JP6551225B2 - 高周波焼入れ歯車 - Google Patents
高周波焼入れ歯車 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6551225B2 JP6551225B2 JP2015257368A JP2015257368A JP6551225B2 JP 6551225 B2 JP6551225 B2 JP 6551225B2 JP 2015257368 A JP2015257368 A JP 2015257368A JP 2015257368 A JP2015257368 A JP 2015257368A JP 6551225 B2 JP6551225 B2 JP 6551225B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- iron
- induction
- induction hardening
- excluding
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
本発明は高周波焼入れ歯車に関するものであり、特に耐疲労特性に優れる高周波焼入れ歯車に関するものである。
自動車、建機、農機、発電用風車、その他の産業機械等に使用されている動力伝達用の歯車は、熱間鍛造、冷間鍛造、切削等を組み合わせて所定の形状に加工した後、表面硬化熱処理が行われる。この表面硬化熱処理は、耐疲労特性や耐摩耗性等の歯車としての重要な特性を向上させるために行われる。
歯車の表面硬化熱処理としては、浸炭、浸炭窒化や高周波焼入れ等が広く採用されている。これら熱処理の中で、浸炭処理は歯車の中心部の靭性を維持し、かつ歯車の表層だけを高炭素化することにより硬化させることを目的とするものであり、歯車には最も多く適用されている表面硬化熱処理である。しかし、現在主に採用されている浸炭処理方法は、ガス雰囲気中でのバッチ処理を必要とし、このバッチ処理は、部品温度を例えば９３０℃近傍で数時間以上保持することを必要とする。したがって、浸炭処理においては多くの消費エネルギーとコストとが費やされる。また実操業においては、浸炭材の処理等のために環境の悪化を招く傾向にある等の問題のほか、浸炭処理のインライン化が困難であるといった問題があった。
そこで、これらの問題の解決のため、歯車に対して表面硬化熱処理を行うに際し、高周波焼入れ処理のみで所望の強度特性を得るための研究がなされるようになった。これは、高周波焼入れ処理は、浸炭処理と比較して表面硬化熱処理の熱処理時間が短く、消費エネルギーが少なく、環境負荷の低減のために非常に有利だからである。
一方、近年、環境問題から歯車に対する小型化、軽量化、高強度化への要求が強く、歯車の耐疲労特性のより一層の向上が望まれている。
このような状況の中、高周波焼入れ処理による歯車等の部品やその素材の疲労強度向上の手段の一つとして、旧オーステナイト粒径を微細化する技術が提案されている。
このような状況の中、高周波焼入れ処理による歯車等の部品やその素材の疲労強度向上の手段の一つとして、旧オーステナイト粒径を微細化する技術が提案されている。
例えば、特許文献１では、２回の高周波焼入れを行い、部品表面の旧オーステナイト結晶粒度を１０番以上で且つ、炭化物を微細に分散させることで疲労強度を高める技術が記載されている。
また特許文献２では、高周波焼入れ前に、１回の加工量が３０％以上である大歪加工を未再結晶域で２回以上行う温間加工を実施するとともに、Ｖ炭窒化物でオーステナイト結晶粒界をピンニングし、部品表面の旧オーステナイト結晶粒度を１４番以上にすることで疲労強度を高める技術が記載されている。
しかしながら、これら技術はあらゆる形状の歯車に対して安定的に疲労強度を高めることができるとは言えない。
また特許文献２では、高周波焼入れ前に、１回の加工量が３０％以上である大歪加工を未再結晶域で２回以上行う温間加工を実施するとともに、Ｖ炭窒化物でオーステナイト結晶粒界をピンニングし、部品表面の旧オーステナイト結晶粒度を１４番以上にすることで疲労強度を高める技術が記載されている。
しかしながら、これら技術はあらゆる形状の歯車に対して安定的に疲労強度を高めることができるとは言えない。
特許文献３では、高周波焼入れ前の組織を微細なベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織とし、高周波焼入れ前にＭｏ炭化物を析出させておくことで、高周波焼入れ時にオーステナイト結晶粒界をピンニングし、表面の旧オーステナイト結晶粒径を７μｍ以下にすることで疲労強度を高める技術が記載されている。しかしながら、この技術において、微細なＭｏ炭化物の多量析出は表面硬度を過度に高くしてしまい、靭性を顕著に低下させるため結晶粒微細化による疲労強度の向上しろが小さい。
以上のように、従来提案されている歯車の耐疲労特性の向上技術は、未だ不十分であって、近年の歯車の高強度化要求に対応可能な、優れた耐疲労特性を有する歯車は、現状では確実には得られていないのが実情である。
本発明は上記の実情を鑑み、耐疲労特性に優れる高周波焼入れ歯車を提供することを目的とする。
上述の課題を解決するために、本発明者は耐疲労特性に優れた高周波焼入れ歯車を実現する方策について鋭意検討した結果、以下の（ａ）〜（ｅ）に記す新たな知見を得た。
（ａ）疲労強度の向上のためには、高周波焼入れ部の組織を焼戻しマルテンサイト主体の組織（具体的には面積率９０％以上が焼戻しマルテンサイトである鋼組織）とすることが有効である。
（ｂ）同じく疲労強度の向上のためには、高周波焼入れ部の組織の微細化、とりわけ旧オーステナイト粒を微細化しておくことが有効である。すなわち、変態前のオーステナイト粒を微細化させておけば、それに伴って、焼戻しマルテンサイト主体の組織におけるマルテンサイトブロックのサイズが微細化され、これにより粒界が強化され、疲労強度が向上する。これらの効果は旧オーステナイト粒度番号が１３．５番以上となることによって特に大きくなる。なおここで旧オーステナイト粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１で規定される粒度番号によるものとする。
（ｃ）上記のように旧オーステナイト粒の微細化を図るためには、セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）で代表される鉄系炭化物、とりわけある程度以上の粒径を有する、比較的大きな鉄系炭化物（後述するように未溶解鉄系炭化物を主体とする鉄系炭化物）を多量に分散させておくことが有効である。そしてこのような比較的大きな鉄系炭化物を多量に分散させることによって、その鉄系炭化物によるピンニング効果によって、変態前のオーステナイト粒を微細化させ、ひいては、その後の冷却過程で変態したマルテンサイト組織を微細化させて、靭性を低下させることなく粒界強化を図って、疲労強度を向上させることが可能となる。
（ｄ）上記のピンニング効果を充分に発揮させるためには、上記の鉄系炭化物は、その粒径が重要であって、円相当径が０．１０μｍ未満の微細な鉄系炭化物、及び円相当径が０．３０μｍを超える粗大な鉄系炭化物では、上記の効果を充分に発揮することが困難である。したがって、上記の効果を得るためには、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物を多量に存在させ分散させることが必要である。ここで、高周波焼入れ歯車の製造過程では、高周波加熱前に析出したセメンタイト等の鉄系炭化物の一部が、その後の焼入れ焼戻し後まで、完全には溶解せずに、未溶解のまま残ることがある。このような未溶解鉄系炭化物は、円相当径が０．１０μｍ程度以上の炭化物として存在することが多い。一方、焼入れ後の焼戻し時などにおいても鉄系炭化物が析出するが、焼戻し時に析出するこの鉄系炭化物は微細であって、円相当径が０．１０μｍ未満のものがほとんどである。したがって、変態前のオーステナイト粒を微細化させて、疲労強度を向上させるために有効な鉄系炭化物としては、未溶解鉄系炭化物が主体となる。
