４の６００倍の観察図を示している。尚、オーステナイト結晶粒度番号（Ｎ）は、ＪＩＳ規格に準拠して求めた。
【００５８】
図５（ａ）〜（ｃ）に示す供試歯車１，３，４のＮは、それぞれNo.8.6、No.13.4 、No.13.5 であり、供試歯車３，４の結晶粒度が特に微細であった。
【００５９】
ここで、各供試歯車１，３，４の結晶粒径を球と仮定し、Ｎから平均結晶粒径（ｄγ ）を求めた。その結果、供試歯車１のｄγ は２０．３μｍ、供試歯車３のｄγ は３．８μｍ、供試歯車４のｄγ は３．７μｍであった。これから、供試歯車３，４のｄγ は極めて微細であることがわかる。このように、ｄγ が微細になるのは、超急速・短時間の加熱急冷処理であるＣＩＨ処理の二次焼入効果によるものである。
【００６０】
(6) 残留オーステナイト（γR ）量分布
各供試歯車１〜４の表面からの深さ（μｍ）とγR 量（ｖｏｌ％）との関係を図６に示す。ここで、白菱印が供試歯車１を、黒四角印が供試歯車２を、白三角印が供試歯車３を、黒丸印が供試歯車４を示している。
【００６１】
供試歯車１の表面のγR 量は１１．５ｖｏｌ％であった。また、γR 量の最大値は、深さ１００μｍの位置であり、その値は２６．８ｖｏｌ％であった。
【００６２】
供試歯車２の表面のγR 量は１．８ｖｏｌ％と非常に少なかった。また、γR 量の最大値は、深さ１６５μｍの位置であるが、供試歯車１と比較して著しく少なく、その値は１６．５ｖｏｌ％であった。
【００６３】
供試歯車３の表面のγR 量は２４．５ｖｏｌ％と極めて多く、供試歯車２の最大値よりも大きかった。また、γR 量の最大値は、深さ１５μｍの位置であり、その値は３１．３ｖｏｌ％であった。さらに、γR 量は、深さ２１０μｍの位置でも２１．２ｖｏｌ％と高い値であった。これらの値は、ＶＣ処理のみを施した供試歯車１と比較しても非常に大きな値である。このように、ＶＣ処理後、ＣＩＨ処理を施した供試歯車３のγR 量が多いのは、炭素量が多く、かつ、図２に示した焼入れ加熱温度がやや高かったことに起因していると考えられる。
【００６４】
供試歯車４の表面のγR 量は３．６ｖｏｌ％と非常に少なかった。また、γR 量の最大値は、深さ１００μｍの位置であり、その値は２３．８ｖｏｌ％であった。このように、ＶＣ処理およびＣＩＨ処理後、ＤＳＰ処理を施した供試歯車４のγR 量は、供試歯車３のγR 量と比較して非常に少なくなっていた。
【００６５】
γR は疲労強度の上で有害であることから、歯車の疲労限を向上させるには、表面近傍のγR 量を少なくすることが重要である。以上の結果から明らかなように、ＤＳＰ処理を施した供試歯車２，４は、ＤＳＰ未処理の供試歯車１，３と比較して、表面近傍のγR 量が著しく少なかった。これは、ＤＳＰ処理によって、加工誘起マルテンサイト変態が起こり、γR がマルテンサイト化したためである。このことから、ＤＳＰ処理を施すことで、疲労強度の上で有害なγR の相当量をマルテンサイト化することが可能であることがわかる。
【００６６】
(7) 硬さ分布
各供試歯車１〜４の表面および表面近傍における硬さ分布を調べた。硬さの評価は、微小硬さ試験機を用いて行った。試験荷重は、ＪＩＳに準拠して２．９４２Ｎとした。ただし、表面から１０μｍの位置の硬さは、２．９４２Ｎの荷重では測定不可能であるため、０．９８０７Ｎの荷重で測定した。
【００６７】
各供試歯車１〜４の表面からの深さ（μｍ）とビッカース硬さ（ＨＶ）との関係を図７に示す。ここで、白菱印が供試歯車１を、黒四角印が供試歯車２を、白三角印が供試歯車３を、黒丸印が供試歯車４を示している。
【００６８】
供試歯車１における深さ１０μｍの位置のビッカース硬さは７３５ＨＶであり、また、最大硬さは７９９ＨＶであった。
【００６９】
供試歯車２における深さ１０μｍの位置のビッカース硬さは１０４０ＨＶであり、極めて高い値であった。また、深さ２００μｍの位置においても、８０４ＨＶという高い値を示した。ビッカース硬さは１０４０ＨＶであり、極めて高い値であった。つまり、供試歯車２の最大硬さは、供試歯車１の最大硬さと比較して、約２４０ＨＶも高かった。これは、前述したように、ＤＳＰ処理によって、加工誘起マルテンサイト変態が起こり、γR がマルテンサイト化したためである。
【００７０】
