JP4912385B2 - 転動部材の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高周波焼入れ、浸炭焼入れ、浸炭浸窒焼入れ、浸窒焼入れ等によって転動面層を焼入れ硬化して製造される歯車等の転動部材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や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が、一部、比較的低面圧（〜１５０ｋｇｆ／ｍｍ^２）条件で使用するリングギヤ類では、中炭素鋼および中炭素低合金鋼（０．４５〜０．６重量％Ｃ）に高周波焼入れ等の熱処理を施した歯車が使用されている。

前記建設・土木用機械に使用されている歯車減速機としては、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、より低コストな歯車が要望されている。

また、前記建設・土木用機械は走行時において岩石や構造物等の障害物を乗り越えたり、旋回しながらそれら障害物を掘削することが多く、それら走行用、旋回用の歯車減速機の歯車に衝撃的な荷重が作用することによって、浸炭焼入れ歯車の破損が問題になる。

一方、高周波焼入れ硬化歯車においては、浸炭焼入れ歯車よりも高靭性であるが、前述のように１５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の高面圧下で使用した場合にはピッチング、スカッフィングおよび早期摩耗などの耐面圧強度面での不具合が発生し易い問題がある。また、浸炭焼入れ硬化歯車においては、２３０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の高面圧下での使用に対して十分な耐久性がなく、コンパクト化のための面圧強度が十分でない問題がある。

本発明は、前述のような問題点を解消するためになされたもので、滑りを伴う転動条件で使用する歯車では、その耐面圧強度が境界潤滑下で滑りに伴う局部的な凝着による発熱によって歯面温度が３００℃まで上昇することに着眼し、転動面の高周波焼入れによってオーステナイト中にほとんど固溶しないＶ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆのうちの一種以上の炭化物、窒化物および／または炭窒化物を歯面にあらかじめ分散させておくことによって歯面の耐焼付き性を改善し、かつ３００℃での焼戻し硬さがＨＲＣ５０以上となる各種の耐高面圧用の安価な高周波焼入れ歯車等の転動部材の製造方法を提供することを目的とするものである。

浸炭焼入れ処理を施したＳＮＣＭ８１５、ＳＣＭ４２０、ＳＣｒ４２０、ＳＭｎＢ４２０鋼（浸炭肌焼鋼）について、それらの滑りを伴う転動面圧強度（ピッチング強度）を面圧３７５〜２２０ｋｇｆ／ｍｍ^２の範囲で予備調査した結果、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ＨＲＣ６１〜６２に調整した炭素鋼について、面圧２５０ｋｇｆ／ｍｍ^２での転動面圧強度を予備調査した結果、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（１）（０．７７重量％Ｃ）についてもその転動面圧強度を予備調査した結果、１０^７回転でピッチングが発生し始める面圧がほぼ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。

また更に、球状化処理を施した共析炭素鋼（２）（０．８５重量％Ｃ、０．４３重量％Ｃｒ）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調査した結果、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、前記共析炭素鋼（１）（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約２体積％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（約２体積％）と同時にマルテンサイト硬さを高める観点から、約１．０重量％炭素と１．５重量％の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調査した結果、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。また、前記微細なセメンタイト粒子をより多く分散させるために、球状化処理を施したＳＵＪ２を加熱温度９５０〜９８０℃で高周波焼入れしたものの転動面圧強度が先の８４０℃から焼入れしたものに比べて、３００ｋｇｆ／ｍｍ^２にまで改善されており、この原因が固溶炭素濃度０．３５重量％の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約１０体積％分散していることによることがわかり、さらに少なくとも微細なセメンタイト粒子の下限分散量を２体積％、好ましくは５体積％として、上限分散量が１０体積％以上であることがわかった。

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、本発明では、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、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いために、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ためには、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（２）（０．８５重量％Ｃ）、ＳＵＪ２の転動面圧強度の改善作用のように粒径が０．１〜１．５μｍの微細なセメンタイト粒子など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、また、セメンタイト粒子としては平均粒子径が１．５μｍ以下であることが好ましいことを明らかにした。

また、前記セメンタイト粒子の分散が耐面圧強度を改善するメカニズムは、境界潤滑状態における摺動時の転動面での耐焼付き性が硬質なセメンタイトの分散によって顕著に改善され、転動面における最表面温度の低減と耐摩耗性の改善によることは明らかであり（硬質粒子分散効果と呼ぶ）、その耐焼付き性をより効果的に改善するために、後述のように、その硬質粒子として鋼との凝着性が極めて少ないＶ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ等が形成するＭＣ型炭化物、Ｍ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物、ＭＮ型窒化物を利用することが好ましいことを明らかにした。

なお、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が設定されるが、その計算値はほぼＨＲＣ５３．４であり、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線半価幅から求まる硬さ（ＨＲＣ＝５３）と極めてよく合致しており、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℃焼戻し硬さが少なくともＰｍａｘ＝２３０ｋｇｆ／ｍｍ^２に耐えるためのＨＲＣ５３以上であるように設定することによって浸炭焼入れ歯車と同等以上の高面圧歯車が開発されることがわかった。

なおさらに、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３００℃焼戻しマルテンサイト相の硬さが
ＨＲＣ＝３６×√Ｃ（重量％）＋２０．９
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％）＋３．１×Ｖ（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。

本発明においては、前述の歯車材料・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。

要するに、少なくとも０．５〜１．５重量％の炭素と、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの一種以上の合金元素を０．２〜２．０重量％含有するとともに、それらの合金元素からなる平均粒径が０．２〜５μｍの炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上が０．４〜４．０体積％分散されている鋼材を用いて、転動面層において誘導加熱焼入れ、低温焼戻しされたマルテンサイト組織母相の固溶炭素濃度が０．３〜０．８重量％に調整され、その母相中に前記炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上が０．４〜４．０体積％分散されていることを特徴とする転動部材を開発した。

なお、前記硬質粒子分散効果が作用し始めるのは、通常、０．１体積％以上であり、５．０体積％を越えた場合には摩擦係数の増大による耐焼付き性の減少が起こるとともに相手材に対するアタック性も顕著になることが知られていることから、本発明においては、炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上について、前記分散効果がより明確に現れる０．４体積％を下限値とし、４．０体積％を上限値としたが、前記アタック性を経済性の観点からは、２．０体積％を上限値とすることがより好ましいことは明らかである。

なお、前記硬質粒子を、例えば、ＴｉＣ、Ｖ_４Ｃ_３とした場合には、ＴｉＣ、Ｖ_４Ｃ_３の比重がそれぞれほぼ４．９ｇｒ／ｃｍ^３、５．６５ｇｒ／ｃｍ^３であることから、０．２重量％のＴｉ添加によって（０．２５重量％のＴｉＣが形成され、）ほぼ０．４体積％のＴｉＣが形成されること、Ｖ_４Ｃ_３は高周波加熱条件によってはオーステナイト中へのＶの固溶が無視できない（最大で０．３重量％Ｖ）ことを考慮して、２．０重量％のＶ添加によってほぼ２体積％のＶ_４Ｃ_３が形成されることから、前記炭化物、窒化物および／または炭窒化物を形成する合金元素の添加量を０．２〜２．０重量％とした。

さらに、これらの炭化物をあらかじめ分散させた鋼材においては、それら炭化物の形成に消費される炭素量と、前記各種焼入れによって高硬度で高靭性なマルテンサイト母相を得るための固溶炭素量（０．３〜０．９重量％）とをあわせて鋼材炭素量を設定しておくことが必要であって、本発明の転動面層における炭素量は０．５〜１．５重量％と設定されるものであって、高周波焼入れおよび浸窒、浸炭もしくは浸炭浸窒処理後高周波焼入れ処理で、転動面層を焼入れ硬化する転動部材においては、利用する鋼の炭素含有量を０．５〜１．５重量％とするが、浸窒、浸炭もしくは浸炭浸窒処理後油焼入れ処理で転動面層を焼入れ硬化する転動部材においては、０．２〜０．８重量％に調整しておくことが好ましいことは明らかである。