（ｅ）さらに、鉄系炭化物の分散密度も重要である。すなわち、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系未溶解炭化物の存在が少なければ、結晶粒微細化の効果が十分でないため、疲労強度は向上せず、特にその存在密度が０．２５個／μｍ２未満では、疲労強度の向上効果がほとんど認められない。逆に円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物が過剰に存在すれば、結晶粒微細化効果は高いが、強度と靭性が低下するため疲労強度が著しく低下してしまう。特にその存在密度が０．８０個／μｍ２を超えれば、これらの問題が生じやすくなる。したがって、靭性を損なうことなく、疲労強度を確実に向上させるためには、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．２５個／μｍ２〜０．８０個／μｍ２の範囲内であることが必要である。
以上のような（ａ）〜（ｅ）の知見に基づき、高周波焼入れ部の組織が面積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトからなるものとし、同時に旧オーステナイト粒度番号が１３．５以上とし、さらに析出物分散条件として、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物の存在密度を０．２５個／μｍ２以上、０．８０個／μｍ２以下とすれば、靭性を損なうことなく、耐疲労特性を確実かつ十分に向上させ得ることを見出し、本発明をなすに至った。その発明の要旨とするところは、次の通りである。
（１）化学成分が、質量％で、
Ｃ ：０．４５〜０．７５％、
Ｓｉ：０．７０〜２．００％、
Ｍｎ：０．３０〜２．００％、
Ｐ ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｓ ：０．００１〜０．０５０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．００％、
Ａｌ：０．００１〜０．２００％、
Ｎ：０．００２〜０．０２０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
高周波焼入れ部において、組織が面積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを含み、旧オーステナイト粒度番号が１３．５番以上であり、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．２５個／μｍ２以上、０．８０個／μｍ２以下であることを特徴とする高周波焼入れ歯車。
（２）前記化学成分が、さらに、質量％で、
Ｖ：０．３０％未満（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．２０％未満（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１０％未満（０％を含まない）、
Ｍｏ：０．１５％未満（０％を含まない）、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｃａ：０．００５％未満（０％を含まない）、
Ｎｉ：１．０％未満（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．５％未満（０％を含まない）
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高周波焼入れ歯車。
Ｃ ：０．４５〜０．７５％、
Ｓｉ：０．７０〜２．００％、
Ｍｎ：０．３０〜２．００％、
Ｐ ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｓ ：０．００１〜０．０５０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．００％、
Ａｌ：０．００１〜０．２００％、
Ｎ：０．００２〜０．０２０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
高周波焼入れ部において、組織が面積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを含み、旧オーステナイト粒度番号が１３．５番以上であり、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．２５個／μｍ２以上、０．８０個／μｍ２以下であることを特徴とする高周波焼入れ歯車。
（２）前記化学成分が、さらに、質量％で、
Ｖ：０．３０％未満（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．２０％未満（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１０％未満（０％を含まない）、
Ｍｏ：０．１５％未満（０％を含まない）、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｃａ：０．００５％未満（０％を含まない）、
Ｎｉ：１．０％未満（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．５％未満（０％を含まない）
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高周波焼入れ歯車。
本発明によれば、靭性、耐疲労特性に優れる高周波焼入れ歯車を提供することができる。これにより、歯車の小型化、軽量化、高強度化に貢献することができる。
以下、本発明の一実施形態に係る高周波焼入れ歯車ついて、詳細に説明する。なお、本実施形態の高周波焼入れ歯車の例としては、自動車、建機・農機、発電用風車、その他の産業機械等に使用されているものが挙げられる。
＜鋼成分＞
先ず、本実施形態における高周波焼入れ歯車の素材である鋼の成分組成の限定理由について説明する。以下、「％」は、「質量％」を意味する。
先ず、本実施形態における高周波焼入れ歯車の素材である鋼の成分組成の限定理由について説明する。以下、「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．４５〜０．７５％
Ｃは、鋼の強度と、高周波焼入れ後の表面硬さを確保するために重要な元素である。十分な強度を得るためには、下限は０．４５％とした。一方、Ｃの添加量が０．７５％よりも多いと、高周波焼入れ後の表面硬さは上昇するが、靭性は顕著に低下するため、かえって疲労強度は顕著に低下する。したがって、上限は０．７５％とした。Ｃ含有量は、好ましくは０．７０％以下であり、より好ましくは０．６５％以下であり、さらに好ましくは０．６０％以下である。
Ｃは、鋼の強度と、高周波焼入れ後の表面硬さを確保するために重要な元素である。十分な強度を得るためには、下限は０．４５％とした。一方、Ｃの添加量が０．７５％よりも多いと、高周波焼入れ後の表面硬さは上昇するが、靭性は顕著に低下するため、かえって疲労強度は顕著に低下する。したがって、上限は０．７５％とした。Ｃ含有量は、好ましくは０．７０％以下であり、より好ましくは０．６５％以下であり、さらに好ましくは０．６０％以下である。
