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技術 優れた高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼

出願人 三菱マテリアル株式会社
発明者 渡邊博史松村宏一片島亮
出願日 2010年9月21日 (10年3ヶ月経過) 出願番号 2010-210372
公開日 2012年4月5日 (8年8ヶ月経過) 公開番号 2012-067325
状態 特許登録済
技術分野 歯車加工
主要キーワード MC型 粉末高速度工具鋼 熱間静水圧プレス処理 クライム 硬さ変化 粉末合金 ドライ条件 ピニオンカッタ
関連する未来課題
重要な関連分野

この項目の情報は公開日時点(2012年4月5日)のものです。
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図面 (4)

課題

高温使用条件下で優れた高温焼戻し軟化抵抗性を発揮し、特に、ホブ等の歯切工具材料として好適な合金鋼を提供する。

解決手段

質量%で、C:2.0〜3.0%、Si:3.0〜6.0%、Cr:9.0〜15.0%、Co:10.0〜15.0(好ましくは、C+Si+Cr+Co:25.0〜35.0%)、WおよびMoのうちの1種または2種の合計:9.0〜11.0%、V:1.5〜2.5%、残部はFeおよび不可避不純物からなる優れた高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼およびこの合金鋼から構成されたホブ。

概要

背景

切削工具用の材料としては、合金鋼(JISSKH、SKD等)、超硬合金サーメット、cBN、ダイヤモンド等が知られているが、切削工具用合金鋼のなかでは、耐摩耗性靭性に優れることから高速度工具鋼(JIS SKH)が多用されている。
高速度工具鋼は、C,Cr,W,Mo,V,Co等の合金元素を多量に添加し、特に高温での硬さや耐摩耗性を高めた工具鋼であるが、大別して、溶製により製造する高速度工具鋼と粉末冶金法により製造する粉末高速度工具鋼粉末ハイスともいう)の2種類がある。
溶製法による場合には、通常の製法により製造し得るものの、粗大炭化物偏析等による材料の均質化が問題となりやすく、一方、粉末冶金法による場合は、製造工程が複雑でコスト高になるという欠点はあるものの、溶製法により製造が困難である材質をも製造可能とするとともに、均一組織を形成することができるという利点がある。

溶製法による高速度工具鋼については、例えば、特許文献1〜5に記載されており、特許文献1によれば、鋼中成分として微量の希土類元素を含有させ、また、共晶炭化物形態制御を行うことにより、耐衝撃性切削性能を高めることが知られている。
また、特許文献2によれば、鋼中にVC炭化物を形成することにより耐摩耗性を向上させるとともに、VC炭化物の晶出形態を微細かつ均一化することで靭性を高めることが知られている。
また、特許文献3によれば、鋼中の合金成分およびその含有量を調整することにより、熱間加工性、靭性、耐衝撃性、疲労強度を向上させることが知られている。
また、特許文献4によれば、鋼中の合金成分、特に、C、Si、Cr、Mo,Wの含有量を調整し、C:1.05〜2.00%、Si:0.3〜2.0%(好ましくは、Si:0.3〜1.0%)、Cr:3.0〜5.0%とした上で、0.4≦2Mo/(W+2Mo)×Si≦1.0の関係を満足させることにより、焼戻し硬さが高く、靭性、耐摩耗性を向上させることが知られている。
また、特許文献5によれば、鋼中に高硬度微細炭化物を形成することにより耐摩耗性、耐熱性耐焼付き性の向上を図り、さらに、鋳造組織を微細化することにより工具切刃耐チッピング性の向上を図ることが知られている。

粉末冶金法による粉末高速度工具鋼(粉末ハイス)については、例えば、特許文献6,7に記載されており、特許文献6によれば、1.5%を超え2.6%以下のC、6%を超え13%以下のCrをそれぞれ含有させ、Siを1.0%以下とし、かつ、鋼中の(W+2Mo)量及び(C−Ceq)の値を規制するとともに、Nb/Vの値を規制することにより、靭性、耐食性を有し、かつ、高温焼戻し軟化抵抗性を高めた粉末高速度工具鋼を得ることができるとされている。
また、特許文献7によれば、鋼中の合金成分相互の含有量を、一定の関係を満足するように調整することによって、耐摩耗性および靭性を向上させ得るとされている。