また、前記転動面での耐焼付き性や耐摩耗性を効率的に改善するためには、前記鋼の溶製段階で析出分散させる炭化物、窒化物および／または炭窒化物が比較的大きいことが必要であって、それらの平均粒径としては、前述のＳＵＪ２でセメンタイトの分散粒径（０．２〜１．５μｍ）から０．２μｍ以上が好ましく、かつ、摺動時の相手材へのアタック性を考慮した場合には５μｍ以下にしておくことが望まれる。（なお、溶製後の鍛造条件によっても微細化されるが、後述のＴｉＣでは５μｍ以下，Ｖ_４Ｃ_３では２μｍ以下のサイズでほぼ均一に分散調整されることがわかる。）

なお、前記転動部材を歯車として適用する場合においては、前記炭化物、窒化物および／または炭窒化物や上記セメンタイトによる内部切り欠き作用で歯元曲げ疲労強度の低下が危惧されるので、前記転動面層（焼入れ硬化層）を短時間の高周波加熱後の焼入れによって、転動面層の旧オーステナイト結晶粒径をＡＳＴＭ１０番以上に微細化し、残留オーステナイト量を１０〜５０体積％残留させるとともに、圧縮残留応力を付加することによって十分対策することとした。さらにまた、歯面、歯元へのショットピーニング処理を施すことによって転動面層の最表面部において、５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力を確実に付与することとした。

前記硬質粒子分散効果は、後述するように炭素鋼（Ｓ５５Ｃ）にＴｉＣ，Ｖ_４Ｃ_３（Ｎｏ．Ｐ７，Ｎｏ．Ｐ２）を分散させた高周波焼入れ歯車がほぼＳＣＭ４２０浸炭歯車と同じ面圧強度を示すことを確認したことから、その改善効果が歯面での高面圧下での摺動時の耐焼付き性を改善し、スコーリングの発生や歯面温度の上昇を抑えることに起因していることは明らかであり、安価な高周波焼入れ歯車を製造するのに好ましいことがわかる。さらに、本発明においては、より面圧強度を向上し、コンパクトな高強度歯車とするために、前述のように、短時間の高周波加熱（９００〜１０５０℃）後に焼入れ処理を施す高周波焼入れを適用することによって、転動面層におけるマルテンサイト母相中に１μｍ以下の微細なセメンタイト粒子を追加して１０体積％以下分散させることと、低温の焼戻し軟化抵抗性を高めるＳｉおよび／またはＡｌを含有させた鋼材を用いた転動部材を開発した。

なお、前記セメンタイトはその硬さがほぼＨｖ８５０〜１０００であり、マルテンサイト母相硬さと大きな差異が無いことから、相手材料に対するアタック性が少なく、前記硬質粒子分散効果の作用量が小さく、前述のＳＵＪ２高周波焼入れ転動面層のセメンタイト分散量（約１０体積％）を考慮して１０体積％が有効であるが、面圧強度をより改善する観点から、セメンタイト分散量の上限を１５体積％とすることが好ましいことは明らかである。

前記高周波焼入れ時の加熱温度は炉加熱を主体とする浸炭焼入れ等の焼入れ温度と比べ９００〜１０５０℃と極めて高いために、例えば高周波焼入れ用鋼として多く用いられる炭素鋼を用いた転動部材表面層にセメンタイトを分散させた焼入れ硬化層を形成させることが難しく、また低合金鋼を用いた場合においては目的とする炭素濃度を固溶するマルテンサイト相中にセメンタイトを分散させた焼入れ硬化層を形成させることができない。この問題を解決するために、フェライト相（αＦｅ相）とセメンタイトが共存する状態において、セメンタイトに最も顕著に濃縮する合金元素Ｃｒを鋼材中に０．３〜１．５重量％の範囲で添加し、さらに、セメンタイト中にＣｒを２．５〜１０．０重量％の範囲に濃縮させ（第２発明）、焼入れ温度への急速な誘導加熱によってオーステナイトへのセメンタイトの固溶を遅らせることと、そのセメンタイトの固溶を遅らせることによって、オーステナイト中に固溶する炭素濃度を調整することを図った。

なお、高周波焼入れ処理に供する鋼におけるセメンタイト中のＣｒ濃度は、その前組織である（フェライト＋セメンタイト）二相組織におけるセメンタイトへのＣｒの濃縮度によって決められるものであり、例えば７００℃でその二相組織を十分に加熱すると、セメンタイト中のＣｒ濃度はフェライト中のＣｒ濃度の約２８倍に濃縮することが知られている（６００℃加熱では約３５倍）。このＣｒの濃縮したセメンタイトは加熱中のオーステナイトへ固溶するが、その際のセメンタイトの固溶機構（速度）は図１に示される加熱温度における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（等炭素活量線図）の関係から説明することができる。

図１は、本発明に使用する鋼材主要成分として、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−Ｍ３元系状態図の誘導加熱される焼入れ温度における等温断面図を模式的に示したものであり、図中の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点を通る細線のように、Ｍ元素添加によって炭素活量が低下することから等炭素活量線は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元素が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。

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。

前記図１中に使用する鋼材組成Ａ点における、焼入れ前組織におけるフェライトとセメンタイトの組成はＥ点、Ｆ点で与えられ、急速に焼入れ温度に加熱された場合には、まず、Ｆ点組成のセメンタイトは合金元素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が、その場合のセメンタイトと局所平衡するオーステナイト界面組成はＧ点で与えられ、Ｇ点の炭素活量が鋼材組成のＡ点の炭素活量より大きいことから、炭素の化学ポテンシャルの勾配によって急速に炭素が拡散し、極めて短時間でセメンタイトが消失するが、セメンタイトが消失した後に、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、図１中の等炭素活量線上のＡ点組成に向かって合金元素が均質化する（矢印←→で示す）のに伴って、炭素の均質化することがわかる（急速な誘導加熱によってもセメンタイトが容易にオーステナイト中に固溶する例）。

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が（Ｋ点）、元のＡ点組成の炭素活量より低くなることから、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ためには、Ｋ点からセメンタイトの固溶度線に沿ってのＢ点へ合金元素Ｍが拡散しない限り、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、元のＣ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とセメンタイト中のＢ点との合金元素濃度差が大きくなるほど遅くなることが明らかであり、高周波加熱・焼入れによるセメンタイトの分散が容易に行われることがわかる。そしてまた、セメンタイト中のＣＭ濃度で決まるＫ点位置を通る等炭素活量線上の元フェライト中のＭ濃度での炭素濃度によって、マルテンサイト母相中の固溶炭素濃度を調整することができることは明らかである。なお、１０００℃で２秒間加熱保持した時の合金元素が拡散する距離は、同条件で炭素が拡散する距離約１２μｍに対して約０．０３μｍ程度であり、また、０．５μｍ径のセメンタイト粒子半径の約１２％程度の拡散距離であることから、セメンタイトが上記機構にしたがって残留し、オーステナイト母相中に炭素が十分に拡散し、急冷後には高硬度なマルテンサイト母相が形成されることがわかる。

さらに、Ａ１温度から焼入れ温度９００〜１０５０℃に誘導加熱するまでのオーステナイト（γ相）へのセメンタイトの固溶時間が１０秒以内に制御される誘導加熱とその後の急冷処理を施すことによって、セメンタイトが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は、前述のように、炭素拡散で支配されるＫ点を通る等炭素活量に相当する炭素濃度と等しくなり、それに応じたマルテンサイト硬さが得られることがわかるが、その母相となるγ相の焼入れ性は元のフェライト中の合金元素濃度と前記のγ相中の炭素濃度でほぼ決まり、鋼材への添加濃度から計算される焼入れ性（ＤＩ値）より大きく低下することがわかるので、歯車にこの原理を適用することによって、焼入れ硬化層が歯形形状に沿って形成され易くなり、歯形に沿って圧縮残留応力を発生させて焼割れを防止するとともに、歯元、歯底部の曲げ疲労強度をより高めた歯車部材を開発した。また、前記焼入れ性の低下割合は、焼入れ前組織中のセメンタイトに合金元素が濃縮するほど大きくなり、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏのセメンタイトに濃縮し易い元素ほどその低下は顕著に起こることも明らかである。

より具体的にするために、図２に示すＦｅ−Ｃ−Ｃｒ三元系状態図と等炭素活量線図（ａｔ１０００℃）を使って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を以下に検討する。