Ｓｉ：０．７０〜２．００％
Ｓｉは焼戻し時に析出するε炭化物から比較的粗大なセメンタイトへの遷移を抑制し、低温焼戻しマルテンサイト鋼の焼戻し軟化抵抗を顕著に増加する。これによって疲労強度が向上する。このような効果を十分得るために、下限は０．７０％とした。一方、Ｓｉを過剰に添加すれば、靭性は顕著に低下するため、かえって疲労強度が低下する。そのため上限は２．００％とした。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．８０〜１．５０％とする。
Ｓｉは焼戻し時に析出するε炭化物から比較的粗大なセメンタイトへの遷移を抑制し、低温焼戻しマルテンサイト鋼の焼戻し軟化抵抗を顕著に増加する。これによって疲労強度が向上する。このような効果を十分得るために、下限は０．７０％とした。一方、Ｓｉを過剰に添加すれば、靭性は顕著に低下するため、かえって疲労強度が低下する。そのため上限は２．００％とした。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．８０〜１．５０％とする。
Ｍｎ：０．３０〜２．００％
Ｍｎは鋼の焼入れ性を高める効果があるので高周波焼入れ時にマルテンサイト組織を得るために有効である。この効果を十分得るためには、Ｍｎを０．３０％以上添加する必要がある。一方、２．００％を超える多量のＭｎを添加すれば、靭性は顕著に低下するため、かえって疲労強度が低下する。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５０％以下であり、より好ましくは１．００％以下である。
Ｍｎは鋼の焼入れ性を高める効果があるので高周波焼入れ時にマルテンサイト組織を得るために有効である。この効果を十分得るためには、Ｍｎを０．３０％以上添加する必要がある。一方、２．００％を超える多量のＭｎを添加すれば、靭性は顕著に低下するため、かえって疲労強度が低下する。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５０％以下であり、より好ましくは１．００％以下である。
Ｐ：０．０００１〜０．０５００％
Ｐは鋼中に不可避的不純物として通常０．０００１％以上は含まれているため、下限を０．０００１％とする。またＰを添加したとしても、Ｐは旧オーステナイト粒界等に偏析し、鋼を顕著に脆化させて、疲労強度を著しく低下させるため、上限は０．０５００％とした。Ｐ含有量はできるだけ低減することが望ましく、好ましくは０．０３００％以下であり、より好ましくは０．０２００％以下、さらに好ましくは０．０１５０％以下である。
Ｐは鋼中に不可避的不純物として通常０．０００１％以上は含まれているため、下限を０．０００１％とする。またＰを添加したとしても、Ｐは旧オーステナイト粒界等に偏析し、鋼を顕著に脆化させて、疲労強度を著しく低下させるため、上限は０．０５００％とした。Ｐ含有量はできるだけ低減することが望ましく、好ましくは０．０３００％以下であり、より好ましくは０．０２００％以下、さらに好ましくは０．０１５０％以下である。
Ｓ：０．００１〜０．０５０％
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、添加量を増加するほど被削性を向上させる効果がある。この効果を十分得るためには、０．００１％以上添加する必要がある。一方、０．０５０％を超えて添加するとＭｎＳがき裂の伝播経路となることによって靭性や疲労強度が低下する。したがって、Ｓの含有量は０．００１〜０．０５０％とする。Ｓ量の好適な範囲は０．０１０〜０．０３０％である。
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、添加量を増加するほど被削性を向上させる効果がある。この効果を十分得るためには、０．００１％以上添加する必要がある。一方、０．０５０％を超えて添加するとＭｎＳがき裂の伝播経路となることによって靭性や疲労強度が低下する。したがって、Ｓの含有量は０．００１〜０．０５０％とする。Ｓ量の好適な範囲は０．０１０〜０．０３０％である。
Ｃｒ：０．０１〜１．００％
Ｃｒは焼入れ性を向上するとともに、熱処理後の軟化を抑制する効果がある。この効果を十分得るためには、Ｃｒ添加量は０．０１％以上とした。しかしながら、Ｃｒは鉄系炭化物中に固溶して炭化物を安定化させるため、過剰のＣｒ添加は、必要以上に未溶解鉄炭化物を増加させてしまい、その結果、強度や靭性を低下させるため、かえって疲労強度を低下させる。これらの観点から、Ｃｒ量の上限は１．００％とした。好ましくは０．１０〜０．８０％である。
Ｃｒは焼入れ性を向上するとともに、熱処理後の軟化を抑制する効果がある。この効果を十分得るためには、Ｃｒ添加量は０．０１％以上とした。しかしながら、Ｃｒは鉄系炭化物中に固溶して炭化物を安定化させるため、過剰のＣｒ添加は、必要以上に未溶解鉄炭化物を増加させてしまい、その結果、強度や靭性を低下させるため、かえって疲労強度を低下させる。これらの観点から、Ｃｒ量の上限は１．００％とした。好ましくは０．１０〜０．８０％である。
Ａｌ：０．００１〜０．２００％
Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素である。しかし、０．２００％を超えて添加するとその効果は飽和し、むしろ成分コストの増大を招く。したがって、Ａｌの添加量は０．２００％以下とする。なお、上記のＡｌの効果はその量が０．００１％未満であると発現しない。Ａｌ量の好適な範囲０．０１〜０．１５％である。
Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素である。しかし、０．２００％を超えて添加するとその効果は飽和し、むしろ成分コストの増大を招く。したがって、Ａｌの添加量は０．２００％以下とする。なお、上記のＡｌの効果はその量が０．００１％未満であると発現しない。Ａｌ量の好適な範囲０．０１〜０．１５％である。
Ｎ：０．００２〜０．０２０％
Ｎは鋼中に含まれるＡｌと窒化物を形成する元素であり、ピンニングによって旧オーステナイト粒を微細化する効果がある。この効果を得るためには、下限を０．００２％とした。一方、Ｎを過剰に添加すれば、１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。このため、Ｎ量を０．０２０％未満に制限する必要がある。Ｎ量の好適な範囲は０．００３〜０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００４〜０．００６％である。
Ｎは鋼中に含まれるＡｌと窒化物を形成する元素であり、ピンニングによって旧オーステナイト粒を微細化する効果がある。この効果を得るためには、下限を０．００２％とした。一方、Ｎを過剰に添加すれば、１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。このため、Ｎ量を０．０２０％未満に制限する必要がある。Ｎ量の好適な範囲は０．００３〜０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００４〜０．００６％である。
以上の成分組成に加え、以下に示す元素のうちから選んだ１種または２種以上を含有させると、さらなる疲労強度の向上に効果的である。
Ｖ：０．３０％未満（０％を含まない）
