JP2005163173A - 歯車部材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 耐面圧強度を向上させた歯車部材およびその製造方法を提供する。
【解決手段】 本発明に係る歯車部材は、焼入れ硬化層が歯形に沿って形成される歯車部材であって、Ｃが０．４３〜１．２重量％含有する鋼材からなり、歯車ピッチ円におけるオーステナイト相の焼入れ性を示すＤＩ値（ｉｎｃｈ）が、歯車モジュールＭ（ｍｍ）に対して、式ＤＩ≦０．１２×Ｍ＋０．２の関係を満足することを特徴とする。前記ＤＩ値は、焼入れ前組織中のセメンタイト相に合金元素が濃縮され、前記合金元素が希薄化されたフェライト相中の合金元素濃度と、Ａ３温度もしくはＡｃｍ温度以上の温度への急速な誘導加熱によりオーステナイト相に拡散固溶された０．３〜０．８重量％の炭素濃度とから決まることが好ましい。尚、前記合金元素はＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等からなる群から選ばれた少なくとも一つの元素であることが好ましい。
【選択図】 図５

Description

本発明は、高周波（誘導加熱）焼入れ法によって焼入れ硬化層が歯形に沿って形成される歯車部材およびその製造方法に関するもので、より詳しくは歯面ピッチ円位置での焼入れ硬化層深さがスルーハード化しないようにして、ピッチ円位置で圧縮残留応力を残留させ、ピッチング耐力に優れた高周波焼入れ歯車部材およびその製造方法に関するものである。

従来、建設・土木用機械の減速機などでは、高耐面圧性（２００ｋｇｆ／ｍｍ^２以上）が重要視される観点から、ＳＣｒ、ＳＣＭ，ＳＮＣＭ系低炭素鋼に浸炭焼入れ処理もしくは浸炭浸窒焼入れ処理を施した歯車が一般的に使用されている。しかし、このような歯車は高価なものであるため、一部では、比較的低面圧（１５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以下）条件で使用する場合に、表１に示されるような炭素濃度が０．３５〜０．５重量％の高周波焼入れ用炭素鋼（非特許文献１参照）を用いた高周波焼入れ歯車が使用されている。また、歯車部材の高周波焼入れ方法についても、図１３に示すように（非特許文献１のＰ２５８参照）、全歯一発焼入れ、一歯一発焼入れ、一歯移動焼入れ、片歯移動焼入れ、歯溝移動焼入れ等各種の方法が実施されている。

なお、本願発明に関連する先行特許文献としては、特許文献１および特許文献２に開示されたものがある。また、非特許文献２には、歯車の歯形に沿った焼入れ硬化層を形成するための全歯一発高周波焼入れ方法が示されている。

特開２００３−２７１８１号公報 特許第２７６９２０６号公報 日本鉄鋼協会編、「鋼の熱処理：基礎と作業標準」、（株）丸善、昭和５４年２月２０日、Ｐ１１０、表２・３８、表２・３９ 高橋勘次郎ほか著、「高周波の工業への応用−誘導加熱・誘電加熱・超音波−」、東京電機大学出版局、昭和５５年５月２０日、Ｐ９１

前記建設・土木用機械に使用されている歯車減速機はより高出力化とコンパクト化の観点から、より高面圧に耐えるとともにより高強度で、かつより低コストな歯車が要望されている。従って、高周波焼入れ硬化歯車においても、歯形に沿った焼入れ硬化層を形成させ、浸炭焼入れ歯車と同等以上の高靭性で、ピッチング、スカッフィングおよび歯面の摩耗などの耐面圧強度が改善されることが望まれている。

前記全歯一発高周波焼入れ法は生産性が極めて良い方法である。図１３（ａ）の焼入れ硬化層の状況欄に示するように、歯形部においてはスルーハード化することが多く、歯底部や歯元部に圧縮残留応力が残留して、歯底強度や歯元強度が高められる特徴を有している。しかし、歯面ピッチ円位置では引張残留応力が発生し、耐面圧強度の改善が十分でないという問題がある。

なお、歯車の歯形に沿った焼入れ硬化層を形成するための全歯一発高周波焼入れ法として、前記非特許文献２に示されているように、
（１）歯底部を低周波で誘導加熱した後に、歯面、歯先部を高周波で誘導加熱して焼入れる二周波高周波焼入れ法
（２）全体を５００℃程度に予熱しておいて、大電力で瞬間的に焼入れ温度まで加熱し急冷する予熱焼入れ法
が知られている。しかし、歯車の大きさ（モジュールＭ）によってそれらの適正周波数が顕著に変化することから、設備的な制約が大きく、また設備的にも高価になるという問題がある。さらに、内歯を持つリングギヤにおいては、その加熱面積が極めて大きくなることから、（２）の方法においても前記スルーハードな焼入れ硬化層を持つ歯車しか得られないという問題がある。

また、滑りを伴う転動条件で使用する歯車では、境界潤滑下での滑りに伴う局部的な凝着によって発熱し、高面圧下で使用される浸炭焼入れ歯車の歯面温度が３００℃付近まで上昇することが知られている。このような条件で前記高周波焼入れ歯車を使用した場合、前記０．３５〜０．５重量％の炭素を含有する高周波焼入れ用炭素鋼および低合金鋼（非特許文献１参照）の焼入れ硬化層では十分な焼戻し軟化抵抗性を有していないことから、その耐面圧強度（ピッチング、スカッフィングおよび歯面の摩耗）が十分でない問題がある。

本発明は上記のような事情を考慮してなされたものであり、その目的は、耐面圧強度を向上させた歯車部材およびその製造方法を提供することにある。

上記課題を解決するため、本発明に係る歯車部材は、焼入れ硬化層が歯形に沿って形成される歯車部材であって、
Ｃが０．４３〜１．２重量％含有する鋼材からなり、歯車ピッチ円におけるオーステナイト相の焼入れ性を示すＤＩ値（ｉｎｃｈ）が、歯車モジュールＭ（ｍｍ）に対して、式
ＤＩ≦０．１２×Ｍ＋０．２
の関係を満足することを特徴とする。

また、本発明に係る歯車部材において、前記ＤＩ値は、焼入れ前組織中のセメンタイト相に合金元素が濃縮され、前記合金元素が希薄化されたフェライト相中の合金元素濃度と、Ａ３温度もしくはＡｃｍ温度以上の温度への急速な誘導加熱によりオーステナイト相に拡散固溶された０．３〜０．８重量％の炭素濃度とから決まることが好ましい。
尚、前記合金元素はＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等からなる群から選ばれた少なくとも一つの元素であることが好ましい。

また、本発明に係る歯車部材において、前記鋼材は、Ｍｎが０．０５〜０．５５重量％含有され、Ｃｒが０〜０．６重量％含有され、さらに、Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｃｕ，Ｗ，Ｂ，Ｃａ，Ｎｂからなる群から選ばれた一種以上の合金元素と、Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏからなる群から選ばれた一種以上の不可避的不純物元素が含有され、残部がＦｅからなることも可能である。

本発明に係る歯車部材の製造方法は、Ｃが０．４３〜１．２重量％含有する鋼材からなり、歯車ピッチ円におけるオーステナイト相の焼入れ性を示すＤＩ値（ｉｎｃｈ）が、歯車モジュールＭ（ｍｍ）に対して、式
ＤＩ≦０．１２×Ｍ＋０．２
の関係を満足する歯車部材を準備する工程と、
高周波焼入れ法によって前記歯車部材の歯形に沿って焼入れ硬化層を形成する工程と、
を具備することを特徴とする。

また、本発明に係る歯車部材の製造方法において、前記ＤＩ値は、焼入れ前組織中のセメンタイト相に合金元素が濃縮され、前記合金元素が希薄化されたフェライト相中の合金元素濃度と、Ａ３温度もしくはＡｃｍ温度以上の温度への急速な誘導加熱によりオーステナイト相に拡散固溶された０．３〜０．８重量％の炭素濃度とから決まることが好ましい。
尚、前記合金元素はＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等からなる群から選ばれた少なくとも一つの元素であることが好ましい。

また、本発明に係る歯車部材の製造方法において、前記高周波焼入れ法は、前記歯車部材をＡ１温度以下の温度から９００〜１１００℃の焼入れ温度まで高周波による１０秒以内のオーステナイト化加熱し、その後に急冷するものであることも可能である。
また、本発明に係る歯車部材の製造方法において、前記高周波焼入れ法は、前記歯車部材を３００℃〜Ａ１温度で予備加熱した後に、大電力で３秒以内で高周波加熱し、その後に急冷するものであることも可能である。

また、本発明に係る歯車部材の製造方法においては、前記焼入れ硬化層を形成する工程の後に、前記歯車部材に物理的加工を施すことにより、前記歯車部材の歯先、歯末、歯底からなる歯形表面層に５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力を残留させる工程をさらに具備することも可能である。

以上説明したように本発明によれば、耐面圧強度を向上させた歯車部材およびその製造方法を提供することができる。

発明を実施するための形態

本発明の実施の形態による歯車部材は、全歯一発高周波焼入れ法によって焼入れ硬化層が歯形に沿って形成されるものである。歯車用の鋼材に焼入れ前組織におけるセメンタイト中に焼入れ性を高める合金元素であるＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ等を濃縮させておくことによって共存するフェライト相中の合金元素を顕著に低減することができる。その鋼材をＡｃ３温度以上の温度に高周波加熱することによって前記鋼材にオーステナイト相を形成し、そのオーステナイト相中にセメンタイトの炭素のみを実質的に拡散固溶させる。これにより、そのオーステナイト相の実質的な焼入れ性ＤＩ値がＤＩ＝０．３５〜１．０（ｉｎｃｈ）に抑制される。また、そのＤＩ値と歯車部材のモジュールＭ（ｍｍ）がＤＩ≦０．１２×Ｍ＋０．２の関係式を満足することによって、歯面ピッチ円位置での焼入れ硬化層深さがスルーハード化しないようになる。それにより、ピッチ円位置で圧縮残留応力を残留させることができ、ピッチング耐力に優れた高周波焼入れ歯車部材を実現することができる。さらに、歯車の滑りを伴う転動時のピッチング耐力を高めるために、１４０〜３５０℃での低温焼戻し軟化抵抗性を顕著に高めるＳｉ，Ａｌを含有させた鋼を用いることが好ましい。これによって、浸炭焼入れ歯車以上の耐面圧強度を実現する安価な高周波焼入れ歯車部材を提供することができる。

