(57)【要約】【課題】粒界に沿った粗大なセメンタイトの析出を抑制した転動部材及びその製造方法を提供する。【解決手段】本発明に係る転動部材は、少なくとも、０．１〜０．３５重量％のＣと０．５〜２．０重量％のＳｉを含有し、０．０５〜１．０重量％のＶ、０．３〜２．０重量％のＣｒおよび０．０５〜０．８重量％のＭｏからなる群から選択された１種以上を含有する鋼材からなる転動部材であって、前記鋼材に形成され、表面炭素濃度が０．８〜１．８重量％に調整された浸炭層と、前記鋼材の表面側に分散された２〜２０体積％の粒状化セメンタイトと、前記鋼材の表面から２０μｍ以上の深さまで形成され、表面窒素濃度が０．１〜１．０重量％に調整された浸窒層と、前記浸炭層より深く形成された焼入れ硬化層と、を具備することを特徴とする。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
少なくとも、０．１〜０．３５重量％のＣと０．５〜２．０重量％のＳｉを含有し、０．０５〜１．０重量％のＶ、０．３〜２．０重量％のＣｒおよび０．０５〜０．８重量％のＭｏからなる群から選択された１種以上を含有する鋼材を準備する工程と、
前記鋼材に９００℃以上の温度で浸炭処理を施すことによって、表面炭素濃度が０．８〜１．８重量％に調整された浸炭層を前記鋼材に形成した後に、一旦Ａ１温度以下に降温させる工程と、
浸炭および脱炭が生じない非浸炭雰囲気中においてＡ１温度以上９００℃以下の温度に前記鋼材を加熱してセメンタイトの粒状化処理を施すことによって、前記鋼材の表面側に２〜２０体積％の粒状化セメンタイトを分散させるとともに、前記鋼材の表面窒素濃度が０．１〜１．０重量％になり且つ前記鋼材の表面から２０μｍ以上の深さまで窒素を浸透させる浸窒処理をＡ１温度以上９００℃以下の温度で施す工程と、
前記鋼材に焼入れ処理を施すことによって前記浸炭層より深く焼入れ硬化する工程と、
を具備することを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項２】
前記焼入れ処理を施す工程の後に、前記鋼材の表面にショットピーニング処理を施すことにより、前記鋼材に表面圧縮残留応力を６０〜２００ｋｇｆ／ｍｍ２の範囲で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１に記載の転動部材の製造方法。
【請求項３】
前記セメンタイトの粒状化処理後の前記浸窒処理時における前記鋼材のオーステナイト相のＣｒ濃度が１．０重量％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の転動部材の製造方法。
【請求項４】
前記浸炭処理を施すことによって前記鋼材の表面に発生する粒界酸化層が３μｍ以下に調整されることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一項に記載の転動部材の製造方法。
【請求項５】
少なくとも、０．１〜０．３５重量％のＣと０．５〜２．０重量％のＳｉを含有し、０．０５〜１．０重量％のＶ、０．３〜２．０重量％のＣｒおよび０．０５〜０．８重量％のＭｏからなる群から選択された１種以上を含有する鋼材からなる転動部材であって、
前記鋼材に形成され、表面炭素濃度が０．８〜１．８重量％に調整された浸炭層と、
前記鋼材の表面側に分散された２〜２０体積％の粒状化セメンタイトと、
前記鋼材の表面から２０μｍ以上の深さまで形成され、表面窒素濃度が０．１〜１．０重量％に調整された浸窒層と、
前記浸炭層より深く形成された焼入れ硬化層と、
を具備することを特徴とする転動部材。
【請求項６】
前記鋼材の表面にはショットピーニング処理による表面圧縮残留応力が６０〜２００ｋｇｆ／ｍｍ２の範囲で残留していることを特徴とする請求項５に記載の転動部材。
【請求項７】
前記鋼材は、１〜２重量％のＭｎおよび／または０．５〜２．０重量％のＮｉを含有し、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｗ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、ＡｌおよびＣａからなる群から選択された１種以上と不可避的な不純物元素を含有し、残部がＦｅからなり、Ａ３変態温度が８５０℃以下に調整されていることを特徴とする請求項５又は６に記載の転動部材。
【請求項８】
前記鋼材のＡ３パラメータであるＰａＡ３が下記式（１）を満たすことを特徴とする請求項５乃至７のいずれか一項に記載の転動部材。
ＰａＡ３＝９１１−２０３（Ｃ＋１２Ｎ／１４）１／２＋４０Ｓｉ−４１Ｍｎ−３２Ｎｉ−１２Ｃｒ＋２０Ｍｏ＋３７Ｖ＋１１Ｗ＋７０Ａｌ≦９００      （１）
【請求項９】
前記焼入れ硬化層における４００℃焼戻しビッカース硬さパラメータである（Ｈｖ）４００℃が下記式（２）を満たすことを特徴とする請求項５乃至７のいずれか一項に記載の転動部材。
（Ｈｖ）４００℃＝１００＋３４０（Ｃ＋１２Ｎ／１４）１／２＋１８０Ｎ＋９５Ｓｉ＋３９Ｃｒ＋５４Ｍｏ＋１０１Ｖ＋２６Ｗ≧７００      （２）
【請求項１０】
前記粒状化セメンタイトの微細化パラメータであるＦＰａが下記式（３）を満たすことを特徴とする請求項５乃至７のいずれか一項に記載の転動部材。
ＦＰａ＝０．２５Ｍｎ＋３６Ｃｒ＋６．２５Ｍｏ＋１４４Ｖ＋Ｓｉ≧２０    （３）
【請求項１１】
前記鋼材中のＳｉ含有量をＣｒ含有量の１．０倍以上とすることを特徴とする請求項５乃至７のいずれか一項に記載の転動部材。
【請求項１２】
前記粒状化セメンタイトが分散された前記焼入れ硬化層に存在する旧オーステナイト結晶粒が１０μｍ以下に微細化されていることを特徴とする請求項５乃至１１のいずれか一項に記載の転動部材。
【請求項１３】
前記浸窒層は、１０〜４０体積％の残留オーステナイト相を含有することを特徴とする請求項５乃至１２のいずれか一項に記載の転動部材。
【請求項１４】
前記鋼材の表面が滑りを伴う転動面であり、前記転動面の面粗さを構成する凹凸におけると凸部が略平坦化されており、前記略平坦化された凸部が前記転動面に対して５０面積％以上を占めるとともに、前記面粗さが５μｍ以下に調整されていることを特徴とする請求項５乃至１２のいずれか一項に記載の転動部材。
【請求項１５】
請求項５乃至１４のいずれか一項に記載の転動部材が歯車部材であることを特徴とする転動部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、転動部材及びその製造方法に係わり、特に、歯車、ベアリングの転動部材、そのレース、カム構成部品等の接触疲労強度・耐摩耗性を必要とする駆動力伝達部品に適用する高耐面圧用鋼部品及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年の歯車減速装置や変速装置には、高出力化や軽量コンパクト化に対応した高い動力伝達力ニーズがますます高まっており、特に歯車やベアリング等に対しては、よりコンパクトで面圧強度が高い特性が望まれている。また、自動車や建設機械に使われる動力伝達装置においても、歯車、ベアリングなどでは高い接触疲労強度が要求されている。これらの面圧強度を高める手段として、歯車では浸炭処理や窒化処理等によって表面硬化することが通常的に実施されている。また、面圧強度を高める指針を通して表面の硬化をより高く、かつ焼き戻し軟化抵抗性を高めるようなＭｏ等の積極的な鋼への添加等の材料的な手段がとられている。特に、近年においては、浸炭や浸炭浸窒処理後に焼き入れし、ショットピーニングを施し、積極的に表面硬度を高めるとともに、顕著な圧縮残留応力を付与する方法についても多く検討されている。
【０００３】
また、浸炭方法によって鋼表面に高密度のセメンタイト粒子を析出させることによって、表面硬度を高めて面圧強度を高める方法も報告されている。
【０００４】
さらに、介在物起点の接触疲労破壊を防止する観点からの鋼中における介在物量の低減を目指した高清浄度鋼の開発に関しても報告されている。
【０００５】
転動部材において滑りを伴った転動もしくは転動の摩擦や接触応力（ヘルツ応力）による微小な剪断変形から生ずる発熱に起因する硬さの低減を抑制し、かつ、表面硬度をより高くするために、焼戻し軟化抵抗元素である例えばＭｏをより多く添加する鋼を浸炭することによって、転動部材の面圧強度（ピッチング、スポーリング強度）を高める手段が広く検討されている。しかし、接触応力が高くなるに従って、接触面積における油膜厚さがより薄くなり、結果としては潤滑性の劣化による摩擦力の増大が起こり、さらなる発熱とより大きな接触応力に基づく破壊剪断応力が発生する原因となり、大きな十分な面圧強度の向上が期待できない等の問題がある。また、Ｍｏは面圧強度が問題となる３００℃近傍での焼戻し軟化抵抗性を効率的に改善するために、多量の添加は鋼材コストの顕著な増大を招くなどの問題点を有している。
【０００６】