Ｖは必要に応じて添加可能な任意成分である。Ｖは鋼中でＮ，Ｃと結合して炭窒化物を形成し、炭窒化物がオーステナイト結晶粒界をピンニングすることで粒成長を抑制することによって組織の粗大化を防止する働きがある。この効果を得るためには、Ｖを０．３０％未満添加してもよい。一方、Ｖを０．３０％以上添加すると素材硬さの上昇を通じて靭性が顕著に低下する。Ｖ量の好適な範囲は０．００５〜０．１００％であり、さらに好ましくは０．０１０〜０．０５０％である。
Ｖは必要に応じて添加可能な任意成分である。Ｖは鋼中でＮ，Ｃと結合して炭窒化物を形成し、炭窒化物がオーステナイト結晶粒界をピンニングすることで粒成長を抑制することによって組織の粗大化を防止する働きがある。この効果を得るためには、Ｖを０．３０％未満添加してもよい。一方、Ｖを０．３０％以上添加すると素材硬さの上昇を通じて靭性が顕著に低下する。Ｖ量の好適な範囲は０．００５〜０．１００％であり、さらに好ましくは０．０１０〜０．０５０％である。
Ｔｉ：０．２０％未満（０％を含まない）
Ｔｉは必要に応じて添加可能な任意成分である。Ｔｉは鋼中でＮ，Ｃと結合して炭窒化物を形成し、炭窒化物がオーステナイト結晶粒界をピンニングすることで粒成長を抑制することによって組織の粗大化を防止する働きがある。この効果を得るためには、Ｔｉを０．２０％未満添加してもよい。一方、Ｔｉを０．２０％以上添加すると素材硬さの上昇を通じて靭性が顕著に低下する。Ｔｉ量の好適な範囲は０．００５〜０．１００％であり、さらに好ましくは０．０１０〜０．０５０％である。
Ｔｉは必要に応じて添加可能な任意成分である。Ｔｉは鋼中でＮ，Ｃと結合して炭窒化物を形成し、炭窒化物がオーステナイト結晶粒界をピンニングすることで粒成長を抑制することによって組織の粗大化を防止する働きがある。この効果を得るためには、Ｔｉを０．２０％未満添加してもよい。一方、Ｔｉを０．２０％以上添加すると素材硬さの上昇を通じて靭性が顕著に低下する。Ｔｉ量の好適な範囲は０．００５〜０．１００％であり、さらに好ましくは０．０１０〜０．０５０％である。
Ｎｂ：０．１０％未満（０％を含まない）
Ｎｂは必要に応じて添加可能な任意成分である。Ｎｂは鋼中でＮ，Ｃと結合して炭窒化物を形成し、炭窒化物がオーステナイト結晶粒界をピンニングすることで粒成長を抑制することによって組織の粗大化を防止する働きがある。この効果を得るためには、Ｖを０．１０％未満添加してもよい。一方、Ｎｂを０．１０％以上添加すると素材硬さの上昇を通じて靭性が顕著に低下する。Ｎｂ量の好適な範囲は０．００５〜０．０５０％である。
Ｎｂは必要に応じて添加可能な任意成分である。Ｎｂは鋼中でＮ，Ｃと結合して炭窒化物を形成し、炭窒化物がオーステナイト結晶粒界をピンニングすることで粒成長を抑制することによって組織の粗大化を防止する働きがある。この効果を得るためには、Ｖを０．１０％未満添加してもよい。一方、Ｎｂを０．１０％以上添加すると素材硬さの上昇を通じて靭性が顕著に低下する。Ｎｂ量の好適な範囲は０．００５〜０．０５０％である。
Ｍｏ：０．１５％未満（０％を含まない）
Ｍｏは必要に応じて添加可能な任意成分である。Ｍｏは鋼中でＮ，Ｃと結合して炭窒化物を形成し、炭窒化物がオーステナイト結晶粒界をピンニングすることで粒成長を抑制することによって組織の粗大化を防止する働きがある。この効果を得るためには、Ｍｏを０．１５％未満添加してもよい。一方、Ｍｏを０．１５％以上添加すると素材硬さの上昇を通じて靭性が顕著に低下する。Ｍｏ量の好適な範囲は０．００５〜０．１００％であり、さらに好ましくは０．０１０〜０．０５０％である。
Ｍｏは必要に応じて添加可能な任意成分である。Ｍｏは鋼中でＮ，Ｃと結合して炭窒化物を形成し、炭窒化物がオーステナイト結晶粒界をピンニングすることで粒成長を抑制することによって組織の粗大化を防止する働きがある。この効果を得るためには、Ｍｏを０．１５％未満添加してもよい。一方、Ｍｏを０．１５％以上添加すると素材硬さの上昇を通じて靭性が顕著に低下する。Ｍｏ量の好適な範囲は０．００５〜０．１００％であり、さらに好ましくは０．０１０〜０．０５０％である。
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは必要に応じて添加可能な任意成分である。Ｂはオーステナイト中に固溶している状態において、微量で鋼の焼入れ性を大きく高める効果があるため、高周波焼入れ時にマルテンサイト組織を得るために有効な元素である。この効果を得るために、本発明では０．０００５％以上のＢを添加してもよい。一方、０．００５０％を超えて添加しても効果が飽和する。したがって、Ｂを添加する場合、Ｂ量を０．０００５〜０．００５０％の範囲にする。Ｂ量の好適な範囲は０．００１０〜０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００１５〜０．００２５％である。なお、Ｂを添加する場合には、固溶Ｂを安定的に確保するため、Ｎを固定するＴｉやＡｌを同時に適量添加することが好ましい。
Ｂは必要に応じて添加可能な任意成分である。Ｂはオーステナイト中に固溶している状態において、微量で鋼の焼入れ性を大きく高める効果があるため、高周波焼入れ時にマルテンサイト組織を得るために有効な元素である。この効果を得るために、本発明では０．０００５％以上のＢを添加してもよい。一方、０．００５０％を超えて添加しても効果が飽和する。したがって、Ｂを添加する場合、Ｂ量を０．０００５〜０．００５０％の範囲にする。Ｂ量の好適な範囲は０．００１０〜０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００１５〜０．００２５％である。なお、Ｂを添加する場合には、固溶Ｂを安定的に確保するため、Ｎを固定するＴｉやＡｌを同時に適量添加することが好ましい。
Ｃａ：０．００５％未満（０％を含まない）
Ｃａは必要に応じて添加可能な任意成分である。ＣａはＭｎＳの形態制御により疲労強度や靭性を向上する効果がある。さらに切削時の切削工具表面における保護膜形成を通じて鋼の被削性を向上する働きがある。この効果を得るためには、０．００５％未満添加してもよい。一方、０．００５％以上添加すると、粗大な酸化物や硫化物を形成して部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。したがって、Ｃａを添加する場合、添加量は０．００５％未満の範囲にする。Ｃａ量の好適な範囲は０．０００５〜０．００２０％である。
Ｃａは必要に応じて添加可能な任意成分である。ＣａはＭｎＳの形態制御により疲労強度や靭性を向上する効果がある。さらに切削時の切削工具表面における保護膜形成を通じて鋼の被削性を向上する働きがある。この効果を得るためには、０．００５％未満添加してもよい。一方、０．００５％以上添加すると、粗大な酸化物や硫化物を形成して部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。したがって、Ｃａを添加する場合、添加量は０．００５％未満の範囲にする。Ｃａ量の好適な範囲は０．０００５〜０．００２０％である。
Ｎｉ：１．０％未満（０％を含まない）
Ｎｉは必要に応じて添加可能な任意成分である。Ｎｉは鋼の焼入れ性を高める効果があるので高周波焼入れ時にマルテンサイト組織を得るために有効な元素である。この効果を得るために、Ｎｉを１．０％未満添加してもよい。一方、Ｎｉを１．０％以上添加すると添加コストが課題となり、工業生産上望ましくない。したがって、Ｎｉを添加する場合は添加量を１．０％未満の範囲にする。Ｎｉの好適な範囲は０．０２〜０．８０％であり、さらに好ましくは０．１０〜０．４０％である。