（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）の組成になり、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Ｄ点を経由しながら矢印（↑↓）で示すように急速に拡散し、セメンタイトを固溶した後、Ａ点を通る炭素の等活量線（等炭素活量線）で平衡化し、その後の加熱によってＣｒ元素がＡ点に向かって均質化することで、より迅速なセメンタイトの固溶を達成することができ、マルテンサイト母相の炭素濃度もほぼ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。

（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）の組成になり、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が、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点までセメンタイトが炭素の拡散律速機構ですばやく固溶した後、さらに長時間の加熱を続けることによって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点と等炭素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、オーステナイト（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。したがって、短時間の加熱、焼入れ後のマルテンサイト母相中の炭素濃度は、Ｈ点を通る等炭素活量線上のＧ点とほぼ同じＣｒ濃度（０．２４重量％）での炭素濃度約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。

（３）セメンタイトの固溶が大きく遅延される場合２
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炭化物とオーステナイト（γ相）が平衡し、非平衡なセメンタイトとオーステナイト（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が、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、炭素拡散律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炭化物が形成される必要性のないように、オーステナイト（γ相）界面組成は、少なくともＣｒ_７Ｃ_３炭化物が析出しなくても良い（オーステナイト（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、硬質な（ＨＲＣ５７〜６１）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、前述の検討結果から、セメンタイトの顕著な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中のＣｒ濃度が約３重量％に濃縮する（Ｊ点）場合であることは明らかであり、９００℃の加熱では約２．５重量％であるので、例えば、Ｃ：０．５５重量％、Ｃｒ：０．３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]＝αＫＣｒ×鋼中のＣｒ濃度／（１−（鋼中の炭素濃度／６．６７）×（１−αＫＣｒ））は２．６重量％と算出されることから、Ｃｒの下限添加量はほぼ０．３重量％であり、好ましくは０．４重量％以上であることがわかる。ここで、αＫＣｒはフェライト相とセメンタイト間のＣｒの濃縮性をあらわす分配係数であって、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％）と定義されるものであり、各合金元素の分配係数（７００℃での）は、
αＫＣｒ＝２８、αＫＭｎ＝１０．５、αＫｖ＝９．０、αＫＭｏ＝７．５、αＫＷ＝２．０、αＫＮｉ＝０．３４、αＫＳｉ，Ａｌ≒０であることが知られており、Ｃｒが各種合金中で最もセメンタイトへ濃縮することがわかる。

さらに、前記９００〜１０５０℃で高周波加熱・焼入れ法を転動部材に適用するために、その焼入れ後に１４０℃以上の焼戻し処理したマルテンサイト母相硬さを少なくともＨＲＣ５５以上に高める必要があることから、マルテンサイト母相中の炭素濃度を０．３重量％、より好ましくは０．４重量％以上に高めるために、セメンタイト中のＣｒ濃度が１０重量％以下となるように調整することが必要であることがわかる。よって、本発明においては、セメンタイト中のＣｒ濃度が２．５〜１０重量％の範囲で調整されるのが好ましいことがわかる。

また、前記炭素拡散律速で拡散する時のマルテンサイト母相中の炭素濃度が約０．９重量％Ｃ以上になると、前記高周波加熱・焼入れ時の焼割れ性が高まり易いことから、その炭素濃度が０．３〜０．８重量％となるように調整されることが好ましいので、鋼材炭素量は未固溶セメンタイト量を２〜１５体積％とすると、０．５〜１．５重量％で適用できることがわかる。

したがって、０．５〜１．５重量％炭素を添加するときのＣｒ量としては１．８重量％以下であることが好ましいが、経済的な観点からは１．５重量％以下で調整されることが好ましい。さらには、後述する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、１．０重量％以下で使用されることが好ましい。

またさらに、前述の炭素との親和力が大きく、フェライトとセメンタイト間の分配係数αＫＭが大きいＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗがセメンタイトへの濃縮傾向が大きいだけでなく、前記（３）の関係で記載したようなＣｒ_７Ｃ_３炭化物の存在と同様に、Ｆｅ_２１Ｍｏ_２Ｃ_６、Ｖ_４Ｃ_３、ＷＣ特殊炭化物が存在することから、Ｃｒ_７Ｃ_３と同様の検討がされ、セメンタイト中のＶ、Ｍｏ、Ｗ濃度がそれぞれ０．３重量％Ｖ、１重量％Ｍｏ、１重量％Ｗ以上に調整されることが必要とわかり、その結果、Ｖ：０．１重量％以上、Ｍｏ：０．３重量％以上およびＷ：０．５重量％以上の添加によって前記セメンタイトの固溶遅延が発現されるので、本発明においては少なくともＣｒが０．３重量％以上および／またはＶが０．１重量％以上添加されるものとし、Ｍｏ、Ｗが必要に応じて複合添加されることが好ましいものとした。

なお、Ｖは前述のように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が顕著な前述の硬質粒子分散効果を発揮することから、Ｖ添加量範囲としては０．１〜２．０重量％が好ましいことがわかる。

Ｍｏ、Ｖ、ＷはそれぞれＭｏ：約２重量％、Ｖ：約０．６重量％、Ｗ：約１．５重量％までセメンタイトに固溶できることが知られているが、上記のＭｏ：１重量％以下、Ｖ：０．３重量％以下、Ｗ：１重量％以下の範囲の場合には、前記（２）の関係でセメンタイトの固溶遅延作用に関係するので、前記（２）の関係のＣｒの作用に加算されることは明らかであり、セメンタイト中の（Ｃｒ＋Ｖ＋Ｍｏ＋Ｗ）濃度が２．５〜１０重量％に調整されることがより好ましいことが明らかである。

また、ＭｎはＶ，ＭｏよりもαＫＭｎが大きく、セメンタイト中に顕著に濃縮する元素であるが、オーステナイト状態での特殊炭化物の存在が無く、かつ、通常添加される鋼組成範囲（〜１．５重量％）においては（セメンタイト中〜８．５重量％Ｍｎ）、前記（２）の関係によるセメンタイトの固溶遅延作用がないことは明らかであるので、Ｍｎは１．５重量％以下を適量とできることは明らかである。

なお、前記セメンタイトとフェライト間の分配係数αＫＭは前述のように７００℃で十分加熱したときのものであって、例えば加熱温度を６００℃に下げた時にはそれらの分配係数はより大きくなり、Ｃｒ、Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏはよりセメンタイトに濃縮されるが、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、あらかじ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ことは明らかである。

さらに、前記転動面層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粗大セメンタイト粒子が分散することは強度的に好ましくないことは明らかであり、高周波焼入れの前処理として、セメンタイトを粒状化し、平均粒径１μｍ以下に微細化しておくことがより好ましいことは明らかであるが、そのセメンタイト粒子の微細化は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を添加することが好ましいことは明らかである。

上記セメンタイトへの合金の濃縮は（フェライト＋セメンタイト）二相組織における熱処理であるが、Ａ１温度以上で（オーステナイト＋セメンタイト）二相組織において加熱することによってもセメンタイトへの合金元素の濃縮を図ることができるので、例えば８００℃での、セメンタイト中の合金元素Ｍの濃度÷オーステナイト中の合金元素Ｍの濃度＝γＫＭで定義されるγＫＭ（セメンタイト／オーステナイト間の合金元素Ｍの分配係数。例えば、γＫＣｒ：８．５、γＫＶ：１３、γＫＭｏ：４．２、γＫＭｎ：２．４である。）を用いてセメンタイト中の合金元素濃度を調整することができることは明らかである。

また、前述のように急速、短時間加熱した時の溶解したセメンタイトの位置周辺や未溶解セメンタイトの周辺においては、先の図１、図２の等炭素活量線の関係から理解されるように、Ｍｓ温度を顕著に低下させるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏが濃縮しており、それらの周辺において残留オーステナイト相が形成されやすくなり、特に、内部切欠きになりやすい上記特殊炭化物、窒化物、炭窒化物やセメンタイトが分散した転動面層における靭性を回復し、かつ面圧強度を改善する上で好ましいことは明らかであり、本発明においては残留オーステナイト相が１０〜５０体積％の範囲に調整されることとした。