供試歯車３における深さ１０μｍの位置のビッカース硬さは７８４ＨＶであり、供試歯車１と比較して約５０ＨＶ高かった。また、最大硬さを示すのは深さ２００μｍの位置であり、その値は８９３ＨＶであった。
【００７１】
供試歯車４における深さ１０〜７５μｍの位置のビッカース硬さは１０５７〜１０６７ＨＶであり、極めて高い値であった。また、深さ約２００μｍまでは、供試歯車２より更に高い硬さを有していた。
【００７２】
ここで、供試歯車４の表面近傍で、１０００ＨＶを超える超高硬さが得られた原因としては、
▲１▼  ＶＣ処理を施していることにより、粒界酸化などの表面異常組織が生成されなかった。
【００７３】
▲２▼  ＣＩＨ処理による超急速・短時間の加熱急冷処理により、表面近傍の硬さが上昇した。
【００７４】
▲３▼  ＤＳＰ処理による塑性変形効果と、それによって生じた加工誘起マルテンサイト変態との重畳効果により、表面直下の硬さが著しく上昇した。
【００７５】
という３つの要因の複合効果によるものと考えられる。
【００７６】
(8) 残留応力（σr ）分布
各供試歯車１〜４の表面からの深さ（μｍ）と残留応力（σr ）との関係を図８に示す。ここで、白菱印が供試歯車１を、黒四角印が供試歯車２を、白三角印が供試歯車３を、黒丸印が供試歯車４を示している。
【００７７】
供試歯車１の表面近傍においても、圧縮残留応力が導入されているが、その値は約３９０ＭＰａ前後と小さい。
【００７８】
供試歯車２では極めて大きな圧縮残留応力が導入されており、その最大値（１８３８ＭＰａ）は表面であった。また、表面からの深さが９０μｍの位置においても、１１７３ＭＰａという高い圧縮残留応力が導入されていた。しかし、表面からの深さが約２００μｍ以上の領域では、供試歯車１と同程度の圧縮残留応力分布となっている。
【００７９】
供試歯車３の表面では８０１ＭＰａの圧縮残留応力が導入されていた。また、最大残留応力は、１０５４ＭＰａとそれ程高い値ではないものの、表面から、深さ約３５０μｍまでの領域には、約９００ＭＰａ以上の圧縮残留応力が導入されていた。これは、ＣＩＨ処理による表面のみの超急速・短時間の加熱急冷処理の効果によるものである。
【００８０】
供試歯車４では極めて大きな圧縮残留応力が導入されており、その最大値（１８６２ＭＰａ）は表面であった。また、供試歯車３と同様に、表面から、深さ約２５０μｍまでの領域には、約９００ＭＰａ以上の圧縮残留応力が導入されていた。
【００８１】
ここで、供試歯車２，４の表面近傍で、極めて高い圧縮残留応力が得られたのは、前述した(7) 硬さ分布における▲２▼および▲３▼と同じ効果によるものと考えられる。
【００８２】
次に、疲労強度と疲労試験後の残留応力分布について評価を行う。
【００８３】
( ア)  Ｓ−Ｎ線図
疲労試験は、供試歯車１，２，４に対して行った。供試歯車１，２，４のＳ−Ｎ線図を図９に示す。ここで、横軸は破断までのサイクル数（回）を、縦軸は疲労強度（σR （ＭＰａ））を示している。また、白菱印が供試歯車１を、黒四角印が供試歯車２を、黒丸印が供試歯車４を示している。
【００８４】
図９に示すように、ＶＣ処理のみを施した供試歯車１の疲労限（σup）は８８３ＭＰａであった。また、供試歯車２のσupは１９３１ＭＰａであり、供試歯車１のσupの２．１８倍であった。さらに、供試歯車４のσupは２２０７ＭＰａであり、供試歯車１のσupの２．５０倍であった。
【００８５】
ここで、供試歯車２，４において、極めて高いσupが得られた原因としては、▲１▼  ＶＣ処理を施していることにより、粒界酸化などの表面異常組織が生成されなかった。
【００８６】
▲２▼  ＤＳＰ処理により、表面近傍のγR 量が著しく低減した。
【００８７】
▲３▼  ＤＳＰ処理の効果により、１０００ＨＶ以上の超高硬さが得られた。
【００８８】
▲４▼  表面に１８００ＭＰａ以上の極めて高い圧縮残留応力を導入することができた。
【００８９】
という４つの要因の複合効果によるものと考えられる。
【００９０】
また、供試歯車２のσupより、供試歯車４のσupの方が２７０ＭＰａ以上高くなったのは、ＣＩＨ処理の効果により、ｄγ が極めて微細になったためであると考えられる。
【００９１】
( イ)  破面観察
各供試歯車１〜４の破面を観察すると、疲労破壊起点は、いずれも歯すじ方向端部の鈍角側であった。また、疲労き裂は、表面から発生していた。
【００９２】
( ウ)  疲労試験後の残留応力分布