Ｎｉは必要に応じて添加可能な任意成分である。Ｎｉは鋼の焼入れ性を高める効果があるので高周波焼入れ時にマルテンサイト組織を得るために有効な元素である。この効果を得るために、Ｎｉを１．０％未満添加してもよい。一方、Ｎｉを１．０％以上添加すると添加コストが課題となり、工業生産上望ましくない。したがって、Ｎｉを添加する場合は添加量を１．０％未満の範囲にする。Ｎｉの好適な範囲は０．０２〜０．８０％であり、さらに好ましくは０．１０〜０．４０％である。
Ｃｕ：０．５％未満（０％を含まない）
Ｃｕは必要に応じて添加可能な任意成分である。Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める効果があるので、高周波焼入れ時にマルテンサイト組織を得るために有効である。この効果を得るためには、Ｃｕを０．５％未満添加してもよい。一方、Ｃｕを０．５％以上添加すると１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。したがって、Ｃｕを添加する場合は添加量を０．５％未満の範囲にする。Ｃｕの好適な範囲は０．０２〜０．４０％であり、さらに好ましくは０．１０〜０．３０％である。なお、高温域の延性を改善するために、Ｃｕを添加する場合にはＣｕ添加量の１／２以上の量のＮｉを同時に添加することが望ましい。
Ｃｕは必要に応じて添加可能な任意成分である。Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める効果があるので、高周波焼入れ時にマルテンサイト組織を得るために有効である。この効果を得るためには、Ｃｕを０．５％未満添加してもよい。一方、Ｃｕを０．５％以上添加すると１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。したがって、Ｃｕを添加する場合は添加量を０．５％未満の範囲にする。Ｃｕの好適な範囲は０．０２〜０．４０％であり、さらに好ましくは０．１０〜０．３０％である。なお、高温域の延性を改善するために、Ｃｕを添加する場合にはＣｕ添加量の１／２以上の量のＮｉを同時に添加することが望ましい。
本実施形態に係る高周波焼入れ歯車用の素材の鋼の成分組成は以上の通りであり、残部はＦｅ及び不純物である。なお、原料、資材、製造設備等の状況によっては、不可避的不純物（例えばＡｓ、Ｃｏ等）が鋼中に混入するが、本発明の優れた特性を阻害しない範囲であれば許容される。
次に上述した高周波焼入れ部の組織の限定理由について説明する。
ここで、本実施形態における「高周波焼入れ部」とは、高周波焼入れによって得られるマルテンサイト組織等から構成される硬化層の生成領域（高周波焼入領域、高周波焼入硬化層ともいう）であり、高周波焼入れの条件を制御することによって、その深さを調整できる。つまり、高周波焼入れの条件が異なれば高周波焼入れ部の厚みも異なるが、通常、高周波焼入れによって少なくとも最表面から５０μｍ深さまでは硬化層が生成されることが一般的であるため、本実施形態では、高周波焼入れ部の組織や結晶粒度等は、歯車の最表面から５０μｍ深さ位置で測定したものとする。
ここで、本実施形態における「高周波焼入れ部」とは、高周波焼入れによって得られるマルテンサイト組織等から構成される硬化層の生成領域（高周波焼入領域、高周波焼入硬化層ともいう）であり、高周波焼入れの条件を制御することによって、その深さを調整できる。つまり、高周波焼入れの条件が異なれば高周波焼入れ部の厚みも異なるが、通常、高周波焼入れによって少なくとも最表面から５０μｍ深さまでは硬化層が生成されることが一般的であるため、本実施形態では、高周波焼入れ部の組織や結晶粒度等は、歯車の最表面から５０μｍ深さ位置で測定したものとする。
＜面積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイト＞
高周波焼入れ部の金属組織が焼戻しマルテンサイトを主体とする組織であれば、疲労強度の向上を図ることが可能となる。ここで、焼戻しマルテンサイト以外の相（残部組織）としては、フェライト、パーライトまたは残留オーステナイト等があるが、高周波焼入れ部において、これらの残部組織の合計面積率が大きくなれば、疲労強度は低下し、逆にこれら残部組織が少なければ少ないほど疲労強度が上昇する。
高周波焼入れ部の金属組織が焼戻しマルテンサイトを主体とする組織であれば、疲労強度の向上を図ることが可能となる。ここで、焼戻しマルテンサイト以外の相（残部組織）としては、フェライト、パーライトまたは残留オーステナイト等があるが、高周波焼入れ部において、これらの残部組織の合計面積率が大きくなれば、疲労強度は低下し、逆にこれら残部組織が少なければ少ないほど疲労強度が上昇する。
特に高周波焼入れ部において、これらの残部組織の合計面積率が１０％を超えれば、疲労強度が著しく低下する。このことから、高周波焼入れ部においては、これらの残部組織を合計面積率で１０％未満、すなわち焼戻しマルテンサイト組織の面積率を９０％以上と規定した。このように高周波焼入れ部の組織が焼戻しマルテンサイトの面積率を９０％以上とすれば、後述する旧オーステナイト粒度条件及び適切な大きさの鉄系炭化物の分布密度条件と相俟って、ローラーピッチングの疲労限を２４００ＭＰａ以上とすることが可能となる。
なお高周波焼入れ部における焼戻しマルテンサイト組織の面積率は、高周波焼入れ焼戻し後の歯車の断面を観察して画像解析した時の平均の面積率で９０％以上であればよいが、実際上は、例えば後述する実施例で示しているように、歯車の最表面から５０μｍの深さの位置で測定した値で代表すればよい。
＜旧オーステナイト粒度番号が１３．５番以上＞
高周波焼入れ部における旧オーステナイト粒の微細化に伴って、マルテンサイトブロックのサイズが微細化され、これにより粒界が強化され、疲労強度が向上する。これらの効果は高周波焼入れ部において旧オーステナイト粒度番号が１３．５番以上となるように微細化することによって、特に大きくなる。そこで高周波焼入れ部における旧オーステナイト粒度番号を１３．５番以上と規定した。好ましくは、旧オーステナイト粒度番号は１４．０番以上であり、より好ましくは１４．５番以上である。
高周波焼入れ部における旧オーステナイト粒の微細化に伴って、マルテンサイトブロックのサイズが微細化され、これにより粒界が強化され、疲労強度が向上する。これらの効果は高周波焼入れ部において旧オーステナイト粒度番号が１３．５番以上となるように微細化することによって、特に大きくなる。そこで高周波焼入れ部における旧オーステナイト粒度番号を１３．５番以上と規定した。好ましくは、旧オーステナイト粒度番号は１４．０番以上であり、より好ましくは１４．５番以上である。
なお旧オーステナイト粒度番号は、ピクリン酸飽和水溶液等の適切な腐食液によって腐食させることにより、旧オーステナイト粒界を現出させ、光学的顕微鏡などによって観察して測定すればよく、代表的には、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠すればよい。またここで、旧オーステナイト粒度の測定は、高周波焼入れ焼戻し後の歯車における断面で行えばよく、実際上は、例えば後述する実施例で示しているように、高周波焼入れ焼戻し後の断面における歯車の最表面から５０μｍの深さの位置で測定した値で代表すればよい。
＜円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．２５個／μｍ２以上、０．８０個／μｍ２以下＞