残留オーステナイトの下限値は従来の浸炭焼入れによる残留オーステナイト相量を参考にし、上限の残留オーステナイト相量は５０体積％以上では耐摩耗性が顕著に低減することがよく知られていることから５０体積％とした。

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は、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が、本発明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転動部材は、その際の加熱均質時間が数秒以内であることが多く、前述のようにセメンタイトにＣｒ，Ｍｏ，Ｖ、Ｍｎ等を濃縮して高周波焼入れした場合に、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ないために、焼戻し軟化抵抗性が低下することによって、前述の転動面強度に対するセメンタイトによる粒子分散効果が十分に発現されず、浸炭焼入れ転動部材に較べてもその面圧強度が改善されないことが危惧されるために、セメンタイト中にほとんど濃縮せず、マルテンサイト母相に効率良く残留して、マルテンサイト母相の焼戻し軟化抵抗性を高めるＳｉ、Ａｌを、少なくとも前記鋼材に、Ｓｉ：０．５〜３．０重量％もしくはＡｌ：０．２０〜１．５重量％のいずれか一方または（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．５〜３．０重量％を含有し、さらに、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｂ，Ｃａ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が含有され、残部が実質的にＦｅから鋼材を用いることとした。またさらに、上記鋼材からなる転動面層を焼入れ処理もしくは高周波焼入れ処理後に３００℃以下の焼戻し処理を施し、その焼入れ硬化層が３００℃の焼戻しによってもＨＲＣ５０以上となるように、
５≦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％））
の関係を満足するように調整されてなる鋼材を用いることがより好ましいこととした。

なお、前述のＳ５５Ｃ炭素鋼の３００℃焼戻し硬さはＨＲＣ４７であり、このマルテンサイト母相中に前記硬質粒子分散させた場合において、ほぼ浸炭焼入れ歯車の面圧強度に匹敵することを考慮して、本発明においては３００℃の焼戻し処理によってもマルテンサイト母相の硬さがＨＲＣ５０以上となるようにしたが、より面圧強度を高めた転動部材としては、その硬さがＨＲＣ５３以上であることがより好ましい。

また、本発明では、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がまず検討される必要があるが、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、より好ましくは０．４５重量％以上に添加することによって高周波焼入れ時の加熱温度（９００〜１０５０℃）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、本発明においては１．５重量％をＡｌ上限添加量とすることが好ましいことは明らかである。

前記高周波焼入れの前組織として、（フェライト＋パーライト）組織であっても、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、本発明のように前記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ことは明らかである。

なお、Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏは鋼の焼入れ性を顕著に高め、高濃度な炭素を含有する鋼においては高周波焼入れ焼入れ時の焼割れ性が高まるために、Ｃｒ，Ｍｎ，ＭｏをＡ１温度（共析変態温度）〜５５０℃加熱状態で十分にセメンタイト中に濃縮させ、そのセメンタイトを残留させるように高周波焼入れすることによって、オーステナイトの焼入れ性を大幅に低減することが好ましく、とりわけＭｎは鋼の焼入れ性を最も高める元素であり、Ｃｒの添加によって前述のように残留するセメンタイト中にＭｎを濃縮させることは高周波焼入れによるオーステナイトの焼入れ性を低減する作用が発現されるので、高周波加熱・焼入れ法で歯車を歯形に沿って焼入れ硬化させる輪郭焼入れにとって都合が良いが、より好ましくは、鋼材におけるＭｎ添加量を０．２〜０．５重量％に制限することが好ましいことは明らかであり、本発明においては、転動部材に利用する鋼として、少なくともＣｒ：０．３〜１．５重量％および／またはＶ：０．１〜０．３重量％を含有し、さらに、Ｍｎ：０．２〜０．５重量％、Ｍｏ：０．５重量％以下、Ｗ：０．５重量％以下の一種以上を含有することが好ましいことは明らかである。

さらに、前記Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの一種以上の合金元素からなる平均粒径が０．２〜５μｍの炭化物、窒化物および／または炭窒化物や平均粒径１．５μｍ以下のセメンタイト粒子を分散させた転動面層に、浸炭、浸炭浸窒もしくは浸窒処理によって、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの一種以上の合金元素からなる平均粒径が０．２μｍ以下の窒化物および／または炭窒化物が新たに析出分散され、その転動面層の炭素量がＣ：０．６５〜１．５重量％および／または窒素量がＮ：０．１〜０．７重量％に調整されていることを特徴とする高耐面圧強度に優れた転動部材を開発した。

前述のように、あらかじめＶ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの一種以上の合金元素からなる平均粒径が０．２〜５μｍの炭化物、窒化物および／または炭窒化物を分散させた鋼に、浸炭、浸炭浸窒、浸窒処理を施した場合においては、マトリックス中に固溶するＶ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆがより微細な窒化物や炭窒化物として析出することや、マトリックス中に固溶するＶ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆがより固溶度の小さな炭窒化物として、あらかじめ分散している炭化物が炭窒化物に変化するとともに部分的に一旦再固溶してより安定な炭窒化物として０．２μｍ以下の微細に析出することが起こり、その転動面層の耐焼付き性が画期的に改善されると同時に耐面圧強度が改善されることを明らかにした。

なお、前記浸炭、浸炭浸窒、浸窒処理で極めて細かな炭化物、窒化物および／または炭窒化物を新たに分散させる層深さは、その分散作用が摺動面における耐焼付き性の改善と転動面層の焼戻し軟化が最表面層部に集中することおよび、歯車部材などの転動面摩耗寿命が１００μｍまでの範囲で決定されることから、経済的な観点から１００μｍ以下とすることが好ましいことは明らかである。

前記転動面層の焼入れ方法としては高周波焼入れを前提にして、安価な転動部材に関する開発であるが、前記Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの一種以上の合金元素からなる平均粒径が０．２〜５μｍの炭化物、窒化物および／または炭窒化物をあらかじめ分散させておくこと、１μｍ以下のセメンタイト粒子を分散させた転動面層に、浸炭、浸炭浸窒もしくは浸窒処理によって、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの一種以上の合金元素からなる平均粒径が０．２μｍ以下の炭化物、窒化物および／または炭窒化物を新たに析出分散させることによって転動面層の耐面圧強度を改善する手法は、浸炭焼入れ、浸炭浸窒焼入れ方法によっても適用されることは明らかであるが、浸炭、浸炭浸窒後に前述の高周波焼入れ処理を施すことによって、微細なセメンタイト粒子の分散、大きな圧縮残留応力の付与、旧オーステナイト結晶粒の微細化、マルテンサイト母相の固溶炭素濃度の調整による強靭化等の改善が図れることがより好ましいことは明らかである。

さらに、浸炭、浸炭浸窒もしくは浸窒処理を施した後に転動面層を高周波焼入れで転動面層を強化する方法を適用する場合においては、少なくともＣ：０．２〜０．８重量％を含有するとともに、Ｓｉ：０．５〜３．０重量％もしくはＡｌ：０．２〜１．５重量％のいずれか一方もしくは（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．５〜３．０重量％を含有し、さらに、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｃｕ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｃａ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機械加工の経済性、高周波焼入れ後において歯形に沿った焼入れ硬化層の形成、前記大きな圧縮残留応力のより効果的な発生、前記微細なセメンタイト粒子の分散、旧オーステナイト結晶粒の微細化など、歯車部材にとってより好ましいことは明らかである。

前記浸炭もしくは浸炭浸窒処理を施す転動部材に使用する鋼材においては、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆを炭化物としてあらかじめ分散させるのに必要な炭素量を除いた残りの炭素量が０．１〜０．３重量％となるように調整されるものであって、Ｓｉを多量に添加する場合には、高周波焼入れ時に浸炭もしくは浸炭浸窒層より内部位置においてフェライト相が残留しやすくなり、十分な強度のマルテンサイトが形成されないことが危惧されることから、オーステナイト相を安定化するＭｎ，Ｎｉを（Ｍｎ＋Ｎｉ）：１．０〜２．５重量％として焼入れ温度を低く抑えるとともに、前記セメンタイトを分散させるためのＣｒ：０．５〜１．５重量％、焼入れ性を高めるためのＭｏ：０．３５重量％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５重量％を含有させることが好ましいこととした。