供試歯車の疲労強度に対する高い圧縮残留応力の有効性を確認するため、疲労限（１０7 回）まで到達した歯車の残留応力分布を計測した。ここで、計測には、供試歯車２を用いた。
【００９３】
供試歯車２の表面からの深さ（μｍ）と残留応力（σr ）との関係を図１０に示す。ここで、黒四角印が疲労試験前を、白四角印が１７１０ＭＰａの荷重で、１０7 回の疲労試験を行った後を、黒丸印が１９３１ＭＰａの荷重で、１０7 回の疲労試験を行った後を示している。
【００９４】
図１０に示すように、１７１０ＭＰａの荷重で、１０7 回の疲労試験を行った後の供試歯車２の歯底Ｒ部には、疲労試験後にも１５４０ＭＰａという極めて高い圧縮残留応力が存在していることがわかる。また、試験条件が１９３１ＭＰａの荷重で、１０7 回の疲労試験を行った後の供試歯車２の歯底Ｒ部には、疲労試験後にも１６２７ＭＰａという高い圧縮残留応力が存在している。
【００９５】
図示しないが、他の供試歯車１，３，４においても、表面においては、疲労試験前後で圧縮応力が２１１〜２９８ＭＰａ低下しており、また、表面からの深さが約５０μｍ以上の領域では、疲労試験前後の圧縮残留応力分布に殆ど差異は認められなかった。
【００９６】
つまり、Ｒ≧０の場合、疲労試験によって圧縮残留応力はあまり消失しないと考えられる。
【００９７】
次に、表面改質特性の疲労強度に及ぼす影響について評価を行う。
【００９８】
Ｓ５０Ｃからなる母材に窒素ガスを主成分とする軟窒化処理を施したもので歯車１を、ＳＣｒ４２０Ｈからなる母材に吸熱性ガスを主成分とする浸炭処理を施したもので歯車２を、ＳＣＭ４２０Ｈからなる母材に吸熱性ガスを主成分とする浸炭処理を施したもので歯車３を、ＳＣＭ４２０Ｈからなる母材に窒素ガスを主成分とする浸炭処理を施したもの、歯車５はＤＳＧ１鋼からなる母材にＶＣ処理を施したもので歯車４を、Ｓ５０Ｃからなる母材にＣＩＨ処理を施したもので歯車６を、Ｓ５０Ｃからなる母材にＣＩＨ処理およびＤＳＰ処理を施したもので歯車７を、ＤＳＧ１鋼からなる母材にＶＣ処理およびＤＳＰ処理を施したもので歯車８を、ＤＳＧ１鋼からなる母材にＶＣ処理、ＣＩＨ処理、およびＤＳＰ処理を施したもので歯車９を作製する。
【００９９】
各歯車１〜９の表面改質特性および疲労強度を表１に示す。
【０１００】
【表１】
0004164995.tif 000002
【０１０１】
(i) 表面硬さ及び最大圧縮残留応力（σrmax）と疲労限（σup）との関係
Ｒ＝０．１の負荷条件で使用される歯車では、硬さ、最大圧縮残留応力、結晶粒度の表面改質特性の内、どの特性が最も有効であるかを検討してみた。そこで、先ず、降伏応力（σY ）と最大圧縮残留応力（σrmax）の和を第１因子とし、この第１因子と歯車の疲労限（σup）との関係を求めてみた。
【０１０２】
降伏応力（σY ）と最大圧縮残留応力（σrmax）の和と疲労限（σup）との関係を図１１に示す。ここで、σY はＨＶ・Ｎ／３（ＭＰａ）とした（図７の単位系では、ＨＶの単位はＫｇ／ｃｍ2 であり、σY ＝３．２７ＨＶ（ＭＰａ））。
【０１０３】
図１１に示すように、σupはσY ＋σrmaxに比例し、σY ＋σrmaxの増加に伴ってσupも増加している。この関係を最小二乗法で求めると、以下に示す▲１▼式
（図１１中の直線Ｌ1 ）が得られる。
【０１０４】
σup＝０．４７８（σY ＋σrmax）−４５４…▲１▼
この結果、σupが高い歯車８，９では、１０００ＨＶ以上の超高硬さで、かつ、表面に１８００ＭＰａ以上の高い圧縮残留応力が導入されている。また、σupが１７１０ＭＰａの歯車７にも、表面直下に１５１４ＭＰａの高い圧縮残留応力が導入されている。さらに、表面直下に高い圧縮残留応力を導入することにより、応力拡大係数（Ｋ値）は、表面近傍だけではなく内部の方まで小さくなる。したがって、ＣＩＨ処理およびＤＳＰ処理の組合わせることで、表面直下の高硬さ化と高圧縮残留応力の導入が可能となり、歯車の疲労強度を向上させる上で極めて有効と考えられる。
【０１０５】
(ii)結晶粒径の疲労限（σup）に及ぼす影響
図１１に示したように、結晶粒径（ｄγ ）が微細な歯車９（ｄγ ＝３．７μｍ）、歯車７（ｄγ ＝７．４μｍ）、歯車６（ｄγ ＝７．９μｍ）では、σupがいずれも直線Ｌ1 の上側に位置している。これに対して、結晶粒径（ｄγ ）が大きい歯車８（ｄγ ＝２０．３μｍ）、歯車５（ｄγ ＝２０．３μｍ）、歯車３（ｄγ ＝２１．０μｍ）、歯車２（ｄγ ＝２９．７μｍ）では、σupがいずれも直線Ｌ1 の下側に位置している。