概要

高温使用条件下で優れた高温焼戻し軟化抵抗性を発揮し、特に、ホブ等の歯切工具材料として好適な合金鋼を提供する。 質量%で、C:2.0〜3.0%、Si:3.0〜6.0%、Cr:9.0〜15.0%、Co:10.0〜15.0(好ましくは、C+Si+Cr+Co:25.0〜35.0%)、WおよびMoのうちの1種または2種の合計:9.0〜11.0%、V:1.5〜2.5%、残部はFeおよび不可避不純物からなる優れた高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼およびこの合金鋼から構成されたホブ。

目的

効果

実績

技術文献被引用数
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請求項1

質量%で、C:2.0〜3.0%、Si:3.0〜6.0%、Cr:9.0〜15.0%、Co:10.0〜15.0、WおよびMoのうちの1種または2種の合計:9.0〜11.0%、V:1.5〜2.5%、残部はFeおよび不可避不純物からなることを特徴とする優れた高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼

請求項2

C,Si,Cr及びCoの合計含有量が、25.0〜35.0%である請求項1に記載の高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼。

請求項3

ホブ基体が、請求項1または2に記載の高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼で構成されていることを特徴とするホブ。

技術分野

0001

この発明は、優れた高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼に関し、特に、高速切削加工時に、刃先焼戻し温度以上の高温に晒された場合でも優れた高温焼戻し軟化抵抗性を備えることにより、刃先の硬度低下が防止され、高温下で優れた耐摩耗性靭性を発揮する、例えばホブ等の工具材料として好適な合金鋼に関する。

背景技術

0002

切削工具用の材料としては、合金鋼(JISSKH、SKD等)、超硬合金サーメット、cBN、ダイヤモンド等が知られているが、切削工具用合金鋼のなかでは、耐摩耗性と靭性に優れることから高速度工具鋼(JIS SKH)が多用されている。
高速度工具鋼は、C,Cr,W,Mo,V,Co等の合金元素を多量に添加し、特に高温での硬さや耐摩耗性を高めた工具鋼であるが、大別して、溶製により製造する高速度工具鋼と粉末冶金法により製造する粉末高速度工具鋼粉末ハイスともいう)の2種類がある。
溶製法による場合には、通常の製法により製造し得るものの、粗大炭化物偏析等による材料の均質化が問題となりやすく、一方、粉末冶金法による場合は、製造工程が複雑でコスト高になるという欠点はあるものの、溶製法により製造が困難である材質をも製造可能とするとともに、均一組織を形成することができるという利点がある。

0003

溶製法による高速度工具鋼については、例えば、特許文献1〜5に記載されており、特許文献1によれば、鋼中成分として微量の希土類元素を含有させ、また、共晶炭化物形態制御を行うことにより、耐衝撃性切削性能を高めることが知られている。
また、特許文献2によれば、鋼中にVC炭化物を形成することにより耐摩耗性を向上させるとともに、VC炭化物の晶出形態を微細かつ均一化することで靭性を高めることが知られている。
また、特許文献3によれば、鋼中の合金成分およびその含有量を調整することにより、熱間加工性、靭性、耐衝撃性、疲労強度を向上させることが知られている。
また、特許文献4によれば、鋼中の合金成分、特に、C、Si、Cr、Mo,Wの含有量を調整し、C:1.05〜2.00%、Si:0.3〜2.0%(好ましくは、Si:0.3〜1.0%)、Cr:3.0〜5.0%とした上で、0.4≦2Mo/(W+2Mo)×Si≦1.0の関係を満足させることにより、焼戻し硬さが高く、靭性、耐摩耗性を向上させることが知られている。
また、特許文献5によれば、鋼中に高硬度微細炭化物を形成することにより耐摩耗性、耐熱性耐焼付き性の向上を図り、さらに、鋳造組織を微細化することにより工具切刃耐チッピング性の向上を図ることが知られている。

