(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｒを含有する機械構造用鋼からなる部材に浸炭処理を施して表面炭素濃度を０．６〜１．５％の範囲にする浸炭工程と、
式：Ｔ＝６７５＋１２０・Ｓｉ（％）−２７・Ｎｉ（％）＋３０・Ｃｒ（％）＋２１５・Ｍｏ（％）−４００・Ｖ（％）により算出される温度Ｔ（℃）を上限とする温度に浸炭処理された部材を保持して炭化物を析出させる炭化物析出工程と、
炭化物を析出させた部材をＡｃ１変態温度以上の温度に保持したのち急冷する焼入れ工程からなり、
上記浸炭工程における浸炭温度Ｔｃ（℃）に対する浸炭後の拡散温度Ｔｄ（℃）の比（Ｔｄ／Ｔｃ）が１．０５〜１．２５の範囲であることを特徴とする耐高面圧部材の製造方法。
【請求項２】
Ｃｒを含有する機械構造用鋼からなる部材に浸炭処理を施して表面炭素濃度を０．６〜１．５％の範囲にする浸炭工程と、
式：Ｔ＝６７５＋１２０・Ｓｉ（％）−２７・Ｎｉ（％）＋３０・Ｃｒ（％）＋２１５・Ｍｏ（％）−４００・Ｖ（％）により算出される温度Ｔ（℃）を上限とする温度に浸炭処理された部材を保持して炭化物を析出させる炭化物析出工程と、
炭化物を析出させた部材をＡＣ１変態温度以上の温度に保持したのち急冷する焼入れ工程からなり、
上記浸炭工程が終了した後、炭化物析出工程に移行するまでの冷却速度が毎分１０℃以上であることを特徴とする耐高面圧部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、歯車やベアリング転動体などのように、高い面疲労強度を必要とする動力伝達部品として適用される部材に係わり、とくに準高温から高温までの環境（１００〜３００℃程度）において高面圧下で使用するのに好適な耐高面圧部材の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
上記したような動力伝達部品は、従来、ＪＩＳＧ ４０５２（焼入れ性を保証した構造用鋼鋼材）に規定されるＳＣｒ４２０Ｈ鋼（クロム鋼）やＳＣＭ４２０Ｈ鋼（クロムモリブデン鋼）に代表される機械構造用鋼を素材として、浸炭や浸炭窒化などの表面硬化処理を施して使用している。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、近年、例えば自動車においては、エンジンの高出力化や部品の小型軽量化に伴い、動力伝達部品への負荷がますます増大する傾向にあり、準高温〜高温（３００℃程度以下）で、しかも高面圧下で使用されるケースが増えてきている。
【０００４】
このような部品の耐面疲労強度を高める方法としては、例えばＦｅ３Ｃ（セメンタイト）を積極的に析出させて硬度を高め、焼戻し軟化抵抗性の向上を図る高濃度浸炭処理法があるが、セメンタイトは浸炭時に粒界に沿って粗大な網状に析出しやすく、粒界近傍に網状に析出した粗大炭化物（セメンタイト）は、焼き割れ、靭性の低下のみならず耐ピッティング性や転動疲労強度を低下させてしまう。
【０００５】
一方、準高温〜高温領域で使用するＡＩＳＩ Ｍ５０のようなＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗを添加した鋼を用いて、炭化物を析出させる方法もあるが、準高温〜高温領域での耐ピッティング性や転動疲労寿命は向上するものの、合金元素を多量に含むことから素材費が高くなると共に、切削性が低下するなどの問題点があり、このような問題の解決が従来の高面圧部材における課題となっていた。
【０００６】
【発明の目的】
本発明は、従来の高面圧部材における上記課題に鑑みてなされたものであって、準高温〜高温下、かつ局所面圧が３ＧＰａを超えるような高面圧下においてもピッティング強度、転動疲労強度などの面疲労強度に優れ、しかも従来のＡＩＳＩ Ｍ５０と比較して、合金元素の多量添加による素材費の増加や切削性の低下を抑え、複雑な熱処理を必要としない耐高面圧部材の製造方法を提供することを目的としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の耐高面圧部材の製造方法においては、Ｃｒを含有する機械構造用鋼からなる部材に浸炭処理を施して表面炭素濃度を０．６〜１．５％の範囲にする浸炭工程と、式：Ｔ＝６７５＋１２０・Ｓｉ（％）−２７・Ｎｉ（％）＋３０・Ｃｒ（％）＋２１５・Ｍｏ（％）−４００・Ｖ（％）により算出される温度Ｔ（℃）を上限とする温度に浸炭処理された部材を保持して炭化物を析出させる炭化物析出工程と、炭化物を析出させた部材をＡｃ１変態温度以上の温度に保持したのち急冷する焼入れ工程からなり、上記浸炭工程における浸炭温度Ｔｃ（℃）に対する浸炭後の拡散温度Ｔｄ（℃）の比（Ｔｄ／Ｔｃ）が１．０５〜１．２５の範囲である構成としたことを特徴としており、耐高面圧部材の製造方法におけるこのような構成を前述した従来の課題を解決するための手段としている。
【０００８】