旧オーステナイト粒を微細化するためには、析出物によるピンニングによってマルテンサイト変態前のオーステナイトの粒成長を抑制することが有効である。高周波焼入れ部における旧オーステナイト粒度番号が１３．５番以上となるように変態前のオーステナイトを微細化し、しかも靭性を損なわないようにするためには、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの範囲内の析出物が、０．２５個／μｍ２以上、０．８０個／μｍ２以下の密度で分散して存在していることが有効である。
旧オーステナイト粒を微細化するためには、析出物によるピンニングによってマルテンサイト変態前のオーステナイトの粒成長を抑制することが有効である。高周波焼入れ部における旧オーステナイト粒度番号が１３．５番以上となるように変態前のオーステナイトを微細化し、しかも靭性を損なわないようにするためには、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの範囲内の析出物が、０．２５個／μｍ２以上、０．８０個／μｍ２以下の密度で分散して存在していることが有効である。
ここで、円相当径が０．１０μｍ未満または０．３０μｍ超、もしくは前述の鉄系炭化物の存在密度が０．２５個／μｍ２未満では、オーステナイトの粒成長のピンニング効果が小さく、十分なオーステナイト粒の微細化が得られないため、疲労強度の向上しろが小さい。鉄系炭化物の存在密度の増加に伴い、旧オーステナイト粒度番号は増加し、疲労強度は向上する。しかしながら、鉄系炭化物の存在密度が０．８０個／μｍ２を超えれば、強度と靭性が低下するため、かえって疲労強度が低下する。したがって、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの範囲内の鉄系炭化物が、０．２５個／μｍ２以上、０．８０個／μｍ２以下の密度で分散していることが必要である。
ここで、高周波焼入れ後の焼戻し処理で析出する鉄系炭化物は微細であって、上記のサイズ条件を満たさないことが多い。したがって、上記のサイズ条件を満たす鉄系炭化物は、高周波焼入れ前の加熱時に溶解できずに残った比較的粗大な鉄系未溶解炭化物を主体とする。
以上のように、高周波焼入れ歯車の組織条件として、高周波焼入れ部において、面積率で９０％以上が焼戻しマルテンサイトの組織であること、旧オーステナイト粒度番号が１３．５番以上に微細であること、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．２５個／μｍ２以上、０．８０個／μｍ２以下であること、という３条件が相俟って、靭性を損なうことなく、優れた耐疲労特性を得ることができるのである。
以上、本実施形態に係る高周波焼入れ歯車について説明してきたが、本実施形態の高周波焼入れ歯車を製造するための方法は特に限定されるものではなく、例えば常法にしたがって鋳造、熱間圧延して得られた棒鋼に対して、熱間鍛造または冷間鍛造、切削等を組み合わせて所定の歯車形状に加工した後、高周波焼入れ焼戻し処理を施せばよい。
ここで前述のような組織条件を満たさせるためには、例えば焼入れ前の高周波加熱温度を適切に選択すればよい。従来焼入れ前の高周波加熱温度は、鋼中に析出しているセメンタイト（鉄系炭化物）が完全に固溶する温度前後で行われていたが、前述のような組織条件を満たすためには、焼入れ前の高周波加熱温度を低くすればよい。具体的には、焼入れ前の高周波加熱温度は、鉄系炭化物が完全に固溶する温度より１０〜５０℃程度低くすることが好ましい。
なお、本発明の上記態様に係る高周波焼入れを施した高周波焼入れ歯車に対して、必要に応じて低温焼戻し処理（例えば１３０〜２００℃で３０〜１２０分程度の加熱処理）を施してもよい。
また当該低温焼戻し処理後に、さらにショットピーニング処理を行ってもよい。ショットピーニング処理によって導入される歯車表層の圧縮残留応力の増加は疲労き裂の発生、進展を抑制するため、本発明の高周波焼入れ歯車の疲労強度をさらに向上させることができる。ショットピーニング処理は、直径が０．７ｍｍ以下のショット粒を用い、アークハイトが０．４ｍｍ以上の条件で行うことが望ましい。
また当該低温焼戻し処理後に、さらにショットピーニング処理を行ってもよい。ショットピーニング処理によって導入される歯車表層の圧縮残留応力の増加は疲労き裂の発生、進展を抑制するため、本発明の高周波焼入れ歯車の疲労強度をさらに向上させることができる。ショットピーニング処理は、直径が０．７ｍｍ以下のショット粒を用い、アークハイトが０．４ｍｍ以上の条件で行うことが望ましい。
本発明を実施例によって以下に詳述する。なお、これら実施例は本発明の技術的意義、効果を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
表１の鋼種Ａ〜ＡＣに示す成分組成を有する鋼を溶製し、熱間圧延によってφ４５ｍｍの棒鋼とした。この得られた棒鋼に対し、１２００℃に加熱して２０ｍｉｎ保持した後に放冷する熱処理（熱間鍛造の熱履歴を模擬）を行い、これを高周波焼入れ用素材とした。
その後、棒鋼から機械加工により、大径部（試験部）φ２６ｍｍのローラーピッチング試験片を作製した。また、１２ｍｍ×１４ｍｍ角、長さ５９ｍｍで、中央に１０ｍｍＲの半円の切欠付きのシャルピー衝撃試験片を作製した。さらにφ１４ｍｍ、長さ６０ｍｍの丸棒試験片を作製した。
その後、棒鋼から機械加工により、大径部（試験部）φ２６ｍｍのローラーピッチング試験片を作製した。また、１２ｍｍ×１４ｍｍ角、長さ５９ｍｍで、中央に１０ｍｍＲの半円の切欠付きのシャルピー衝撃試験片を作製した。さらにφ１４ｍｍ、長さ６０ｍｍの丸棒試験片を作製した。
上記のローラーピッチング試験片、シャルピー衝撃試験片、丸棒試験片に対して、表２に記載の条件で高周波焼入れを行った。焼入れ前の加熱温度（８９０℃〜９８０℃）を変えることによって、鋼中の鉄系炭化物のサイズや存在密度を造り分けた。また水溶性焼入れ液（液温４０℃）を用いて攪拌の程度（０〜５０ｃｍ／ｓｅｃ）を調節し、冷却速度を変えることによって、組織を造り分けた。その後、１６０℃×９０ｍｉｎで焼戻し処理を行った。
その後、試験精度を向上するため、ローラーピッチング試験片はつかみ部に仕上げ加工を施し、シャルピー衝撃試験片は切欠のある面以外を仕上げ加工し、１０ｍｍ×１０ｍｍ角、長さ５５ｍｍに仕上げた。
ローラーピッチング試験は、大ローラー：ＳＣＭ４２０浸炭品・クラウニング３００Ｒ，回転数：１５００ｒｐｍ、潤滑油：トランスミッション油、油温：８０℃、すべり率：−４０％で最大１０００万回の条件で行い、Ｓ−Ｎ線図を作成してローラーピッチング疲労限を求めた。ローラーピッチング疲労限が２４００ＭＰａ（ＳＣＭ４２０浸炭品相当）に達しないものは疲労強度が劣ると判断した。
シャルピー衝撃試験はＪＩＳに基づいて室温で繰り返し５回実施し、平均値をシャルピー衝撃値とした。シャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ２（ＳＮＣＭ８１５浸炭品相当）に達しないものは靭性が劣ると判断した。
ローラーピッチング試験は、大ローラー：ＳＣＭ４２０浸炭品・クラウニング３００Ｒ，回転数：１５００ｒｐｍ、潤滑油：トランスミッション油、油温：８０℃、すべり率：−４０％で最大１０００万回の条件で行い、Ｓ−Ｎ線図を作成してローラーピッチング疲労限を求めた。ローラーピッチング疲労限が２４００ＭＰａ（ＳＣＭ４２０浸炭品相当）に達しないものは疲労強度が劣ると判断した。
シャルピー衝撃試験はＪＩＳに基づいて室温で繰り返し５回実施し、平均値をシャルピー衝撃値とした。シャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ２（ＳＮＣＭ８１５浸炭品相当）に達しないものは靭性が劣ると判断した。