0004

粉末冶金法による粉末高速度工具鋼(粉末ハイス)については、例えば、特許文献6,7に記載されており、特許文献6によれば、1.5%を超え2.6%以下のC、6%を超え13%以下のCrをそれぞれ含有させ、Siを1.0%以下とし、かつ、鋼中の(W+2Mo)量及び(C−Ceq)の値を規制するとともに、Nb/Vの値を規制することにより、靭性、耐食性を有し、かつ、高温焼戻し軟化抵抗性を高めた粉末高速度工具鋼を得ることができるとされている。
また、特許文献7によれば、鋼中の合金成分相互の含有量を、一定の関係を満足するように調整することによって、耐摩耗性および靭性を向上させ得るとされている。

先行技術

0005

特開平1−165748号公報
特開平7−228946号公報
特開平8−100239号公報
特開2000−144333号公報
特許第2573951号明細書
特開平5−171373号公報
特開2001−294986号公報

発明が解決しようとする課題

0006

近年の切削技術の進展はめざましく、加えて切削加工における省力化、省エネ化低コスト化さらに効率化等の要求も強く、これに伴い、ドライ条件での高速切削加工、高能率切削加工も求められているが、上記従来の合金鋼から作製されたホブ等の歯切工具を用い、ドライ高速切削を行ったような場合には、切刃が切削加工時の高熱にさらされた場合には、合金鋼が高温焼戻し軟化抵抗性が十分ではないために硬度低下を生じ、その結果、クレータ摩耗等を発生しやすくなり、工具寿命が短くなるという問題があった。

課題を解決するための手段

0007

そこで、本発明者等は、高熱発生を伴うドライ高速切削を行ったような場合にも、高温焼戻し軟化を生じず、硬度低下の少ない合金鋼を提供すべく、鋭意研究を行った結果、次のような知見を得たのである。

0008

従来の合金鋼、特に、高速度工具鋼においては、通常その合金成分として、C,Si,Mn,Cr,W,Mo,V,Co等が含有されているが、その合金成分のうちのSiについては、主として脱酸剤としての作用を期待して添加されており、硬さを向上させる作用もあるが、Si含有量が多くなりすぎると、高速度工具鋼の靭性を劣化させることになる(例えば、前記特許文献4参照)ので、靭性に悪影響を与えないといいう観点から通常は多くても2%以下の範囲内で添加されていた。

0009

本発明者等は、C成分、Si成分、Cr成分及びCo成分の含有量と作用に着目し、これらの各成分の含有量を種々に変化させた場合の高温焼戻し軟化特性への影響を調査したところ、鋼中のSi成分の含有量を3.0〜6.0%と高くし、しかも、鋼中のC成分、Cr成分およびCo成分を同時に多量添加した場合には、合金鋼の高温焼戻し軟化特性が大きく改善されること、さらに、C成分、Si成分、Cr成分及びCo成分を同時に多量添加するとともに、C+Si+Cr+Coの合計含有量を特定の数値範囲内に規制した場合には、より一段と高温焼戻し軟化特性が改善され、高温に晒された場合でも硬度低下が抑制されることを見出したのである。
なお、ここでいう多量のSiとは、通常の合金鋼において、脱酸剤として添加される量をはるかに超える量をいい、例えば、先に挙げた特許文献1〜6の高速度工具鋼におけるSi含有量は、最大で2質量%であり(なお、特許文献4においては、2%を超える過度の添加は、偏析による靭性の低下を招くとしている)、最大3質量%のSiを含有し得るとしている特許文献7においても、Si含有量の好ましい上限値は1%(段落0022参照)とされており、本発明者等は3質量%以上のSiを添加すると同時にC、Cr及びCoの多量添加を行うことによって、従来技術からは予期し得ない程度に合金鋼の高温焼戻し軟化特性が大きく改善されることを見出したのであり、また、この合金鋼によって構成された歯切工具は、刃先が焼戻し温度以上の高温に晒された場合でも優れた高温焼戻し軟化抵抗性を備え、刃先の硬度低下が防止されることから、高温下で優れた耐摩耗性、靭性を発揮することを見出したのである。

