JP2002030344A - 機械構造用合金鋼の表面改質方法及び表面改質材 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 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
供するものである。 【解決手段】 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い２段ショットピーニング処理
を施し、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たものであ
る。また、２段ショットピーニング処理の前工程に、超
急速・短時間の加熱急冷処理を施してもよい。

Description

【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１０
００ＭＰａ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
が小さいダブルショットピーニング処理を施すものであ
る。

【０００７】以上の方法によれば、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、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。

【０００８】また、上記ダブルショットピーニング処理
の前工程に、超急速・短時間の加熱急冷処理を施しても
よい。

【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１
００μｍ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、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いダブルショッ
トピーニング処理を施してなるものである。

【００１２】また、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
いダブルショットピーニング処理を施してなるものであ
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％、Ｃ
ｒ：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、 粒界酸化層等の表面異常組織生成の低減・防止、 結晶粒の微細化、 残留オーステナイト（γ_R ）量の低減、 表面直下の高硬さ化、 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、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、Ｖ
Ｃと示す））を用いる。

【００２４】次に、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 InductionHardening （以下、ＣＩ
Ｈ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、〜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、Ｄ
ＳＰ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１００μｍ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１００μｍ
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０．１
８〜０．２２ｗｔ％、より好ましくは０．２０前後、Ｍ
ｎ：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０．０８〜０．１２
ｗｔ％、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１００μｍ以下に限定
したのは、ショット粒径が１００μｍ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１０００Ｈ
Ｖ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１
８００ＭＰａ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１
５００ＭＰａ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１００
μｍ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１
０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０．０１
０ｗｔ％、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°３
０′、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０．８
ｗｔ％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７
２００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４８
３Ｋ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１
０ｍｍ、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３
９２ｋＰａ、ノズル径が４ｍｍ、ショット粒径が０．０
８ｍｍ、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（γ_R ）量および残留応力
（σ_r ）の測定を行った。γ_R 量は、マルテンサイトと
γ_R 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（γ_R ）量お
よび残留応力（σ_r ）の測定装置としては、微小部Ｘ線
測定装置を用いた。また、γ_R 量およびσ_r 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、γ_R 量およびσ_r の測定
には、Ｘ線としてＣｒ−Ｋ_α 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；σ
_min／σ_max ）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（Ｒ_max ）は６．０μｍであっ
た。供試歯車２のＲ_max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Ｒ_max は
７．０μｍであった。供試歯車４のＲ_max 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、Ｒ_max 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＋γ_R 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＋γ_R であっ
た。また、表面直下は、γ_R 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＋γ_R であった。表面直下には、供試歯車３のように
γ_R 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（ｄ_γ ）を求め
た。その結果、供試歯車１のｄ_γ は２０．３μｍ、供
試歯車３のｄ_γ は３．８μｍ、供試歯車４のｄ_γ は
３．７μｍであった。これから、供試歯車３，４のｄ
_γ は極めて微細であることがわかる。このように、ｄ
_γ 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（γ_R ）量分布 各供試歯車１〜４の表面からの深さ（μｍ）とγ_R 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γ_R 量は１１．５ｖｏ
ｌ％であった。また、γ_R 量の最大値は、深さ１００μ
ｍ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γ_R 量は１．８ｖｏｌ
％と非常に少なかった。また、γ_R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γ_R 量は２４．５ｖｏ
ｌ％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、γ_R 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、γ_R
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γ_R
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γ_R 量は３．６ｖｏｌ
％と非常に少なかった。また、γ_R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、Ｄ
ＳＰ処理を施した供試歯車４のγ_R 量は、供試歯車３の
γ_R 量と比較して非常に少なくなっていた。

【００６５】γ_R 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γ_R 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、ＤＳ
Ｐ未処理の供試歯車１，３と比較して、表面近傍のγ_R
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、γ_R 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γ_R 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、２．９
４２Ｎの荷重では測定不可能であるため、０．９８０７
Ｎの荷重で測定した。

【００６７】各供試歯車１〜４の表面からの深さ（μ
ｍ）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、８０
４ＨＶという高い値を示した。ビッカース硬さは１０４
０ＨＶ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、Ｄ
ＳＰ処理によって、加工誘起マルテンサイト変態が起こ
り、γ_R 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、１００
０ＨＶを超える超高硬さが得られた原因としては、 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】 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】 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（σ_r ）分布 各供試歯車１〜４の表面からの深さ（μｍ）と残留応力
（σ_r ）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、１
０５４ＭＰａ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
さ分布におけるおよび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
（σ_R （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（σ_up）は８８３ＭＰａであった。
また、供試歯車２のσ_upは１９３１ＭＰａであり、供試
歯車１のσ_upの２．１８倍であった。さらに、供試歯車
４のσ_upは２２０７ＭＰａであり、供試歯車１のσ_up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σ_upが得られた原因としては、 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】 ＤＳＰ処理により、表面近傍のγ_R 量
が著しく低減した。

