(57)【要約】【課題】浸炭焼入れ処理によって表面に微細な炭化物を多量に生成させ得、表面高硬度，高強度の浸炭部品を得ることのできる浸炭部品の製造方法を提供する。【解決手段】質量％でC：0.15〜0.25％，Si：0.90〜1.30％，Mn：0.70〜1.10％，P：0.030％以下，S：0.100％以下，Cu：0.01〜0.50％，Ni：0.01〜0.50％，Cr：0.20〜0.50％，Mo：0.50％以下，Al：0.30％以下，N：0.05％以下で且つ下記式（１）の条件を満たし、    ［Si］＋［Ni］＋［Cu］−［Cr］＞0.5・・・式（１）  残部Fe及び不可避的不純物の組成を有する鋼を表面炭素濃度が０．９〜１．５％の範囲内となるように真空浸炭処理を行った後、空冷して表層の組織をパーライトとなし、しかる後高周波焼入れを行ってセメンタイトを分断させることで１μｍ以下の炭化物が９０％以上を占める微細炭化物を生ぜしめる。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
C ：0.15〜0.25％
Si：0.90〜1.30％
Mn：0.70〜1.10％
P ：0.030％以下
S ：0.100％以下
Cu：0.01〜0.50％
Ni：0.01〜0.50％
Cr：0.20〜0.50％
Mo：0.50％以下
Al：0.30％以下
N ：0.05％以下
で且つ下記式（１）の条件を満たし、
［Si］＋［Ni］＋［Cu］−［Cr］＞0.5・・・式（１）
（但し式（１）中各元素記号は含有質量％を表す）
残部Fe及び不可避的不純物の組成を有する鋼を圧力２ｋＰａ以下の減圧条件で、浸炭の後の徐冷後の表面炭素濃度が０．９〜１．５％の範囲内となるように真空浸炭処理を行った後、パーライト変態を起こす冷却速度で空冷による前記徐冷を行って表層の組織をパーライトとなし、しかる後パーライト組織中のセメンタイトを細かく分断させることで表面から０．１ｍｍまでの範囲内に炭化物中１μｍ以下の炭化物が９０％以上を占める微細炭化物を生ぜしめる加熱及び冷却条件で高周波焼入れを行うことを特徴とする浸炭部品の製造方法。
【請求項２】
請求項１において、前記空冷による前記徐冷を５℃／ｓ〜０．２℃／ｓの冷却速度で行い、前記高周波焼入れを加熱温度７５０〜８５０℃で行うことを特徴とする浸炭部品の製造方法。
【請求項３】
請求項１，２の何れかにおいて、前記鋼が質量％で
Nb：0.02〜0.20％
Ti：0.02〜0.20％
B ：0.0005〜0.0100％
の１種又は２種以上を更に含有したものであることを特徴とする浸炭部品の製造方法。
【請求項４】
請求項１〜３の何れかにおいて、前記真空浸炭を、前記徐冷後の表面炭素濃度が１．０％以上となるように行うことを特徴とする浸炭部品の製造方法。
【請求項５】
表面炭素濃度が０．９〜１．５％で、表面から０．１ｍｍまでの範囲内にパーライト組織のセメンタイトが分断して生じた１μｍ以下の炭化物が炭化物中９０％を占める微細炭化物が生ぜしめてあることを特徴とする鋼部品。
【請求項６】
請求項５において、質量％で
C ：0.15〜0.25％
Si：0.90〜1.30％
Mn：0.70〜1.10％
P ：0.030％以下
S ：0.100％以下
Cu：0.01〜0.50％
Ni：0.01〜0.50％
Cr：0.20〜0.50％
Mo：0.50％以下
Al：0.30％以下
N ：0.05％以下
で且つ下記式（１）の条件を満たし、
［Si］＋［Ni］＋［Cu］−［Cr］＞0.5・・・式（１）
（但し式（１）中各元素記号は含有質量％を表す）
残部Fe及び不可避的不純物の組成を有し、真空浸炭とその後の冷却、及び高周波焼入れにより前記表面から０．１ｍｍまでの範囲内に前記微細炭化物が生ぜしめてあることを特徴とする鋼部品。
【請求項７】
請求項５，６の何れかにおいて、前記炭化物は、マルテンサイト組織が５０％以上を占めた組織の中に生ぜしめてあることを特徴とする鋼部品。
【請求項８】
請求項５〜７の何れかにおいて、前記鋼が質量％で