0010

この発明は、上記の知見に基づいてなされたものであって、
「(1)質量%で、C:2.0〜3.0%、Si:3.0〜6.0%、Cr:9.0〜15.0%、Co:10.0〜15.0、WおよびMoのうちの1種または2種の合計:9.0〜11.0%、V:1.5〜2.5%、残部はFeおよび不可避不純物からなることを特徴とする優れた高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼。
(2) C,Si,Cr及びCoの合計含有量が、25.0〜35.0%である前記(1)に記載の高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼。
(3)ホブの基体が、前記(1)または(2)に記載の高温焼戻し軟化抵抗性を有する合金鋼で構成されていることを特徴とするホブ。」
に特徴を有するものである。

0011

この発明について、以下に詳細に説明する。
まず、この発明の合金鋼の合金成分組成範囲についての数値限定理由は次の通りである。

0012

C:2.0〜3.0質量%(以下においては、質量%を単に%で示す)
Cは、焼入れ状態でその一部がマトリックスに固溶してマトリックスを強化し、また、一部は、W,Mo,Cr,Vと結合して炭化物を形成し、合金鋼の硬さと耐摩耗性を向上させる。
C含有量が2.0%未満では、硬さと耐摩耗性向上を期待できないばかりか、後述するSiとの相互作用によって、高温焼戻し軟化特性の改善を図ることができない。また、C含有量が3.0%を超えると、硬くなり過ぎて靭性劣化が生じるようになり、また、不均一なミクロ組織の形成により材質の均質性担保できなくなることから、C含有量は2.0〜3.0%と定めた。

0013

Si:3.0〜6.0%
通常の合金鋼の場合と同様に、Siは脱酸剤としての作用を有する。
さらに、この発明においては、合金鋼の高温焼戻し軟化特性の改善を図る上で、上記Cおよび後記するCr,Coとともに重要な合金成分である。
Si含有量が3.0%未満では軟化抵抗の向上に寄与がみられず、一方、Si含有量が6.0%を超えると靭性が大幅に低下するため、Si含有量は3.0〜6.0%と定めた。

0014

Cr:9.0〜15.0%
Crは、鋼の焼入れ性を確保するとともに、熱処理時の耐酸化性を高め、またSiと同時に大量添加すると軟化特性向上に寄与するため9.0%以上のCrの含有を必要とし、一方、Cr含有量が15.0%を超えると、Cr炭化物が偏析し、加工性が劣化するだけでなく靭性が大幅に低下するため、Cr添加量は、9.0〜15.0%と定めた。

0015

Co:10.0〜15.0%
Coは、十分な焼き戻し硬さを得るためには10.0%以上の含有が必要であるが、その含有量が15.0%を超えると、Co単相析出し、靭性を大幅に低下させることから、Co含有量は10.0〜15.0%と定めた。

0016

本発明者等は、合金鋼の合金成分である上記のC,Si,Cr,Coの含有量と、焼戻し温度、高温硬さの関連について詳細な調査を行った。
図1に、各種の鋼についての、焼戻し温度(℃)による高温硬さ変化(軟化割合(HRC硬さ))の一例を示す。
図1において、鋼中のC、Si、CrおよびCoの各含有量は、次のとおりである。
本発明鋼1−A:2.1%C,4.0%Si,12.4%Cr、10.2%Co、
かつ、C+Si+Cr+Co=28.7%
本発明鋼2−A:2.5%C,4.0%Si,9.2%Cr、14.1%Co、
かつ、C+Si+Cr+Co=29.8%
比較鋼11−A:2.0%C、4.0%Si、9.1%Cr、4.7%Co、
比較鋼12−A:3.0%C、4.0%Si、9.0%Cr、4.6%Co、
比較鋼13−A:2.5%C、4.0%Si、12.0%Cr、4.3%Co、
比較鋼15−A:1.0%C,0.2%Si,4.0%Cr、7.3%Co、
ここで、上記比較鋼15は、C,Si,Cr,Co含有量のいずれもが、本発明の組成範囲外れる従来鋼であり、また、比較鋼11は、C含有量およびSi含有量は本発明の範囲内であるが、Cr含有量、Co含有量が本発明の範囲外であって、比較鋼12、13は、C含有量、Si含有量およびCr含有量は本発明の範囲内であるが、Co含有量が本発明の範囲外のものである。
図1において、600℃の焼戻し温度における硬さ(H600)を基準とし、焼戻し温度T(℃)(但し、T≧600)における硬さをHTとした場合の、焼戻し温度による硬さ低下の度合い示す指標である軟化割合(但し、軟化割合(%)=(HT−H600)×100/H600)をみると、Si含有量の多い比較鋼11は、比較鋼15に比しすぐれた軟化抵抗性を有するが、SiとともにCrを同時に多量添加した比較鋼12、13は、比較鋼11よりもすぐれた焼き戻し軟化抵抗性を有するが、Si、CrとともにCoを同時に多量添加した本発明鋼1、2は、比較鋼11〜13、15に比して、さらに一段と優れた焼き戻し軟化抵抗性を有することが分かる。