さらに、本実施の形態による歯車部材は、高周波焼入れ硬化層中にセメンタイトやＶ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆの一種以上の炭化物、窒化物および炭窒化物のうち少なくとも一つを分散させたものである。これによって、転動時の滑り中に発生する局部的凝着性を改善できる。これとともに、その鋼材においてＡｌとＮｉをより適正に複合添加することによって、その高硬度状態においても高靭性化させた歯車部材を実現することができる。

以下、図面を参照して本発明の実施の形態について詳細に説明する。
まず、以下のような予備試験を行った。
浸炭焼入れ処理を施したＳＮＣＭ８１５，ＳＣＭ４２０，ＳＣｒ４２０，ＳＭｎＢ４２０鋼（即ち浸炭肌焼鋼）について、それらの滑りを伴う転動面圧強度（ローラピッチング強度）を面圧３７５〜２２０ｋｇｆ／ｍｍ^２で予備試験した。その結果、１０^７回転でピッチングが発生し始める面圧は２１０ｋｇｆ／ｍｍ^２であり、各面圧でピッチングを発生した転動面最表面層のマルテンサイト相のＸ線半価幅は４〜４．２°に減少するとともに転動面最表面層において顕著な軟化が認められる。

また、Ｓ５５Ｃ炭素鋼を焼入れ焼戻し処理によってロックウェル硬さＨＲＣ６１〜６２に調整した。その炭素鋼について、面圧２５０ｋｇｆ／ｍｍ^２での転動面圧強度を予備試験した。その結果、１０^７回転でピッチングが発生し始める面圧がほぼ１８０ｋｇｆ／ｍｍ^２であり、面圧２５０ｋｇｆ／ｍｍ^２でピッチングを発生した転動面のマルテンサイト相のＸ線半価幅は前記浸炭肌焼鋼のそれとほぼ同様に３．６〜４．２°に減少している。

さらに、共析炭素鋼（０．７７重量％Ｃ）についてもその転動面圧強度を予備試験した。その結果、１０^７回転でピッチングが発生し始める面圧が２３０〜２４０ｋｇｆ／ｍｍ^２であり、ほぼ同じ炭素量からなる前記浸炭肌焼鋼の転動面圧強度とほぼ同じであり、浸炭肌焼鋼の方が転動表面の粒界酸化層や不完全焼入れ層が存在することによる転動面圧強度のバラツキによる低下が見られることがわかった。

またさらに、共析炭素鋼（０．８２重量％Ｃ）の転動面を高周波焼入れしたものの転動面圧強度を予備試験した。その結果、１０^７回転でピッチングが発生し始める面圧がほぼ２６０〜２７０ｋｇｆ／ｍｍ^２であり、前記共析鋼（０．７７重量％Ｃ）の転動面圧強度に比べ高強度化され、この原因が転動面マルテンサイト相中に微細なセメンタイト粒子が分散していることによることがわかった。

さらに、前記微細なセメンタイト粒子を分散させる観点から、約１．０重量％Ｃと１．５重量％Ｃｒを含有するＳＵＪ２を８４０℃から焼入れた後にＨＲＣ６２．５になるように焼戻したものの転動面圧強度を予備試験した。その結果、１０^７回転でピッチングが発生し始める面圧がほぼ２７０ｋｇｆ／ｍｍ^２であり、前記共析鋼のそれとほぼ同じ強度を示し、面圧２５０ｋｇｆ／ｍｍ^２でピッチングを発生した転動面のマルテンサイト相のＸ線半価幅は前記浸炭肌焼鋼のそれとほぼ同様に４．２〜４．５°に減少していることがわかった。

さらに、炭素が０．４６，０．５５，０．６６，０．７７，０．８５重量％含有される炭素鋼を８２０℃から焼入れ、１００〜３５０℃で各３時間焼戻したときの硬さとＸ線半価幅を調査し、さらに、すでに公開されているこれらに関するデータ（例えば、「材料」、第２６巻２８０号、Ｐ２６）を参考にして検討した。その結果、マルテンサイト相のＸ線半価幅が４〜４．２°になる硬さはほぼＨＲＣ５１〜５３に焼戻される状態に相当し、例えば浸炭肌焼鋼の表面炭素濃度がほぼ０．７〜０．９重量％に調整されていることを参考にすると、その焼戻し温度はほぼ３００℃に相当することがわかった。

以上の予備試験結果から、歯車が高面圧下で噛み合う際に発生する熱によって歯面最表面部が焼戻され、軟化することによって、ピッチングを発生することを明らかにした。さらに、浸炭焼入れ歯車並みのピッチング強度を得るための指標としては３００℃での焼戻し硬さがＨＲＣ５３以上となることが必要であることを明らかにした。

また、ＳＣＭ４２０鋼に浸炭焼入れ処理を施した浸炭硬化層の３００℃焼戻し硬さと、単に焼入れ処理を施した共析炭素鋼の３００℃焼戻し硬さとの比較において、焼戻し軟化抵抗性に対するＣｒ，Ｍｏの改善がほとんど確認されなかった。このことから、高周波焼入れ法によって浸炭焼入れ歯車以上のピッチング強度を付与するには、ほぼ３００℃での低温焼戻しにおける焼戻し軟化抵抗性を高める新たな合金設計が必要となること、および、前記共析炭素鋼（０．８２重量％Ｃ）、ＳＵＪ２の転動面圧強度の改善作用から、粒子径が０．１〜１．５μｍの微細で硬質なセメンタイト粒子をマルテンサイト相中に分散させることが面圧強度を効果的に改善させることを明らかにした。

また、前記セメンタイト粒子の分散によって耐面圧強度を向上させることができ、境界潤滑状態において摺動時の転動面での局部凝着に対する耐焼付き性を顕著に改善でき、転動面における最表面温度の低減と耐摩耗性の改善を図ることができる（これを硬質粒子分散効果と呼ぶ）。

また、前述の浸炭焼入れによるピッチング強度と同等以上（面圧Ｐｍａｘ＝２３０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上）に耐える高周波焼入れ歯車の設計としては、ヘルツ面圧の理論解析に基づいて、面圧値の０．３倍の片振り剪断応力（Ｒ＝０）の疲労強度に耐える硬さを設定し、その硬さの計算値はほぼＨＲＣ５３．４である。この硬さは、前述の予備試験においてピッチングが発生した転動面のマルテンサイト相Ｘ線半価幅から求められる硬さ（ＨＲＣ＝５３）と極めてよく合致している。また、その硬さが滑りを伴う転動によって発生する摩擦熱によって、転動面最表面部がほぼ３００℃に昇温する時点でピッチングが発生することから、３００℃焼戻し硬さを少なくともＰｍａｘ＝２３０ｋｇｆ／ｍｍ^２に耐えるＨＲＣ５３以上となるように設定する。これによって浸炭焼入れ歯車と同等以上の高面圧歯車を実現できることがわかった。

なお、実施例２で後述するように、炭素を０．１〜１．０重量％含有する炭素鋼の２５０℃，３００℃，３５０℃焼戻しマルテンサイト相の硬さが、
ＨＲＣ＝３４×√Ｃ（重量％）＋２６．５ （２５０℃）
ＨＲＣ＝３６×√Ｃ（重量％）＋２０．９ （３００℃）
ＨＲＣ＝３８×√Ｃ（重量％）＋１５．３ （３５０℃）
で記述され、この硬さを基準にして各種合金元素の３００℃焼戻しマルテンサイト相の硬さに対する影響を調査した。その結果、３００℃焼戻しマルテンサイト相の硬さが、
ＨＲＣ＝（３６×√Ｃ（重量％）＋２０．９）＋４．３３×Ｓｉ（重量％）＋７．３×Ａｌ（重量％）＋３．１Ｖ（重量％）＋１．５×Ｍｏ（重量％）＋１．２×Ｃｒ（重量％）×（０．４５÷Ｃ（重量％））
で記載できることを明らかにした。

図４（ａ）〜（ｅ）は、全体加熱水スプレー焼入れ時の硬化パターン（Ｍ＝３．２５）を示す図である。図５は、図４に示す硬化パターンによるＤＩ値と硬化深さとの関係を示すグラフである。本実施の形態においてはモジュールがＭ＝２〜１５（ｍｍ）の大きさの歯車を９００℃に加熱した後、水スプレー冷却に相当する冷却能（４ｉｎｃｈ^−１）で冷却した時の歯車の焼入れ硬化深さと鋼材のＤＩ値（ｉｎｃｈ）との関係を計算し、また前記焼入れ硬化深さと歯面における残留応力との関係を計算した。そして、歯車ピッチ円位置での焼入れ硬化層深さがスルーハード化した時点でその位置に引張残留応力が発生し、ほぼ、ＤＩ≦０．１２×Ｍ＋０．２の条件でスルーハード化が防止できることを明らかにした。また、前記全歯一発高周波焼入れ法で、歯車の歯先から歯底部の所定位置までＡｃ３温度以上に誘導加熱した後に焼入れることによって、歯形に沿った焼入れ硬化層を形成できることを明らかにした。さらにまた、図５中の硬化深さと鋼材焼入れ性の関係図により、ピッチ円位置においてスルーハード化するＤＩ値の下限位置（矢印）での歯元硬化深さをほぼモジュールＭ（ｍｍ）の１／３倍に調整することができ、歯元強度の優れた歯車部材として好適であることを明らかにした。