Nb：0.02〜0.20％
Ti：0.02〜0.20％
B ：0.0005〜0.0100％
の何れか１種若しくは２種以上を更に含有したものであることを特徴とする鋼部品。
【請求項９】
請求項５〜８の何れかにおいて、前記表面炭素濃度が１．０％以上であることを特徴とする鋼部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、浸炭部品の製造方法及び鋼部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
例えば歯車のような高い表面硬度の求められる機械部品の場合、従来にあっては、ＳＣＲ４２０等のＪＩＳ鋼種を部品形状に加工した後、浸炭焼入れを施し、表面硬化処理して使用していた。
その際、浸炭焼入れによって表面に炭化物を微細に生成せしめ、また炭化物を多量に生成させることができれば、表面硬度をより高く、また強度をより高強度となすことができる。
【０００３】
しかしながら従来、実際には浸炭焼入れによって表面にそのような微細な炭化物を多量に生成させ、表面強度をより高強度とすることが十分に実現できていなかったのが実情である。
【０００４】
浸炭焼入れの方法として、従来、浸炭処理した後に高周波焼入れする方法が知られている。この方法は、浸炭処理の利点と高周波焼入れの利点とを併せ持つことのできる優れた方法と言える。
浸炭焼入れを、浸炭処理に続いて直接急冷により焼入れする通常の方法で行った場合、部品の内部までマルテンサイト化するため、残留歪みが大きくなる問題があるが、浸炭処理した後に高周波焼入れを行った場合、高周波焼入れは部品の内部組織を変化させずに表面だけを硬化させることができるため、歪みが小さいといった利点が得られる。
【０００５】
ところが浸炭用鋼であるＳＣＲ４２０を用いた場合、炭化物を形成し易いCrを多く含んでいるため、浸炭の段階で炭化物が生成し易く、またこの炭化物はその後の高周波焼入れ過程で溶解しづらく、そのため浸炭部品の表面を均一な組織とするのが難しい。
そして表面の残存炭化物を起点として破壊を生じ易く、強度が低くなってしまう。
【０００６】
従来の通常のガス浸炭の場合、表面炭素濃度０．８％程度で硬さが最高値を示し、それより表面炭素濃度を高くすることは困難である。
一方浸炭処理の手法として真空浸炭を行った場合、表面炭素濃度をこれよりも高くすることが可能である。
但しＳＣＲ４２０の場合、炭化物形成し易いCrを多く含んでいるため、真空浸炭にて表面炭素濃度を高くすると、より一層Crの炭化物が生成し易く且つこれが粗大化し、その後の高周波焼入れ過程でCr炭化物が溶解せず、炭化物を起点とした破壊がより一層促進され、強度の低下に繋がってしまう。
このようなことから、従来浸炭処理での表面炭素濃度を低下させ、炭化物生成を防止することで対策してきたが、この場合表面硬さが不足し、十分な強度が得られない。
【０００７】
尚、本発明に対する先行技術として下記特許文献１に本発明と類似の組成を有する鋼を用いた浸炭部品が開示されている。
但しこの特許文献１に開示のものは、浸炭処理に続く焼入れの手法が本発明と全く異なっており、また浸炭部品表面の炭化物生成の手法においても本発明と全く異なっており、本発明とは別異のものである。
【０００８】
また下記特許文献２には、軌道部材の製造方法として浸炭窒化工程の後に高周波焼入れ工程を行う点が示されているが、この特許文献２に開示のものは、鋼材の組成が本発明とは全く異なっており、従ってまた炭化物生成の手法においても別異のもので、本発明とは異なったものである。
【０００９】
【特許文献１】特開２００７−２９１４８６号公報
【特許文献２】特開２００８−６３６０３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は以上のような事情を背景とし、浸炭焼入れ処理によって表面に微細な炭化物を多量に生成させ得、高硬度，高強度の浸炭部品を得ることのできる浸炭部品の製造方法及び鋼部品を提供することを目的としてなされたものである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
而して請求項１は、浸炭部品の製造方法に関するもので、質量％でC ：0.15〜0.25％，Si：0.90〜1.30％，Mn：0.70〜1.10％，P ：0.030％以下，S ：0.100％以下，Cu：0.01〜0.50％，Ni：0.01〜0.50％，Cr：0.20〜0.50％，Mo：0.50％以下，Al：0.30％以下，N ：0.05％以下で且つ下記式（１）の条件を満たし、
［Si］＋［Ni］＋［Cu］−［Cr］＞0.5・・・式（１）
（但し式（１）中各元素記号は含有質量％を表す）
残部Fe及び不可避的不純物の組成を有する鋼を圧力２ｋＰａ以下の減圧条件で、浸炭の後の徐冷後の表面炭素濃度が０．９〜１．５％の範囲内となるように真空浸炭処理を行った後、パーライト変態を起こす冷却速度で空冷による前記徐冷を行って表層の組織をパーライトとなし、しかる後パーライト組織中のセメンタイトを細かく分断させることで表面から０．１ｍｍまでの範囲内に炭化物中１μｍ以下の炭化物が９０％以上を占める微細炭化物を生ぜしめる加熱及び冷却条件で高周波焼入れを行うことを特徴とする。
【００１２】
請求項２の製造方法は、請求項１において、前記空冷による前記徐冷を５℃／ｓ〜０．２℃／ｓの冷却速度で行い、前記高周波焼入れを加熱温度７５０〜８５０℃で行うことを特徴とする。
【００１３】
請求項３の製造方法は、請求項１，２の何れかにおいて、前記鋼が質量％で、Nb：0.02〜0.20％，Ti：0.02〜0.20％，B ：0.0005〜0.0100％の１種又は２種以上を更に含有したものであることを特徴とする。
【００１４】
請求項４の製造方法は、請求項１〜３の何れかにおいて、前記真空浸炭を、前記徐冷後の表面炭素濃度が１．０％以上となるように行うことを特徴とする。
【００１５】
請求項５は鋼部品に関するもので、表面炭素濃度が０．９〜１．５％で、表面から０．１ｍｍまでの範囲内にパーライト組織のセメンタイトが分断して生じた１μｍ以下の炭化物が炭化物中９０％を占める微細炭化物が生ぜしめてあることを特徴とする。
【００１６】
請求項６のものは、請求項５において、質量％でC ：0.15〜0.25％，Si：0.90〜1.30％，Mn：0.70〜1.10％，P ：0.030％以下，S ：0.100％以下，Cu：0.01〜0.50％，Ni：0.01〜0.50％，Cr：0.20〜0.50％，Mo：0.50％以下，Al：0.30％以下，N：0.05％以下で且つ下記式（１）の条件を満たし、
［Si］＋［Ni］＋［Cu］−［Cr］＞0.5・・・式（１）
（但し式（１）中各元素記号は含有質量％を表す）
残部Fe及び不可避的不純物の組成を有し、真空浸炭とその後の冷却、及び高周波焼入れにより前記表面から０．１ｍｍまでの範囲内に前記微細炭化物が生ぜしめてあることを特徴とする。
【００１７】
請求項７のものは、請求項５，６の何れかにおいて、前記炭化物は、マルテンサイト組織が５０％以上を占めた組織の中に生ぜしめてあることを特徴とする。
【００１８】
請求項８のものは、請求項５〜７の何れかにおいて、前記鋼が質量％でNb：0.02〜0.20％，Ti：0.02〜0.20％，B ：0.0005〜0.0100％の何れか１種若しくは２種以上を更に含有したものであることを特徴とする。
【００１９】
請求項９のものは、請求項５〜８の何れかにおいて、前記表面炭素濃度が１．０％以上であることを特徴とする。
【発明の作用・効果】
【００２０】
以上のように本発明の浸炭部品の製造方法は、低Cの鋼材を予めギヤ等の部品形状に加工した後、真空浸炭を行ってその後徐冷し、しかる後高周波焼入れを行なって表面を硬化処理し、浸炭部品を得るものである。
【００２１】
本発明では、真空浸炭処理により徐冷後の表面炭素濃度が０．９〜１．５％となるように浸炭部品の表面にCを導入し、その後の徐冷によって表面の組織をパーライト単相の組織とする。
【００２２】
そしてこれに続く高周波焼入れにより、パーライト組織中の層状に細く且つ長く伸びたセメンタイトを細かく分断し、その後の冷却にてマルテンサイト変態させ、焼入れを行う。これによって表面（表層）に微細な炭化物を無数に分散状態で生成せしめる。
そしてこのことによって、浸炭部品の表面の炭化物を可及的に微細化し且つこれを多量に生成せしめ、浸炭部品の表面硬度を従来に増して一層高く、また表面強度を一層高強度とする。
【００２３】
つまり本発明の製造方法は、浸炭部品表面の炭化物を、パーライト組織中のセメンタイトを分断することによって細かく微細に析出させることを特徴としたものである。
本発明ではまた、浸炭処理の方法として真空浸炭の手法を用いる。
通常のガス浸炭の場合、表面炭素濃度は０．８％程度が限界であるが、本発明では真空浸炭を用いることにより、表面炭素濃度をこれよりも高濃度とすることができる。
ここで真空浸炭とは、一般的に、炉内の雰囲気を減圧して、浸炭ガスとして炭化水素系のガス（例えばメタン，プロパン，エチレン，アセチレン等）を直接炉内に挿入して、ガスが鋼の表面に接触して分解する活性な炭素によって、鋼の表面に炭素が供給される浸炭期に炭化物が生成して炭素が蓄えられ、続く拡散期に炭化物が分解し、蓄えられていた炭素がマトリックスに溶解することによって、炭素が内部に向って拡散していき浸炭する方法のことをいう。炭素の供給ルートは、炭化物経由のルートによるものに限らず、直接の溶解というルートを通るものも存在する。本発明では２ｋＰａ以下の減圧状態で行う。
このようになした場合、浸炭部品の表面に微細な炭化物を多量に生成させることができ、このことが浸炭部品の表面の高硬度化，高強度化に大きく寄与する。
【００２４】
但し鋼材として従来のＳＣＲ４２０等の鋼種を用いた場合、炭化物を成形し易いCrが多量に含まれているため、真空浸炭によって表面に多量のCを導入すると、浸炭処理の段階でCrが炭化物を形成してしまう。
この場合、その炭化物は丸く大きな粗大な炭化物となってしまう。そのような粗大な炭化物は浸炭部品表面で異物となり、破壊の起点となって却って表面強度を低くしてしまう。
【００２５】
そこで本発明では、鋼材の組成を、炭化物形成し易いCrを少なくし、また炭化物を造らせ難いSiを多量に含有せしめ、真空浸炭の処理の際に炭化物を形成せず、真空浸炭によってCを高濃度で表面に導入した場合であっても、その後の徐冷によってパーライト単相組織となるように鋼材の組成を調整している。
【００２６】
本発明では、真空浸炭によって表面に高濃度でCを浸炭させた後の徐冷によってパーライト単相組織とする上で、浸炭後の冷却の速度を５℃／ｓ〜０．２℃／ｓの範囲内とすることが望ましい。
冷却速度が０．２℃／ｓよりも遅くなると、粒界に粗大な炭化物が生成してしまい、本発明の目的である表面硬度，強度の高硬度化，高強度化を十分に実現できない。
一方冷却速度が５℃／ｓよりも速くなると、浸炭後の冷却によって焼きが入ってしまい、組織がマルテンサイト化してしまう。
【００２７】
以上のような浸炭処理を施した後、本発明では浸炭部品表面を高周波焼入れ処理する。
この高周波による短時間加熱によって（加熱時間は２０〜３０秒程度）、パーライト組織中のセメンタイトを長手方向に細かく分断し、炭化物を微細化する。
【００２８】
この高周波焼入れでは、浸炭部品表面を加熱温度７５０〜８５０℃の範囲内とすることが望ましい。
８５０℃よりも高い温度になると、セメンタイトが分断するだけでなく、分断により生じた炭化物がマトリックスに溶け込んでしまい、本発明の目的を十分に達成できない。
他方７５０℃よりも低い温度であると、高周波加熱によって組織がオーステナイト化しないため、その後の冷却によって十分な焼きが入らない。即ち組織が良好にマルテンサイト化しない。
【００２９】
即ち本発明では、通常の高周波焼入れでは１１５０℃以上の高温度の加熱を行うところを、７５０〜８５０℃の低い温度で加熱を行うのが良い。
尚、高周波焼入れの際の冷却は１０℃／ｓ以上とすること、好適には水冷とすることが望ましい。
【００３０】
以上のような本発明の製造方法では、後の実施例の表中の表面炭素濃度の高さに示されているように（本実施例における表面炭素濃度の高さはそのまま炭化物量の多さを示している）、浸炭部品表面に多量の炭化物を生成させることができ、しかも炭化物サイズが１μｍ以下のものが９０％（面積率）以上を占めるような微細炭化物とすることができる。
【００３１】
尚本発明では、鋼材が低Cの軟らかいものであるため、鋼材をギヤ等の部品に加工する際、これに先立って球状化焼鈍しを行う必要がない。従ってその球状化焼鈍しによって丸く大きな炭化物を生成せしめてしまうこともない。
【００３２】
本発明では、上記鋼をNb，Ti，Bの何れか１種又は２種以上を上記範囲で含有したものとなしておくことができる。
また上記真空浸炭に際し、徐冷後の表面炭素濃度が１．０％以上となるように浸炭を行うことができる。
【００３３】
請求項５〜９は鋼部品に係るもので、この鋼部品は、表面に微細な炭化物が多量に生成していることによって、表面硬度及び強度を、従来に増して高硬度及び高強度となすことができる。
【００３４】
次に本発明における鋼材の各化学成分等の限定理由を以下に詳述する。
C ：0.15〜0.25％
Cの含有量が下限値よりも少ないと、心部にフェライトが生成し、強度低下してしまう。一方上限値である0.25％を超えると加工性、特に被削性が劣化する。
またCの含有量が一定量を超えて多くなると鋼が硬くなり、ギヤ等の部品に加工する際に、場合によって球状化焼鈍処理が必要となる。その場合球状化焼鈍処理の際に丸くて大きい炭化物が生成してしまう。
【００３５】
Si：0.90〜1.30％
本発明においてSiは真空浸炭後の冷却によって、組織をパーライト化させるために重要な成分である。Siの含有量が0.90％よりも少ないと、真空浸炭後の空冷の際に炭化物が生じ易くなってしまう。また焼入れ性が低下し、強度低下をもたらす。
一方Siの含有量が1.30％を超えて多量であると加工性、特に被削性が劣化する。
Siは、通常のガス浸炭の場合には粒界酸化を促進する元素であり、この粒界酸化層が歯元の衝撃強度や疲労強度を低下させる原因となる。但し本発明においては、真空浸炭（雰囲気圧力は、例えば２ｋＰａ以下）を用いることで、Siを含有しているにも拘わらず粒界酸化の問題が効果的に抑制される。
本発明において、Siのより望ましい範囲は、1.0〜1.3％である。
【００３６】
Mn：0.70〜1.10％
Mnは脱酸材として鋼の溶製時に添加されるが、その含有量が1.10％を超えて多量になると加工性、特に被削性が劣化する。
一方含有量が0.70％未満であると芯部にフェライトが生成し、強度低下をもたらす。
【００３７】
P ：0.030％以下
S ：0.100％以下
これらは不純物であって、浸炭部品の機械的性質にとって好ましくない成分であり、上記の上限値以下にその含有量を規制する。
特に靭性及び熱間加工性を必要とする場合においては、Sのより望ましい範囲は0.03％以下である。
【００３８】
Cu：0.01〜0.50％
Ni：0.01〜0.50％
Cu，Niは炭化物の生成を抑制する成分であり、それぞれ下限値である0.01％以上含有させる。
一方0.50％を超える多量の添加は、熱間加工性を低下させる。
Cuのより望ましい範囲は0.05〜0.3％であり、またNiのより望ましい範囲は0.04〜0.3％である。Cu，Niはそれぞれ0.05％，0．04％以上を含有させることで芯部強度を向上させることができる。
【００３９】
Cr：0.20〜0.50％
Crは炭化物の生成を促進する成分であり、0.50％を超えて多量に添加すると、浸炭後処理の際にCrが炭化物を形成してしまう。また本発明の目的とするパーライト単相の組織が得られなくなる。更に多量の添加は加工性、特に被削性を劣化させる。
一方0.20％未満であると焼入れ性が低下し、強度低下をもたらす。
Crのより望ましい範囲は0.2〜0.4％である。更に0.25％以上とすることで、芯部強度を向上させることができる。
【００４０】
Mo：0.50％以下
Moは焼入れ性を向上させる成分である。但し0.50％を超えて多量に添加すると、鋼の加工性、特に被削性が劣化する。
尚Moの添加量が0.01％未満であると焼入れ時にマルテンサイト変態が十分でなく、不完全焼入れとなって強度が低下するため、0.01％以上添加しておくことが望ましい。
Moのより望ましい範囲は0.05〜0.4％である。更に0.3％以下とすることで、炭化物の生成を抑制することができる。
【００４１】
Al：0.30％以下
Alは脱酸剤として添加される。また結晶粒を微細化し強度を向上させる働きを有する。
但し0.30％を超えて多量に含有させると、鋼中にアルミナが形成されて強度の低下を招く。
尚結晶粒を微細化し強度を向上させる働きを確保する上で、Alを0.01％以上添加しておくことが望ましい。
Alのより望ましい範囲は0.01〜0.04％である。
【００４２】
N ：0.05％以下
Nは結晶粒の粗大化を防止する作用を有する。この効果は0.05％程度で飽和するので、それ以下とする。
尚Nの含有量は0.002％以上としておくことが望ましい。これよりも含有量を更に低くするためにはコストが高くなってしまう。
Nのより望ましい範囲は0.01〜0.03％である。
【００４３】
［Si］＋［Ni］＋［Cu］−［Cr］＞0.5・・・式（１）
Si，Ni及びCuは炭化物の生成を抑制し、一方Crは増加させる。
本発明では、それらSi，Ni，Cu及びCrの添加量をバランスさせることによって、真空浸炭により高濃度浸炭した場合においても、その後の冷却によってパーライト組織単相を生成させることができる。
【００４４】
表面炭素濃度：０．９〜１．５％（質量％）
炭化物量が０．９％よりも少ないと浸炭部品の表面を有効に高強度化することができない。一方表面炭素濃度を１．５％超としてもそれ以上の強度は向上せず、一方、浸炭時にグラファイトが付着するとともに、浸炭炉を汚染するので、１．５％を上限とした。
【００４５】
真空浸炭後の冷却速度：５℃／ｓ〜０．２℃／ｓ
冷却速度が上限値よりも速いと組織化マルテンサイト化し、パーライトとならない。一方冷却速度が下限値よりも更に遅いと、粒界に粗大な炭化物を析出させてしまう。
冷却速度のより望ましい範囲は４℃／ｓ〜０．４℃／ｓである。
【００４６】
高周波焼入れ温度：７５０〜８５０℃
焼入れ温度が下限値よりも低いとオーステナイト化せず、焼入れ不良となり強度が低下する。
一方上限値よりも高い温度であると、炭化物が溶けすぎて浸炭部品表面に炭化物が残存しなくなる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００４７】
次に本発明の実施形態を以下に詳述する。
表１に示す化学組成の浸炭用鋼を溶製し、各材料を下記の試験用ギヤの形状に機械加工した。
この部品を９００〜１０５０℃の温度条件、詳しくは表２の温度条件で真空浸炭した後、５℃／ｓ〜０．２℃／ｓの冷却速度、詳しくは表２に示す冷却速度で冷却し、更にその後、表２に示す加熱条件及び１０℃／ｓ以上の冷却条件で冷却し、高周波焼入れを実施した。
そして得られた浸炭部品について、以下のようにして疲労強度試験を行い、歯面疲労強度と歯元疲労強度とを評価した。
それらの結果が表２に併せて示してある。
【００４８】
＜試験用ギヤの形状＞
モジュール：２．５
歯数：３０
ピッチ円径：８２．７５３ｍｍ
歯幅：２０ｍｍ
ネジレ角：２５度
【００４９】
＜真空浸炭＞
アセチレンガスを用い、圧力１／１００気圧以下の減圧下で９００〜１０５０℃に保持する真空浸炭を行なった。
浸炭後、空冷を行って組織をパーライト単相とした。
【００５０】
＜高周波焼入れ＞
加熱温度７５０〜８５０℃に２０〜３０秒加熱し、その後１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却（具体的にはここでは水冷）を行った。
【００５１】
＜疲労強度試験＞
試験用ギヤに負荷をかけて回転させ、１０７回の回転で歯元が折損するに至る歯元応力を評価して、歯元疲労強度の尺度とした。別のサンプルギヤの歯元にショットピーニングを行なって歯元を強化し、上記と同様に負荷をかけて回転させ、同じく１０７回の回転で歯面が折損するに至る歯面応力を評価して、歯面疲労強度の尺度とした。
【００５２】
＜表面炭素濃度の測定＞
ギヤの端面（歯面中央部）の表面をスパーク放電発光分析法（ＪＩＳ  Ｇ  １２５３）により直接測定した。
【００５３】
＜炭化物面積率測定＞
高周波焼入れ後の浸炭部品の表層部を鏡面研磨し、ピクリン酸アルコール溶液で腐食してＳＥＭ（走査形電子顕微鏡）で観察を行い、観察される炭化物を１００００倍にて面積０．１ｍｍ２分観察し、断面におけるサイズが１μｍ以下の炭化物の総面積の全炭化物面積に対する比率を求めた。
【００５４】
【表１】
2010090437.tif 000002
【００５５】
【表２】
2010090437.tif 000003
【００５６】
表１の結果に見られるように、Siが0.71％と低く、また式（１）の値が０．２８で本発明の下限値よりも低い比較例１では、１μｍ以下の炭化物の割合が８％と低く、その結果歯元疲労強度が低い。
【００５７】
またCrの含有量が0.80％で、本発明の上限値である0.50％よりも多く、また式（１）の値が０．３０で本発明の下限値である０．５よりも低い比較例２では、微細（１μｍ以下）炭化物の割合が６１％で低く、面疲労強度，歯元疲労強度ともに低い。
【００５８】
また表面炭素濃度が０．７０と低く、表面に炭化物が生成していない比較例３及び表面炭素濃度が０．８５で低く、表面の微細炭化物が２８％と少ない比較例４では何れも面疲労強度が低い。
更に高周波焼入れの際の加熱温度が７１０℃で低く、表面の微細炭化物の量が４２％と少ない比較例５では面疲労強度が低い。
更に高周波焼入れの加熱温度が９１０℃と高く、表面に炭化物の生成していない比較例６では面疲労強度が低い。
【００５９】
これに対して本発明の実施例のものは、何れも表面に微細炭化物が多量に生成しており、面疲労強度，歯元疲労強度ともに高く、優れたものである。
因みに図１（イ）は実施例１についての真空浸炭及び徐冷後の電子顕微鏡写真を、また（ロ）はその後の高周波焼入れ後の電子顕微鏡写真（何れも倍率は１００００倍）を表している。
【００６０】
図１（イ）から、真空浸炭及び徐冷後の組織が良好にパーライト単相の組織となっていること、また（ロ）よりその後高周波焼入れすることにより、セメンタイトの分断による微細な炭化物が細かく多数分散して生じていること（図１（ロ）中の粒状の白点が炭化物である）が、見て取れる。
【００６１】
以上本発明の実施形態を詳述したが、これはあくまで一例示であり、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【図面の簡単な説明】
【００６２】
【図１】実施例１についての走査形電子顕微鏡写真である。
【図１】
2010090437.tif 000004
【手続補正書】
【提出日】平成21年1月13日(2009.1.13)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】請求項５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【請求項５】
表面炭素濃度が０．９〜１．５％で、表面から０．１ｍｍまでの範囲内にパーライト組織のセメンタイトが分断して生じた１μｍ以下の炭化物が炭化物中９０％以上を占める微細炭化物が生ぜしめてあることを特徴とする鋼部品。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１５】
請求項５は鋼部品に関するもので、表面炭素濃度が０．９〜１．５％で、表面から０．１ｍｍまでの範囲内にパーライト組織のセメンタイトが分断して生じた１μｍ以下の炭化物が炭化物中９０％以上を占める微細炭化物が生ぜしめてあることを特徴とする。