0017

図2には、請求項1に記載の成分組成を満足する本発明鋼について、C+Si+Cr+Coの合計含有量による焼戻し温度(℃)−焼戻し硬さ(HRC)の関係を示すが、図2からわかるように、本発明鋼はいずれも高温焼き戻しによる焼戻し硬さ変化は少ないが、特に、C+Si+Cr+Coの合計含有量が25.0〜35.0質量%の範囲内である本発明鋼1,5,9の場合(請求項2に対応)には、高温焼き戻しによる焼戻し硬さの低下はさらに少ないものとなる。
このことから、C含有量を2.0〜3.0%とした上で、Si含有量を3.0〜6.0%と高くし、さらに、Cr含有量を9.0〜15.0%、Co含有量を10.0〜15.0%とした本発明の合金鋼(より好ましくは、C+Si+Cr+Coの合計含有量が25.0〜35.0質量%)の高温焼戻し軟化抵抗性は、非常に優れていることが分かる。

0018

本発明で高温焼戻し軟化抵抗性が向上する理由は未だ十分に解明されているとはいえないが、おそらく、600〜700℃の温度範囲では、鋼中に多量に含有されているSiがセメンタイト形成を抑制するとともに、セメンタイトに固溶したCrが連続的に炭化物を形成することでセメンタイトの凝集・粗大化を遅らせ、焼戻し時の母相の軟化が遅れると考えられる。
加えてSi、Crを同時添加することで母相中にSiとCrの金属間化合物が形成され、焼戻し二次硬化ピークが高温側に移動し、焼戻し時の軟化開始点が高温側になると考えられる。
これらの効果により高温焼戻し軟化抵抗が大幅に向上していると推測される。

0019

WおよびMoのうちの1種または2種の合計:9.0〜11.0%
Wは、MC型やM6C型の炭化物を形成すると共に、その一部がマトリックス中に固溶し、耐摩耗性、高温焼戻し軟化抵抗性を向上させるが、Wの含有量が過剰になると、炭化物の粗大化を招き、靭性も低下する。
また、Moは、Wと同様に、MC型やM6C型の炭化物を形成して耐摩耗性、高温焼戻し軟化抵抗性を高めるとともに、靭性を向上させるが、Moの含有量が過剰になると、結晶粒が粗大化し脆弱になるとともに、熱処理時に脱炭を生じやすくなる。
したがって、耐摩耗性、高温焼戻し軟化抵抗性を向上させるためには、WおよびMoのうちの1種または2種の合計は9.0%以上必要であるが、その合計量が11.0%を超えると、炭化物の粗大化、結晶粒の粗大化による靭性の低下等が生じるようになるので、WおよびMoのうちの1種または2種の含有量は、9.0〜11.0%と定めた。

0020

V:1.5〜2.5%
Vは、強力な炭化物形成元素で、Cと結合することによってMC型の微細な炭化物を形成し、耐摩耗性の向上に効果がある。また、Vは、結晶粒の微細化作用を有し、結晶粒の粗大化による靭性の低下を防止するとともに、高温焼戻し軟化抵抗性を高める。このような効果を発揮させるためには、1.5%以上含有させる必要があるが、過剰に含有されると研削性を害するのでその上限は2.5%に定めた。