各試験Ｎｏ．につき、上記高周波焼入れ焼戻し処理を行った各試験水準の丸棒試験片の中央部を切断し、断面において最表面から５０μｍの部位のビッカース硬さ測定を行うことで、高周波焼入れ部の硬さ（表層硬さ）を求めた。
その後、高周波焼入れ部の組織を観察した。ナイタール腐食液で腐食を行い、走査型電子顕微鏡にて１００００倍で組織写真を１０枚撮影し、円相当径が０．１０〜０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度を画像解析（Ｌｕｚｅｘ）によって求めた。
また光学顕微鏡にて１０００倍で組織写真を５枚撮影し、マルテンサイト組織の面積率を画像解析（Ｌｕｚｅｘ）によって求めた。
旧オーステナイト粒度は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠してピクリン酸飽和水溶液で腐食を行い、旧オーステナイト粒界を現出して、光学顕微鏡にて観察し測定した。
その後、高周波焼入れ部の組織を観察した。ナイタール腐食液で腐食を行い、走査型電子顕微鏡にて１００００倍で組織写真を１０枚撮影し、円相当径が０．１０〜０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度を画像解析（Ｌｕｚｅｘ）によって求めた。
また光学顕微鏡にて１０００倍で組織写真を５枚撮影し、マルテンサイト組織の面積率を画像解析（Ｌｕｚｅｘ）によって求めた。
旧オーステナイト粒度は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠してピクリン酸飽和水溶液で腐食を行い、旧オーステナイト粒界を現出して、光学顕微鏡にて観察し測定した。
表３に、焼戻しマルテンサイトの面積率、旧オーステナイト粒度番号、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物の存在密度、表層硬さ、シャルピー衝撃値およびローラーピッチング疲労限の結果を示す。またこれらの結果をもとに、図１に円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物の存在密度とローラーピッチング疲労限の関係を示し、図２に円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物の存在密度とシャルピー衝撃値の関係を示す。
表３から明らかにように、本発明例Ｎｏ．１〜２３は、本発明で規定する要件を満足している例であり、これらの例では、シャルピー衝撃値５１Ｊ／ｃｍ２以上の靭性を維持しながら、ローラーピッチング疲労限２６５０ＭＰａ以上の優れた耐疲労特性を発揮していることが分かる。
これに対して、比較例２４は、高周波焼入れ用素材の鋼成分のＣ量が不足しているため、表層硬さが低くなり、その結果ローラーピッチング疲労限が目標未達である。
比較例２５〜２９は、高周波焼入れ用素材の鋼成分のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ量が過剰であるため、シャルピー衝撃値が低くなり、その結果ローラーピッチング疲労限が低い。
比較例Ｎｏ．３０〜３２は、旧オーステナイト粒度や鉄系炭化物の存在密度は、本発明の規定の範囲を満足しているが、焼入れ液を無撹拌としたため、焼戻しマルテンサイトの面積率が９０％未満となり、表層硬さやシャルピー衝撃値が低くなり、ローラーピッチング疲労限が低い。
比較例Ｎｏ．３３〜３５は、焼戻しマルテンサイトの面積率が本発明の規定の範囲を満足しているが、高周波焼入れ前の加熱温度が高すぎてしまったため、旧オーステナイト粒度番号が１３．５未満で、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．２５個／μｍ２未満となり、シャルピー衝撃値が低くなり、ローラーピッチング疲労限が低い。
比較例Ｎｏ．３６〜３８は、焼戻しマルテンサイトの面積率、旧オーステナイト粒度は本発明の規定の範囲を満足しているが、高周波焼入れ前の加熱温度が低すぎてしまったため、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．８０個／μｍ２超であるため、シャルピー衝撃値が低くなり、ローラーピッチング疲労限が低い。
比較例２５〜２９は、高周波焼入れ用素材の鋼成分のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ量が過剰であるため、シャルピー衝撃値が低くなり、その結果ローラーピッチング疲労限が低い。
比較例Ｎｏ．３０〜３２は、旧オーステナイト粒度や鉄系炭化物の存在密度は、本発明の規定の範囲を満足しているが、焼入れ液を無撹拌としたため、焼戻しマルテンサイトの面積率が９０％未満となり、表層硬さやシャルピー衝撃値が低くなり、ローラーピッチング疲労限が低い。
比較例Ｎｏ．３３〜３５は、焼戻しマルテンサイトの面積率が本発明の規定の範囲を満足しているが、高周波焼入れ前の加熱温度が高すぎてしまったため、旧オーステナイト粒度番号が１３．５未満で、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．２５個／μｍ２未満となり、シャルピー衝撃値が低くなり、ローラーピッチング疲労限が低い。
比較例Ｎｏ．３６〜３８は、焼戻しマルテンサイトの面積率、旧オーステナイト粒度は本発明の規定の範囲を満足しているが、高周波焼入れ前の加熱温度が低すぎてしまったため、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．８０個／μｍ２超であるため、シャルピー衝撃値が低くなり、ローラーピッチング疲労限が低い。
したがって、以上の実施例から、本発明で規定する条件、特に組織条件を満足させることによって、靭性を損なうことなく、優れた耐疲労特性が確保できることが明らかである。
以上、本発明の好ましい実施形態および実験例について説明したが、これらの実施形態、実験例は、あくまで本発明の要旨の範囲内の一つの例に過ぎず、本発明の要旨から逸脱しない範囲内で、構成の付加、省略、置換、およびその他の変更が可能である。すなわち、本発明は前述した説明によって限定されることはなく、添付の特許請求の範囲によってのみ限定され、その範囲内で適宜変更可能であることはもちろんである。
Claims (2)
- 化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．４５〜０．７５％、
Ｓｉ：０．７０〜２．００％、
Ｍｎ：０．３０〜２．００％、
Ｐ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．００％、
Ａｌ：０．００１〜０．２００％、
Ｎ：０．００２〜０．０２０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
高周波焼入れ部において、組織が面積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを含み、旧オーステナイト粒度番号が１３．５番以上であり、円相当径が０．１０〜０．３０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．２５個／μｍ２以上、０．８０個／μｍ２以下であることを特徴とする高周波焼入れ歯車。 - 前記化学成分が、さらに、質量％で、
Ｖ：０．３０％未満（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．２０％未満（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１０％未満（０％を含まない）、