【００８７】 ＤＳＰ処理の効果により、１０００Ｈ
Ｖ以上の超高硬さが得られた。

【００８８】 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σ_upより、供試歯車４
のσ_upの方が２７０ＭＰａ以上高くなったのは、ＣＩＨ
処理の効果により、ｄ_γ 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（σ_r ）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１９３
１ＭＰａ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、ＳＣｒ４２
０Ｈ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、Ｓ５０
Ｃ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、ＤＳＧ
１鋼からなる母材にＶＣ処理、ＣＩＨ処理、およびＤＳ
Ｐ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】

【０１０１】(i) 表面硬さ及び最大圧縮残留応力（σ
_rmax）と疲労限（σ_up）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（σ_Y ）と最大圧縮残留応力（σ_rmax）の和を
第１因子とし、この第１因子と歯車の疲労限（σ_up）と
の関係を求めてみた。

【０１０２】降伏応力（σ_Y ）と最大圧縮残留応力（σ
_rmax）の和と疲労限（σ_up）との関係を図１１に示す。
ここで、σ_Y 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、σ_Y ＝
３．２７ＨＶ（ＭＰａ））。

【０１０３】図１１に示すように、σ_upはσ_Y ＋σ_rmax
に比例し、σ_Y ＋σ_rmaxの増加に伴ってσ_up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
式（図１１中の直線Ｌ₁ ）が得られる。

【０１０４】 σ_up＝０．４７８（σ_Y ＋σ_rmax）−４５４… この結果、σ_up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、σ_upが１７１
０ＭＰａ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（σ_up）に及ぼす影
響 図１１に示したように、結晶粒径（ｄ_γ ）が微細な歯
車９（ｄ_γ ＝３．７μｍ）、歯車７（ｄ_γ ＝７．４μ
ｍ）、歯車６（ｄ_γ ＝７．９μｍ）では、σ_up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（ｄ_γ ）が大きい歯車８（ｄ_γ ＝２０．３μ
ｍ）、歯車５（ｄ_γ ＝２０．３μｍ）、歯車３（ｄ_γ
＝２１．０μｍ）、歯車２（ｄ_γ ＝２９．７μｍ）で
は、σ_up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因子は式の（σ_Y ＋
σ_rmax）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、疲労限に関する式は、次に示す
式のように表される。

【０１０８】 σ_up＝０．４７８（σ_Y ＋σ_rmax）＋ａ＋ｂｄ_γ ^-1/2… （ここで、ａ，ｂは定数、ｄ_γ の単位はｍである） 図１１の全ての実験結果から式のａおよびｂを求める
と、式は、次に示す式のように表される。

【０１０９】σ_up＝０．４７８（σ_Y ＋σ_rmax）＋１．
３６３ｄ_γ ^-1/2−８９４…パラメータＸ（０．４７
８（σ_Y ＋σ_rmax）＋１．３６３ｄ_γ ^-1/2）と疲労限
（σ_up）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（σ_up）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（σ_Y ）、最
大圧縮残留応力（σ_rmax）、および平均結晶粒径（ｄ
_γ ）と歯車の疲労限（σ_up）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。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２１Ｄ 1/10 Ｃ２１Ｄ 1/10 Ａ 7/06 7/06 Ａ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｎ 38/44 38/44 Ｃ２３Ｃ 8/22 Ｃ２３Ｃ 8/22

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【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いダブルショットピーニン
   グ処理を施し、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。
2. 【請求項２】 上記ダブルショットピーニング処理の前
   工程に、超急速・短時間の加熱急冷処理を施す請求項１
   記載の機械構造用合金鋼の表面改質方法。
3. 【請求項３】 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１００
   μｍ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又は請求項２記載の機械構造用合金鋼の表面改質方
   法。
4. 【請求項４】 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２記載の機械構造用合金鋼の表面
   改質方法。
5. 【請求項５】 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、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いダブルショ
   ットピーニング処理を施し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。
6. 【請求項６】 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
   さいダブルショットピーニング処理を施してなることを
   特徴とする機械構造用合金鋼の表面改質材。
7. 【請求項７】 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：０．０５〜２．００
   ｗｔ％、Ｓｉ：０．０３〜０．３５ｗｔ％、Ｐ：０．０
   ３０ｗｔ％以下、Ｓ：０．０３０ｗｔ％以下、残部がＦ
   ｅ及び不可避不純物である請求項５又は請求項６に記載
   の機械構造用合金鋼の表面改質材。
8. 【請求項８】 表面炭素濃度が０．７〜０．９ｗｔ％で
   ある請求項５から請求項７いずれかに記載の機械構造用
   合金鋼の表面改質材。