0021

Mn: 1.0%以下
本発明では、Siを多量に含有し、これが脱酸剤として作用することから、Si同様に脱酸剤として作用するMnの添加は必ずしも必要でないが、Mnには焼入れ性向上作用もあるので、1.0%以下の範囲内で添加することができる。

0022

上記のとおり、本発明の合金鋼は、質量%で、C:2.0〜3.0%、Si:3.0〜6.0%、Cr:9.0〜15.0%、Co:10.0〜15.0(好ましくは、C,Si,Cr及びCoの合計含有量は、25.0〜35.0%)、WおよびMoのうちの1種または2種の合計:9.0〜11.0%、V:1.5〜2.5%、残部はFeからなるが、前記のとおり、1.0%以下のMnを含有することが許容されるとともに、不可避不純物として、本発明の合金鋼の高温焼戻し軟化抵抗性に影響を与えない範囲内でのP,S,N,Ni,Nb,Cu,As,Sb等の含有が許容される。

0023

また、本発明の合金鋼の高温焼戻し軟化抵抗性を実験により定量化したところ、600〜700℃における軟化割合(%)を、
軟化割合(%)=(HT−H600)×100/H600
で表した場合、本発明の合金鋼では、上記軟化割合(%)は0〜10%の範囲内であることを確認した。
ここで、軟化割合(%)とは、600℃の焼戻し温度における硬さ(H600)を基準とし、焼戻し温度T(℃)(但し、600≦T≦700)における硬さをHTとした場合の、焼戻し温度による硬さ低下の度合い示す指標である。

発明の効果

0024

本発明の合金鋼は、特に、合金成分としてのCを2.0〜3.0%とした上で、Si添加量、Cr添加量およびCo添加量を高め、Si含有量を3.0〜6.0%、Cr含有量を9.0〜15.0%、Co含有量を10.0〜15.0%(好ましくは、C,Si,Cr及びCoの合計含有量は、25.0〜35.0%)、としたことにより、600〜700℃の温度範囲で焼戻しを行った場合でもすぐれた高温焼戻し軟化抵抗性を示すことから、ホブ等の歯切工具を本発明の合金鋼で作製した場合には、高温にさらされる高速切削条件下であっても、刃先の軟化(硬度低下)が生じることがないために、長期の使用に亘って、すぐれた切削性能を発揮することができる。

図面の簡単な説明

0025

焼戻しを行った場合の、焼戻し温度(℃)と軟化割合(%)との関係を示すグラフである。
本発明鋼の焼戻し温度(℃)と焼戻し硬さ(HRC)との関係に及ぼすC,Si、Cr及びCoの合計含有量の影響を示すグラフである。
ソリッドホブの概略斜視図である。

0026

本発明を実施例により、以下に説明する。

0027

窒素ガスアトマイズ法によって製造した所定の成分組成を有する粉末を、カプセル充填脱気後、温度1150℃×圧力100MPaにてHIP処理熱間静水圧プレス処理)し、表1に示す成分組成を有する本発明の粉末合金鋼1〜10(以下、本発明鋼1〜10という)を作製した。
また、同様にして、本発明から外れる成分組成を有する比較例の粉末合金鋼11〜15(以下、比較鋼11〜15という)を作製した。
同じく表1に、比較鋼11〜15の成分組成を示す。

0028

0029

上記本発明鋼1〜10について、表2に示す条件で熱処理を行い、本発明鋼1−A〜1−D,本発明鋼2−A〜2−D,本発明鋼3−A、3−B,本発明鋼4−A、4−B,本発明鋼5−A、5−B,本発明鋼6−A、6−B,本発明鋼7−A、7−B,本発明鋼8−A、8−B,本発明鋼9−A、9−B,本発明鋼10−A、10−Bを作製した。
同様に、比較鋼11〜15についても、表3に示す条件で熱処理を行い、比較鋼11−A〜11−D,比較鋼12−A〜12−D,比較鋼13−A、13−B,比較鋼14−A、14−B,比較鋼15−A、15−Bを作製した。
即ち、850〜950℃×60〜90分の条件でオーステナイト化処理を行った後、1130〜1180℃×30分間保持焼入れし、その後、600〜700℃×1時間保持、戻し回数3回で焼戻しを行った。