【０１０６】
この結果、Ｒ＝０．１の負荷条件においては、歯車の疲労限を決定する第１因子は▲１▼式の（σY ＋σrmax）であり、第２因子は結晶粒径であることがわかる。
【０１０７】
そこで、疲労限に関する▲１▼式は、次に示す▲２▼式のように表される。
【０１０８】
σup＝０．４７８（σY ＋σrmax）＋ａ＋ｂｄγ -1/2…▲２▼
（ここで、ａ，ｂは定数、ｄγ の単位はｍである）
図１１の全ての実験結果から▲２▼式のａおよびｂを求めると、▲２▼式は、次に示す▲３▼式のように表される。
【０１０９】
σup＝０．４７８（σY ＋σrmax）＋１．３６３ｄγ -1/2−８９４…▲３▼
パラメータＸ（０．４７８（σY ＋σrmax）＋１．３６３ｄγ -1/2）と疲労限（σup）との関係を図１２に示す。
【０１１０】
図１２に示すように、Ｒ＝０．１の条件で得られた歯車の疲労限（σup）とパラメータＸとの間には、極めて良好な相関があることがわかる。
【０１１１】
これらの結果から、降伏応力（σY ）、最大圧縮残留応力（σrmax）、および平均結晶粒径（ｄγ ）と歯車の疲労限（σup）との間に、比例関係があることがわかった。また、Ｒ≧０の負荷条件の歯車の疲労限を向上させるためには、表面近傍の高硬さ化および表面近傍に大きな圧縮残留応力を導入することが重要であるが、結晶粒径を小さくすることも重要であることがわかった。
【０１１２】
以上、本発明の実施の形態は、上述した実施の形態に限定されるものではなく、他にも種々のものが想定されることは言うまでもない。
【０１１３】
【発明の効果】
以上要するに本発明によれば、機械構造用合金鋼の表面に、真空浸炭処理とダブルショットピーニング処理または真空浸炭処理、超急速・短時間の加熱急冷処理、及びダブルショットピーニング処理を施すことで、応力比が正の荷重条件の時の疲労強度に優れた機械構造用合金鋼を得ることができるという優れた効果を発揮する。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例における浸炭処理の処理条件を示す図である。
【図２】実施例における輪郭高周波焼入れ処理の処理条件を示す図である。
【図３】実施例における供試歯車４の表面改質処理後の断面模式図である。
【図４】実施例における供試歯車１，３，４の表面改質処理後の歯底Ｒ部の組織観察図である。
【図５】実施例における供試歯車１，３，４の表面改質処理後の歯底Ｒ部の旧オーステナイト結晶粒度の観察図である。
【図６】実施例における各供試歯車１〜４の表面からの深さと残留オーステナイト含有量との関係を示す図である。
【図７】実施例における各供試歯車１〜４の表面からの深さとビッカース硬さとの関係を示す図である。
【図８】実施例における各供試歯車１〜４の表面からの深さと残留応力との関係を示す図である。
【図９】実施例における供試歯車１，２，４のＳ−Ｎ線図である。
【図１０】実施例における供試歯車２の、疲労試験前後の表面からの深さと残留応力との関係を示す図である。
【図１１】実施例における降伏応力と最大圧縮残留応力の和と疲労限との関係を示す図である。
【図１２】パラメータＸと疲労限との関係を示す図である。
【図１】
0004164995.tif 000003
【図２】
0004164995.tif 000004
【図３】
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【図４】
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【図５】
0004164995.tif 000007
【図６】
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【図７】
0004164995.tif 000009
【図８】
0004164995.tif 000010
【図９】
0004164995.tif 000011
【図１０】
0004164995.tif 000012
【図１１】
0004164995.tif 000013
【図１２】
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