またさらに、前記添加量のＡｌとＮｉ：０．３〜１．５重量％を共存させることにより、顕著な強靭性作用が発現することをすでに特願２００２−１３５２７４号で報告しており、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においても優れたシャルピー衝撃特性を示すことは、歯車の耐衝撃荷重を画期的に改善できる歯車材料として有効であることは明らかである。本発明ではＮｉ添加が鋼材をより高価なものとするために、１．５重量％以下とした。

前記転動部材が、浸炭焼入れ、浸炭浸窒焼入れ、または浸炭もしくは浸炭浸窒処理後に高周波焼入れした歯車部材であった場合においても、前記炭化物、窒化物および／または炭窒化物、さらにセメンタイト等の内部切欠き作用による歯元曲げ強度の劣化を抑えるために、歯元部において少なくとも５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力が残留しているように、ショットピーニング等の物理的加工手段を使った歯車部材が好ましいことは明らかである。

なお、前記各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。

Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ：０．２〜２．０重量％
前記合金元素は鋼中の炭素、窒素と反応してＭＣ型炭化物、窒化物およびＭ（ＣＮ）型炭窒化物を形成し、また、鋼中に対する固溶度が極めて小さいことから、製鋼段階で容易に鋼中に微細に分散析出するが、これらの物質は、鋼の焼入れ硬化層に較べても極めて硬質（ビッカース硬さで１５００以上）で優れた熱的、化学的に安定性を持ち、例えば超硬、サーメットのように極めて高温度にさらされる工具においても優れた耐摩耗性と耐焼付き性を示していることから明らかなように、これらの微量の分散によって摺動時の耐焼付き性を改善するが、多量に分散した場合においては、摺動時の摩擦係数が大きくなり、耐焼付き性の劣化と相手材料に対するアタック性が顕著になる問題がある。したがって、本発明においては０．４〜４体積％の範囲に分散量を限定して、耐焼付き性の改善を適正化した。

前記合金元素のうち、Ｖ_４Ｃ_３炭化物は比較的オーステナイトに対する固溶度が大きく、高周波加熱条件によっては０．３重量％Ｖ相当量が固溶するために、Ｖ添加量は０．４〜２重量％とすることが好ましいが、さらに、０．１重量％以上のＶの添加によって高周波加熱によるセメンタイトの固溶が遅延され、セメンタイト粒子が転動面層に有効に残留されることから、Ｖ添加量の下限値としては０．１重量％とした。また、前述のように、Ｖは低温焼戻しの軟化抵抗性を高めるとともに、より高温度の焼戻し軟化抵抗性ではＳｉ，Ａｌよりも更に顕著な軟化抵抗性を示すことから、より好ましくは０．２重量％以上を積極的に添加することが好ましい。

また更に、高周波焼入れの加熱時に過熱しすぎた場合においてもオーステナイト中に前記炭化物、窒化物および／または炭窒化物を分散させることによってオーステナイト結晶粒の粗大化を防止できることは極めて好ましいことである。

Ｓｉ：０．５〜３．０重量％
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り、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ことが示されている。

Ｓｉの下限添加量は、１重量％当りのＳｉの３００℃焼戻しでの軟化抵抗△ＨＲＣが４．３であることと、０．５５重量％炭素から求まる３００℃焼戻しのベース硬さがＨＲＣ４７．６であることから、３００℃焼戻し硬さＨＲＣ５０を確保するためのＳｉ添加量は約０．５重量％であり、さらに、０．１５重量％のＳｉが共存する場合のＡｌ添加量は、軟化抵抗ΔＨＲＣが７．３であることから、約０．２５重量％となることより、Ｓｉ、Ａｌ添加下限量と設定した。

また、そのＳｉ上限量は前述のマルテンサイト母相中の固溶炭素量０．３〜０．８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３．０重量％としたが、浸炭、浸炭浸窒処理後に油焼入れする場合においては、その鋼材の炭素量を０．２〜０．８重量％にする必要があることから、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２重量％に抑えることが好ましいことは明らかである。

Ａｌ：０．２５〜１．５重量％
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とから鋼材の清浄度化に有効であること、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を０．２５〜１．５重量％とし、Ｓｉの一部を０．１５〜１．５重量％のＡｌで置き換えて利用する場合には（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．５〜３．０重量％とすることを特徴としたが、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に比べて約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１．５重量％以下とした（２．５重量％／１．６）。また、浸炭、浸炭浸窒処理後に油焼入れもしくは高周波焼入れする場合においては、その鋼材の炭素量を０．２〜０．８重量％にする必要があることから、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ことは明らかである。

Ｎｉ：
前記添加量のＡｌとＮｉ：０．３〜２．５重量％を共存させることにより、顕著な強靭性作用が発現することをすでに特願２００２−２４０９６７号で報告しており、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が優れたシャルピー衝撃特性を示すことは、歯車の耐衝撃荷重を画期的に改善できることは歯車材料として有効であることは明らかである。本発明ではＮｉ添加が鋼材をより高価なものとするために、１．５重量％以下とした。また、Ｎｉはオーステナイトを安定化する元素であり、その添加はＳｉ，Ａｌと共存する場合において焼入れ温度を低減することから、浸炭、浸炭浸窒焼入れ処理を施して転動面層を硬化する転動部材ではＭｎ添加量と合わせて利用することが好ましく、その目安は、例えば最大３重量％Ｓｉを添加する場合において（Ｍｎ＋Ｎｉ）：２．５重量％であることが好ましい。

Ｃｒ：
Ｃｒは焼入れ性を顕著に高める元素であるが、高周波焼入れ法を利用して歯車歯面部を焼入れ硬化する場合には、高周波加熱によってＡｃ３変態温度以上に加熱された表面層部のみが急速に冷却されれば良いので、歯車材としての焼入れ性（ＤＩ値）は、通常の炭素鋼レベルの焼入れ性ＤＩ値：２．０ｉｎｃｈ以上を越える必要性が無いために、前述のようにセメンタイトを分散させない歯車材料としては、その焼割れ性を軽減するために、Ｃｒは０．５重量％以下に調整されることが多いが、前述のように高周波焼入れ法によってセメンタイトを分散させる場合においては、セメンタイトを微細化するために０．３〜１．５重量％Ｃｒを添加することが好ましい。また、この場合においてはセメンタイトの球状化処理によって、Ｃｒをセメンタイト中に十分に濃縮させておき、高周波加熱時に発生するオーステナイト中への合金元素の固溶を抑えて、実質的なオーステナイト相の焼入れ性を抑えることによって焼割れ性を抑制することが好ましいが、焼入れ性にほとんど影響を与えないＶによってセメンタイトの分散を図り、Ｃｒ添加量を０．５重量％以下に留めることも好ましいことは明らかである。また、前述の浸炭、浸炭浸窒後に油焼入れする転動部材においては、焼入れ性を確保する観点からＣｒは１．５重量％以下であることが好ましい。

Ｍｎ：
Ｍｎは、顕著な脱硫作用を示すだけでなく、前述のようにオーステナイトを安定化させる元素であるが、さらに、鋼の焼入れ性を向上させる有効な元素であるために、目的に応じて適量添加されるが、前記マルテンサイト母相中の固溶炭素量を０．３〜０．８重量％含有する転動部材では、オーステナイトが炭素によって十分に安定化されることを考慮すると、そのＭｎ下限量は０．２重量％であり、また、浸炭、浸炭浸窒処理を施して転動面層を高周波焼入れする転動部材ではオーステナイトを十分に安定化する炭素量が少ないために、例えばフェライトを安定化させるＳｉを最大３重量％添加する場合において、安価なＭｎを最大２重量％程度まで添加すること、もしくはＮｉ添加量と合わせて（Ｍｎ＋Ｎｉ）：２．５重量％とすることが好ましい。

Ｍｏ：
Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させる有効な元素であるとともに、焼戻し脆性を抑える元素であることから、本発明では通常肌焼きＳＣＭ鋼と同レベルの０．３５重量％以下の範囲で添加されることが好ましいものとしたが、前述の高周波焼入れ法が適用される転動部材においては、０．３重量％以上の添加によって高周波加熱時のオーステナイトへのセメンタイトの固溶を遅延するが、その役割と経済的な観点を考慮して不可欠な添加元素でないことは明らかであり、Ｗについてもほぼ同様である。