0030

それぞれについて、焼入れ硬さ、600℃における硬さ(H600)、所定の焼戻し温度Tにおける硬さ(HT)をロックウェル硬度計で測定(いずれも5点測定の平均値)することにより硬度を求め、その硬度値から
軟化割合(%)(=(HT−H600)×100/H600)
を算出した。
これらの値を、表2、表3に示す。
なお、本発明鋼1−A、本発明鋼2−A、比較鋼11−A、比較鋼12−A、比較鋼13−A、比較鋼15−Aについては、焼戻し温度と軟化割合の関係を、図1に示した。

0031

0032

0033

表2、表3および図1から明らかなように、600〜700℃という高温焼戻しが行われた場合でも、本発明鋼1〜10は、すぐれた焼戻し硬さ(HRCは50以上)を有するとともに、比較鋼11〜15に比してすぐれた高温焼戻し軟化抵抗性を示し、例えば、焼戻し温度700℃における軟化割合(%)は最大でも−10%(例えば、本発明鋼1−D,3−B,5−B,10−B)であった。
これに対して、比較鋼11〜15は、本発明鋼1〜10に比して、高温焼戻し軟化抵抗性が劣り、例えば、焼戻し温度700℃における軟化割合(%)
は、−34%(比較鋼14−B),−26%(比較鋼15−B)であって、高温焼戻し軟化抵抗性が十分であるとは言えない。

0034

ついで、上記本発明鋼1〜5について、機械加工にて外径:108mm×長さ:160mmの全体寸法をもち、かつ、3条右捩れ×12溝の形状を持った図3に概略斜視図で示されるソリッドホブ1〜5(本発明ホブ1〜5という)を作製した。
また、同様に、比較鋼11〜15についても、比較例ホブ11〜15を作製した。

0035

ついで、上記本発明ホブ1〜5および比較例ホブ11〜15のそれぞれに対して、(Al0.45,Cr0.40,Si0.15)Nからなる層厚5.0μmの硬質被覆層アークイオンプレーティングにより蒸着形成した。(上記硬質被覆層の構成成分元素Al,Cr,Siの添字は、それぞれの元素原子比を示す。)
なお、アークイオンプレーティング後、すくい面研磨し、すくい面の硬質被覆層を除去した。

0036

ついで、上記硬質被覆層を蒸着形成した本発明ホブ1〜5および比較例ホブ11〜15を用いて、次の条件で切削試験を行ない、切削性能を評価した。

0037

被加工材:JIS・SCr420H
歯車緒元モジュール2.0、
圧力角20度、
歯数: 28、
ねじれ角: 25度左捩れ、
歯幅: 50mm、
切削速度(回転速度):200m/min、
送り:2.0mm/rev、
クライムシフトなし、ドライ(エアーブロー))
の条件で、高速ドライ歯切加工を行い、逃げ面摩耗幅が0.2mmに至るまでの歯車加工数を測定した。
表4に測定結果を示す。

0038

実施例

0039

表4に示す結果から、本発明ホブ1〜5は切削加工時の高温にさらされても、切刃部の高温焼戻し軟化抵抗性が高いことから、軟化(硬度低下)によるクレーター摩耗の発生はなく、また、欠損等の異常損傷を生じることもなく、正常な摩耗形態をとり、歯切加工数が大で長寿命である。
これに対して、比較例ホブ11〜15は、本発明ホブに比べ軟化抵抗が劣ることから、硬度低下によるクレーター摩耗等の異常摩耗が生じ、本発明ホブに比し短命であった。

0040

上記のとおり、本発明の合金鋼は、すぐれた高温焼戻し軟化抵抗性を有し、また、本発明の合金鋼で構成したホブは、すぐれた切削性能を備え長寿命である。また、本発明の合金鋼は、そのすぐれた特性を生かし、ホブばかりでなく、ピニオンカッタシェービングカッタ等の歯切工具材料として使用できるばかりか、耐摩耗性および靭性をより優れるものとすることによって、切削工具のより長寿命化を達成することができる。

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