なお、前記式ＤＩ≦０．１２×Ｍ＋０．２の関係から、最も汎用的に使用される歯車モジュールＭ＝２ではＤＩ≦０．４４、Ｍ＝４ではＤＩ≦０．６８となる。前記非特許文献１に記載されている０．４０重量％以上のＣと０．６重量％以上のＭｎを含有する高周波焼入れ用炭素鋼の最もＤＩ値の低い成分鋼を適用した場合においても、ピッチ円位置での焼入れ硬化層深さがスルーハード化することが避けられないことを明らかにした。さらに０．５重量％のＣと０．８重量％のＭｎを含有する平均的な高周波焼入れ用炭素鋼（ＤＩ＝１．２）ではモジュールＭ＝８程度の大きさの歯車までスルーハード化することが避けられないことを明らかにした。さらに、前記焼戻し軟化抵抗性を高めるためにＳｉが０．５重量％以上とＣｒが０．１重量％以上を前記平均的な高周波焼入れ用炭素鋼に添加した鋼材を使用する場合においては、その鋼材のＤＩ値が１．３６に高まり、Ｍ＝９．５程度の大きさの歯車までスルーハード化することが避けられないことを明らかにした。

本実施の形態において、前記歯車材料の熱処理設計に基づいて、前記鋼中の各合金成分の含有量（重量％）を次のように限定した。

本実施形態による歯車部材は、高周波焼入れ法によって焼入れ硬化層が歯形に沿って形成された歯車部材であって、少なくともＣが０．４３〜１．２重量％含有する鋼材からなり、焼入れ前組織中のセメンタイト相にＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等の合金元素が濃縮され、前記合金元素が希薄化されたフェライト相中の合金元素濃度と、Ａ３温度もしくはＡｃｍ温度以上の温度への急速な誘導加熱によりオーステナイト相に拡散固溶された０．３〜０．８重量％の炭素濃度とから決まる、歯車ピッチ円におけるオーステナイト相の焼入れ性を示すＤＩ値（ｉｎｃｈ）が、歯車モジュールＭ（ｍｍ）に対して、式
ＤＩ≦０．１２×Ｍ＋０．２
の関係を満足するものである。
また、前記スルーハード化する境界条件での歯元部位置における焼入れ硬化層深さがモジュールＭのほぼ１／３倍に調整されることから、本発明においては、従来の浸炭焼入れ歯車部材の硬化パターンを参考にして、歯元部焼入れ硬化層深さがモジュールの１／１０〜１／３倍に調整された歯元曲げ強度に優れた歯車部材を開発した。

前記焼入れ硬化層のマルテンサイト相中に固溶させる下限炭素量を０．３重量％としたのは、焼入れマルテンサイト相の硬さをＨＲＣ５５以上にするためであって、より好ましい下限炭素量は０．５３重量％である。また、上限炭素量は浸炭焼入れ歯車でのマルテンサイト中の炭素濃度を参考にして０．８重量％とするが、熱処理時の焼割れ性を考慮すると上限炭素量を０．７重量％とすることがより好ましい。さらに、前記焼入れ前組織中にセメンタイトが多く共存するほど、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ等の合金元素がセメンタイト中により多く濃縮し、フェライト相中の合金元素濃度を低減することができる。これによって、前記高周波焼入れ時のオーステナイトの実質的な焼入れ性ＤＩ値をより低下させることができる。ＤＩ≦０．１２×Ｍ＋０．２の関係から、歯形に沿った焼入れ硬化層を持つ歯車部材の製造には、前記焼入れ前組織中にセメンタイトが多く共存することが好ましい。また、歯車の曲げ疲労強度に大きな影響を与えない平均粒径が０．１〜１．５μｍの粒状セメンタイトを５体積％（相当炭素量０．３重量％）まで含有できるものとして、鋼中に添加される炭素上限濃度として１．２重量％としたが、粒状セメンタイトの分散による曲げ疲労強度の低下が危惧されない１．０重量％を炭素上限濃度とすることがより好ましい。

なお、フェライト相とセメンタイト相が共存する高周波焼入れ前組織を７００℃で平衡加熱させた時の合金元素Ｍの分配係数αＫＭ＝（セメンタイト中のＭ元素濃度重量％／フェライト中のＭ元素濃度重量％）としては、αＫＣｒ＝２８，αＫＭｎ＝１０．５，αＫＶ＝９．０，αＫＭｏ＝７．５，αＫＷ＝２，αＫＮｉ＝０．３４，αＫＳｉ，Ａｌ≒０であることが確認されている。鋼の焼入れ性を顕著に高めるＭｎ，Ｃｒがセメンタイトへ濃縮し、フェライト中のこれらの合金元素を低濃度化し、前記高周波焼入れ時の加熱中のオーステナイトではセメンタイトの炭素成分がオーステナイト中に迅速に拡散固溶するが、セメンタイト中に濃縮していた合金元素がほとんど拡散しない状態にあることから、その非平衡なオーステナイトの実質的な焼入れ性ＤＩ値が顕著に低下する。
従って、本実施形態による歯車部材においては、少なくとも、Ｍｎの含有量を０．０５〜０．５５重量％、Ｃｒの含有量を０〜０．６重量％に抑え、さらに、Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｃｕ，Ｗ，Ｂ，Ｃａ，Ｎｂからなる群から選ばれた一種以上の合金元素と、Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏ等の不可避的不純物元素が含有され、残部が実質的にＦｅからなる鋼材を用いることが好ましい。Ｃｒほどにセメンタイト中に濃縮せず、最もＤＩ値を高めるＭｎの添加量を０．０５〜０．５５重量％の範囲で抑制することにより、焼入れ前組織状態でＭｎをセメンタイト中に濃縮させ、フェライト中のＭｎ濃度を低減させることができ、それによって前記実質的焼入れ性を調整することができる。

さらに、前記高周波焼入れ前組織においては、セメンタイト中に顕著に濃縮するＣｒ，Ｍｏ等の合金元素を適量添加することによっても、フェライト中のＣｒ，Ｍｏ濃度を低く抑えることができ、前記実質的なＤＩ値が高くなりすぎることを防止することができる。その適正な添加量範囲としてはフェライト中でＣｒが０〜０．２５重量％含有され、Ｍｏが０〜０．２重量％含有されることが経済的にも好ましく、鋼材としてはＣｒが０〜０．６重量％含有され、ＭｏおよびＷの合計含有量または少なくとも一方の含有量が０〜０．３重量％の範囲であることが好ましい。

なお、前記高周波焼入れ前組織中のセメンタイト相にＣｒが濃縮しすぎた場合においては、８５０〜１１００℃に短時間加熱して焼入れる高周波焼入れによって、セメンタイトがその加熱時間内に固溶せずに残留し、その結果、焼入れで形成されるマルテンサイト相中の炭素濃度が低くなりすぎる問題がある。そこで、本実施形態による他の歯車部材においては、前記焼入れ前組織中に分散するセメンタイト相中の平均Ｃｒ濃度を３．５重量％以下に留めることによって、高周波加熱中のオーステナイト内炭素濃度が０．３重量％以下となるようにした。

なお、前記Ｃｒの濃縮したセメンタイト相が高周波加熱中にオーステナイトへ固溶する際のセメンタイトの固溶機構（速度）は、図１に示す加熱温度における模式的Ｆｅ−Ｃ−Ｍ（合金元素）三元系状態図とその図中に示される炭素の等活量線図の関係から説明することができる。

図１は炭素との親和力の強いＣｒと類似の合金元素を添加したＦｅ−Ｃ−Ｍ三元系状態図を模式的に示したものである。Ａ点で示す組成の鋼中の炭素活量と等しい炭素活量は図中のＡ点を通る細線（等炭素活量線）のように、炭素活量がＭ元素添加によって低下することから右肩上がりに推移し、セメンタイトの固溶度線と交わり、その交点（Ｂ点）と平衡するＭ元素を含有したセメンタイト組成点（Ｃ点）と直線的に結ばれるものである。

図１中のその他の等炭素活量線（細線）は、各炭素活量に応じて計算されるものであり、炭素濃度が高くなるほど炭素活量は大きくなるが、Ｆｅ−Ｃ軸（Ｆｅ−Ｃ二元系）での黒鉛の固溶度（Ｄ点）が炭素活量Ａｃ＝１と定義されるものである。

前記模式図１中に使用する鋼材組成Ａ点における焼入れ前組織のフェライトとセメンタイトの組成はＥ，Ｆ点に与えられ、焼入れ加熱温度に急速に加熱されその温度におけるＦ点組成のセメンタイトが合金元素Ｍをその場に残して極めて拡散性の大きい炭素だけが急速にオーステナイト中に固溶する。その場合のセメンタイト界面と局所平衡するオーステナイト界面組成Ｇ点の炭素活量は鋼材組成のＡ点炭素活量より大きい。このことから、炭素の化学ポテンシャルの勾配によって炭素が鋼材に急速に拡散し、セメンタイトが固溶した位置と元フェライトであった位置において、まず、図１中の等炭素活量線に沿って炭素が均質化した後に（←、→印）、合金元素が均質化することがわかる。

しかし、鋼中への合金元素添加量がより多く添加され（Ｈ点）、セメンタイト中により多くの合金元素が濃縮する（Ｊ点）場合においては、セメンタイトが合金元素Ｍをその場に残して炭素だけが固溶するとした時のセメンタイトと平衡するオーステナイト中の炭素活量（Ｋ点）が、元のＨ点組成の炭素活量より低くなる。このことから、Ｋ点を通る等炭素活量線に沿って極短時間で炭素はＬ点濃度まで迅速に拡散するが、それ以上の固溶が進行し、セメンタイトが完全に固溶する間にはＫ点からセメンタイトの固溶度線に沿ってＢ点への合金元素の拡散なしにセメンタイトが固溶できないことがわかり、セメンタイトの固溶が合金元素Ｍの拡散に律速されながら急速に遅くなることがわかる。

また、セメンタイトが完全に固溶するための時間は、Ａ，Ｈ点組成を通る等炭素活量線とセメンタイト固溶度線との交点Ｂで示すＭ元素濃度以上にセメンタイト中のＭ元素濃度が大きくなるほど遅くなることがわかる。高周波加熱・焼入れによる未固溶セメンタイト量を少なくするためには、セメンタイト中のＭ元素濃度をＢ点のＭ元素濃度以下に抑制することが必要であることがわかる。さらに、前記Ｋ点を通る等炭素活量線上のＬ点の炭素濃度がセメンタイトを未固溶状態で分散しているマルテンサイト母相中の炭素濃度にほぼ対応することから、Ｌ点の炭素濃度が本実施形態の０．３〜０．９重量％であればよいことがわかり、Ｌ点が０．３〜０．９重量％となるセメンタイトのＪ点を管理することが必要であることがわかる。