次に、転動部材の製造方法について、第１発明による転動部材の製造方法は、
０．５〜１．５重量％の炭素および０．３〜１．５重量％のＣｒと、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆからなるグループから選ばれる一種以上の合金元素を０．２〜２．０重量％含有し、さらに、Ｓｉ：０．５〜３．０重量％もしくはＡｌ：０．２〜１．５重量％のいずれか一方または（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．５〜３．０重量％と、Ｍｎ：０．２〜２重量％と、Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏの不可避不純物元素を含有し、残部がＦｅからなり、前記Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの一種以上の合金元素からなる平均粒径が０．２〜５μｍの炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上が０．４〜４．０体積％、セメンタイトが７．５〜２０体積％分散されている鋼材を用いて、誘導加熱焼入れ、低温焼戻しされた転動面層のマルテンサイト組織母相の固溶炭素濃度が０．３〜０．８重量％に調整され、その母相中に前記炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上が０．４〜４．０体積％、セメンタイトが２〜１５体積％分散されていることを特徴とするものである。

また、第２発明による転動部材の製造方法は、
０．５〜１．５重量％の炭素および０．３〜１．５重量％のＣｒと、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆからなるグループから選ばれる一種以上の合金元素を０．２〜２．０重量％含有し、さらに、Ｓｉ：０．５〜３．０重量％もしくはＡｌ：０．２〜１．５重量％のいずれか一方または（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．５〜３．０重量％と、Ｍｎ：０．２〜２重量％と、Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏの不可避不純物元素を含有し、残部がＦｅからなり、前記Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの一種以上の合金元素からなる平均粒径が０．２〜５μｍの炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上が０．４〜４．０体積％、セメンタイトが７．５〜２０体積％分散されている鋼材を用いて、Ａ１温度から９００〜１０５０℃の焼入れ温度までを１０秒以内で急速加熱した後に急冷する誘導加熱焼入れ、低温焼戻しされた転動面層のマルテンサイト組織母相の固溶炭素濃度が０．３５〜０．８重量％に調整され、その母相中に平均粒径が１．５μｍ以下の粒子状セメンタイトを２〜１５体積％分散させ、さらに、残留オーステナイトを１０〜５０体積％残留させた前記炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上が０．４〜４．０体積％、セメンタイトが２〜１５体積％分散されていることを特徴とするものである。

また、第３発明による転動部材の製造方法は、
０．２〜０．８重量％の炭素および０．５〜１．５重量％のＣｒと、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆからなるグループから選ばれる一種以上の合金元素を０．２〜２．０重量％含有し、さらに、Ｓｉ：０．５〜３．０重量％もしくはＡｌ：０．２〜１．５重量％のいずれか一方または（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．５〜３．０重量％と、Ｍｎ：０．２〜２重量％と、Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏの不可避不純物元素を含有し、残部がＦｅからなり、前記Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの一種以上の合金元素からなる平均粒径が０．２〜５μｍの炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上が０．４〜４．０体積％が分散する鋼材を用いて、その転動面層に浸炭、浸炭浸窒もしくは浸窒処理を施して、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆからなるグループから選ばれる一種以上の合金元素からなる平均粒径が０．２μｍ以下の窒化物および／または炭窒化物が新たに析出分散され、その転動面の炭素量が０．６５〜１．５重量％および／または窒素量が０．１〜０．７重量％に調整されるとともにセメンタイトが７．５〜２０体積％分散されて、さらにその転動面層を誘導加熱焼入れ、低温焼戻しされた転動面層のマルテンサイト組織母相の固溶炭素濃度が０．３５〜０．８重量％に調整され、その母相中に前記炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上が０．４〜４．０体積％、セメンタイトが２〜１５体積％分散されていることを特徴とするものである。

前記各発明において、転動面層における圧縮残留応力を高めるために、ショットピーニングの物理的加工を施すことが好ましい（第４発明）。

なお、高周波焼入れ法を利用して歯車歯面部を焼入れ硬化する場合には、高周波加熱によってＡｃ３変態温度以上に加熱された表面層部のみが焼入れ硬化されれば良いので、歯車材としての焼入れ性（ＤＩ値）は、通常の炭素鋼レベルの焼入れ性２．０ｉｎｃｈ以上を越える必要性はあまり無く、安価な鋼材が利用できる特徴があるので、本発明ではＭｎ，Ｃｒ添加量をより低く調整し、Ｓｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｖ等の合金元素を調整して鋼材のＤＩ値が２．０ｉｎｃｈ以下となるようにすることがより好ましいことは明らかである。

上記鋼材を用いた高周波焼入れ方法としては、室温もしくはＡ１温度以下で予熱した状態からＡ１温度を越えて８５０〜１１００℃の焼入れ温度までを誘導加熱による１０秒以内の急速加熱した後に急冷する高周波焼入れ作業によって少なくとも転動面層を焼入れ硬化させることとした。後述するように十分に球状化処理したＳＵＪ２（１．０１重量％Ｃ−１．５重量％Ｃｒ、Ｈｖ２００）を６℃／ｓｅｃの加熱速度で各焼入れ温度に加熱した後に急冷した時の焼入れ硬化層硬さ、セメンタイト残留量、マルテンサイト相の固溶炭素量を調査した結果から、十分硬質なマルテンサイト母相中に５体積％以上のセメンタイトを高密度に分散させる組織が十分に形成されることが明らかであるが、この場合における適正加熱温度は９００〜１０００℃であることがわかるが、ＳＵＪ２よりＣｒ濃度を下げた場合には、セメンタイト中のＣｒ濃度が下がり、適正加熱下限温度が１１００℃程度になることが明らかである。また、少なくとも６℃／ｓｅｃの加熱速度から推定した場合においては、本発明の主旨とする歯車部材において、大きな圧縮残留応力の発生や歯形に沿った焼入れ硬化層の形成が難しいことから、転動面層の内部発熱による急速加熱に適した高周波（誘導）加熱方式を用いて、とりわけ高周波加熱速度から換算して上記高周波加熱時間が１０秒以内であることが好ましいことは明らかである。

さらにまた、転動部材の転動面層を３００℃〜Ａ１温度に予熱し、９００〜１１００℃の焼入れ温度まで、６０ｋＨｚ以下の周波数、加熱速度１５０℃／ｓｅｃ以上の条件で急速に高周波加熱後、急冷し、より低歪で歯形に沿った焼入れ硬化層が形成された転動部材がより好ましく、生産の経済性からは加熱速度の上限２５００℃／ｓｅｃとし、３秒以内の急速加熱により高周波焼入れ方法が好ましいことは明らかである。

次に、本発明による転動部材の製造方法の具体的な実施例について、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、歯車で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４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４（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は素材調質処理後に転動面を４０ｋＨｚ高周波電源を用いて焼入れ硬化し、前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、前述と同様の焼戻し処理を施した。

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、ローラピッチング試験は７０℃の＃３０エンジンオイルで潤滑しながら、小ローラを１０５０ｒｐｍ、大ローラ（負荷ローラ）を２９２ｒｐｍとして４０％の滑り率を与え、面圧を３７５〜２２０ｋｇｆ／ｍｍ^２の種々の条件で負荷を与えて実施した。

図５は各種面圧でピッチングが発生した繰り返し回数をまとめて示したものであり、基準とする浸炭肌焼き鋼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の実線で示したが、ピッチング発生繰り返し数が１０^７回となる時の面圧を転動面疲労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、Ｎｏ．３（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約２体積％、約１０体積％を分散させたＮｏ．３、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°、Ｎｏ．２：４〜４．２°、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．１〜５の試験片を２５０〜３５０℃で各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る。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。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△ＨＲＣ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％）

この結果から、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６は、前記解析結果から求ま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６の☆印で示しており、計算値と良く合致していることがわかる。

［実施例３：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１］
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。Ｎｏ．Ｐ１〜Ｎｏ．Ｐ３は８５０〜９２０℃から焼入れた後に１６０℃で３時間の焼戻し処理を施し、Ｎｏ．Ｐ４〜Ｎｏ．Ｐ９は実施例１と同じ高周波加熱条件で高周波焼入れしたものをローラピッチング試験に供したものである。