また、上記の浸炭品表面に対して強烈なショットピーニングを実施し、最表面部から約２００μｍ程度に存在する残留オーステナイトをマルテンサイト変態させることによってより高い表面硬度と大きな圧縮残留応力を発生させる。これによって、面圧強度の向上を図っている報告がある。しかし、現実的には浸炭時に発生する粒界酸化物がショットによる微視的欠陥を誘発し、転動初期における摩耗粉の発生および面あれによる摩擦係数の増大によるマイナス効果によってピッチング強度が劣化し、さらに、転動面の内部から割れが発生するスポーリング損傷に対しては、前記ショットピーニングによって付加される圧縮残留応力がほとんど寄与しない。これらのことから、前記転動面表面でのマイナス効果によって、かえってスポーリング強度が劣化しやすい問題がある。
【０００７】
また、浸炭法によって表面層にセメンタイトを高密度に分散析出させる高炭素浸炭もしくは高濃度浸炭法を歯車に適用する方法においては、基本的にはセメンタイトの析出効果によって転動面の硬度を高め、粒子分散効果による焼戻し軟化抵抗性を改善している例がある。しかし、例えば高炭素浸炭による方法で高密度にセメンタイト粒子を析出させる場合には、析出させるセメンタイト粒子の大きさが１０μｍ以上と大きくなりやすく、かつセメンタイト粒同士の凝集が起こりやすく、また粒界に沿った巨大な析出が起こるため、この技術を歯車に適用した場合には脆弱なセメンタイト凝集体が破壊され、表面損傷の起点として顕著な歯元強度の低下をきたすなどの問題点がある。
【０００８】
また、このようなセメンタイトの微細化および凝集性の防止を図る手段として高炭素浸炭方法の改善や鋼中の合金元素の調整を実施している。例えば、特開平４−１６０１３５（特許文献１）においては、Ｃｒ成分濃度を２〜８重量％に高め、さらに０．５〜４重量％Ｎｉ、０．０１〜０．５重量％Ｎｂ、０．１〜２重量％Ｖ、０．０５〜１重量％Ｍｏの内の１種以上を添加し、浸炭後の表面炭素濃度が２．０重量％以上にすることによって５μｍ以下のＶ系とＣｒ系の炭化物および炭窒化物を表面から１５０μｍ深さの内部に析出させる方法が開示されている。しかし、上記炭化物および炭窒化物の析出する深さが浅いために、耐スポーリング性の改善を含めた面圧強度の改善が十分発揮されないこと、また、極めて硬質なＣｒ系炭化物が高密度に分散析出する場合においては、相手歯車材を顕著に摩耗させること、また、Ｃｒ系炭化物は板状に析出しやすく、かつ、粒界に析出しやすいことから、十分な歯元曲げ疲労強度が得られない問題、さらに、ＣｒとＮｉの多量添加は、材料を高価にする問題がある。
【０００９】
さらに、特開平８−１２０４３８（特許文献２）では、高価な合金設計を改善しながら、かつ焼き入れ時の不完全焼き入れ層の発生を抑制するための材料と方法に関する技術が開示されており、Ｍｎ：０．２〜２．０重量％、Ｃｒ：０．２〜５重量％、Ｖ：０．１〜１．０重量％を各含有する鋼を用いて、表面から１５０μｍ内部まで炭素量が０．６重量％以上、窒素量が０〜１．０重量％となるように浸窒処理を施している。しかし、これは前記特許文献１とほぼ同じ問題点を有することが明らかである。
【００１０】
さらに、類似の方法については、特開平８−３７２０（特許文献３）にも開示されており、多量のセメンタイトを析出させるとともに、焼き入れ性の確保の観点から、セメンタイトから排出されやすく、焼き入れ性を高めるＮｉとセメンタイト中に濃縮する程度が低く、かつ効果的に焼き入れ性を高めるＭｏを高濃度に添加する方法が開示されている。
【００１１】
さらに、本発明者は特開平１０−１７６２１９（特許文献４）において、接触する表面組織に、少なくとも平均粒径が０．３μｍ以下の微細な窒化物および／または炭窒化物を分散させ、これら窒化物および／または炭窒化物によって細かく分断されたマルテンサイト葉にてなる複合組織を有し、さらに、３μｍ以下のセメンタイト粒を分散させ、表面部硬さを補強する歯車部材を開示している。しかし、上記のように強力なショットピーニング処理を歯面に施した場合においては、接触する表面部に分散させたセメンタイト粒もしくはその周辺においてミクロ的なクラックが発生しやすくなり、面圧強度が強化されない問題がある。
【００１２】
また、上述したように、強力なショットピーニング処理を６〜１０μｍ深さの粒界酸化層を持つ歯面に施した場合においては、初期摩耗が顕著になり、かつ、同じ歯面で往復滑りを受けるような条件では急進的なピッチング破損が起こりやすい問題がある。
【００１３】
また、ベアリングなどの軸受け製品においては転動寿命の改善を目的として、鋼中の酸化物、窒化物、硫化物系の介在物を低減する目的から、鋼の精錬段階において充分なる脱ガス工程と特殊なスラグを利用した脱硫、脱燐精錬を何段階にも実施して高清浄度な軸受鋼を使用する場合が多い。一般的には、１０〜２０μｍサイズの酸化物系、硫化物系の介在物を低減した、このような高清浄度軸受鋼の使用によって転動寿命が約１０倍ほどに改善されることが報告されている。しかし、通常の歯車などに使う低炭素な機械構造用鋼では、充分な清浄度が得られにくいこと、および仮にこのような高清浄度な機械構造用鋼が生産されるときの製造コストは非常に高価なものになる問題がある。従って、現状技術において低介在物レベルの機械構造用鋼が存在する場合においても面圧強度が改善できる、低コストな技術の開発が必要である。また、仮に鋼中の介在物量を低減させることができた場合においても、潤滑油中に混入してくるゴミや摩耗粉末などによって接触表面からの疲労損傷が起こりやすく、高面圧強化用部品としては耐ゴミ対応の表面強靭化、強化技術を織り込む必要がある。
【００１４】
【特許文献１】特開平４−１６０１３５号公報
【特許文献２】特開平８−１２０４３８号公報
【特許文献３】特開平８−３７２０号公報
【特許文献４】特開平１０−１７６２１９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
前述したように、高炭素浸炭による方法で高密度にセメンタイト粒子を析出させる場合には、セメンタイト粒同士の凝集が起こりやすく、粒界に沿った粗大なセメンタイトの析出が起こる。従って、この技術を歯車のような転動部材に適用した場合には脆弱なセメンタイト凝集体が破壊され、表面損傷の起点として顕著な歯元強度の低下をきたす問題点がある。
【００１６】
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、粒界に沿った粗大なセメンタイトの析出を抑制した転動部材及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
上記課題を解決するため、本発明に係る転動部材の製造方法は、少なくとも、０．１〜０．３５重量％のＣと０．５〜２．０重量％のＳｉを含有し、０．０５〜１．０重量％のＶ、０．３〜２．０重量％のＣｒおよび０．０５〜０．８重量％のＭｏからなる群から選択された１種以上を含有する鋼材を準備する工程と、
前記鋼材に９００℃以上の温度で浸炭処理を施すことによって、表面炭素濃度が０．８〜１．８重量％に調整された浸炭層を前記鋼材に形成した後に、一旦Ａ１温度以下に降温させる工程と、
浸炭および脱炭が生じない非浸炭雰囲気中においてＡ１温度以上９００℃以下の温度に前記鋼材を加熱してセメンタイトの粒状化処理を施すことによって、前記鋼材の表面側に２〜２０体積％の粒状化セメンタイトを分散させるとともに、前記鋼材の表面窒素濃度が０．１〜１．０重量％になり且つ前記鋼材の表面から２０μｍ以上の深さまで窒素を浸透させる浸窒処理をＡ１温度以上９００℃以下の温度で施す工程と、
前記鋼材に焼入れ処理を施すことによって前記浸炭層より深く焼入れ硬化する工程と、
を具備することを特徴とする。
【００１８】
本発明に係る転動部材は、少なくとも、０．１〜０．３５重量％のＣと０．５〜２．０重量％のＳｉを含有し、０．０５〜１．０重量％のＶ、０．３〜２．０重量％のＣｒおよび０．０５〜０．８重量％のＭｏからなる群から選択された１種以上を含有する鋼材からなる転動部材であって、
前記鋼材に形成され、表面炭素濃度が０．８〜１．８重量％に調整された浸炭層と、
前記鋼材の表面側に分散された２〜２０体積％の粒状化セメンタイトと、
前記鋼材の表面から２０μｍ以上の深さまで形成され、表面窒素濃度が０．１〜１．０重量％に調整された浸窒層と、
前記浸炭層より深く形成された焼入れ硬化層と、
を具備することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１９】
以上説明したように本発明によれば、粒界に沿った粗大なセメンタイトの析出を抑制した転動部材及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最良の形態】
【００２０】