より具体的にするために、図２に示すＦｅ−Ｃ−Ｃｒ三元系状態図と炭素の等活量線図（ａｔ１０００℃）を参考にして１０００℃にすばやく加熱して焼入れ処理を行う高周波焼入れの場合について以下に検討する。
（１）急速にセメンタイトが固溶する場合（セメンタイト中のＣｒ濃度が低い場合）
図２中のＡ点（０．８重量％Ｃ，０．４重量％Ｃｒ）で示す鋼を（セメンタイト＋フェライト）共存領域の７００℃で十分加熱するとＢ点（セメンタイト、２．６重量％Ｃｒ）とＣ点（フェライト、０．０９重量％Ｃｒ）の組成になる。この状態で例えば高周波加熱によってオーステナイト状態になる１０００℃に急速加熱すると、Ｂ点，Ｃ点は矢印の方向に沿ってＡ点に向かって均質化していくことになるが、前述のように、Ｂ点のセメンタイト中の合金元素がオーステナイト中をほとんど拡散しない間に炭素がフェライト組成を持っていたオーステナイト（Ｃ点）に図中Ｄ点を経由しながら↑↓印のように急速に拡散する。セメンタイトを固溶した後、Ａ点を通る等炭素活量線でＣｒの拡散を伴いながら、緩やかにＣｒ元素がＡ点に向かって均質化するが、より急速な高周波加熱によるセメンタイト固溶を達成する時点では、マルテンサイト母相の炭素濃度はほぼＡ点と同じ炭素濃度となって、より高硬度なマルテンサイトが得られることがわかる。

したがって、本実施形態のマルテンサイト相中の固溶炭素濃度が０．９重量％となる時のセメンタイト中のＣｒ濃度がほぼ３．５重量％である。そこで、少なくとも、セメンタイト中のＣｒを３．５重量％以下に制御しておくことによって、未固溶なセメンタイトが残留しないことがわかる。

（２）セメンタイトの固溶が大きく遅延される場合１
図２中のＥ点（０．８重量％Ｃ，１重量％Ｃｒ）で示す鋼をフェライトとセメンタイト共存領域の７００℃で十分加熱するとＧ点（フェライト、０．２４重量％Ｃｒ）とＦ点（セメンタイト、６．６１重量％Ｃｒ）の組成になる。この状態で例えば高周波加熱によってオーステナイト状態になる１０００℃に急速加熱すると、前述の例のごとくＦ点はＨ点に向かって固溶していくことになる。Ｈ点（セメンタイトが固溶する場合のセメンタイトと等炭素活量の関係にあるオーステナイト界面）での炭素活量が元のＥ点の炭素活量よりも低くなるために、まずＨ点を通る等炭素活量線までセメンタイトが炭素拡散律速機構で固溶した後、セメンタイトと平衡するγ相組成（Ｈ点）がセメンタイトの固溶度線に沿ってＥ点と等活量の関係にあるセメンタイトの固溶度線上のＩ点にＣｒの拡散を伴いながらセメンタイトを固溶し、γ組成がＩ点に到達した時点でセメンタイトが完全に固溶することがわかる。また、焼入れ後のマルテンサイト母相中の炭素濃度は約０．６重量％となり、非常に硬質なマルテンサイト中に約３体積％のセメンタイトが未固溶状態で分散することがわかる。また、前記マルテンサイト母相中の炭素濃度が０．３５重量％となる上限のセメンタイト相中のＣｒ濃度が約１０％と読み取れる。このことから、セメンタイト相中のＣｒ濃度を３．５〜１０重量％に調整することによって、炭素濃度が０．３５〜０．９重量％のマルテンサイト母相中に未固溶のセメンタイトが分散した焼入れ硬化層が得られることがわかる。

（３）セメンタイトの固溶が大きく遅延される場合２
なお、前記（２）の場合におけるＨ点は、セメンタイトと異なるＣｒ_７Ｃ_３炭化物とγ相が平衡し、非平衡なセメンタイトとγ相の二相平衡がセメンタイトの固溶過程において成り立つと仮定している。このセメンタイトの固溶過程において、Ｃｒ_７Ｃ_３炭化物の固溶度線上のＪ点を通る等炭素活量線（約０．２）までは、炭素拡散率速でセメンタイトが固溶するが、それ以後のセメンタイトの固溶は、セメンタイト消失前にＣｒ_７Ｃ_３炭化物が析出しないＪ点から、Ｃｒ_７Ｃ_３炭化物の固溶度線に沿ってＣｒ_７Ｃ_３炭化物が析出しなくても良い（γ相＋セメンタイト＋Ｃｒ_７Ｃ_３）三相共存領域のＫ点に到達する拘束条件が加わるためにセメンタイトの固溶がより遅延されることがわかる。この場合の前記高周波加熱・焼入れによって得られるマルテンサイト母相中の炭素濃度は約０．４５重量％となり、硬質（ＨＲＣ５７〜６１）なマルテンサイト母相中に約５体積％のセメンタイトが未固溶状態で分散することがわかる。

なお、前記検討結果から、セメンタイトの顕著な固溶遅延が発生する限界点は１０００℃の加熱条件ではセメンタイト相中のＣｒ濃度が約３．５重量％以上に濃縮する場合である。９００℃の加熱ではセメンタイト相中のＣｒ濃度が約２．５重量％であるので、例えば、Ｃ：０．９重量％、Ｃｒ：０．６重量％を含有する鋼を７００℃で加熱する場合のセメンタイト中のＣｒ濃度は、式Ｃｒ濃度＝αＫＣｒ×鋼中のＣｒ濃度／（１−（鋼中の炭素濃度／６．６７）×（１−αＫＣｒ））から３．６重量％と算出される。このことから、Ｃｒの上限添加量はほぼ０．６重量％であり、好ましくは０．５重量％以下であることがわかる。なお、αＫＣｒは前記フェライト相とセメンタイト間のＣｒの濃縮性を表わす分配係数であって、６００℃でのＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏの分配係数はαＫＣｒ＝５２，αＫＭｎ＝１９，αＫＭｏ＝１２Ｃｒとなり、セメンタイトへ濃縮傾向が増大することが知られている。

さらにまた、前記セメンタイト中のＣｒ濃度を３．５重量％以下に制御する場合でも、急速な高周波加熱を実施する場合においては、前記炭素拡散律速でセメンタイトが固溶する機構以外に、セメンタイト相／オーステナイト相界面の移動抵抗がセメンタイト固溶を遅らせることが考えられ、焼入れ硬化層中にセメンタイトが未固溶で分散する。そこで、本実施形態においては、５体積％以下のセメンタイトを分散させるＳＵＪ２軸受材料が曲げ強度に及ぼすセメンタイト粒子の悪影響が認められないことから、焼入れ硬化層中に５体積％以下のセメンタイトが分散して良いこととしている。

また、ＭｎはＶ，ＭｏよりもαＫＭｎが大きく、セメンタイト相中に顕著に濃縮する元素である。本実施の形態の組成範囲（Ｍｎが０．５５重量％以下、Ｃが０．４３重量％以上）においてはセメンタイト相中のＭｎ濃度が４重量％となり、かつ、オーステナイト中の炭素活量を下げるＭｎの作用がＣｒの約１／２以下の作用しか示さないことから、前記セメンタイト相の固溶遅延作用がほとんど認められない。従って、前記のように歯車用鋼材に適用する場合においては、焼入れ性を抑えるために、Ｍｎ含有量が０．５５重量％以下で使用されることが好ましい。また、この際のフェライト相中のＭｎ濃度は０．３５重量％以下に抑制されることが好ましい。

さらに、Ｖは０．３重量％を越えるとＶ_４Ｃ_３炭化物が高周波焼入れ後のマルテンサイト母相中に残留するようになり、かつ、Ｖ_４Ｃ_３が顕著な後述の硬質粒子分散効果（〜０．４体積％）を発揮することから、Ｖ添加量範囲としては０．１〜０．５重量％が好ましいことがわかる。

なお、前記セメンタイトとフェライト間の分配係数αＫＭは前記のように７００℃で十分加熱したときのものであって、加熱温度を６００℃に下げた時にはＣｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏ分配係数はより大きくなるが、その加熱が短時間すぎた場合には十分に濃縮されないので、予め鋼の共析温度以下で加熱処理しておくことが好ましい。

さらに、高周波焼入れ前組織としては、パーライト，パーライト＋フェライト，ソルバイト，球状化組織のいずれの組織であっても良い。しかし、前記焼入れ硬化層中のマルテンサイト母相中にパーライト組織の板状セメンタイトやフェライトが分散することは強度的に好ましくない。この場合においては高周波焼入れの前組織として、平均粒径０．１〜１．５μｍにセメンタイトをほぼ粒状化しておくことがより好ましい。そのセメンタイト粒子の微細化にはαＫＭの大きな元素を添加することが必要であり、セメンタイトへの濃縮傾向が最も大きいＣｒを０．０５〜１重量％添加することが好ましい。

また、前述のように高周波焼入れ前組織をセメンタイト球状化組織とする場合においては、素材調質（焼入れ焼戻し熱処理）による球状化を図る場合に、一旦深いマルテンサイト層を形成する必要があるために、必然的に焼入れ性の高い鋼を使う必要がある。そこで、本実施の形態においては球状化焼きなまし処理によって実施されることが好ましく、とりわけ、共析温度を顕著に高めるＳｉ，Ａｌを多量に添加する鋼においては、その熱処理時間が大幅に短縮できる特徴を有している。

前記高周波焼入れを実施して利用する歯車部材は、前述のようにセメンタイトにＣｒ，Ｍｏ．Ｖ，Ｍｎ等を濃縮させて高周波焼入れしているために、焼入れ硬化層のマルテンサイト母相内での合金元素の均質化はほとんど進まず、その焼戻し軟化抵抗性が低下することによって、浸炭焼入れ歯車部材（浸炭表面炭素濃度０．６５〜０．９重量％）に較べてもその面圧強度が改善されてないことが危惧される。そこで、本実施の形態においては、セメンタイト中にほとんど濃縮せず、前記マルテンサイト母相に効率よく残留して、マルテンサイト母相の焼戻し軟化抵抗性を高める、Ｓｉ：０．５〜２重量％もしくはＡｌ：０．２５〜１重量％のいずれか一方もしくは（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．５〜２重量％とＣｒ：０．０５〜０．６重量％を含有させ、さらに、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｂ，Ｃａ，Ｎｂの一種以上の合金元素とＰ，Ｓ，Ｎ，Ｏ等の不可避的不純物元素を含有させ、残部が実質的にＦｅからなる高周波焼入れ用鋼材を用い、この鋼材によって歯車部材を作製する。

なお、浸炭焼入れ歯車部材は、ＳＣＭ４２０相当の合金元素による焼戻し軟化抵抗性から下記焼戻し軟化パラメータが約２となる。
２≦４．３×Ｓｉ（重量％）＋７．３×Ａｌ（重量％）＋３．１×Ｖ（重量％）＋１．５×Ｍｏ（重量％）＋１．２×Ｃｒ（重量％）×（０．４５÷Ｃ（重量％））
上記の関係から、本実施の形態においては、下限Ｓｉ添加量を０．５重量％とし、上限Ｓｉ添加量については３重量％程度まで有効であるが、その鋼材の機械加工性を考慮して２重量％とした。

ＡｌはＳｉ以上の焼戻し軟化抵抗性を示すことから、Ａｌの下限添加量としては０．２５重量％が適正である。Ａｌの上限添加量は、Ａｌが顕著なフェライト安定化元素であって、Ａｃ３点を高温度側に遷移させる作用がＳｉの２倍程度であることから、１重量％とした。

また、本実施の形態では、Ｓｉ，Ａｌ等のフェライト安定化元素を多量に添加するので、高周波焼入れ時においてフェライト相が焼入れ硬化層に残留する危険性について検討する。図３に示すように３重量％Ｓｉを添加した鋼においては炭素量を０．３５重量％以上で、好ましくは０．４５重量％以上で添加することによって高周波焼入れ時の通常の加熱温度（８５０〜１０００℃）において十分にオーステナイト化することがわかる。また、Ｓｉの代わりにＡｌを添加する場合においては、ＡｌはＳｉの２倍以上のフェライト安定化能力を持つことから、本実施の形態においては１．０重量％をＡｌ上限添加量とすることが好ましい。

また、前記焼戻し軟化抵抗性を高めるＳｉやＮｉを高濃度に添加する場合においては、鋼材製造過程や熱処理途中における黒鉛の析出が発生しやすくなる。そこで、この黒鉛析出を防止するために、０．０５重量％以上のＣｒ，Ｍｏ，Ｖ等のセメンタイトを安定化する合金元素を添加しておくことが好ましい。

前記高周波焼入れの前組織は、（フェライト＋パーライト）組織であっても良いが、粗大なフェライトが存在する場合には、短時間の高周波加熱によって均質化され難いことから、本実施の形態のように前記Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの炭化物、炭窒化物を含有し、（フェライト＋パーライト）組織を細かくし、粗大フェライトの発生を抑えることや鋼中の炭素量を０．６重量％以上に調整することが好ましい。

なお、前記歯車部材用鋼材においては、その素材調質処理に必要な適度な焼入れ性を持つ必要性から、Ｍｏ，Ｗが０〜０．３重量％の範囲内で適正に含有させることが良い。前述のようにＭｎを０．０５〜０．５５重量％と抑制して使用することから、その鋼材に含有されるＳ含有量を例えば０．０１５重量％以下に抑制してＭｎＳによる脱硫効果を十分に働かせることに配慮することが好ましく、さらに、低温靭性の観点から、ＭｏおよびＷの合計または少なくとも一方を０．０５〜０．３重量％添加することが好ましい。本実施の形態においては、Ｍｏ，Ｗ：０．０５〜０．３重量％が含有され、さらに、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｂ，Ｃａのうち一種以上の合金元素とＰ，Ｓ，Ｎ，Ｏ等の不可避的不純物元素が含有され、残部が実質的にＦｅからなる鋼材を用いることも可能である。

ここで、Ｍｏの上限添加量を０．３重量％とした理由は、これ以上の添加によって前述のセメンタイトの未固溶化機構（３）と類似の機構によってセメンタイトの未固溶化が起こり、マルテンサイト母相の強化にほとんど寄与しないことからである。一方、下限値は、従来の焼戻し脆性に対するＭｏ添加量を参考にして決めたものである。また、前記靭性的な観点からは、不純物であるＰ、Ｏについても０．０１５重量％以下、０．００１５重量％以下に抑えて使用することが好ましく、さらに、Ａｌ、Ｔｉによる複合脱酸を十分に実施することも好ましい。

さらに、靭性を改善するために、Ａｌを０．２５重量％以上含有する鋼材において、０．３〜１．５重量％のＮｉを添加することが好ましく、この鋼材を用いて歯車部材を作製することも好ましい。

さらに、前記鋼材は、少なくともＶ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの一種以上の合金元素が０．０５〜０．２重量％含有されるとともに、それらの合金元素が主体となる平均粒径０．１〜５μｍの炭化物，窒化物および炭窒化物のうち一種以上が０．１〜０．５体積％分散されている。前記焼入れ硬化層は転動面層を有し、この転動面層は炭素Ｃが０．５３〜０．９重量％含有され、転動面層が焼入れられた後、低温で焼戻されたマルテンサイト組織の母相を有している歯車部材を作製することも可能である。

また、前記高周波焼入れ歯車部材の焼入れ硬化層中のマルテンサイト母相中においては、元セメンタイト跡のＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏ等の合金元素濃度の高い部分が元フェライト跡の合金元素濃度の低い部分中に分散されている。例えば、Ｆｅ−０．８重量％Ｃ−０．４重量％Ｍｎ−０．４重量％Ｃｒ鋼を７００℃で前組織調整し、高周波焼入れを施したマルテンサイト相においては、ほぼＦｅ−１．１重量％Ｃ−２．３重量％Ｍｎ−３．４重量％Ｃｒ組成の元セメンタイト跡部分がＦｅ−０．７５重量％Ｃ−０．２２重量％Ｍｎ−０．１２重量％Ｃｒ組成の元フェライト跡に分散することが計算され、さらに、それらの部位のＭｓ点は例えば村井の関係式（Ｍｓ（Ｋ）＝６６７−１９５×Ｃ重量％−４４．９×Ｍｎ重量％−１９．６×Ｎｉ重量％−２１．４×Ｃｒ重量％−２０．７×Ｍｏ重量％（「鉄と鋼」、８４（１９９８）Ｐ４４６））を使って３℃、２３３℃と計算され、元セメンタイト跡部分に形成される残留オーステナイトが極めて安定であるが故にこの残留オーステナイトを含有する靭性に富んだ焼入れ硬化層を形成できることがわかる。

そこで、本実施の形態においては、少なくとも、前記安定な残留オーステナイト５〜１５体積％を含有し、かつ、その安定な残留オーステナイトの存在および未固溶セメンタイトの存在によって派生的に残留する残留オーステナイトおよび前記元フェライト跡に形成される残留オーステナイト（不安定な残留オーステナイトと呼ぶ）も含め１０〜４０体積％含有されていることが好ましい。

なお、前記不安定な残留オーステナイトは、歯車部材の衝撃的な荷重が負荷された際の靭性向上にはほとんど寄与しないが、歯車同士が噛み合う時にマルテンサイト化しながら馴染み取り性を改善するのに有効に作用する。また、前記安定な残留オーステナイトは前記靭性改善や歯車がコンタミを噛み込んだ時の歯面強化に有効である。さらに、歯面が境界潤滑条件で滑りを伴いながら噛み合っている間に、軟質な残留オーステナイトがわずかでも摩耗した場合には、歯面潤滑に有効に作用するオイルポケットが形成され、より効果的な潤滑性が発揮される。

同様の効果を狙った方法として、例えば前記特許文献２には、滑り面に微小なくぼみを１０〜４０面積％加工して形成させる方法が開示されているが、そのくぼみ深さが０．５〜２μｍ程度であって、これらを歯車部材に適用する場合においては、稼動時の初期の状態で摩耗してしまい、その効果が持続しない問題がある。これに対して、上述した本実施の形態では、その効果がほぼ永続的に発揮される。

なお、前記高周波焼入れ歯車部材の耐面圧疲労強度と歯元曲げ疲労強度を高めるために、前記安定な残留オーステナイトの分散、５体積％以下の未固溶セメンタイトの分散、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ等の特殊炭化物の分散および迅速な高周波焼入れ作業による旧オーステナイト結晶粒をＡＴＳＭ粒度番号１０以上に微細化し、マルテンサイト葉の微細化を図ることのうち少なくとも一つを行う。これによって、疲労破壊時のクラックの伝播性を抑制することができる。

さらに、前記高周波焼入れ法としては、その歯車用鋼材のＡ１温度以下の温度から９００〜１１００℃の焼入れ温度まで６０ｋＨｚ以下の高周波による１０秒以内のオーステナイト化加熱した後に急冷する方法を用いることが好ましい。これによって、前記結晶粒の粗大化を防止することができる。また、歯車用鋼材にＶ，Ｔｉ，Ｎｂなどの特殊炭化物を予め分散させる場合においても、上限の高周波加熱温度を１０５０℃とすることが好ましい。また、焼入れ前組織においてベイナイトやマルテンサイト組織のないことが、前記結晶粒の粗大化を防止する上で好ましい。

さらにまた、前記結晶粒の粗大化防止とより歯形に沿った焼入れ硬化層を形成させるために、高周波焼入れ法としては歯車用鋼材を３００℃〜Ａ１温度で予熱した後に、高周波大電力で３秒以内の加熱を行った後急冷する方法を用いることも可能である。これによって焼入れ硬化層が歯形に沿って形成される歯車部材を得ることができる。なお、前記予熱処理は、歯車部材の焼入れ歪みの発生抑制と焼割れ性の防止を図るために実施されるものである。また、前記急速加熱後急冷を開始するまでの間の時間を適時に取り、加熱部の均熱化と降温を待って急冷することも焼割れを抑制することおよび歯底部の焼入れ硬化層をより深くする上で好ましいが、表面温度は低くても８００℃以上で急冷を開始することが好ましい。

また、前記歯車部材は、滑りを伴う歯車部材であって、少なくとも、その歯面ピッチ円表面において圧縮残留応力が形成され、その歯元部表面において５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力が残留していることが好ましい。これにより、歯元曲げ疲労強度とピッチング強度を高めることができる。さらに、前記歯車部材の歯先，歯末，ピッチ円，歯元，歯底からなる歯形表面層において、５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の圧縮残留応力を残留させるために、ショットピーニング等の物理的加工手段を用いることも可能である。またさらに、前記ショットピーニングによって、歯形端面の表面層に５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力を残留させ、その結果、歯形端面部の焼入れ境界部からのスポーリング的な破損を防止することも可能である。

さらに、本実施の形態によれば、輪郭加熱できないような歯車部材についても、歯面ピッチ円位置での焼入れ硬化層深さがスルーハード化しないようにできるので、前記歯車部材が、内歯のリングギヤであっても良い。

また、本実施の形態による高周波焼入れ歯車部材の製造方法は、少なくともＣが０．４３〜１．２重量％含有する鋼材を用いて、焼入れ前組織中のセメンタイト相にＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等の合金元素を濃縮させ、前記合金元素が希薄化されたフェライト相中の合金元素濃度と、Ａ３温度もしくはＡｃｍ温度以上の温度への急速な誘導加熱によりオーステナイト相に０．３〜０．８重量％拡散固溶された炭素濃度とから決まる、歯車ピッチ円におけるオーステナイト相の焼入れ性を示すＤＩ値（ｉｎｃｈ）が、歯車モジュールＭ（ｍｍ）に対して、式
ＤＩ≦０．１２×Ｍ＋０．２
の関係を満足するものである。

上記歯車部材の製造方法によれば、ＤＩ値を上述したように制御することにより、深さが浅い焼入れが可能となり、焼入れ硬化層を歯形に沿って形成することができる。
なお、前記発明につながる各合金元素の働きについてまとめて次に記述する。

Ｃ：０．４３〜１．２重量％
Ｃは高周波焼入れで生成されるマルテンサイトの硬さを顕著に高める元素であり、少なくともその硬さをＨＲＣ５５以上に高めるためにはＣを０．３重量％以上添加することが必要である。また、高周波焼入れ前組織では添加する炭素のほぼ全てがセメンタイトとして析出する。本発明ではこのセメンタイトにＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ等の焼入れ性を高める合金元素を濃縮させ、フェライト相におけるこれら合金元素濃度を顕著に低減させる観点から、セメンタイト量が多いほど（炭素添加量が多いほど）、
（１）鋼材中への合金元素の添加量を多くし、鋼材の深くまで５５０℃以上の焼戻しマルテンサイト組織とすることができながら
（２）焼戻し中にフェライト中のこれら合金元素濃度を低減し、前記高周波焼入れ性を顕著に抑えることができる
利点がある。このことから、下限Ｃ添加量を０．４３重量％とし、上限Ｃ添加量は歯車の機械加工性を考慮して１．２重量％とするが、マルテンサイト中の炭素濃度はその焼割れ性を考慮してＣ：０．３〜０．７重量％とすることがより好ましい。

また、高周波焼入れ前組織として、その０．８〜１．２重量％Ｃ鋼材のＡｃ１温度直上〜９００℃の（オーステナイト＋セメンタイト）二相領域で加熱し、５体積％以下の粒状セメンタイトを分散させた後に冷却した場合について考える。例えば、０．６重量％のＣｒ、１．２重量％のＣを添加した鋼ではセメンタイト中に４．５重量％のＣｒが濃縮し、この二相領域で分散析出する平均粒径が０．１〜１．５μｍからなる粒状セメンタイトは後行程での高周波焼入れでは固溶しない。本発明においてはこれらのセメンタイトの分散は許容されるものである。

Ｓｉ：
Ｓｉは３５０℃以下の低温焼戻し温度域での焼戻し軟化抵抗性を顕著に高める元素である。その焼戻し軟化抵抗性を高める機構としては、低温度で析出するε炭化物をより安定化し、セメンタイトの析出をより高温度側に引き上げることによって軟化を防止するものである。

Ｓｉの下限添加量は、１重量％当たりのＳｉの３００℃焼戻しでの軟化抵抗ΔＨＲＣが４．３であることを参考にして、前記浸炭焼入れ歯車部と同等以上の焼戻し軟化抵抗性を実現させるための添加量として約０．５重量％と設定した。また、そのＳｉの上限添加量は、前記共存する炭素量０．３５〜０．９重量％の範囲でＡｃ３変態温度が９００℃を越えないようにし、むやみに高周波焼入れ温度を高くしないようにするために３重量％としても良い。ただし、高周波焼入れ前組織のフェライト中に濃縮するＳｉが前記高周波焼入れ性を高め過ぎないように、Ｓｉの上限添加量を２重量％に抑えることが好ましい。さらに、０．１５重量％のＳｉが共存する場合のＡｌ添加量は約０．２５重量％であることから、これをＳｉ，Ａｌ添加下限量と設定し、ＳｉとＡｌの合計の下限添加量を０．４重量％とすることもできる。

Ａｌ：
Ａｌは強力な脱酸作用を示すことおよび鋼中に含有される不純物元素であるＰ，Ｓを結晶粒界から排斥する作用が強力である。これらのことから鋼材の清浄度化に有効で、後述するようにＮｉと共存させることによって靭性を顕著に改善できる。さらに、本発明では、ＡｌがＳｉよりも低温焼戻し軟化抵抗性を高める元素であることを確認し（ΔＨＲＣ＝７．３）、Ａｌを単独に添加する場合の添加量は０．２５〜１．２５重量％とし、Ｓｉの一部を０．１５〜１．２５重量％のＡｌで置き換えて利用する場合には（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．５〜２重量％とすることを特徴とする。前述のようにＡｌはＳｉよりもさらに強力なフェライト安定化元素であり、Ａｃ３温度をＳｉに較べて約１．６倍より高める作用を有するので、その最大の添加量を１．２５重量％以下とする（２．０重量％／１．６）。また、焼入れ温度がむやみに高くなり過ぎないようにその上限値を１重量％に抑えることが好ましい。

Ｍｎ：
Ｍｎは高周波焼入れ前組織のセメンタイト中に濃縮するが、Ｃｒほどには濃縮せず、共存するフェライト中に必要以上に残存し、前記高周波焼入れ時の焼入れ性を顕著に高める。このために、本発明ではＭｎ添加量を０．０５〜０．５５重量％に抑制し、さらに、そのＭｎ添加の抑制に代えて焼戻し軟化抵抗性を高めるＳｉ，Ａｌ元素を積極的に添加するものであることから、Ｍｎの上限添加量を０．４５重量％とすることがより好ましい。さらに、Ｍｎは顕著な脱硫作用を示すことから、Ｍｎ添加量の抑制に合わせて、Ｓ含有量の低減を図ることや、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃａ等の脱硫元素を添加することが好ましい。

Ｃｒ：
Ｃｒは、前記球状化処理中のオーステナイトとセメンタイトの共存する加熱中やＡ１温度以下のフェライトとセメンタイトの共存する加熱中にセメンタイト中に顕著に濃縮する元素である。Ｃｒ濃度が約３．５重量％以上に濃縮したセメンタイトが高周波焼入れ前組織に含有されると高周波焼入れによる焼入れ硬化層中に多量のセメンタイトを残留させる働きがある。したがって、本発明におけるＣｒ添加量は、まず前記セメンタイト中の平均Ｃｒ濃度が３．５重量％を越えないように添加されるべきものである。例えば０．９重量％Ｃ鋼と０．４５重量％Ｃ鋼を７００℃で十分加熱処理した場合にはそれぞれほぼ０．６重量％Ｃｒ，０．４重量％Ｃｒが上限Ｃｒ添加量となることがわかる。また、セメンタイト中のＣｒ濃度が３．５重量％になる時のフェライト中のＣｒ濃度は前記αＫＣｒの値から０．１３重量％であって、前記高周波焼入れ性を十分に抑えるために、フェライト相中のＣｒ濃度を０．１３重量％以下とすることが好ましい。

さらに、本発明では、前記Ｍｎ添加を抑制し、焼戻し軟化抵抗性を高めるＳｉ，Ａｌ元素を積極的に添加するものであるが、Ｓｉの添加によるセメンタイトの黒鉛化を防止するために、Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏの一種以上が０．０５重量％以上添加されることが好ましい。

Ｎｉ：
Ｎｉは前記高周波焼入れ前組織のフェライト中に濃縮し、前記高周波焼入れ性を高める元素である。前記Ａｌ添加量に対してＮｉを０．３〜２．５重量％複合添加させることにより、顕著な強靭性作用を発現させることができる。とりわけ、０．６重量％および１．２重量％炭素を含有する高硬度マルテンサイト組織は優れたシャルピー衝撃特性を示し、歯車の耐衝撃荷重を画期的に改善できるため、歯車材料として有効である。本実施の形態ではＮｉ上限添加量は前記高周波焼入れ性とＮｉ添加の経済性を考慮して１．５重量％としている。

Ｍｏ：
ＭｏはＭｎと同様に高周波焼入れ前組織のセメンタイトに濃縮するが、Ｃｒ元素ほどには濃縮せず、共存するフェライト中に必要以上に残存し、前記高周波焼入れ時の焼入れ性を顕著に高める。従って、Ｍｏは本発明の趣旨からして不可欠な元素ではないが、ＭｏはＰ，Ｓの存在によって発生する焼戻し脆性を抑える元素であることから、０．０５〜０．３重量％を添加することが好ましい。なお、Ｗについてもほぼ同様である。

以上説明したように、本実施の形態によれば、歯面ピッチ円位置での焼入れ硬化層深さがスルーハード化しないようにして、ピッチ円位置で圧縮残留応力を残留させ、ピッチング耐力に優れた高周波焼入れ歯車部材およびその製造方法を提供することができる。

次に、本発明による歯車部材およびその製造方法の具体的実施例について、図面を参照しつつ説明する。

（実施例１）
・焼入れ焼戻し炭素鋼および浸炭焼入れ肌焼き鋼のピッチング強度（予備試験）
本実施例では、歯車の歯面における滑りを伴う転動疲労強度を調べるために、図６（ａ），（ｂ）に示される試験片を用いてローラピッチング試験を実施し、各種の焼入れ焼戻し炭素鋼および浸炭焼入れ肌焼き鋼のピッチング強度を調べた。表１は本実施例に用いた各種炭素鋼，肌焼き鋼の化学成分を示したものであり、各種鋼材は図６（ａ）の小ローラ形状に加工した後、Ｎｏ．１，２，４は８２０℃で３０分加熱後に水焼入れし１６０℃で３時間焼戻して、試験に供した。また、Ｎｏ．３とＮｏ．４は素材調質処理後に転動面を４０ｋＨｚ，２００ｋＷ高周波電源を用いて９５０℃に加熱した後に焼入れ硬化し、上述と同様の焼戻し処理を施した。さらに、Ｎｏ．５は９３０℃で５時間の浸炭処理（炭素ポテンシャル０．８）した後８５０℃に冷却し、８５０℃で３０分保持した後に６０℃の焼入れ油に焼入れた後、上述と同様の焼戻し処理を施した。

なお、Ｎｏ．４の球状化処理したＳＵＪ２を高周波加熱によって８００℃以上の温度域において５℃／ｓｅｃで比較的遅く昇温させ、所定の加熱温度で約５秒間保持した後に水焼入れし、その時の焼入れ層硬さからマルテンサイト中の炭素濃度と未溶解のセメンタイト量の関係を調査した結果を図７（ａ），（ｂ），（ｃ）に示した。明らかにＣｒのセメンタイトへの濃縮によって、オーステナイトへのセメンタイトの固溶が遅延しており、十分な硬さのマルテンサイトを得るためには、少なくとも９２５℃以上に加熱温度を設定することが必要である。１０００℃に加熱温度を高めた場合においても６体積％以上のセメンタイトが未固溶状態で残留するので、Ｎｏ．３，４の高周波焼入れ温度を９５０〜９８０℃となるように焼入れ処理を施した後１６０℃で３時間の焼戻しを行い、その結果、残留するセメンタイト量はＮｏ．３：２体積％、Ｎｏ．４：１０体積％であった。

さらになお、大ローラはＮｏ．４のＳＵＪ２材を８２０℃で３０分加熱後に水焼入れし、１６０℃で３時間焼戻したものを使用した。ローラピッチング試験は、平行な２つの回転軸を持つ試験機に、小ローラ試験片１および大ローラ試験片２を、中心軸５，６がその２つの回転軸の中心に一致するように固定し、それぞれの試験面３，４を所定の面圧がかかるように接触させ、試験面３，４が接触する部分で同じ方向へ進行するように中心軸５，６についてそれぞれ所定の回転数で回転させて実施する。ここでは、７０℃のエンジンオイル＃３０で潤滑しながら、小ローラの回転数を１０５０ｒｐｍ、大ローラ（負荷ローラ）の回転数を２９２ｒｐｍとして４０％の滑り率を与え、面圧を３７５〜２２０ｋｇｆ／ｍｍ２の種々の条件で負荷を与えて実施した。

図８は各種面圧でピッチングが発生した繰り返し回数（小ローラ１回転を１回とする）をまとめて示したものであり、横軸をピッチングが発生した繰り返し回数、縦軸をその試験時の面圧としている。図中、基準とする浸炭肌焼き鋼（Ｎｏ．５）における各面圧における最小繰り返し数をつないだ寿命線を図中に示した。ピッチングが発生した繰り返し数が１０^７回となる時の面圧を転動面疲労強度（ピッチング強度）と定義した場合、そのピッチング強度は約２１０ｋｇｆ／ｍｍ^２となることがわかった。また、同様の整理の仕方で検討すると、Ｎｏ．１：１７５ｋｇｆ／ｍｍ^２，Ｎｏ．２：２４０ｋｇｆ／ｍｍ^２，Ｎｏ３（高周波焼入れ）：２６０ｋｇｆ／ｍｍ^２、Ｎｏ．４：２７０ｋｇｆ／ｍｍ^２およびＮｏ．４（高周波焼入れ）：２９０ｋｇｆ／ｍｍ^２となり、高周波焼入れによって、セメンタイト粒子をそれぞれ約２体積％，約１０体積％分散させたＮｏ３，Ｎｏ．４の転動面疲労強度が顕著に改善されていることがわかる。さらに、浸炭肌焼き鋼はバラツキが多少大きく、この原因が転動面での浸炭時の粒界酸化や不完全焼入れ層の存在や残留オーステナイト量が多いこと等によるもので、平均的なピッチング発生回数で比較した場合には、Ｎｏ．２のピッチング強度と変わらないことがわかる。

また、ピッチングを発生した転動面のマルテンサイト相のＸ線半価幅を調査した結果、Ｎｏ．１：３．６〜４．０°，Ｎｏ２：４〜４．２°，Ｎｏ．３：４．２〜４．４°，Ｎｏ．４：４．３〜４．６°，Ｎｏ．５：４〜４．２°であった。

さらに、前記熱処理を施したＮｏ．１〜Ｎｏ．５の試験片を２５０〜３５０℃各３時間焼戻した時のＸ線半価幅を調査した結果、前記ピッチング発生転動面の半価幅はほぼ３００℃で焼戻した半価幅と合致し、また「材料」、第２６巻２８０号、Ｐ２６で報告されている各種炭素濃度の炭素鋼の焼戻し硬さと半価幅の関係ともほぼ合致することがわかる。

（実施例２）
・焼戻し軟化抵抗性の確認
表２は本実施例で使用した合金組成を示したものであり、熱処理は８１０℃〜８７０℃で３０分加熱後に水冷し、３００℃，３５０℃で３時間焼戻した試験片のロックウェル硬さＨＲＣを調査し、さらに、これらの硬さに対する各合金元素添加量の影響を解析した。

なお、予備実験としては、０．１〜１．０重量％の炭素と０．３〜０．９重量％のＭｎを含有する炭素鋼についても調査し、前記合金元素の影響の解析のベースデータとしたが、その結果、
（２５０℃ではＨＲＣ＝３４×√Ｃ（重量％）＋２６．５）
３００℃ではＨＲＣ＝３６×√Ｃ（重量％）＋２０．９
（３５０℃ではＨＲＣ＝３８×√Ｃ（重量％）＋１５．３）
で近似されることがわかった。

また、これらの炭素鋼硬さをベースに合金元素の影響を解析した結果、焼戻し軟化抵抗ΔＨＲＣは、例えば３００℃で次式で記述できることがわかった。
ΔＨＲＣ＝４．３×Ｓｉ（重量％）＋７．３×Ａｌ（重量％）＋１．２×Ｃｒ（重量％）×（０．４５÷Ｃ（重量％））＋１．５×Ｍｏ（重量％）＋３．１×Ｖ（重量％）
この結果、ＡｌはＳｉの１．７倍の焼戻し軟化抵抗性を発現することがわかり、転動面圧強度の改善元素として極めて効果的であることがわかった。

図９は、前記解析結果から求められる焼戻し硬さと実測した焼戻し硬さの合致性を示したものであり、そのバラツキ幅がＨＲＣ±１の範囲で精度良く予測できることがわかる。また、実施例１のＳＣＭ４２０（Ｎｏ．５）の浸炭層（０．８重量％炭素）の３００℃焼戻し硬さについても図９の☆印で示しており、計算値とよく合致していることがわかる。

（実施例３）
・高周波焼入れ性の調整
表３は本実施例で使用する鋼材の合金成分を示したものである。直径３０ｍｍ、長さ１００ｍｍの円柱状試験片に機械加工した後に、８５０〜９００℃で１時間加熱した後に水冷したものと、水冷した後に６５０℃で５時間焼戻し処理を施したものを、３ｋＨｚの高周波加熱設備を使い、１５秒間で８７０℃にほぼ均一加熱状態にした後水冷したものの焼入れ硬化層深さを求めた。

さらに、表３の化学成分から求められるＤＩ値１と前記６５０℃の焼戻し処理から計算されるフェライトの化学組成から計算されるＤＩ値２との比率と先の焼入れ硬化層深さの比率との関係を図１０に示した。図１０から、高周波焼入れ前組織の調整によって高周波焼入れ時の焼入れ性が顕著に低減され、かつ正確に制御されていることがわかる。なお、図１０中のＮｏ．Ｐ６がとりわけ、図中の直線性から大きくずれているが、これは、焼入れ前組織中のセメンタイトが約３．５体積％未固溶状態で残留し、マルテンサイト中の炭素濃度が少なくなり、ＤＩ値２が小さくなったことによる。表３中の各試験片鋼の下段に焼入れマルテンサイト中の炭素濃度を示したが、このＤＩ値２と先のＤＩ＝０．１２×Ｍ＋０．２の関係式から、本発明が、モジュールＭ＝７以下の歯形に沿った焼入れ硬化層を形成する耐面圧性に優れた中小型高周波焼入れ歯車部材の製造に好適であることがわかる。

（実施例４）
・焼戻し軟化抵抗性に優れた鋼材によるピッチング強度の改善
本実施例は、実施例３で使用した６５０℃で３時間焼戻し処理を施した鋼材から実施例１と同じ試験片を削り出し、実施例１と同じ高周波加熱設備を使い、１０秒で４００℃まで緩やかに加熱した後に、１秒で１０５０℃まで急速加熱した後に水冷し、１６０℃で３時間焼戻したものをローラピッチング試験に供した。

なお、表３中のＮｏ．Ｐ４，Ｎｏ．Ｐ５，Ｎｏ．Ｐ６については、わずかに転動表面層中のセメンタイトの未固溶状態で分散されているが、それらの分散量は３体積％以下である。ピッチング強度の試験は実施例１とほぼ同じ条件で実施し、その結果を図１１に示した。また、図１１中において、実施例１で求めたピッチング発生線（図９の結果）を実線で示した。

これらの結果から、Ａｌ，Ｓｉ添加による焼戻し軟化抵抗性改善により、転動面の耐ピッチング強度が画期的に改善されることがわかった。

（実施例５）
・炭化物、窒化物、炭窒化物分散による摺動特性の改善
本実施例は表４に示すように実施例３と同じ鋼材とＶ，Ｔｉを含有する鋼材を用いて、図１２に示されるような摺動試験片と、相手材料としてＳＣＭ４２０に浸炭焼入れ焼戻しの処理を施して、表面硬さがＨＲＣ６０になるように調整したものとを用いて、摺動試験片の下面を円盤状の相手材料上面に押し付けて、摺動試験片の水平面上の位置を固定し、８０℃のエンジンオイル＃３０で潤滑しながら、周速度が１０ｍ／ｓｅｃとなるように相手材料を回転させる。同じ押し付け圧力を５分間保持し、押し付け圧力を２５ｋｇｆ／ｃｍ２毎に増加させて急激に摩擦係数が増大する時点（焼き付き状態）の押し付け圧力（ｋｇｆ／ｃｍ２）を測定した。

本発明の摺動試験片は実施例３と同じ高周波焼入れ焼戻したものであり、また、比較材料としてＳＣＭ４２０の浸炭焼入れ焼戻したもの（ＳＣＭ４２０＋ＧＣＱＴ），ＳＣＭ４４０４０（ＳＣＭ４４０＋ＱＴ），Ｓ５５Ｃ（Ｓ５５Ｃ＋ＱＴ），ＳＵＪ（ＳＵＪ２＋ＱＴ）を焼入れ焼戻ししたものを用いた。

その結果は、表４に合わせて示してあるが、Ｎｏ．Ｓ１，Ｎｏ．Ｓ２，Ｎｏ．Ｐ６において炭化物硬質粒子の分散効果によって耐焼付き性が顕著に改善されており、とりわけ、Ｔｉ添加による耐焼付き性の改善が顕著であることがわかる。

したがって、Ｔｉ，Ｖに類するＮｂ，Ｚｒ，Ｈｆなどの特殊炭化物の微量分散は、滑りを伴う歯車部材の耐摩耗性，耐面圧強度の向上に有効である。

尚、本発明は上記実施の形態及び上記実施例に限定されず、本発明の主旨を逸脱しない範囲内で種々変更して実施することが可能である。

Ｆｅ−Ｃ−Ｍ状態図と等炭素活量線図を使ったγ相へのセメンタイトの固溶機構図である。 Ｆｅ−Ｃ−Ｃｒ系等炭素活量線を示す図である。 Ｆｅ３重量％Ｓｉに対する合金元素の影響を示した状態図である。 全体加熱水スプレー焼入れ時の硬化パターン（Ｍ＝３．２５）を示す図である。 図４の硬化パターンによるＤＩ値と硬化深さの関係を示すグラフである。 ローラピッチング試験用試験片を示す図であり、（ａ）は小ローラ試験片を示しており、（ｂ）は大ローラ試験片を示している。 （ａ）は高周波加熱温度と焼入れ硬さとの関係を示すグラフであり、（ｂ）は高周波加熱温度とマルテンサイトＣ濃度との関係を示すグラフであり、（ｃ）は高周波加熱温度とθ相体積％との関係を示すグラフである。 ローラピッチング強度の予備試験結果を示すグラフである。 焼戻し硬さの実測値と計算値の比較を示すグラフである。 ＤＩ値の比率と焼入れ硬化深さの比率との関係を示すグラフである。 本発明の歯車部材のピッチング強度を示すグラフである。 定速摩擦摩耗試験片の形状を示す図である。 非特許文献１に示された歯車高周波焼入れ方式の比較図である。

符号の説明

１ 小ローラ試験片
２ 大ローラ試験片
３，４ 試験面
５，６ 中心軸

Claims (20)

1. 焼入れ硬化層が歯形に沿って形成される歯車部材であって、
   Ｃが０．４３〜１．２重量％含有する鋼材からなり、歯車ピッチ円におけるオーステナイト相の焼入れ性を示すＤＩ値（ｉｎｃｈ）が、歯車モジュールＭ（ｍｍ）に対して、式
   ＤＩ≦０．１２×Ｍ＋０．２
   の関係を満足することを特徴とする歯車部材。
2. 前記ＤＩ値は、焼入れ前組織中のセメンタイト相に合金元素が濃縮され、前記合金元素が希薄化されたフェライト相中の合金元素濃度と、Ａ３温度もしくはＡｃｍ温度以上の温度への急速な誘導加熱によりオーステナイト相に拡散固溶された０．３〜０．８重量％の炭素濃度とから決まることを特徴とする請求項１に記載の歯車部材。
3. 前記鋼材は、Ｍｎが０．０５〜０．５５重量％含有され、Ｃｒが０〜０．６重量％含有され、さらに、Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｃｕ，Ｗ，Ｂ，Ｃａ，Ｎｂからなる群から選ばれた一種以上の合金元素と、Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏからなる群から選ばれた一種以上の不可避的不純物元素が含有され、残部がＦｅからなることを特徴とする請求項１または２に記載の歯車部材。
4. 前記鋼材は、０．５〜２重量％のＳｉおよび０．２５〜１重量％のＡｌのいずれか一方もしくはＳｉおよびＡｌが合計で０．５〜２重量％含有され、Ｃｒが０．０５〜０．６重量％含有され、さらに、Ｍｏ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｗ，Ｂ，Ｃａ，Ｎｂからなる群から選ばれた一種以上の合金元素とＰ，Ｓ，Ｎ，Ｏからなる群から選ばれた一種以上の不可避的不純物元素が含有され、残部がＦｅからなることを特徴とする請求項１または２に記載の歯車部材。
5. 前記鋼材は、Ａｌが０．２５〜１重量％含有され、Ｎｉが０．３〜１．５重量％含有されることを特徴とする請求項１または２に記載の歯車部材。
6. 前記鋼材は、ＭｏおよびＷの合計または少なくとも一方が０．０５〜０．３重量％含有され、さらに、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｂ，Ｃａからなる群から選ばれた一種以上の合金元素とＰ，Ｓ，Ｎ，Ｏからなる群から選ばれた一種以上の不可避的不純物元素が含有され、残部がＦｅからなることを特徴とする請求項１または２に記載の歯車部材。
7. 前記鋼材は、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆからなる群から選ばれた一種以上の合金元素が０．０５〜０．２重量％含有されるとともに、これらの合金元素が主体となる平均粒径が０．１〜５μｍの炭化物、窒化物および炭窒化物のうち一種以上が０．１〜０．５体積％分散され、
   前記焼入れ硬化層は転動面層を有し、
   前記転動面層は、Ｃが０．５３〜０．９重量％含有され、前記転動面層が焼入れられた後、低温で焼戻されたマルテンサイト組織の母相を有していることを特徴とする請求項１または２に記載の歯車部材。
8. 前記焼入れ前組織中に分散するセメンタイト相中の平均Ｃｒ濃度が３．５重量％以下に調整され、さらに、前記焼入れ硬化層中に５体積％以下のセメンタイト相が残留されることを特徴とする請求項２に記載の歯車部材。
9. 前記焼入れ前組織中に分散するセメンタイト相の平均粒径が０．１〜１．５μｍにほぼ粒状化されていることを特徴とする請求項２または８に記載の歯車部材。
10. 前記焼入れ硬化層中には、残留オーステナイトが１０〜４０体積％含有されていることを特徴とする請求項８に記載の歯車部材。
11. 前記焼入れ硬化層においては、旧オーステナイト結晶粒がＡＳＴＭ粒度番号１０以上に微細化されていることを特徴とする請求項８または１０に記載の歯車部材。
12. 前記歯車部材が滑りを伴うものであって、その歯面ピッチ円表面において圧縮残留応力を有しており、その歯元部表面において５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力が残留していることを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載の歯車部材。
13. 前記歯車部材が内歯のリングギヤであることを特徴とする請求項１または２に記載の歯車部材。
14. Ｃが０．４３〜１．２重量％含有する鋼材からなり、歯車ピッチ円におけるオーステナイト相の焼入れ性を示すＤＩ値（ｉｎｃｈ）が、歯車モジュールＭ（ｍｍ）に対して、式
    ＤＩ≦０．１２×Ｍ＋０．２
    の関係を満足する歯車部材を準備する工程と、
    高周波焼入れ法によって前記歯車部材の歯形に沿って焼入れ硬化層を形成する工程と、
    を具備することを特徴とする歯車部材の製造方法。
15. 前記ＤＩ値は、焼入れ前組織中のセメンタイト相に合金元素が濃縮され、前記合金元素が希薄化されたフェライト相中の合金元素濃度と、Ａ３温度もしくはＡｃｍ温度以上の温度への急速な誘導加熱によりオーステナイト相に拡散固溶された０．３〜０．８重量％の炭素濃度とから決まることを特徴とする請求項１４に記載の歯車部材の製造方法。
16. 前記高周波焼入れ法は、前記歯車部材をＡ１温度以下の温度から９００〜１１００℃の焼入れ温度まで高周波による１０秒以内のオーステナイト化加熱し、その後に急冷するものであることを特徴とする請求項１４または１５に記載の歯車部材の製造方法。
17. 前記高周波焼入れ法は、前記歯車部材を３００℃〜Ａ１温度で予備加熱した後に、大電力で３秒以内で高周波加熱し、その後に急冷するものであることを特徴とする請求項１４または１５に記載の歯車部材の製造方法。
18. 前記焼入れ硬化層を形成する工程の後に、前記歯車部材に物理的加工を施すことにより、前記歯車部材の歯先、歯末、歯底からなる歯形表面層に５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力を残留させる工程をさらに具備することを特徴とする請求項１４または１５に記載の歯車部材の製造方法。
19. 前記物理的加工がショットピーニングであることを特徴とする請求項１８に記載の歯車部材の製造方法。
20. 前記ショットピーニングによって、歯形端面の表面層に５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力を残留させることを特徴とする請求項１９に記載の歯車部材の製造方法。

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