なお、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７に示した。また同図中の実線で実施例１で求めたピッチング発生線を図７の実線で示し、さらに、本実施例で求めたピッチング発生線を破線で示した。

これらの結果から、Ａｌ，Ｓｉの単独、もしくは複合添加により、そしてさらに、Ｎｏ．Ｐ４〜９の比較からＶ，Ｔｉ添加によって顕著に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。また、セメンタイトを分散させたＮｏ．４、Ｎｏ．９とＮｏ．５、Ｎｏ．６の比較から、耐ピッチング強度がセメンタイトの分散によって顕著に改善されることがわかる。

図８は１．９４重量％のＶを添加したＮｏ．Ｐ６合金中に分散するＶ_４Ｃ_３炭化物を示したものであり、ほぼその粒径が１．５μｍ以下で均一に分散していることがわかる。

［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２］
表４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。Ｎｏ．Ｇ１〜Ｎｏ．Ｇ５は図９で示されるように、９５０℃で炭素ポテンシャル（ＣＰ）１．２重量％Ｃでの２ｈｒ浸炭期、ＣＰ＝０．８での４ｈｒ拡散期からなる浸炭処理を施した後に８５０℃に降温し、６０℃の焼入れ油に焼入れ、さらに、１８０℃で３ｈｒの焼戻し処理を施した（浸炭焼入れ焼戻し処理）。さらに、図９中の８５０℃の恒温期を２ｈｒとして、その恒温期にアンモニアガスを添加し浸窒処理を施した浸炭浸窒焼入れ焼戻し処理を施したものも準備し、先の実施例と同じ条件でローラピッチング試験を実施した。

図１０にローラピッチング試験結果を示した。その結果、浸炭焼入れ焼戻し処理試験片において、Ｔｉ，Ｖ添加による顕著な転動面強度の向上が確認されるが、さらに、浸炭浸窒焼入れ焼戻し処理を施した水準がより転動面強化されていることがわかる。

図１１はＮｏ．Ｇ３を浸炭浸窒処理した転動面層のＸ線マイクロアナライザーによってＴｉの分布状況を調べたものであり、図１２は転動面層の電子顕微鏡写真を示したものであるが、あらかじめ分散させたＴｉＣのほかに転動面層へのＣ，Ｎの拡散浸透処理によって新たなＴｉＣＮが極めて微細に分散析出していることがわかる。

［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１］
本実施例は実施例３、４と同じ鋼材を用いて、図１３に示されるような定速摩擦摩耗摺動試験片を用いて８０℃のエンジンオイル＃３０で潤滑しながら、周速度が１０ｍ／ｓｅｃ、また、相手材料に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を使い、同じ押し付け圧を５分間保持し、押し付け圧力を２５ｋｇｆ／ｃｍ^２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／ｃｍ^２）を測定した。

本発明の表３中の摺動試験片は８７０℃から焼入れ、１６０℃で３時間焼き戻したものであり、表４中の摺動試験片は実施例４の熱処理を施し、また、比較材料としてＳＣＭ４２０の浸炭焼入れ焼き戻したもの（ＳＣＭ４２０＋ＧＣＱＴ）、ＳＣＭ４４０４０（ＳＣＭ４４０＋ＱＴ）、Ｓ５５Ｃ（Ｓ５５Ｃ＋ＱＴ）、ＳＵＪ２（ＳＵＪ２＋ＱＴ）を焼入れ焼戻ししたものを使った。

この結果は、表３，表４に合わせて示してあるが、明らかに、Ｎｏ．Ｐ４〜９、Ｎｏ．Ｇ１〜５において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いる。とりわけ、Ｔｉ添加による耐焼付き性の改善は顕著であることがわかる。

［実施例６：セメンタイト粒子の分散条件と耐摩耗性の確認］
本実施例では、前記マルテンサイト母相中にセメンタイトが高密度に分散され、滑りを伴う転動部材の耐摩耗性が顕著に改善されることを検証するために、表１に示した鋼材を用いて、高周波焼入れ前組織を調整しながら、各種条件で高周波焼入れを実施し、その焼入れ組織観察を行うとともに耐摩耗性を調査した。

図１４（ａ）（ｂ）（ｃ）は、表１中のＮｏ．４鋼材（ＳＵＪ２相当材）を８１０℃に２ｈｒ加熱し、６００℃までを徐冷するセメンタイトの球状化処理（徐冷法）を施した後、高周波加熱によって６℃／ｓｅｃの加熱速度で８００〜１０００℃の各温度に加熱した後に水焼入れし、その焼入れ層硬さからマルテンサイト中の炭素濃度と未固溶セメンタイト量の関係を調査した結果を示したものである。この図から明らかに、Ｃｒのセメンタイトへの濃縮（約９重量％Ｃｒ）によって、加熱時のオーステナイトへのセメンタイトの固溶が遅延すること、転動部材として必要な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９００℃以上に加熱温度を設定することが必要であること、そのときのマルテンサイト中の炭素濃度が約０．３重量％であり、１２体積％の硬質なセメンタイト粒子が分散していること等から、歯車部材としての耐焼付き性（耐スコーリング性）、耐ピッチング性、耐摩耗性に優れた特性を示すことがわかる。

また、高周波加熱温度を１０００℃に設定した場合においても約６体積％のセメンタイトが０．７重量％Ｃのマルテンサイト母相中に分散した極めて硬質な焼入れ硬化層が得られることがわかるが、残留オーステナイト相が多くなって焼入れ硬化層の硬さが飽和することから、転動部材としては、焼き割れ性を考慮して高周波焼入れ温度が１０５０℃以下であること、マルテンサイト中の炭素量が０．７重量％以下であること、セメンタイト分散量が２体積％以上であることのいずれかの条件が満足されるようにすることが必要であることがわかる。

また、Ｆｅ−０．９８重量％Ｃ−０．５５重量％Ｓｉ−１．１１重量％Ｍｎ−１．０８重量％Ｃｒ（後述の表５、Ｎｏ．Ｗ３）を、上記球状化処理したものと、８２０℃で１．５ｈｒ保持した後に空冷し、パーライト状セメンタイトと粒状セメンタイトと分散させたものを準備し、通常の高周波加熱速度よりも極めて速い加熱速度１０００℃／ｓｅｃで９００〜１１００℃の各温度に加熱した後に焼入れた摺動面の組織を調査した。

図１５は、上記球状化処理（徐冷法）したものの１０００℃の加熱温度から焼き入れたものの組織を示したものであり、粒状セメンタイトが高密度に分散し、またさらに、図１６に示すようにその焼入れ層中における硬さは、残留オーステナイトが３０〜４５体積％を含有するにもかかわらず、最大Ｈｖ８３０にまで顕著に硬化されていることがわかり、残留オーステナイト量としては５０体積％まで含有しても耐摩耗性に問題なく利用できることがわかる。なお、ＳＵＪ３を従来通りの炉加熱８３０℃からの油焼入れ熱処理における残留オーステナイトに比べて顕著な増量が認められることは明らかである。

また、図１７は、上記パーライト状セメンタイトと粒状セメンタイトと分散させたものを加熱速度１０００℃／ｓｅｃで１０００℃に加熱した後に焼き入れた摺動面の組織を示したものであるが、明らかに、マルテンサイト母相中にパーライト組織状の板状セメンタイトが分散しており、図１５の組織硬さ（Ｈｖ８８０）より顕著に（Ｈｖ９４０）硬化していることがわかった。

さらに、パーライト前組織を含む本鋼材を使って、パーライト状セメンタイトが分散する加熱速度と加熱温度との関係を調査した結果、加熱速度１５０℃／ｓｅｃ、加熱温度９００℃の焼入れ組織でもパーライト状セメンタイトが分散しその時の焼入れ硬化層の硬さはＨｖ９４５まで顕著に硬化することがわかり、少なくともセメンタイトを安定して分散させるためには８５０℃を加熱温度の下限とした場合には１００℃／ｓｅｃ以上の加熱速度が必要であることが明らかであるが、加熱速度が１５０℃／ｓｅｃ以上であることが好ましいことは明らかである。また、Ａ１温度を越えて１０５０℃の焼入れ温度まで急速加熱する時間は３秒以内が好ましいことがわかる。

なお、図１５、図１７中には電子顕微鏡内部でＥＤＡＸ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｏｆ Ｘ−ｒａｙ）によって分析したセメンタイト中のＣｒ濃度を示したが、パーライト状セメンタイトにおいても顕著なＣｒの濃縮が観察されることがわかるが、粒状セメンタイトよりもより低濃度Ｃｒであるために、パーライト状セメンタイトが固溶しやすい結果となっており、焼入れ前組織においてパーライト状セメンタイト中にＣｒを濃縮させる加熱処理を施すことによって、さらに安定してパーライト状セメンタイトを分散させることができることは明らかである。

さらに、急速加熱焼入れしたＮｏ．１鋼材のマルテンサイト相の格子定数測定から求めたマルテンサイト中の炭素濃度は０．５重量％であり、先のＮｏ．１の結果（０．７重量％）と較べ急速な高周波加熱によって固溶炭素濃度が低減し、セメンタイト分散量が増加することは転動部材の耐面圧強度と耐摩耗性を改善する意味合いからは好ましい方法であることは明らかである。

また、後述の表５中の０．５３重量％炭素を含有するＮｏ．Ｗ２（ＳＣＭ４５３相当材）の球状化処理材を１０００℃に誘導加熱速度：１０００℃／ｓｅｃで焼入れ処理した組織を図１８に示すが、低炭素な鋼材を用いた転動部材（歯車部材）の耐面圧強度、耐焼付き性、耐摩耗性を改善するために平均粒径０．２μｍ程度の微細なセメンタイトが十分残留していることがわかる。

表５は、上記と同様に加熱温度１０００℃／ｓｅｃで１０００℃に加熱した後に焼き入れた各種セメンタイトを分散させた鋼材を用いて、前記滑りを与えたローラピッチング試験法を使って、面圧２４０ｋｇｆ／ｍｍ^２、２×１０^６回の試験後の小ローラの摩耗深さ（μｍ）で転動面層の耐摩耗性を評価した結果を示したものであり、明らかに２体積％以上のセメンタイトの分散によって耐摩耗性が向上することがわかるが、従来の浸炭焼入れした転動面（表５中のＳＣＭ４２０＋浸炭焼入れ）の耐摩耗性と比較する場合においては、２体積％以上のセメンタイトが分散することがより好ましいことは明らかである。

また、マルテンサイト母相中にパーライト状にセメンタイトが分散した組織は、粒状セメンタイトが分散したものに比べて耐摩耗性に優れることがわかる。

Ｆｅ−Ｃ−Ｍ系状態図と炭素の等炭素活量線図を使ったγ相への固溶機構図 Ｆｅ−Ｃ−Ｃｒ系等炭素活量線図（ａｔ１０００℃） Ｆｅ−３重量％Ｓｉに対する合金元素の影響を示した状態図 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、（ｂ）は大ローラ試験片 ローラピッチング強度の予備試験結果を示すグラフ 焼戻し硬さの実測値と計算値の比較（ａｔ３００℃）を示すグラフ 本発明転動部材のピッチング強度を示すグラフ（１） Ｎｏ．Ｐ６の転動面層の金属組織を示す写真 浸炭焼入れ焼戻し処理の熱処理パターンを示す図 本発明転動部材のピッチング強度を示すグラフ（２） Ｎｏ．Ｇ３に浸炭浸窒焼入れ処理を施した転動面層のＸ線マイクロアナライザー分析によるＴｉの分布状況を示した写真 Ｎｏ．Ｇ３に浸炭浸窒焼入れ処理を施した転動面層の金属組織を示す写真 定速摩擦摩耗試験片の形状を示す図 高周波加熱温度と焼入れ硬さとの関係を示すグラフ（ａ）、高周波加熱温度とマルテンサイトＣ濃度（６℃／ｓｅｃ）との関係を示すグラフ（ｂ）および高周波加熱温度とθ相体積％との関係を示すグラフ（ｃ） 粒状セメンタイトが分散した焼入れ硬化組織を示す写真 加熱温度と焼入れ硬さ、残留γ量との関係を示すグラフ パーライト組織状セメンタイトが分散した焼入れ硬化組織を示す写真 焼入れ焼戻しによるセメンタイトの球状化処理したＮｏ．Ｗ２合金の焼入れ硬化組織を示す写真

Claims (4)

1. ０．５〜１．５重量％の炭素および０．３〜１．５重量％のＣｒと、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆからなるグループから選ばれる一種以上の合金元素を０．２〜２．０重量％含有し、さらに、Ｓｉ：０．５〜３．０重量％もしくはＡｌ：０．２〜１．５重量％のいずれか一方または（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．５〜３．０重量％と、Ｍｎ：０．２〜２重量％と、Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏの不可避不純物元素を含有し、残部がＦｅからなり、前記Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの一種以上の合金元素からなる平均粒径が０．２〜５μｍの炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上が０．４〜４．０体積％、セメンタイトが７．５〜２０体積％分散されている鋼材を用いて、誘導加熱焼入れ、低温焼戻しされた転動面層のマルテンサイト組織母相の固溶炭素濃度が０．３〜０．８重量％に調整され、その母相中に前記炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上が０．４〜４．０体積％、セメンタイトが２〜１５体積％分散されていることを特徴とする転動部材の製造方法。
2. ０．５〜１．５重量％の炭素および０．３〜１．５重量％のＣｒと、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆからなるグループから選ばれる一種以上の合金元素を０．２〜２．０重量％含有し、さらに、Ｓｉ：０．５〜３．０重量％もしくはＡｌ：０．２〜１．５重量％のいずれか一方または（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．５〜３．０重量％と、Ｍｎ：０．２〜２重量％と、Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏの不可避不純物元素を含有し、残部がＦｅからなり、前記Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの一種以上の合金元素からなる平均粒径が０．２〜５μｍの炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上が０．４〜４．０体積％、セメンタイトが７．５〜２０体積％分散されている鋼材を用いて、Ａ１温度から９００〜１０５０℃の焼入れ温度までを１０秒以内で急速加熱した後に急冷する誘導加熱焼入れ、低温焼戻しされた転動面層のマルテンサイト組織母相の固溶炭素濃度が０．３５〜０．８重量％に調整され、その母相中に平均粒径が１．５μｍ以下の粒子状セメンタイトを２〜１５体積％分散させ、さらに、残留オーステナイトを１０〜５０体積％残留させた前記炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上が０．４〜４．０体積％、セメンタイトが２〜１５体積％分散されていることを特徴とする転動部材の製造方法。
3. ０．２〜０．８重量％の炭素および０．５〜１．５重量％のＣｒと、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆからなるグループから選ばれる一種以上の合金元素を０．２〜２．０重量％含有し、さらに、Ｓｉ：０．５〜３．０重量％もしくはＡｌ：０．２〜１．５重量％のいずれか一方または（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．５〜３．０重量％と、Ｍｎ：０．２〜２重量％と、Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏの不可避不純物元素を含有し、残部がＦｅからなり、前記Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの一種以上の合金元素からなる平均粒径が０．２〜５μｍの炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上が０．４〜４．０体積％が分散する鋼材を用いて、その転動面層に浸炭、浸炭浸窒もしくは浸窒処理を施して、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆからなるグループから選ばれる一種以上の合金元素からなる平均粒径が０．２μｍ以下の窒化物および／または炭窒化物が新たに析出分散され、その転動面の炭素量が０．６５〜１．５重量％および／または窒素量が０．１〜０．７重量％に調整されるとともにセメンタイトが７．５〜２０体積％分散されて、さらにその転動面層を誘導加熱焼入れ、低温焼戻しされた転動面層のマルテンサイト組織母相の固溶炭素濃度が０．３５〜０．８重量％に調整され、その母相中に前記炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上が０．４〜４．０体積％、セメンタイトが２〜１５体積％分散されていることを特徴とする転動部材の製造方法。
4. 前記転動面層における圧縮残留応力を高めるために、ショットピーニングの物理的加工を施すことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の転動部材の製造方法。

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