本発明の実施の形態による転動部材及びその製造方法は、粒界に沿った粗大なセメンタイトの析出を抑制したものである。この転動部材の製造方法は、少なくとも、０．１〜０．３５重量％のＣと０．５〜２．０重量％のＳｉを含有し、０．０５〜１．０重量％のＶ、０．３〜２．０重量％（好ましくは０．５〜１．４重量％）のＣｒおよび０．０５〜０．８重量％のＭｏからなる群から選択された１種以上を含有する鋼材を準備し、前記鋼材に９００℃以上の温度で浸炭処理を施すことによって、表面炭素濃度が０．８〜１．８重量％（好ましくは１．０〜１．８重量％）に調整された浸炭層を前記鋼材に形成した後に、一旦Ａ１温度以下に降温させ、浸炭および脱炭が生じない非浸炭雰囲気中においてＡ１温度以上９００℃以下の温度に前記鋼材を加熱してセメンタイトの粒状化処理を施すことによって、前記鋼材の表面側に２〜２０体積％の粒状化セメンタイトを分散させるとともに、前記鋼材の表面窒素濃度が０．１〜１．０重量％になり且つ前記鋼材の表面から２０μｍ以上の深さまで窒素を浸透させる浸窒処理をＡ１温度以上９００℃以下の温度で施し、前記鋼材に焼入れ処理を施すことによって前記浸炭層より深く焼入れ硬化するものである。
【００２１】
また、本実施の形態による転動部材の製造方法において、前記焼入れ処理を施す工程の後に、前記鋼材の表面にショットピーニング処理を施すことにより、前記鋼材に表面圧縮残留応力を６０〜２００ｋｇｆ／ｍｍ２の範囲で残留させる工程をさらに具備することが好ましい。このように圧縮残留応力を発生させるショットピーニング処理を施すことによって、より高耐面圧が得られる転動部材を実現することができる。
【００２２】
また、本実施の形態による転動部材の製造方法において、前記セメンタイトの粒状化処理後の前記浸窒処理時における前記鋼材のオーステナイト相のＣｒ濃度が１．０重量％以下（好ましくは０．６重量％以下）であることも可能である。これにより、Ｃｒ窒化物の析出を防止することができる。
【００２３】
また、本実施の形態による転動部材の製造方法において、前記浸炭処理を施すことによって前記鋼材の表面に発生する粒界酸化層が３μｍ以下に調整されることが好ましい。
【００２４】
本発明の実施の形態による転動部材は、少なくとも、０．１〜０．３５重量％のＣと０．５〜２．０重量％のＳｉを含有し、０．０５〜１．０重量％のＶ、０．３〜２．０重量％（好ましくは０．５〜１．４重量％）のＣｒおよび０．０５〜０．８重量％のＭｏからなる群から選択された１種以上を含有する鋼材からなる転動部材であって、前記鋼材に形成され、表面炭素濃度が０．８〜１．８重量％（好ましくは１．０〜１．８重量％）に調整された浸炭層と、前記鋼材の表面側に分散された２〜２０体積％の粒状化セメンタイトと、前記鋼材の表面から２０μｍ以上の深さまで形成され、表面窒素濃度が０．１〜１．０重量％に調整された浸窒層と、前記浸炭層より深く形成された焼入れ硬化層と、を具備することを特徴とする。
尚、前記焼入れ硬化層は、５０％マルテンサイト硬さ以上の硬さを有する層である。
【００２５】
また、本実施の形態による転動部材において、前記鋼材は、１〜２重量％のＭｎおよび／または０．５〜２．０重量％のＮｉを含有し、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｗ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、ＡｌおよびＣａからなる群から選択された１種以上と不可避的な不純物元素を含有し、残部がＦｅからなり、Ａ３変態温度が８５０℃以下に調整されていることが好ましい。
尚、前記不可避な不純物元素はＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏ等である。
【００２６】
また、本実施の形態による転動部材において、前記鋼材のマトリックスを規定するために、前記鋼材のＡ３パラメータであるＰａＡ３が下記式（１）を満たすことも可能である。
ＰａＡ３＝９１１−２０３（Ｃ＋１２Ｎ／１４）１／２＋４０Ｓｉ−４１Ｍｎ−３２Ｎｉ−１２Ｃｒ＋２０Ｍｏ＋３７Ｖ＋１１Ｗ＋７０Ａｌ≦９００      （１）
【００２７】
また、本実施の形態による転動部材において、前記鋼材の表面を規定するために、前記焼入れ硬化層における４００℃焼戻しビッカース硬さパラメータである（Ｈｖ）４００℃が下記式（２）を満たすことも可能である。
（Ｈｖ）４００℃＝１００＋３４０（Ｃ＋１２Ｎ／１４）１／２＋１８０Ｎ＋９５Ｓｉ＋３９Ｃｒ＋５４Ｍｏ＋１０１Ｖ＋２６Ｗ≧７００      （２）
【００２８】
また、本実施の形態による転動部材において、前記粒状化セメンタイトの大きさを規定するために、前記粒状化セメンタイトの微細化パラメータであるＦＰａが下記式（３）を満たすことも可能である。
ＦＰａ＝０．２５Ｍｎ＋３６Ｃｒ＋６．２５Ｍｏ＋１４４Ｖ＋Ｓｉ≧２０    （３）
【００２９】
また、本実施の形態による転動部材において、前記鋼材中のＳｉ含有量をＣｒ含有量の１．０倍以上とすることが好ましい。
また、本実施の形態による転動部材において、前記粒状化セメンタイトが分散された前記焼入れ硬化層に存在する旧オーステナイト結晶粒が１０μｍ以下に微細化されていることが好ましい。
【００３０】
また、本実施の形態による転動部材において、前記浸窒層は、１０〜４０体積％の残留オーステナイト相を含有することも可能である。
また、本実施の形態による転動部材において、前記鋼材の表面が滑りを伴う転動面であり、前記転動面の面粗さを構成する凹凸におけると凸部が略平坦化されており、前記略平坦化された凸部が前記転動面に対して５０面積％以上を占めるとともに、前記面粗さが５μｍ以下に調整されていることも可能である。尚、前記凸部の略平坦化はポリッシングによって行う。
また、前述した本実施の形態による転動部材が歯車部材であることも可能である。
【００３１】
また、本発明の他の実施の形態は、圧縮残留応力を発生させるショットピーニング処理を施すことによって、より高耐面圧が得られる歯車部材を開発したものである。本実施の形態においては、少なくとも、０．１〜０．３５重量％のＣと０．５〜２．０重量％のＳｉを含有し、０．０５〜１．０重量％のＶ、０．３〜２．０重量％（好ましくは０．５〜１．４重量％）のＣｒおよび０．０５〜０．８重量％のＭｏからなる群から選択された１種以上を含有する鋼材を用いた転動部材（例えば歯車部材）である。まず、表面炭素濃度が０．８〜１．８重量％（好ましくは１．０〜１．８重量％）で、且つ粗大なセメンタイトが析出されないように、９００℃以上での浸炭処理（Ａ処理）を施した後に、一旦Ａ１温度以下に降温させ、次に、Ａ１温度〜９００℃で再加熱による粒状化処理（Ｂ処理）を行うことによって２〜２０体積％の粒状化セメンタイトを分散させるとともに、その表面窒素濃度が０．１〜１．０重量％になるように、表面から２０μｍ以上３００μｍ未満の深さまで窒素を浸透させる浸窒処理を施した後に焼入れ処理を施したことによって表面硬化層が形成される。その表面硬化層と接する深部側の非浸炭層は焼入れ硬化されている。
【００３２】
なお、前記浸炭処理は、例えば、歯車部材では、ピッチング、スポーリング損傷を起こさない最大ヘルツ面圧２４０ｋｇｆ／ｍｍ２と同等以上の面圧強度を確保するために、浸炭処理後の焼入れ硬化層深さが歯車モジュールＭの０．１〜０．３倍の距離となるように設定されることが好ましい。また、従来の浸炭焼入れされた歯面表面層における３００℃焼戻し硬さがＨｖ５６０以上であることに配慮して、前記歯車部材においては、微細なセメンタイト粒子が分散する表面硬化層（最大剪断応力位置以上の深さ）の硬さをＨｖ６００以上とすることが好ましいが、最大ヘルツ面圧３００ｋｇｆ／ｍｍ２相当のＨｖ＝７００以上がより好ましい。
【００３３】
また、前記非浸炭部の硬さは、従来通りに、Ｈｖ２５０〜５００に調整するために、マルテンサイト硬さと鋼材中の炭素量の関係を考慮して、その下限炭素量を０．１重量％とすることが好ましい。さらに、前記焼入れ温度において、前記非浸炭部にフェライト相が析出しないように、その鋼材の上限炭素量は、最大２重量％のＳｉが含有されることを考慮して、Ａ３温度が９００℃以下となるように０．３５重量％とすることが好ましい。
【００３４】
なお、Ａ３温度は、下記式によって算出されるものとする。
Ａ３（℃）＝９１１−２０３（Ｃ＋１２Ｎ／１４）１／２＋４０Ｓｉ−４１Ｍｎ−３２Ｎｉ−１２Ｃｒ＋２０Ｍｏ＋３７Ｖ＋１１Ｗ＋７０Ａｌ
ここで、式中のＣ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ａｌは各元素の重量％を表示するものである。
【００３５】
なお、前記浸炭、浸窒、焼入れ、３００℃焼戻し処理後の炭素鋼材の表面層の硬さは（Ｈｖ0）３００℃は、次式のように表記することが出来る。
（Ｈｖ0）３００℃＝２００＋３８０×（Ｃ＋１２Ｎ／１４）１／２
（０．０５７〜２．７５重量％：（Ｃ＋Ｎ））
【００３６】
例えば、２．０重量％（Ｃ＋Ｎ）の焼入れ硬化層では、Ｈｖ７３７ほどの高硬度性が確保され、通常の浸窒処理で０．３重量％以上のＮを浸透させた場合には、通常の浸炭焼入れ歯車部材に較べて、浸炭層の炭素濃度を１．８重量％に高めることによって、その面圧強度が改善されることがわかる。しかし、１．８重量％の炭素濃度で歯車部材を浸炭する場合には、粗大なセメンタイトが粒界に析出し、歯車部材の歯元曲げ疲労強度が顕著に劣化するために、本実施の形態では、浸炭による上限の表面炭素濃度を１．８重量％、より好ましくは１．５重量％として、前記のように浸炭処理後に一旦Ａ１温度以下に冷却した後にＡ１温度〜９００℃の温度範囲内に再加熱しながらセメンタイトの粒状化処理を施すことによって、平均粒径が１．５μｍ以下となるようにセメンタイト粒子を分散させるとともに、浸窒処理によってＮ濃度を０．１重量％以上、より好ましくは０．３重量％以上に拡散浸透させることが好ましい。また、後述するように、Ｓｉを２重量％、Ｃｒを１重量％添加した鋼では、その共析炭素濃度が約０．４重量％程度に低下するので、浸炭時の表面炭素濃度の下限値を０．８重量％とすることによって、最大５体積％のセメンタイト粒子が析出分散する。従って、（Ｈｖ0）３００℃≧７００を達成するためには、浸窒処理によって表面窒素濃度を１．０重量％とすることが必要であって、これを上限の窒素濃度とすることが好ましい。
【００３７】
さらに、後述する予備テスト結果から、合金元素を含有する３００℃における硬さ（Ｈｖ）３００℃が次式で表記できる。
（Ｈｖ）３００℃＝２００＋３８０（Ｃ＋１２Ｎ／１４）１／２＋９５Ｓｉ＋２０Ｃｒ＋２５Ｍｏ＋５２Ｖ＋１０Ｗ
【００３８】
前記浸炭および浸窒を行った表面層の硬さは、経済性を考慮しながら、Ｈｖ７００以上となるようにＮ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗの添加量を調整されるものであるが、とりわけ、Ｎ、Ｓｉの安価な元素が焼戻し軟化抵抗性を顕著に改善し、高硬度化に寄与することが好ましい。また、４００、５００℃における硬さ（Ｈｖ）４００℃、（Ｈｖ）５００℃の表示式を下記に示す。
（Ｈｖ）４００℃＝１００＋３４０（Ｃ＋１２Ｎ／１４）１／２＋１８０Ｎ＋９５Ｓｉ＋３９Ｃｒ＋５４Ｍｏ＋１０１Ｖ＋２６Ｗ
（Ｈｖ）５００℃＝８０＋２３０（Ｃ＋１２Ｎ／１４）１／２＋３８０Ｎ＋９５Ｓｉ＋５６Ｃｒ＋１０８Ｍｏ＋２０５Ｖ＋５２Ｗ
【００３９】
これらの結果から、浸窒処理によって表面から拡散浸透させるＮが３００℃以上の高温域において顕著な焼戻し軟化抵抗性を示すことと、より優れた前記面圧強度を実現させるために、本実施の形態においては、４００℃焼戻し硬さが、Ｈｖ７００（７５０）以上となるように設定されることがより好ましく、本実施の形態における浸窒処理は不可避条件である。
【００４０】
なお、歯車のスポーリング強度を高めるためには、上記最大剪断応力発生位置以上にＮを拡散浸透させることが必要である。通常よく観察されるスポーリング亀裂深さまで、表面から０．１ｍｍ以上の深さ、より好ましくは０．３ｍｍ以上の深さにまでＮを拡散浸透させることが好ましい。しかし、窒素の固溶によって顕著に安定化される残留オーステナイトが、表面からより深い位置に多量に形成される場合には、逆に面圧強度の劣化が危惧されることから、窒素の拡散浸透距離を０．２ｍｍにとどめることが好ましく、さらに、転動表面から後述するショットピーニングによって加工硬化される領域内にとどまるように、０．１重量％Ｎ位置が０．１ｍｍ以内とすることがより好ましい。
【００４１】
歯車部材同士の噛合う接触面においては、滑りを伴いながら転動するために、油中における歯面表面であっても、境界潤滑状態が発現し、微視的な摩擦力の働きや凝着によって、最表面において、表面に対して３０〜４５°の角度で亀裂が進展し、扇型状に歯面が損傷（ピッチング現象）したり、歯面が摩耗しやすくなり、よりヘルツ面圧が高くなるほどこれらの損傷が起こり易くなる。そこで、本実施の形態では、Ｃｕ系焼結摺動材料中に分散させた硬質粒子が耐凝着性と耐摩耗性を顕著に改善する役割と同様に、歯車表面層におけるセメンタイト粒子（硬質粒子）が摺動条件下では、その歯面における耐凝着性と耐摩耗性を顕著に改善する。セメンタイトの下限添加量はＳＵＪ２中のセメンタイト分散量を参考に２体積％とし、上限添加量は、セメンタイト粒子が凝集して粗大化しやすくなる２０体積％とすることが好ましい。さらに、上記浸炭処理によってオーステナイト中に固溶される最大炭素濃度（１．８重量％）を参考にして上限添加量は２０体積％としたが、セメンタイト粒子の分散量は１５体積％に抑えて使用することが好ましい。
【００４２】
後述するように、強力なショットピーニングを硬質な歯面に施した場合、その表面硬さは約Ｈｖ８００〜９５０に加工硬化されるだけでなく、強力な圧縮残留応力が付加されることによって、表面からの亀裂発生、進展が抑制されるように作用して、ピッチング強度が改善される。しかし、ショットピーニングを施した際、表面から０．２０ｍｍの深さにまで顕著に加工硬化され、セメンタイト粒が粗大な場合には、ショットピーニングによってそのセメンタイトが破損される危険性があり、この危険性を回避することが重要である。このことから、少なくとも表面から０．３０ｍｍ深さに分散させるセメンタイト粒子の平均粒径を１．５μｍ以下に微細化することが好ましい。
【００４３】
さらに、前記滑りを伴う転動表面では、摩擦熱や大きな面圧がかかることによる弾性変形などによって、また転動面表面温度が上昇することによって、その転動面表面層の硬さや残留応力が低下するために、十分なピッチング強度の改善は出来ないという問題がある。この問題に対しては、前記スポーリング強度の改善方法と同様に、(1)表面硬化層（浸炭焼入れした硬化層）中に平均粒径１．５μｍ以下のセメンタイト粒子を高密度（２〜２０体積％）に分散させること、(2)３００℃での焼戻し軟化抵抗性を高めるＳｉ、Ｃｒ、Ｍｏを適正に添加すること、(3)浸窒処理によってＮを表面層に拡散浸透させることを、本実施の形態の主旨としており、３００℃での焼戻し硬さがＨｖ７００以上となる表面硬化層を具備させることを特徴としていることは前述したとおりであるが、４００℃での焼戻し硬さがＨｖ７００以上となる表面硬化層を具備することがより好ましい。
【００４４】
さらに、本実施の形態で利用される鋼材には０．５〜２．０重量％のＳｉが添加され、その転動部材の表面焼入れ硬化層の焼戻し軟化抵抗性を改善することができる。
【００４５】
下限Ｓｉ添加量は、前記３００℃の焼戻し硬さ（Ｈｖ）３００℃の表示式を参照して、焼戻し軟化抵抗性が明確に現れる０．５重量％とするが、他の合金元素に較べ、経済性に優れることから、１重量％とすることがより好ましい。また、Ｓｉはフェライト安定化元素であり、Ｓｉ添加によってＡ３温度が上昇するために、多量のＳｉを含有させた鋼材を用いた転動部材においては、前記表面硬化層の深部にある非浸炭部に軟質なフェライト相が形成されないように焼入れ温度を高めることが好ましく、さらに、焼入れ温度が高くなりすぎた場合においては、前記表面硬化層中に分散させた粒状セメンタイトが１．５μｍ以上に粗大化するとともに、焼入れ温度で加熱時のオーステナイト結晶粒が粗大化しやすくなることから、９００℃以下の焼入れ温度に調整するためにその上限Ｓｉ添加量を２重量％とすることが好ましい。
【００４６】
またさらに、Ａ３温度を低下させるオーステナイト安定化元素である０．１〜０．３５重量％のＣ、０．３〜２重量％のＭｎおよび０〜３重量％のＮｉのうち１種以上を添加、調整することによって、下記に示すＡ３温度が９００℃以下となるようにして、セメンタイト粒を１．５μｍ以下により微細化し、前記オーステナイト結晶粒度の微細化を図ることがより好ましく（Ａ３温度は前記Ａ３表示式に従う）、さらに、Ａ３温度を８５０℃以下にすることがより好ましい。また、その際の鋼中の１．０〜２重量％のＭｎおよび０．５〜３重量％のＮｉの１種以上を含有させることが好ましい。
【００４７】
また、上記セメンタイト粒子を１．５μｍ以下に微細化するためには、前記焼入れ温度をより低温化するだけでなく、セメンタイト中に濃縮しやすい合金元素が含有された鋼材を利用することが重要である。本実施の形態においては、オーステナイト中にセメンタイトが分散されている時の合金元素Ｍの分配係数γＫＭ（セメンタイト中の合金元素濃度の重量％／オーステナイト中の合金元素濃度の重量％）が大きいＣｒ、Ｖ、Ｍｏのうちの１種以上が含有されることを特徴とする。
【００４８】
なお、９００℃におけるγＫＣｒ：６．４、γＫＶ：１２．３、γＫＭｏ：３．５、γＫＭｎ：２．１、γＫＮｉ：０．２２、γＫＳｉ：０であり、また、γＫＭ≧１の合金元素は低温になるほどより大きく、γＫＭ≦１の合金元素は低温ほどより小さくなり、焼入れ温度を８５０℃以下に下げることによって、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ添加によるセメンタイトの微細化作用がより大きくなる。
【００４９】
さらに、γＫＭが大きい元素ほど、単位添加量当たりのセメンタイト成長の遅滞作用は大きくなることがわかる。例えば、Ｖ、Ｍｏはセメンタイトに対する固溶度（０．６重量％Ｖ、２重量％Ｍｏ）がＣｒ（１６重量％Ｃｒ）に較べて少なく、過剰の添加によってはＶ４Ｃ３やＭ６Ｃなどの特殊炭化物として、セメンタイトの微細化に対する作用量が限定されることから、本実施の形態においては、０．５〜２．０重量％のＣｒ、０．０５〜０．１６重量％のＶ、０．０５〜０．８重量％のＭｏのうち１種以上を添加することを特徴とする。
【００５０】
また、Ｖ上限添加量は、Ｖがセメンタイト中に固溶限（０．６重量％Ｖ）まで固溶した２０体積％のセメンタイトと前記γＫＶ＝１２．３とオーステナイト中のＶ濃度から算出される鋼中のＶ含有量（０．１６＝０．６×０．２＋０．６÷１２．３×０．８）とし、Ｍｏ上限添加量（０．８６＝２×０．２＋２÷３．５×０．８）についても同様に算出したものである。
【００５１】
なお、後述するように、合金元素によってセメンタイト粒子の微細化される挙動と加熱温度、時間に伴うセメンタイト粒子の成長性がほぼセメンタイトのオストワルド成長機構として近似される。従って、セメンタイトの微細化パラメータであるＦＰａを次式
ＦＰａ＝（１−γＫＭｎ）２×Ｍｎ＋（１−γＫＣｒ）２×Ｃｒ＋（１−γＫＭｏ）２×Ｍｏ＋（１−γＫＶ）２×Ｖ＋（１−γＫＳｉ）２×Ｓｉ＝０．２５×Ｍｎ＋３６×Ｃｒ＋６．２５×Ｍｏ＋１４４×Ｖ＋Ｓｉ
と定義し、セメンタイト粒子の平均粒径が１．５μｍ以下となるＦＰａ＝２０以上に、より好ましくはＦＰａ＝３０（平均粒径１μｍ）以上に調整されるものとする。
【００５２】
また、前記鋼材を表面炭素濃度が高濃度となるように浸炭する場合においては、浸炭処理時において、粗大なセメンタイトが表面層に分散することを避けるために、Ｓｉ添加量がＣｒ含有量の１．０倍以上、より好ましくは１．５倍以上添加したことを特徴とする。
【００５３】
また、上記算出結果から、オーステナイト中のＶ、Ｍｏの最大濃度が、０．０５重量％Ｖ、０．５７重量％Ｍｏとなることがわかる。オーステナイト中のＣｒ濃度が１重量％を超えた場合には、Ａ１〜９００℃の温度で浸窒処理する際に、Ｃｒ窒化物が析出することを避けるために、Ｃｒ上限添加量（２．０６＝１×６．４×０．２＋１×０．８）は２重量％と設定されるが、オーステナイト中のＣｒ濃度が０．６重量％に相当する１．２重量％とすることがより好ましい。同様に、上記の窒素の拡散浸透処理によってより硬質なＡｌＮを析出分散しやすくするために、Ａｌ添加量を０．１重量％以下にとどめておくことが好ましい。
【００５４】
また、前記再加熱焼入れ温度（Ａ１〜９００℃）において微細なセメンタイト粒を２〜２０体積％分散させた状態でのオーステナイトの結晶粒（Ｄ、μｍ）は、ほぼ、Ｄ＝２／９×（ｄ／ｆθ）の関係で表示される。従って、例えば平均粒径ｄ＝１．５μｍのセメンタイト粒が１５体積％（体積分率ｆθ＝０．１５）で分散した場合には、オーステナイトの平均結晶粒径Ｄが５μｍ以下に微細化されることがわかり、さらに、焼入れ温度を８００〜８５０℃程度に下げて、セメンタイト粒を平均粒径０．５μｍに微細化し、２体積％分散させた場合には、オーステナイトの平均結晶粒径Ｄは１１μｍ以下に微細化されることがわかる。そこで、本実施の形態においては、旧オーステナイト粒径を１０μｍ以下（ＡＳＴＭ  Ｎｏ．１０）に微細化し、より好ましくはセメンタイトの下限分散量を５体積％としてオーステナイト結晶粒を５μｍ以下にまでより微細化することである。
【００５５】
なお、上記のようにγＫＭの大きな合金元素（Ｃｒ、Ｖ）は、セメンタイト粒子が共存するオーステナイト相中ではセメンタイト中に濃縮し、オーステナイト相中の合金元素濃度が低減するために、セメンタイト粒子が分散する浸炭層の焼入れ性が劣化し、十分な硬さの表面硬化層が得られない問題が発生する。しかし、本実施の形態においては、オーステナイト中に濃縮するＳｉ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｂの添加量およびセメンタイトへの濃縮傾向が小さいＭｎ、Ｍｏの添加量を調整して、セメンタイト粒子が分散する浸炭層の焼入れ性を確保している。
【００５６】
通常のＲＸガス浸炭を施した歯車部材の歯面表面層のオーステナイト粒界（旧オーステナイト粒界）には、粒界酸化物が形成され、その粒界酸化物周辺には、その酸化物の主成分となるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ等の合金元素の不足する領域が形成され、その領域における焼入れ性が劣化することによって不完全焼入れ層が表面から約５０μｍの深さまで形成されやすい。本実施の形態では、Ａ１〜９００℃で浸窒処理を施し、表面層に窒素を拡散浸透させることによって、不完全焼入れ層が形成される深さ以上に窒素を拡散浸透させ、前記焼入れ性の劣化を改善することによって、不完全焼入れ層の生成を防止するものであり、その作用がより明確に確認される０．１重量％Ｎを下限窒素濃度とすることが好ましく、より好ましい下限窒素濃度は０．３重量％である。
【００５７】
またさらに、窒素は焼戻し軟化抵抗性を顕著に高める作用を有することから、少なくとも、表面層における窒素濃度の下限値を０．１重量％、より好ましくは０．３重量％で調整することである。また、拡散浸透させた窒素は、Ｍｓ温度を顕著に低下させて、焼入れ処理後の残留オーステナイトを多く生成させ、６０体積％を超えた場合に、焼入れ硬さが急速に低減し始めることを考慮して、本実施の形態においては、転動部材表面の浸窒層における残留オーステナイト相量を、１０〜６０体積％とすることを特徴とする。また、後述するショットピーニング処理後の残留オーステナイト量が６０体積％を超えた場合に、十分な圧縮残留応力が確保されないことを考慮して、前記窒素濃度の上限値は１重量％が好ましいが、より好ましくは０．８重量％である。
【００５８】
さらに、上記粒界酸化物の生成を原因とする不完全焼入れ層の発生を抑制するには、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量を低減することと、Ｎｉ、Ｍｏ元素を多く添加することである。しかし、前述のように、粒界酸化物の存在はショットピーニング処理によるピッチング強度の劣化につながることから、本実施の形態においては、真空浸炭法、プラズマ浸炭法やＮ２ガスベースとするほぼ酸素フリーな浸炭法を適用し、粒界酸化層の深さが少なくとも３μｍ以下、好ましくは１．５μｍ以下である。
【００５９】
また、前記浸窒処理時において、Ａｃｍを超える炭素ポテンシャルを伴う浸窒処理を施した場合には、最表面層近傍において、粗大な粒界セメンタイトの発生が器具されることから、本実施の形態においては、Ｎ２、Ａｒ、Ｈ２のうちの１種以上のガスもしくは真空雰囲気などの非浸炭性雰囲気で、かつ、浸窒雰囲気を形成させるガス成分（アンモニアなど）を加えて浸窒処理することが好ましい。
【００６０】
上述した歯車部材は、熱処理後において、少なくとも歯面部、歯底部にショットピーニング処理を施して、これらの部位において６００〜２０００ＭＰａの圧縮残留応力を付与して、歯元曲げ疲労強度が８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上となるような高強度歯車部材の高耐面圧性を改善することを前提にして用いられるものである。
【００６１】
また、滑りを伴って転動する歯車歯面において、潤滑油による潤滑状況が改善されることがピッチング強度の向上に有効であり、上記の歯車部材においても、前記ショットピーニング後に、バフ研磨やバレル研磨を施して、図１８に示すように、転動面の凸部を略平坦化し、さらに、その略平坦化した部分と凹部からなる面粗さが５μｍ以下に抑制することが好ましい。
【００６２】
次に、各種合金元素の機能について説明する。
（炭素、窒素）
上記歯車部材に用いる鋼材にあらかじめ含有される炭素量０．１〜０．３５重量％は、歯車部材の素地硬さと歯車部材の機械加工性を確保する観点から、従来の浸炭用鋼に適用される範囲をさほど逸脱するものではない。しかし、前述のようにフェライト安定化元素である２重量％のＳｉの添加によっても、焼入れ温度９００℃で、オーステナイト化するようにその上限の炭素添加量を０．３５重量％とした。
【００６３】
上記転動面焼入れ硬化層においては、スポーリング強度とピッチング強度を高めるために浸炭によって０．８〜１．８重量％の範囲内に炭素濃度を高める。さらに、少なくとも表面から０．１ｍｍ深さの位置においては、平均粒径が１．５μｍ以下の粒状セメンタイトを２〜２０体積％分散析出させながら、Ｎを表面から２０μｍ以上に拡散浸透させた後に焼入れすることによって表面層を高硬度化させることと焼戻し軟化抵抗性を改善する。これによってスポーリング強度を高め、さらに、上記歯面にショットピーニングを施す際のセメンタイト粒子の損傷によるピッチング強度の低下を防止するとともに、ショットピーニングによる圧縮残留応力を発生させる。その結果、歯面における耐焼付き性、耐摩耗性およびピッチング強度の向上を図るとともに、歯元、歯底強度の向上を図ることができる。なお、これらセメンタイト粒子の微細化を図る上で、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ等の合金元素を添加することは後述するように重要なことである。
【００６４】
また、上記浸炭は９００℃以上の温度域で実施されることが好ましい。より高炭素濃度でかつより高深度まで炭素を拡散浸透させる場合においては、１１５０℃までのより高温域での浸炭が好ましい。その後の粒状化処理を施す場合においては浸炭後に一旦Ａ１温度以下に冷却し、少なくとも１回以上の再加熱粒状化処理によってセメンタイト粒の微細化を図ることが好ましい。本実施の形態では、これらの微細なセメンタイト粒子が分散する深さが、歯車の接触面圧によって生じる最大剪断応力位置よりも深く、より好ましくは０．３ｍｍ以上である。
【００６５】
また窒素は、上記表面層中に０．１〜１．０重量％含有するように拡散浸透させ、ショットピーニング後においても残留オーステナイトを１０〜４０体積％残留させるものとし、さらに、歯車部材の最表面層に形成されやすい不完全焼入れ層の形成を防止し、焼戻し軟化抵抗性の改善によってピッチング強度を高めるものである。
【００６６】
（Ｎｉ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ）
多量の粒状化セメンタイトが分散するオーステナイト母相においては、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等の合金元素がセメンタイト中に濃縮し、オーステナイト母相の合金元素が希薄になることによってオーステナイトの焼入れ性が顕著に低下し、また焼戻し軟化抵抗性も低下するようになる。このため、セメンタイトよりもオーステナイト中に濃縮するＳｉ、Ｎｉ、Ｂの１種以上を０．５重量％以上添加することが好ましい。また、これら元素の添加量の上限は、Ｎｉがコスト的な観点から３重量％とすることが好ましく、Ｓｉが鋼製造上の介在物量の観点から２重量％以下とすることが好ましい。また、焼戻し軟化抵抗性を高める観点からは、Ｓｉ添加量が極めて有用であり、Ｓｉの下限値を１．０重量％とすることがより好ましい。
【００６７】
また、Ａｌを高濃度に含有する鋼にＲＸガス浸炭処理を施す場合においては、粗大なＡｌＮが粒界に析出しやすいことから、通常の脱酸、結晶粒の微細化を目的とする添加範囲〜０．１重量％に制限することが好ましい。さらに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖのいずれか１種以上の合金元素が０〜０．２重量％添加されて、浸透する窒素をトラップすることが好ましい。
【００６８】
（Ｃｒ、Ｖ）
Ｃｒ、Ｖはセメンタイト中に顕著に濃縮することによって、上記浸炭後のセメンタイト粒子を微細化する役割を果たすことは、本発明者が特開平１１−１１７０５９にて開示している。Ｃｒ下限添加量は、セメンタイト粒の微細化が顕著に現れる０．３重量％とし、上限添加量は、９００℃での前記浸窒処理によって、Ｃｒ窒化物が析出しない１重量％のＣｒを含有するオーステナイト中にＣｒが濃縮されたセメンタイト（γＫＣｒ＝６．３）２０体積％が分散される条件から算出された鋼材のＣｒ濃度である２．０重量％とすることが好ましい。しかし、より好ましくは、８５０℃で浸窒処理を施し、その際にＣｒ窒化物が析出しない０．６重量％Ｃｒを含有するオーステナイト中にＣｒが濃縮されたセメンタイト（γＫＣｒ＝８．５）２０体積％が分散される条件から算出された鋼材のＣｒ濃度である１．５重量％とすることである。
【００６９】
またさらに、前記浸炭中に粗大なセメンタイトがオーステナイト粒界に析出しないように、ＳｉをＣｒ添加量の１倍以上とすることが好ましいが、より好ましくは１．５倍以上に調整することである。
【００７０】
また、Ｖは、オーステナイト／セメンタイト間のセメンタイトへの濃縮傾向がＣｒの２倍ほど強く、セメンタイト粒子をより微細化するが、経済的な観点からは、Ｃｒの微細化作用を促進させる役割として、Ｃｒと共存添加させることが好ましく、その上限添加量は、ＶＣの固溶度の結果と焼戻し軟化抵抗性を考慮して０．１６重量％とした。
【００７１】
（Ｍｎ、Ｍｏ、Ｂ）
Ｍｎ、Ｍｏは、オーステナイト／セメンタイト間のセメンタイト中への濃縮傾向が比較的小さいことから、上記オーステナイトの焼入れ性に有効に作用できる合金元素である。このことから、本実施の形態においては、通常の機械構造用肌焼き鋼の範囲としてＭｎを１．０〜２．０重量％に限定し、Ｍｏを０〜０．８重量％に限定してもよいと考えられる。また、焼入れ性を向上させるＢの添加は通常の機械構造用肌焼き鋼の範囲が好ましい。
【００７２】
（Ｎｂ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｚｒ）
また、高温浸炭時の結晶粒粗大化防止の観点からはＮｂ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｚｒを０．０１重量％以上添加することが好ましいが、上限値は経済的な観点から０．２重量％とすることが好ましい。
【００７３】
Ｃａ、Ｓ、Ｐｂは、通常において切削性の改善を主目的に添加することが多い。このような目的のためには上記の本実施の形態の面圧強度改善効果と勘案して必要目的に応じて添加量を調整しながら使用することが好ましい。
また、上記鋼材中のＰ、Ｎ、Ｏは歯車用鋼材としての通常の適用範囲で添加されることが好ましいが、Ｏ≦０．００２重量％、Ｐ≦０．０３重量％であることがより好ましい。
【実施例】
【００７４】
次に、本発明の実施例による転動部材およびその製造方法について図面を参照しつつ説明する。
【００７５】
（１）試験片の準備
本発明で用いた供試鋼の組成を表１に示した。供試鋼中の炭素濃度は、歯車等の肌焼き鋼として使用される約０．２重量％のものとした。さらに、市販のＳＣＭ４２０Ｈ、ＳＮＣＭ２２０Ｈ、ＳＮＣＭ４２０Ｈも使用した。試験は、図１〜図３にそれぞれ示した炭素分析用丸棒片、回転曲げ疲労試験片、ローラピッチング試験片を用いて実施した。なお、ローラピッチング試験片用の大ローラ片にはＳＵＪ２を焼入れ焼戻し、硬さをＨＲＣ６４に調整した。
【００７６】
【表１】
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【００７７】
（２）熱処理試験
本試験の浸炭、浸炭後の粒状化処理は真空浸炭炉を主として用い、一部はＲＸガスとブタンガスを用いたＲＸガス浸炭を実施した。
【００７８】
まず、図４（Ａ）の熱処理１に示すように、１０３０℃で１５分間均熱した後にメタンガスの導入と排気によって炭素の浸炭と拡散を行いながら浸炭期と拡散期の全時間の比率を１：１．１５として１２０分間の浸炭処理後（浸炭期５５分、拡散期６５分）にＮ２ガス冷却したものを８５０℃に６０分間の再加熱を行い、（Ｎ２＋１０体積％ＮＨ３）ガス中で保持した後に油焼入れした試験片表面からの炭素分析と組織観察を行った。
【００７９】
代表的な例として、Ｎｏ．１、３、４とＳＣＭ４２０Ｈ試験片の炭素濃度分析を図５に示し、ＳＣＭ４２０Ｈの表面層の組織を図６（ａ）、（ｂ）に示した。約１重量％のＣｒを含有するＳＣＭ４２０Ｈでは、浸炭処理中に最表面〜約０．０７ｍｍ位置に粗大なセメンタイト（約８．６μｍ）が多量に析出分散し、その表面炭素濃度（３．０３重量％）が３重量％以上にまで高まっている。これに対して、Ｎｏ．１、３、４のように、Ｃｒ含有量に対して１．０倍以上のＳｉを共存含有させることによって浸炭処理中のセメンタイトの析出が防止され、最表面層位置から０．３ｍｍ位置での炭素濃度が約１．３重量％となることがわかる。また、表面から０．６ｍｍ深さ位置では約１重量％Ｃ、０．８ｍｍ位置で約０．７重量％Ｃとなるような炭素濃度分布が得られることがわかる。Ａ１〜９００℃の再加熱、粒状化処理、焼入れによって約０．７ｍｍ位置までセメンタイト粒子を分散させることが可能になることがわかり、例えば、Ｎｏ．４では約０．６ｍｍ位置においてはＳＵＪ３軸受鋼と同等レベルのセメンタイト量が分散されることがわかる。また、表１中のＮｏ．５の場合には、同様にＳＵＪ２と同様のセメンタイト粒子が分散した組織が得られることがわかる。
【００８０】
なお、表１の右欄に、浸炭処理中に粗大セメンタイトが析出する合金に対しては×印、析出が防止された合金に対しては○印で示した。
【００８１】
また、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察したＳＣＭ４２０Ｈの最表面組織（図６（ｂ）参照）から、前記粗大なセメンタイト（粒界、凝集）以外にも、再加熱工程によって母相中において、１．５μｍ以下の粒状化されたセメンタイト粒子が微細に分散されていることが分かる。
【００８２】
なお、これらの粗大セメンタイトが表面層に析出することは、疲労強度を大幅に劣化させることが考えられ、この粗大セメンタイトの析出を防止するために、前述のようにＣｒ添加量の１倍以上、より好ましくは１．５倍以上のＳｉを含有させた鋼を用いるのが有効であることがわかる。
【００８３】
また、上記真空浸炭において、表面炭素濃度を１．０重量％以上に制御するためには、（拡散期時間／浸炭期時間）の比率を２以下、より好ましくは１．５以下として、浸炭温度は９５０℃以上、より好ましくは１０００℃とする。
【００８４】
表１の右欄には前記再加熱、浸窒処理時間を４時間とする図４（Ｂ）の熱処理２を施し、表面から０．２ｍｍ位置に析出分散したセメンタイト粒の平均粒径を記載したが、分配係数γＫＭの大きいＣｒ含有量が多いほど微細になり（Ｎｏ．１、Ｎｏ．３、Ｎｏ．４、Ｎｏ．５）、さらに、Ｖは添加量が少なくても微細化に顕著に作用することがわかる（Ｎｏ．１、２、４、ＳＣＭ４２０ＨとＳＣＭ４２０ＨＶ）。また、Ｎｏ．３、Ｎｏ．４の比較から、Ｍｏもセメンタイトの微細化に有効であることがわかる。
【００８５】
図７は、セメンタイトの微細化パラメータＦＰａを、ＦＰａ＝０．２５×Ｍｎ＋３６×Ｃｒ＋６．２５×Ｍｏ＋１４４×Ｖ＋Ｓｉ、（ＦＰａ＝（１−γＫＭｎ）２×Ｍｎ＋（１−γＫＣｒ）２×Ｃｒ＋（１−γＫＭｏ）２×Ｍｏ＋（１−γＫＶ）２×Ｖ＋（１−γＫＳｉ）２×Ｓｉ）と定義して、再加熱によって粒状化させたセメンタイトの平均直径（μｍ）の関係を図示したものである。上述した合金元素と添加量の関係がよく成立することがわかり、例えば、再加熱温度を８５０℃とした場合、平均粒径１．５μｍ以下のセメンタイト粒子を得るためには、ＦＰａが２０以上となるように鋼中の合金元素を調整することが必要であることがわかる。
【００８６】
上記浸炭処理後の再加熱粒状化処理によって、焼入れ硬化層中に微細なセメンタイトを析出させる適正な深さは、転動部材（歯車部材）接触最大面圧から計算される最大剪断応力位置よりも深い位置にあることが好ましい。多くのスポーリング損傷位置が０．２ｍｍ深さ以上の深部に位置することから、５体積％セメンタイト析出深さは、１．０５重量％Ｃ位置で０．３ｍｍ以上が必要であり、図５に示す炭素濃度分布からこの条件が十分に達成されることがわかる。
【００８７】
なお、上記表面炭素濃度を１．０重量％以上としたのは、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粒子を分散析出させ、少なくとも軸受鋼以上の耐面圧強度を得るようにするためである。より好ましい表面炭素濃度は、後述する３００℃での焼戻し硬さの関係から１．２重量％以上である。
【００８８】
また、上記炭素濃度が高くなるほど再加熱による粒状化処理が１回で十分でないことが考えられるので、この場合には、複数の粒状化処理を施すことが好ましく、１回目の再加熱温度は７３０〜７８０℃が好ましい。
【００８９】
再加熱、粒状化、浸窒処理工程における浸炭雰囲気の影響と過熱温度の影響を調べる目的で、図４（Ｃ）、（Ｄ）に示す熱処理３と熱処理４について検討した。
【００９０】
図８は、図４（Ｃ）の熱処理３に示した熱処理条件で、浸炭処理（１０００℃、浸炭期時間／拡散期時間＝１）を繰り返して浸炭中に析出分散するセメンタイトを核にしてより高濃度に浸炭した高炭素浸炭法の組織（表１中のＳＣＭ４２０Ｈ、表面炭素濃度３．２重量％、表面硬さＨｖ８８０）を示した。高温での長時間浸炭処理によって表面層近傍のセメンタイトが凝集した粗大なセメンタイト、さらに深い位置では中程度に粗大化したセメンタイトと母相中には１．５μｍ程度のセメンタイト粒子が分散しており、再加熱後の浸炭によって表面層に粗大なセメンタイトが析出することがわかった。
【００９１】
また、図９は、上記粗大化セメンタイトの微細化を図るために、Ｃｒ、Ｖ濃度を高めた鋼（表１中ＳＣＭ４２０Ｖ）を用いて、さらに、追加浸炭温度を９００℃に下げた高炭素浸炭法（図４（Ｄ）の熱処理４）によって得られる組織を示したものである。浸炭処理によって析出するセメンタイトは、図８の例に較べて、顕著に小さくなるが、平均粒径が１．５μｍ以下に調整できない。また、析出、分散するセメンタイトの凝集による粗大化が避けられないことがわかり、転動部材の疲労強度やショットピーニング時のセメンタイトの破損防止に好ましくないことがわかる。
【００９２】
図１０は、前記の熱処理２、熱処理３、熱処理４の再加熱温度において分散させたセメンタイト粒子の平均粒径と再加熱温度の関係を示したものであり、再加熱時に浸炭した（高炭素浸炭法）合金記号にはＨＣを記載している。例えば高炭素浸炭したＳＮＣＭ２２０ＨＣと再加熱したＳ５０Ｃ、ＳＣＭ４２０とはほぼ同じ温度依存性を示し、セメンタイトの平均粒径はほぼ同じ合金の拡散機構で成長することがわかる。さらに、高炭素浸炭法のＳＮＣＭ２２０ＨＣと再加熱法のＳＮＣＭ２２０との比較によって、再加熱、浸窒処理時に浸炭によって表面層を加炭することが好ましくないことがわかる。
【００９３】
（３）焼戻し軟化抵抗性
本実施例においては、前記高濃度浸炭、浸窒処理によってセメンタイトを高密度に析出分散させた熱処理２の焼入れ硬化層を３００〜５００℃で焼戻し処理した後の硬さデータを加え、焼戻し硬さと炭素、窒素量の関係を表２、図１１（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）に示した。図１１（Ａ）に示す３００計算Ｈｖは下記式（４）であり、図１１（Ｂ）に示す４００計算Ｈｖは下記式（５）であり、図１１（Ｃ）に示す５００計算Ｈｖは下記式（６）である。
【００９４】
（Ｈｖ）３００℃＝２００＋３８０（Ｃ＋１２Ｎ／１４）１／２＋９５Ｓｉ＋２０Ｃｒ＋２５Ｍｏ＋５２Ｖ＋１０Ｗ      （４）
（Ｈｖ）４００℃＝１００＋３４０（Ｃ＋１２Ｎ／１４）１／２＋１８０Ｎ＋９５Ｓｉ＋３９Ｃｒ＋５４Ｍｏ＋１０１Ｖ＋２６Ｗ      （５）
（Ｈｖ）５００℃＝８０＋２３０（Ｃ＋１２Ｎ／１４）１／２＋３８０Ｎ＋９５Ｓｉ＋５６Ｃｒ＋１０８Ｍｏ＋２０５Ｖ＋５２Ｗ      （６）
【００９５】
その結果、３００℃での焼戻し硬さは、前記焼戻し硬さの計算式に基づいて、（Ｃ重量％＋１２／１４×Ｎ重量％）１／２に比例して焼戻し軟化抵抗性が顕著に改善されることがわかる。さらに、４００℃、５００℃の焼戻しにおいては、浸窒処理で拡散浸透させたＮが、さらに顕著な焼戻し軟化抵抗性を発現し、特に５００℃の焼戻しにおいて最も顕著に現れることがわかる。なお、４００℃以上の焼戻しによる顕著な焼戻し軟化抵抗性は、Ｎと親和力の強いＣｒの存在が重要と考えられ、表２のＮｏ．１の焼戻し軟化抵抗性から、Ｃｒが０．３重量％以上、好ましくは０．５重量％以上を鋼中に含有させておくことが良いことがわかる。
【００９６】
さらに、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６で代表される本発明鋼を利用することによって、５００℃の焼戻しにおいても、Ｈｖ６５０以上（ＨＲＣ５８以上）の高硬度性が得られ、潤滑条件の厳しい転動部材においても、高い面圧強度や耐摩耗性が得られる。
【００９７】
【表２】
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【００９８】
（３）滑りを伴う転動面圧強度の調査
図３に示したローラピッチング試験片を用いて、小ローラの回転速度を１０００ｒｐｍ、滑り率４０％、潤滑油（＃３０エンジンオイル）の油温６０℃の条件で転動面圧強度の確認を行った。
【００９９】
（３−１）転動面圧強度に及ぼすセメンタイト粒子径の影響
本例では、熱処理１〜４の各種浸炭法によって得られる転動面に析出するセメンタイト粒子の大きさと転動面強度の関係を調査するが、それらの結果は予備試験で求めたＳＣＭ４２０Ｈ、ＳＮＣＭ２２０Ｈ、ＳＮＣＭ４２０Ｈの通常の浸炭焼入れの転動面圧強度と比較して検討した。
【０１００】
図１２は、ＳＣＭ４２０Ｈ鋼材を熱処理３と熱処理４の浸炭温度と最終の再加熱浸炭工程の条件を調整して各種粒径のセメンタイトを析出分散させたローラピッチング試験片（図中凡例Ａ〜Ｍに表面炭素濃度とセメンタイトの平均粒径を表示）を面圧２９０ｋｇｆ／ｍｍ２においてピッチングが発生する回転数と転動面硬さ、セメンタイト平均粒子径の関係を示したものである。さらに、上記通常の浸炭焼入れ材の転動面圧強度を実線で示した。
【０１０１】
その結果、明らかにセメンタイト粒子の分散によって耐面圧強度が改善されるが、セメンタイト平均粒径が３μｍ以下においてその改善作用が大きく、セメンタイト粒子径がより大きくなるにしたがってその改善作用が低減することが分かる。
【０１０２】
また、図１３にはＳＣＭ４２０Ｈに熱処理２を施した試験片とＳＣＭ４２０Ｈに熱処理４の最終工程の浸炭条件にアンモニアガスを１０体積％添加して浸炭浸窒処理した試験片の面圧２９０ｋｇｆ／ｍｍ２におけるピッチング強度の結果を示したものである。浸窒処理によって表面窒素濃度が０．４〜０．８重量％に高まり、ＳＣＭ４２０Ｈ材においても明確な面圧強度の改善が認められる。例えばセメンタイトの平均粒子径が３μｍの大きさであっても十分な強度改善が認められる。これが窒素の浸透拡散によって生成される安定な残留オーステナイトの存在によってセメンタイト粒子位置における応力集中が緩和されることと、焼入れ硬化層中の窒素による焼戻し軟化抵抗性の改善によることがわかる。
【０１０３】
（３−２）転動面圧強度に及ぼすショットピーニングとセメンタイト粒子径の影響
さらに、図１２に示した試験片と表２に示したＮｏ．１〜Ｎｏ．５に浸窒処理を施し、セメンタイト粒径を１．５μｍ以下に調整した試験片にアークハイト０．６以上でＨＲＣ５７、平均粒径０．８ｍｍの剛球を使ったショットピーニングとその後に平均粒径０．２ｍｍの剛球を使ったショットピーニング処理（ＷＨＳＰ）を施したもののピッチング強度の調査結果を図１４に示した。なお、図１４中の「Ｓ」はショット、「Ｐ」はポリッシュを意味する。ショットピーニング後の転動面硬さはほぼすべてＨｖ９００〜９３０程度に加工硬化されている。
【０１０４】
その結果、通常の浸炭焼入れ（ＧＣＱＴ）後にショットピーニングを施したＧＣＱＴ＋ＷＨＳＰ試験片の面圧強度はＧＣＱＴ試験片に較べて顕著に改善されるが、平均粒径３μｍ以上のセメンタイトを含有する試験片（Ｂ、Ｄ、Ｆ、Ｍ）ではショットピーニング処理によって面圧強度が十分に改善されず、ショットピーニング処理を施して、ピッチング強度の向上を図るためには、平均粒径が３μｍ以下、好ましくは１．５μｍ以下のセメンタイト粒子を析出分散させることである。
【０１０５】
また、そのセメンタイトの分散量はＫ、Ｎ試験片の面圧強度を参考にすると約１０体積％（１．２重量％）程度まで許容されることがわかる。しかし、セメンタイト量が多すぎるとセメンタイトの凝集が起こり易くなる危険性から、軸受鋼（ＳＵＪ等）等を参考にしてその最大炭素量は１．０重量％であることが好ましい。
【０１０６】
また、表２に記載したＮｏ．１〜Ｎｏ．５（再加熱、浸窒処理、１．２Ｃ−０．５Ｎ）の結果から、焼戻し軟化抵抗性を高めることによって、顕著にピッチング強度が改善されており、例えばＮｏ．１の焼戻し軟化抵抗性を付加することを下限とすることが好ましいことがわかる。
【０１０７】
また、図１４中には、Ｎｏ．１、Ｎｏ．２の試験片については、浸窒時間を１時間として、Ｎの拡散浸透距離を０．１ｍｍ以下に調整したＮｏ．１Ｓ、Ｎｏ．２Ｓの結果も合わせて示したが、前記Ｎｏ．１、Ｎｏ．２よりも優れたピッチング強度が確認された。このことは、長時間の浸窒処理によって、表面から拡散浸透するＮ濃度が多くなり、前記ショットピーニング（ＷＨＰＳ）の影響深さより深い位置での軟質な残留オーステナイト量が多すぎることと、ショットピーニングによる圧縮残留応力が付加されにくいことによって、ピッチング強度が劣化しやすくなることを示唆している。
【０１０８】
図１５は、図１４中に示したＭ試験片のローラピッチング試験後の転動面損傷部の断面写真を示したものであり、転動面直下にある粗大なセメンタイト粒子を起点とする破損の様子を示している。これからはショットピーニングによって起こるセメンタイトの亀裂が面圧強度の低下となっていることが分かる。
【０１０９】
図１６は、Ｓ５５、ＳＣＭ４２０、ＳＮＣＭ２２０、ＳＮＣＭ４２０鋼材に９５０℃、６時間の浸炭処理（表面炭素濃度：約０．８重量％）を施した後、８５０、８００℃、（Ｎ２＋１０体積％ＮＨ３）ガス中で１時間、４時間の浸窒処理を施し、焼入れしたＫＨＰ試験片の表面層のＣ、Ｎ濃度を示したものである。例えば、８００℃、１時間の浸窒処理によっても、ピッチング強度の改善に寄与する２０μｍ深さ以上に、Ｎを高濃度で拡散浸透させることができることがわかる。
【０１１０】
また、図１７は、ＳＮＣＭ４２０鋼材の表面層のＣ、Ｎ濃度および残留オーステナイト量（γＲ分率）として示したものであり、残留オーステナイトが最表面部において約６０体積％、０．２ｍｍ深さ位置で４５体積％と非常に多く存在し、窒素の浸透距離（０．１重量％Ｎ位置）は０．４ｍｍまで深く浸透することがわかる。しかし、このＫＨＰ試験片にショットピーニングを施した試験片（ＫＨＰ＋ＨＳＰ）においては残留オーステナイトが最表面部で約１／２にまで減少しているが、その深部０．１５ｍｍ深さでショットピーニングによる残留オーステナイトからのマルテンサイト化の促進作用がほぼ無くなることがわかる。またさらに、ショットピーニングによるセメンタイトが亀裂を発生する危険域が表面から０．０７ｍｍまでであると考えることができることが分かる。したがって、ショットピーニングが作用する深さ約０．１５ｍｍの位置における残留オーステナイト量を３０体積％以下に調整することがより好ましいことがわかる。
【０１１１】
（３−３）転動面圧強度に及ぼす転動面研磨の影響
図１４中に示した、ＳＣＭ４２０鋼材を用いたＧＣＱＴ、ＧＣＱＴ＋ＷＨＳＰとＮｏ．１Ｓ、Ｎｏ．２Ｓ試験片の転動面をバレル研磨した水準についても、前記（３−２）と同様にピッチング強度を調査し、その結果を図１４中に、凡例ＧＣＱＴ-Ｐ、ＧＣＱＴ＋ＷＨＳＰ-Ｐ、Ｎｏ．１Ｓ-Ｐ、Ｎｏ．２Ｓ-Ｐとして示した。その結果、バレル研磨によって、ピッチング強度が改善されることがわかったが、これはバレル研磨によって、図１８に示すように、転動表面の凹凸面の凸部が略平坦化されるとともに、その平坦部の微視的面粗さが顕著に改善されることにより、滑りを伴う転動面での摩擦抵抗性が低減され、その摩擦係数に伴う転動最表面でピッチングを発生させる応力が低減されることによるものである。
【０１１２】
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。
【図面の簡単な説明】
【０１１３】
【図１】炭素分析用丸棒片を示す図である。
【図２】回転曲げ疲労試験片を示す図である。
【図３】ローラピッチング試験片を示すものであって、（ａ）は小ローラ試験片を示す図であり、（ｂ）は大ローラ試験片を示す図である。
【図４】（Ａ）〜（Ｄ）は熱処理１〜４それぞれの熱処理温度と熱処理時間を示す図である。
【図５】Ｎｏ．１、３、４とＳＣＭ４２０Ｈ試験片の１０３０℃、１２０分間の浸炭後の炭素濃度分布を示す図である。
【図６】（ａ），（ｂ）は、ＳＣＭ４２０Ｈの表面層の組織を示す写真である。
【図７】セメンタイトの微細化パラメータＦＰａと粒状化させたセメンタイトの平均直径（μｍ）の関係を示す図である。
【図８】図４（Ｃ）の熱処理３に示した熱処理条件で、より高濃度に浸炭した高炭素浸炭法の組織を示す写真である。
【図９】表１中ＳＣＭ４２０Ｖを用いて高炭素浸炭法（図４（Ｄ）の熱処理４）によって得られる組織を示す写真である。
【図１０】再加熱において分散させたセメンタイト粒子の直径と再加熱温度の関係を示す図である。
【図１１】（Ａ）〜（Ｃ）は、熱処理２の焼入れ硬化層を３００〜５００℃で焼戻し処理した後の焼戻し硬さの実測値と計算値の関係を示す図である。
【図１２】ローラピッチング試験片を面圧２９０ｋｇｆ／ｍｍ２においてピッチングが発生する繰り返し回数とセメンタイト平均粒径の関係を示す図である。
【図１３】試験片の面圧２９０ｋｇｆ／ｍｍ２においてピッチングが発生する繰り返し回数とセメンタイト平均粒径の関係を示す図である。
【図１４】面圧と繰り返し数の関係を示すものであって、面圧強度に及ぼすショットピーニングとセメンタイト粒子径の影響を示す図である。
【図１５】図１４中に示したＭ試験片のローラピッチング試験後の転動面損傷部の断面を示す写真である。
【図１６】ＫＨＰ試験片の表面層のＣ、Ｎ濃度を示す図である。
【図１７】ＳＮＣＭ２２０鋼材の浸炭浸窒による表面層のＣ、Ｎ濃度と残留オーステナイト量の関係を示す図である。
【図１８】転動表面の凹凸面の凸部が略平坦化された状態を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図７】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１６】
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【図１７】
2008163414.tif 000016
【図１８】
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【図６】
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【図８】
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【図９】
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【図１５】
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