Ｍｏ：０．１５％未満（０％を含まない）、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｃａ：０．００５％未満（０％を含まない）、
Ｎｉ：１．０％未満（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．５％未満（０％を含まない）
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高周波焼入れ歯車。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015257368A JP6551225B2 (ja) | 2015-12-28 | 2015-12-28 | 高周波焼入れ歯車 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015257368A JP6551225B2 (ja) | 2015-12-28 | 2015-12-28 | 高周波焼入れ歯車 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2017119900A JP2017119900A (ja) | 2017-07-06 |
| JP6551225B2 true JP6551225B2 (ja) | 2019-07-31 |
Family
ID=59271596
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2015257368A Active JP6551225B2 (ja) | 2015-12-28 | 2015-12-28 | 高周波焼入れ歯車 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6551225B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7139692B2 (ja) * | 2018-05-30 | 2022-09-21 | 日本製鉄株式会社 | 高周波焼入れ用鋼、高周波焼入れ部品の素形材及び高周波焼入れ部品 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2388351B1 (en) * | 2009-01-16 | 2019-04-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for surface hardening for machine structural use, and component for machine structural use |
| KR101773274B1 (ko) * | 2013-03-08 | 2017-08-31 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 고주파 켄칭 부품의 소형재 및 그 제조 방법 |
| JP6461478B2 (ja) * | 2014-03-14 | 2019-01-30 | 新日鐵住金株式会社 | 高周波焼入れ歯車及び歯車の高周波焼入れ方法 |
-
2015
- 2015-12-28 JP JP2015257368A patent/JP6551225B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2017119900A (ja) | 2017-07-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101413902B1 (ko) | 기소강 및 그의 제조 방법 | |
| WO2012073485A1 (ja) | 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法 | |
| JP2007162128A (ja) | 鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法並びに浸炭部品 | |
| JP6461478B2 (ja) | 高周波焼入れ歯車及び歯車の高周波焼入れ方法 | |
| JP2010007143A (ja) | 疲労限度比と被削性に優れた機械構造用鋼 | |
| WO2019244503A1 (ja) | 機械部品 | |
| JP2010229508A (ja) | 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼 | |
| WO2019198539A1 (ja) | 機械部品とその製造方法 | |
| JP2005023375A (ja) | 冷間加工性、耐熱性および耐摩耗性にすぐれた高硬度鋼 | |
| JP2007146232A (ja) | 鋼製軟窒化機械部品の製造方法 | |
| JP2006307271A (ja) | 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼およびその製法 | |
| JP2007131871A (ja) | 高周波焼入れ用鋼材 | |
| JP2009242918A (ja) | 転動疲労特性に優れた機械構造用部品およびその製造方法 | |
| JP4757831B2 (ja) | 高周波焼入れ部品およびその製造方法 | |
| JP2008174810A (ja) | 転動疲労特性に優れた、軸受の内輪および外輪、および、軸受 | |
| WO2019244504A1 (ja) | 機械部品の製造方法 | |
| JP6551225B2 (ja) | 高周波焼入れ歯車 | |
| JP6390685B2 (ja) | 非調質鋼およびその製造方法 | |
| TWI630278B (zh) | Surface hardened steel | |
| JP5443277B2 (ja) | 被削性に優れた高強度鋼、およびその製造方法 | |
| WO2005031020A1 (ja) | 高周波焼入れ用鋼材、それを用いた高周波焼入れ部材、およびそれらの製造方法 | |
| JP4488228B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼材 | |
| JP4821582B2 (ja) | 真空浸炭歯車用鋼 | |
| JP6705344B2 (ja) | 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法 | |
| JP4450217B2 (ja) | 軟窒化用非調質鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20180803 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20181019 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20190515 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20190604 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20190617 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6551225 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |