(57)【要約】【課題】浸炭層における残留γの多量生成を抑制して、以てピッチング疲労強度及び曲げ疲労強度を高めた浸炭部品を提供する。【解決手段】浸炭部品は、質量％で、Ｃ：０．１４〜０．３８％、Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．８％以下、Ｃｒ：０．５０〜４．５％、Ｍｏ：０．８％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％、を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成を有し且つ下記式（１）を満たす鋼からなる。また浸炭層を表層に有し、表層における炭化物の面積率が５〜４０％で、更に残留γ量が４０％未満である。  −0.19＞−0.102［Si］−0.03［Cu］−0.01［Ni］−0.135［Cr］ ・・・式（１）（但し式（１）中各元素記号は含有質量％を表す）【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
Ｃ：０．１４〜０．３８％
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％
Ｍｎ：０．２０〜２．０％
Ｃｕ：０．５％以下
Ｎｉ：０．８％以下
Ｃｒ：０．５０〜４．５％
Ｍｏ：０．８％以下
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％
Ｎ：０．００５〜０．０３０％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成を有し且つ下記式（１）を満たす鋼からなり、
浸炭層を表層に有し、該表層は、炭化物面積率が５〜４０％で、更に残留γ量が４０％未満であることを特徴とする浸炭部品。
−0.19＞−0.102［Si］−0.03［Cu］−0.01［Ni］−0.135［Cr］ ・・・式（１）
（但し式（１）中各元素記号は含有質量％を表す）
【請求項２】
請求項１において、前記鋼の合金成分として質量％で
Ｎｂ：０．１％以下
を更に含有することを特徴とする浸炭部品。
【請求項３】
質量％で
Ｃ：０．１４〜０．３８％
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％
Ｍｎ：０．２０〜２．０％
Ｃｕ：０．５％以下
Ｎｉ：０．８％以下
Ｃｒ：０．５０〜４．５％
Ｍｏ：０．８％以下
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％
Ｎ：０．００５〜０．０３０％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成を有し且つ下記式（１）を満たす鋼からなり、
浸炭窒化層を表層に有し、該表層は、Ｎ濃度が質量％で０．０５〜０．５％、炭化物面積率が５〜４０％で、更に残留γ量が４０％未満であることを特徴とする浸炭窒化部品。
−0.19＞−0.102［Si］−0.03［Cu］−0.01［Ni］−0.135［Cr］ ・・・式（１）
（但し式（１）中各元素記号は含有質量％を表す）
【請求項４】
請求項３において、前記鋼の合金成分として質量％で
Ｎｂ：０．１％以下
を更に含有することを特徴とする浸炭窒化部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は浸炭部品および浸炭窒化部品に関し、詳しくは歯車等の動力伝達部品として好適なものに関する。
【背景技術】
【０００２】
歯車等の動力伝達部品は、曲げ疲労強度に加え、高いピッチング疲労強度が要求される。このような部品の材料としては、従来ＪＩＳ  ＳＣＲ４２０などが用いられ、そこに種々の表面処理による高強度化が施されてきた。
【０００３】
歯車等におけるピッチングの現象は、歯面と歯面とが擦れ合うことによって発生する高い応力により亀裂発生、亀裂進行及び剥離する現象である。このとき歯面等の接触面には高い面圧が負荷され、さらに繰返し摩擦を受けるため、３００℃程度まで温度上昇を引き起こす。よって、歯面強度（ピッチング疲労強度）は軟化抵抗性（高温に保持した時の軟化のしにくさ）と相関がある。
【０００４】
ピッチング疲労強度の向上策としては、浸炭窒化処理や高濃度浸炭処理が知られている。浸炭窒化処理は処理材の表層に炭素とともに窒素を導入して、焼戻し軟化抵抗を向上させる処理である。一方、高濃度浸炭処理は処理材の表層への炭素供給を増加させ、表層に硬質の炭化物を分散析出させ焼戻し軟化抵抗を向上させる処理である。
【０００５】
また、ピッチング疲労強度の向上策として、上記の浸炭窒化及び高濃度浸炭を組合せた高濃度浸炭窒化処理も提案されている（下記特許文献１参照）。高濃度浸炭窒化処理は、処理材の表層におけるＮ量や析出炭化物を制御することで焼戻し軟化抵抗の向上を図るものである。
しかしながら、高濃度浸炭処理ではＣが、また高濃度浸炭窒化処理ではＣ及びＮが、鋼材の表層に多く固溶するため、焼入れ後に多量の残留オーステナイト（以下、残留γとする）が生成し易い。多量の残留γが発生すると局所的に表層の硬度が低下して、負荷荷重に耐えられず曲げ疲労強度等が低下してしまう問題があり、高濃度浸炭処理が施された浸炭部品や高濃度浸炭窒化処理が施された浸炭窒化部品については、ピッチング疲労強度及び曲げ疲労強度の両立が図られておらず未だ改善の余地があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００９−７４１１０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は以上のような事情を背景とし、浸炭層や浸炭窒化層における残留γの多量生成を抑制して、以てピッチング疲労強度及び曲げ疲労強度を高めた浸炭部品および浸炭窒化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】
【０００８】
而して請求項１は浸炭部品に関するもので、質量％で、Ｃ：０．１４〜０．３８％、Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．８％以下、Ｃｒ：０．５０〜４．５％、Ｍｏ：０．８％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％、を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成を有し且つ下記式（１）を満たす鋼からなり、
浸炭層を表層に有し、該表層は、炭化物面積率が５〜４０％で、更に残留γ量が４０％未満であることを特徴とする。
−0.19＞−0.102［Si］−0.03［Cu］−0.01［Ni］−0.135［Cr］ ・・・式（１）
（但し式（１）中各元素記号は含有質量％を表す）
【０００９】
請求項２のものは、請求項１において、前記鋼の合金成分として質量％で、Ｎｂ：０．１％以下を更に含有することを特徴とする。
【００１０】
請求項３は浸炭窒化部品に関するもので、質量％で、Ｃ：０．１４〜０．３８％、Ｓｉ：０．０１〜１．５０％以下、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．８％以下、Ｃｒ：０．５０〜４．５％、Ｍｏ：０．８％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％、を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成を有し且つ下記式（１）を満たす鋼からなり、
浸炭窒化層を表層に有し、該表層は、Ｎ濃度が質量％で０．０５〜０．５％、炭化物面積率が５〜４０％で、更に残留γ量が４０％未満であることを特徴とする。
−0.19＞−0.102［Si］−0.03［Cu］−0.01［Ni］−0.135［Cr］ ・・・式（１）
（但し式（１）中各元素記号は含有質量％を表す）
【００１１】
請求項４のものは、請求項３において、前記鋼の合金成分として質量％で、Ｎｂ：０．１％以下を更に含有することを特徴とする。
【００１２】
高濃度浸炭処理や高濃度浸炭窒化処理は、例えば図１に示すような処理パターンで行われる。先ず１次浸炭・焼入れを実施した後、処理材を再度昇温して炭化物を析出させる。その後、再度浸炭（２次浸炭）を行い炭化物を成長させ、その後、焼入れを行なう。
なお、高濃度浸炭処理では、２次浸炭の際にアセチレン等の浸炭ガスを導入するのに対し、高濃度浸炭窒化処理では、２次浸炭の際に浸炭ガスと窒化のためのアンモニアガスとを交互に導入し、浸炭とともに窒化を行なう。
【００１３】
ところで２次浸炭後の焼入れ時における固溶Ｃ濃度は、状態図におけるＡｃｍ点の濃度にほぼ対応する。一般に、固溶Ｃ濃度が過剰になると、焼入れ後の残留γが多くなり硬さが低下すること、また固溶Ｃに加えて固溶Ｎが多くなれば更に残留γが増加することが知られている。
本発明者らは、従来の浸炭処理に比べて鋼材の表層におけるＣ濃度が高くなる高濃度浸炭処理や、Ｃ濃度およびＮ濃度が高くなる高濃度浸炭窒化処理における残留γの生成を抑制すべく、ＳＣＲ４２０材をベースとして各合金元素の添加量を変化させ、８５０℃における固溶Ｃ濃度の変化を調査及び研究したところ、固溶Ｃ濃度に対しては、特にＳｉ量及びＣｒ量の影響が大きいことを見出した。
【００１４】
本発明はこのような知見に基づくものであり、鋼中に固溶Ｃ濃度の抑制効果の大きいＳｉ，Ｃｒを積極添加するとともに、その他の成分を固溶Ｃ濃度抑制に対する寄与率に応じて含有させることで焼入れ後の残留γ量の抑制を図ったものである。高濃度浸炭処理において残留γ量を抑制するには、２次浸炭温度である８５０℃付近における固溶Ｃ濃度（即ち、Ａｃｍ点）を０．９０％以下とすることが望ましく、本発明では固溶Ｃ濃度に影響を与える合金元素を、上記式（１）を満たすように鋼中に含有させることで８５０℃における固溶Ｃ濃度を０．９０％以下に低下させ、焼入れ後に残留γが多量生成する問題の解決を図ったものである。
【００１５】
即ち、本発明の浸炭部品は、上記式（１）を満たすように成分調整された鋼からなり、部品表層に形成された浸炭層の、炭化物面積率を５〜４０％とし、更に残留γ量を４０％未満としたもので、本発明の浸炭部品によれば、残留γの多量生成に起因する強度低下を防止してピッチング疲労強度及び曲げ疲労強度を共に高めることができる。本発明の浸炭部品は、特に高いピッチング疲労強度及び曲げ疲労強度が要求される歯車等の耐高面圧部品に適用して特に好適なものである。
【００１６】
また本発明の浸炭窒化部品は、上記式（１）を満たすように成分調整された鋼からなり、部品表層に形成された浸炭窒化層の、炭化物面積率を５〜４０％，残留γ量を４０％未満とし、更にＮ濃度を質量％で０．０５〜０．５％としたものである。浸炭窒化部品の場合、表層でのＮ濃度の増加は、焼戻し軟化抵抗の向上に有効であるが、残留γ量が増加してしまう。このため本発明の浸炭窒化部品では、浸炭窒化層のＮ濃度を０．０５〜０．５％に規定し、残留γ量を４０％未満に抑制する。
【００１７】
次に本発明における各化学成分の限定理由を以下に説明する。
Ｃ：０．１４〜０．３８％
Ｃは、強度を確保する上で必要な元素であり、部品の芯部硬さを確保するために０．１４％以上含有させる。但し、含有量が多くなり過ぎると芯部の靭性が低下し、また冷間鍛造性等の加工性が低下するため、上限を０．３８％とする。
【００１８】
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％以下
Ｓｉは、浸炭焼入時の固溶Ｃ濃度を低下させる効果が大きく、０．０１％以上含有させる。但し、含有量が過大になると靭性及び被削性が低下するため、含有量を１．５０％以下とする。
【００１９】
Ｍｎ：０．２０〜２．０％
Ｍｎは、芯部の焼入れ性を確保する上で有用な成分であり、その働きのために０．２０％以上含有させる。但し、含有量が多くなり過ぎると被削性の低下が懸念されるため、上限を２．０％とする。
【００２０】
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、焼入れ性を向上させる働きがある。但し、含有量が過大になると熱間鍛造性が低下するため、含有量を０．５０％以下とする。
【００２１】
Ｎｉ：０．８％以下
Ｎｉは、焼入れ性を向上させる働きがある。但し、含有量が過大になると残留γが増加し、また加工性が低下するため、含有量を０．８％以下とする。
【００２２】
Ｃｒ：０．５０〜４．５％
Ｃｒは、焼入れ性を確保する上で有用な成分である。また、Ｓｉとともに浸炭焼入時の固溶Ｃ濃度を低下させる効果が大きい。このため０．５０％以上含有させる。但し、含有量が多くなり過ぎると加工性、特に被削性が低下する。また焼入れ性が大きくなりすぎ、焼入歪みの増大が懸念されるため、上限を４．５％とする。
【００２３】
Ｍｏ：０．８％以下
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、焼戻し軟化抵抗を高める。但し、多量に添加すると加工性、特に被削性が低下するため、上限を０．８％とする。
【００２４】
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％
Ａｌは、結晶粒の粗大化を抑制するピン止めの働きがあり、このピン止め効果を得るために０．０１０％以上含有させる。但し、含有量が多くなり過ぎると鋼中にＡｌ2Ｏ3系介在物が形成され強度の低下を招くため、上限を０．０６０％とする。
【００２５】
Ｎ：０．００５〜０．０３０％
Ｎは、結晶粒の粗大化を抑制するピン止めの働きがあり、このピン止め効果を得るために０．００５％以上含有させる。一方、鋳造時におけるブロー発生を防止するため、上限を０．０３０％とする。
【００２６】
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、Ａｌと同様に結晶粒の粗大化を抑制するピン止めの働きがあり選択元素としてさらに含有させることができる（請求項２，４）。但し、含有量が多くなり過ぎると加工性を劣化させたり、粗大な窒化物を生成するため、上限を０．１％とする。
【００２７】
−0.19＞−0.102［Si］−0.03［Cu］−0.01［Ni］−0.135［Cr］ ・・・式（１）
Ｓｉ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒは、浸炭時の固溶Ｃ量を低下させる効果がある。式(１)中Ｓｉ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒの係数は、それぞれ固溶Ｃ量低下に対する寄与度を表している。本発明者らの調査によれば、式(１)の右辺の値が−０．１９を下回るように（換言すれば、右辺の値の絶対値が０．１９よりも大きくなるように）成分調整することで、８５０℃での固溶Ｃ濃度（Ａｃｍ点）が０．９０％以下に抑えられ、焼入れ後の残留γを減少させることができる。なお、Ｃｕ，Ｎｉ量が不純物レベルである場合は、Ｃｕ，Ｎｉの項は除外して計算すればよい。
【００２８】
表層の炭化物面積率が５〜４０％
部品表層に析出する炭化物の面積率を５％以上とすることで、焼戻し軟化抵抗を向上させることができる。但し、面積率が過大になると粗大な炭化物が網状に発生し易くなり疲労強度の低下が懸念されるため、上限を４０％とする。
【００２９】
表層の残留γ量が４０％未満
表層に多量の残留γが発生すると、表層の硬さが低下し、特に曲げ疲労強度が低下するため、本発明では表層の残留γ量を４０％未満とする。
【００３０】
表層のＮ濃度が０．０５〜０．５％
浸炭窒化部品の場合は、部品表層（浸炭窒化層）におけるＮ濃度を０．０５％以上とすることで焼戻し軟化抵抗を向上させることができる。但し、Ｎ濃度が過大になると残留γが増加して硬さが低下してしまうため、上限を０．５％とする。
【発明の効果】
【００３１】
以上のような本発明によれば、表層における残留γの多量生成を抑制して、以てピッチング疲労強度及び曲げ疲労強度を共に高めた浸炭部品および浸炭窒化部品を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３２】
【図１】本発明の浸炭部品を得るために施す高濃度浸炭の処理パターンの一例を示した図である。
【図２】（Ａ）は曲げ疲労強度の測定に用いた試験片を示した図である。（Ｂ）はピッチング疲労強度の測定に用いた試験片を示した図である。
【図３】（Ａ）は曲げ疲労強度と残留γの関係を示した図である。（Ｂ）は表層硬さと残留γの関係を示した図である。
【図４】（Ａ）はピッチング疲労強度と焼戻し硬さの関係を示した図である。（Ｂ）は焼戻し硬さと残留γの関係を示した図である。
【実施例】
【００３３】
次に本発明の実施例を以下に詳述する。
表１に示す化学組成を有する鋼を１５０ｋｇ高周波誘導炉にて溶製した。得られた鋼塊は、直径Φ９０ｍｍの丸棒に圧延あるいは熱間鍛造し、さらにΦ２２〜３２ｍｍの棒鋼に熱間鍛造して試験用の素材とし、表２に示す各種項目について評価した。
尚、表１において、鋼種ａ〜ｐ，ｘ（計１５種）は本発明の成分範囲の要件を満たす。一方、鋼種ｑ〜ｗ，ｙ（８種）は本発明の成分範囲の要件を満たしていない。具体的には少なくとも式（１）の要件を満たしていない。
【００３４】
【表１】
2019026899.tif 000002
【００３５】
＜固溶Ｃ濃度＞
表１に示す２２鋼種（鋼種ａ〜ｘ）について、８５０℃における固溶Ｃ濃度を評価した。詳しくは、上記の試験用の素材よりΦ１５×１００Ｌの丸棒試験片を作成し、８５０℃にて真空浸炭処理を実施した。真空浸炭処理は、試験片の表層Ｃ濃度が１．５％となるように実施し表層に炭化物を析出させた。そして処理後の試験片を断面で切断し、試験片の表面から所定の深さまで、ＥＰＭＡ線分析を実施した。かかるＥＰＭＡ線分析では、炭化物に分析ビームが当たると高い値が検出される一方、マトリックス部分では低い値が検出される。このため得られたＣ濃度曲線は、炭化物が析出する表層付近で上下にはげしくばらつくが、炭化物がなくなりＣが固溶している部分になると曲線の大きな乱れが収まる。ここではこの境界の濃度を８５０℃における固溶Ｃ濃度（Ａｃｍ点）とした。結果は表２に示す通りである。
【００３６】
【表２】
2019026899.tif 000003
【００３７】
表２に示すように、８５０℃における固溶Ｃ濃度は、鋼種の組成が本発明の要件を満たしていない（具体的には式（１）右辺の値が−０．１９よりも大きい）比較例３〜９において、残留γが増加する目安である０．９０％を超えている。これに対し、鋼種の組成が本発明の要件を満たしている実施例１〜１４、比較例１，２，１０では、８５０℃における固溶Ｃ濃度が何れも０．９０％よりも低くなっており、式（１）を満たす組成において固溶Ｃ濃度低下の効果が認められた。
【００３８】
次に、上記の試験用の素材よりΦ１５×１００Ｌの丸棒試験片を作製し、以下に示す高濃度浸炭処理を施し、表層Ｃ濃度，残留γ量，炭化物面積率及び表層硬さの評価を行った。また、上記の試験用の素材を所定形状に加工した後、高濃度浸炭処理を施した試験片を用いて曲げ疲労強度およびピッチング疲労強度を評価した。
なお、一部の試験片については、高濃度浸炭処理に代えて高濃度浸炭窒化処理を施し、上記評価項目に加えて表層Ｎ濃度の測定を行った。
【００３９】
＜高濃度浸炭処理／高濃度浸炭窒化処理＞
高濃度浸炭処理は、真空浸炭炉を用い、浸炭ガスとしてアセチレンを使用し、図１に示すような処理パターンで、１次浸炭処理および２次浸炭処理を行った。
１次浸炭処理は、最表面のＣ濃度が１．１％程度となるように、１０５０℃で７０分間浸炭処理を行った後、５００℃以下の温度域までガス冷却によって急冷し、炭化物が析出しない程度の高濃度域までＣを鋼中に侵入させた。
２次浸炭処理は、８５０℃の温度で保持して炭化物の析出処理を行った後、そのままの温度を保持して目標のＣ濃度に応じて３０〜９０分の間、浸炭処理を実施して浸炭層に析出した炭化物を成長させ、その後油焼入れを行った。そして焼入れ後には１８０℃×１２０分の焼戻し処理を実施した。
【００４０】
尚、表２における比較例１１は、ＪＩＳ  ＳＣＲ４２０相当の鋼を用い、表面のＣ濃度を共析組成とし真空浸炭処理を施した例であり、比較例１１については上記の高濃度浸炭処理を行なっていない。
【００４１】
一方、高濃度浸炭窒化処理では、上記高濃度浸炭処理の場合と同様の１次浸炭処理を実施した後、２次浸炭窒化処理を実施した。２次浸炭窒化処理では、上記高濃度浸炭処理の２次浸炭処理と同じ温度・時間の条件の下、浸炭のためのアセチレンガスと、窒化のためのアンモニアガスとを交互に流し、表層に浸炭窒化層を形成した。
【００４２】
＜表層Ｃ濃度＞
上記高濃度浸炭処理後もしくは高濃度浸炭窒化処理後の試験片を用いて、試験片表面から０．０５ｍｍまでの深さのダライ粉を採取しＣ濃度（質量％）をガス分析にて測定した。
【００４３】
＜表層Ｎ濃度＞
上記高濃度浸炭窒化処理後の試験片を用いて、試験片表面から０．０５ｍｍまでの深さのダライ粉を採取しＮ濃度（質量％）をガス分析にて測定した。
【００４４】
＜残留γ量＞
上記高濃度浸炭処理後もしくは高濃度浸炭窒化処理後の試験片の最表面をＸＲＤにより測定し、残留γ量を求めた。
【００４５】
＜炭化物面積率＞
上記高濃度浸炭処理後もしくは高濃度浸炭窒化処理後の試験片の横断面を切断、研磨後、ピクラールで腐食し、最表面〜０．０５ｍｍの位置内部をＳＥＭで写真撮影し、画像解析をすることにより炭化物の面積率の測定を行った。
【００４６】
＜表層硬さ＞
上記高濃度浸炭処理後もしくは高濃度浸炭窒化処理後の試験片の断面部分を切断して埋め込み、硬さ測定用の試験片を作成した。測定にはビッカース硬さ試験機を用い、ＪＩＳ  Ｚ２２４４に規定された試験方法により、表面下０．０５ｍｍの位置の硬さの５点平均を表層硬さとした。また、高濃度浸炭処理後もしくは高濃度浸炭窒化処理後の試験片に３００℃で３時間の焼戻し処理を施し、表層の焼戻し硬さの測定を行った。尚、試験荷重は３００ｇとした。
【００４７】
＜曲げ疲労強度＞
曲げ疲労強度は、ＪＩＳ  Ｚ２２７４に準拠した小野式回転曲げ疲労試験にて評価した。上記の試験用の素材を、図２（Ａ）に示す半径ｒ＝１ｍｍの環状切欠を有する丸棒形状の小野式回転曲げ疲労試験片１０に加工した後、上記高濃度浸炭処理もしくは高濃度浸炭窒化処理を施し、試験に供した。試験条件は回転数３５００ｒｐｍ、試験温度は室温とした。曲げ疲労強度は１０7サイクルで破断しない最大応力とした。また、ＪＩＳ  ＳＣＲ４２０の真空浸炭材（比較例１１）の曲げ疲労強度を１として、ぞれぞれの試験片での曲げ疲労強度向上率を％で表した。
【００４８】
＜ピッチング疲労強度＞
ピッチング疲労強度は、ローラピッチング試験にて評価した。上記の試験用の素材を、図２（Ｂ）に示すように、接触部１２ａの直径φ２６ｍｍ，その両側の小径部１２ｂの直径φ２３ｍｍ，接触部１２ａの幅２８ｍｍの小ローラの試験片１２に機械加工した後、上記高濃度浸炭処理もしくは高濃度浸炭窒化処理を施し、試験に供した。
【００４９】
試験片１２の相手側となる大ローラは、材質がＳＵＪ２でＨＲＣ６１となるように焼入れ焼戻し処理を実施した。尚、大ローラの曲率半径は１５０Ｒとした。
ローラピッチング試験では、試験片１２と相手側大ローラとを２．０〜４．０ＧＰａの種々の面圧で、回転数（試験片１２）：１５００ｒｐｍで接触させ、ローラピッチング試験機を用いてそれらを滑り率：−６０％で回転させ、１０7サイクルでピッチングを生じない負荷応力を面疲労強度（ピッチング疲労強度）とした。そしてＪＩＳ  ＳＣＲ４２０の真空浸炭材（比較例１１）の面疲労強度を１として、ぞれぞれの試験片での面疲労強度向上率を％で表した。
これらの評価結果を上記表２および図３、図４に示す。
【００５０】
表２に示すように、高濃度浸炭処理もしくは高濃度浸炭窒化処理が施された実施例１〜１４、比較例１〜１０は、何れも３００℃焼戻し硬さが比較例１１（ＳＣＲ４２０の真空浸炭材）よりも高く維持され、面疲労強度（ピッチング疲労強度）は図４（Ａ）に示すように従来の真空浸炭材（比較例１１）よりも良好な値であった。全体として高濃度浸炭処理もしくは高濃度浸炭窒化処理を施したことによる効果が得られている。
【００５１】
しかしながら比較例１は、表層の炭化物面積率が本発明の下限値５％を下回っており、３００℃焼戻しにおける硬さの低下が７４７ＨＶ→６４５ＨＶと著しく、焼戻し軟化抵抗を向上させる効果が他の例と比較して十分でない。
一方、比較例２は、表層の炭化物面積率が本発明の上限値４０％を上回っている。この比較例２は、表層硬さが７９６ＨＶと高いにも拘らず、図３（Ａ）に示すように曲げ疲労強度が、従来の真空浸炭材（比較例１１）よりも低下しており、ピッチング疲労強度と曲げ疲労強度の両立は図られていない。炭化物面積率が過度に大きい比較例２では、炭化物が粗大化するとともにその形状が球状から網状に変化したため、曲げ疲労強度が悪化したものと推測される。
【００５２】
他方、比較例３〜８は、表層の炭化物面積率が本発明の規定範囲内であったが、残留γ量は４０％以上で本発明の規定値を超えている。このため図３（Ａ）に示すように曲げ疲労強度が、従来の真空浸炭材（比較例１１）よりも低下しており、ピッチング疲労強度と曲げ疲労強度との両立は図られていない。残留γ量が４０％以上であった比較例３〜８は、見かけ上表層硬さは高いものの、多量の残留γ量が発生しているため局所的に硬さが低下し、曲げ疲労強度が悪化したものと推測される。
【００５３】
高濃度浸炭窒化処理が施された比較例９，１０は、表層の炭化物面積率およびＮ濃度が本発明の規定範囲内であったが、残留γ量が４０％以上で本発明の規定値を超えていたため、図３（Ａ）に示すように曲げ疲労強度が、従来の真空浸炭材（比較例１１）よりも低下しており、ピッチング疲労強度と曲げ疲労強度との両立は図られていない。
【００５４】
これに対し高濃度浸炭処理が施された実施例１〜１２は、上記式（１）を満たすように成分調整された鋼からなり、浸炭層の炭化物面積率および残留γ量も本発明の規定範囲内である。これら実施例１〜１２は、表２，図４（Ｂ）に示すように、何れも３００℃焼戻し硬さが比較例１１（ＳＣＲ４２０の真空浸炭材）よりも高く、面疲労強度（ピッチング疲労強度）は、図４（Ａ）に示すように従来の真空浸炭材（比較例１１）よりも良好な結果が得られている。
加えて曲げ疲労強度についても、図３（Ａ）に示すように、従来の真空浸炭材（比較例１１）に対して１．０〜６．５％の向上が認められた。即ち、高濃度浸炭処理が施された実施例１〜１２は、従来の真空浸炭材（比較例１１）に対してピッチング疲労強度と曲げ疲労強度を共に高めることができている。
【００５５】
また高濃度浸炭窒化処理が施された実施例１３，１４は、上記式（１）を満たすように成分調整された鋼からなり、浸炭窒化層の炭化物面積率，残留γ量およびＮ濃度が本発明の規定範囲内である。これら実施例１３，１４は、何れも３００℃焼戻し硬さが比較例１１（ＳＣＲ４２０の真空浸炭材）よりも高く維持されている。そのため、面疲労強度（ピッチング疲労強度）については、図４（Ａ）に示すように従来の真空浸炭材（比較例１１）よりも良好な結果が得られている。
加えて曲げ疲労強度についても、図３（Ａ）に示すように、従来の真空浸炭材に対して１．３〜２．６％の向上が認められた。即ち、高濃度浸炭窒化処理が施された実施例１３，１４においても、従来の真空浸炭材（比較例１１）に対してピッチング疲労強度と曲げ疲労強度を共に高めることができている。
【００５６】
以上本発明の実施例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１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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