JPH0967644A - 歯切り性に優れた浸炭歯車用鋼 - Google Patents
歯切り性に優れた浸炭歯車用鋼Info
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- JPH0967644A JPH0967644A JP7243786A JP24378695A JPH0967644A JP H0967644 A JPH0967644 A JP H0967644A JP 7243786 A JP7243786 A JP 7243786A JP 24378695 A JP24378695 A JP 24378695A JP H0967644 A JPH0967644 A JP H0967644A
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Abstract
(57)【要約】
【解決課題】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が可能となる浸炭又は浸炭窒化用
鋼を提供する。 【解決手段】浸炭歯車用鋼の化学組成を、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％、Ｔ
ｉ：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
ンチであるように成し、以て鍛造後又は焼ならし後の硬
さを低く抑え、良好な歯切り性を確保するとともに、Ｂ
添加による焼入れ性の向上と靱性の向上効果により浸炭
又は浸炭窒化焼入・焼戻後の耐衝撃特性を向上させる。
た歯車部品を得ることが可能となる浸炭又は浸炭窒化用
鋼を提供する。 【解決手段】浸炭歯車用鋼の化学組成を、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％、Ｔ
ｉ：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
ンチであるように成し、以て鍛造後又は焼ならし後の硬
さを低く抑え、良好な歯切り性を確保するとともに、Ｂ
添加による焼入れ性の向上と靱性の向上効果により浸炭
又は浸炭窒化焼入・焼戻後の耐衝撃特性を向上させる。
Description
【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。
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。
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。
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９０Ｈ
ＲＢ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。
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９０Ｈ
ＲＢ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。
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：０．０００３〜０．０
０５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｔｉ：０．
００５〜０．１０％、Ｎ：≦０．０２０％、ｓ−Ａｌ：
≦０．０５％、０．０２≧Ｔｉ−３．６Ｎ≧−０．０
１、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。
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：０．０００３〜０．０
０５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｔｉ：０．
００５〜０．１０％、Ｎ：≦０．０２０％、ｓ−Ａｌ：
≦０．０５％、０．０２≧Ｔｉ−３．６Ｎ≧−０．０
１、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，Ｎ
ｉ，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。
ｉ，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：０．００３〜０．０
５％の量で含有させることができる。
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：０．００３〜０．０
５％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。
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。
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，Ｍ
ｎ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。
等焼入れ後の性状を把握するものであり、Ｃ，Ｓｉ，Ｍ
ｎ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〜１
５ｍｍ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。
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〜１
５ｍｍ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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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−０．０
１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。
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−０．０
１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。
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Ｄ
I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。
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Ｄ
I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。
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。
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。
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／ｍｉ
ｎ、送り：４ｍｍ／ｒｐｍ、切込み：５．４ｍｍとし
た。
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／ｍｉ
ｎ、送り：４ｍｍ／ｒｐｍ、切込み：５．４ｍｍとし
た。
【００３２】
【表１】
【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。
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】
【００３５】表２の結果において、本発明鋼は何れもＳ
Ｃｒ４２０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。
Ｃｒ４２０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１
２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。
２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。
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。
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。
Claims (3)
- 【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，Ｍ
ｏ，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，Ｂ
ｉ，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。
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| JP24378695A JP3551573B2 (ja) | 1995-08-28 | 1995-08-28 | 歯切り性に優れた浸炭歯車用鋼 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP24378695A JP3551573B2 (ja) | 1995-08-28 | 1995-08-28 | 歯切り性に優れた浸炭歯車用鋼 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0967644A true JPH0967644A (ja) | 1997-03-11 |
| JP3551573B2 JP3551573B2 (ja) | 2004-08-11 |
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ID=17108949
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24378695A Expired - Fee Related JP3551573B2 (ja) | 1995-08-28 | 1995-08-28 | 歯切り性に優れた浸炭歯車用鋼 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3551573B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2002044435A1 (fr) * | 2000-12-01 | 2002-06-06 | Aichi Steel Corporation | Acier destiné à une carburation et appareillage carburé |
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| US7507303B2 (en) * | 2004-09-08 | 2009-03-24 | Arvinmeritor Technology, Llc | Carbonitrided low manganese carbon steel alloy driveline component |
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| KR101705168B1 (ko) * | 2015-04-20 | 2017-02-10 | 현대자동차주식회사 | 내구성이 향상된 침탄 합금강 및 이의 제조방법 |
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-
1995
- 1995-08-28 JP JP24378695A patent/JP3551573B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
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