また、同様の工程からなる製造方法において、浸炭工程が終了した後、炭化物析出工程に移行するまでの冷却速度が毎分１０℃以上である構成とし、耐高面圧部材の製造方法におけるこのような構成を前述した従来の課題を解決するための手段としたことを特徴としている。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明に係わる耐高面圧部材は、Ｃｒを含有する機械構造用鋼のマルテンサイトあるいはベイナイト組織の基地に平均粒径３μｍ以下の微細な炭化物を球状ないし擬球状に分散析出させてなるもの、あるいはマルテンサイトまたはベイナイト組織からなり炭化物が実質的に存在しない第１相と、上記微細炭化物が球状ないし擬球状に分散析出した第２相とを備えた二相組織としたものであるから、準高温〜高温下においても高い硬度が確保され、局所面圧が３ＧＰａを超えるような高面圧下においても面疲労強度に優れたものとなる。しかし、炭化物の平均粒径が３μｍを超えてしまったり、球状や擬球状ではなく網状に析出してしまったりした場合には、室温硬度や高温軟化抵抗は向上するものの、析出した炭化物が応力集中源として作用し、クラックの起点や伝播経路となりやすくなるため、転動疲労寿命の向上作用が低下することになる。
【００１０】
このときの炭化物としては、高温下での転動疲労時にも安定であり、硬度低下を抑制すると共に、内部組織の変化を遅延して転動疲労寿命を向上させる傾向があることから、Ｍ３Ｃ型炭化物よりも、Ｃｒを含むＭ２３Ｃ６型の炭化物であることが望ましい。
【００１１】
なお、このようなＣｒを含有する鋼としては、ＪＩＳでは、例えばＧ ４１０４に規定されるクロム鋼（ＳＣｒ系列）、Ｇ ４１０５に規定されるクロムモリブデン鋼（ＳＣＭ系列）、Ｇ ４１０３に規定されるニッケルクロムモリブデン鋼（ＳＮＣＭ系列）などを使用することができる。また、ＳＡＥとしては５２１００ｂ鋼、ＡＩＳＩでは、６０２，６０３鋼、ＡＳＴＭでは、Ａ３８７Ｇｒ１１，Ｇｒ２１，Ｇｒ２２鋼などがある。
【００１２】
本発明に係わる耐高面圧部材においては、例えば１．２〜３．２％のＣｒと、０．２５〜２．０％のＭｏを含有する機械構造用鋼を使用することにより、炭化物物が球状ないし擬球状に分散析出し、準高温〜高温下においても面疲労強度に優れたものとなる。なお、本発明においてＣｒは、炭化物、とくにＭ２３Ｃ６型の炭化物を形成する元素として必要な合金成分であるが、上記範囲の添加量で済み、素材費の増加や切削性の低下を引き起こすこともない。このＣｒが１．２％を下回ると、炭化物の析出量が低減して期待した転動疲労寿命が得られなくなる一方、３．２％を超えると切削性の低下を招くことになる。また、ＭｏはＣｒと同時に添加することによりＭ２３Ｃ６型の炭化物が安定に析出するようになり、０．２５％未満ではこのような安定析出の効果が期待できず、２％を超えると切削性が低下することがある。
【００１３】
また、本発明に係わる耐高面圧部材においては、そのＳ含有量を０．０１％以下とすることによって、ＭｎＳ系の介在物が低減し、被削性は低下するものの、安定した高寿命が得られるようになる。Ｓ量が０．０１％を超えるとＭｎＳ系介在物が切削を容易にする一方で、転がり接触下ではＭｎＳ系介在物を起点とした内部起点剥離が発生する確率が高くなり、安定した寿命が得難くなる。
【００１４】
本発明に係わる耐高面圧部材においては、少なくとも表面から研削後表面となる位置における窒素固溶量を０．０１〜０．５％とすることができる。窒素の固溶はＡｃｍ線を高炭素領域に拡げる効果があるので、０．０１％以上の添加によって網目状炭化物の析出が防止される。しかし、窒素固溶量が０．５％を超えるとマトリックス中の炭素固溶量が増え、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の析出量が低下する傾向がある。
【００１５】
また、第２相領域や、少なくとも内部剥離が発生しやすい表面から転がり接触による最大せん断応力発生深さまでの位置に、面積率で０．３〜３０％の炭化物が分散析出するようになすことにより、ピッティング強度，転動疲労強度などの面疲労強度に優れたものとなる。なお、このとき炭化物の析出面積が０．３％に満たないときには、常温硬度や焼戻し硬度が向上せず、十分なピッティング強度，転動疲労強度を得ることができず、炭化物の析出面積が３０％を超えたときには、靭性が低下しやすくなると共に、合金元素が炭化物に固溶することによって、マトリックス中の合金元素が不足し、軟質層が局部的に形成されやすくなる傾向がある。
【００１６】
さらに、転がり接触による転動疲労を受ける部位における表面炭素濃度を０．６〜１．５％とすることにより、高い硬度が保持され、疲労強度が向上することになる。このとき炭素濃度が０．６％未満の場合には第２相中の炭化物面積率確保することができないため、硬度を確保することができず、逆に、表面炭素濃度が１．５％を超えた場合には、Ｍ３Ｃ型の炭化物が析出しやすくなり、平均粒径が３μｍを超えて網状に成長する傾向がある。
【００１７】
本発明に係わる耐高面圧部材は、とくに高面圧の転動疲労強度が要求されるトロイダル型無段変速機用転動体に適用することによってその特性を発揮し、装置の小型化、耐用寿命向上に寄与することになる。このようなトロイダル式無段変速機のディスクやパワーローラにおいては、転動疲労強度と曲げ疲労強度とが両立していなければならず、しかもその要求特性は必ずしも一様ではなく、各転動体の部位によってそれぞれ相違する。
【００１８】
すなわち、入出力ディスクの頂上側内径孔角部（図１０（ｂ）中Ｆ部）やパワーローラ内輪のベアリング溝側内径孔角部（図１０（ａ）中Ｄ部）のように、転がり接触はしないものの、曲げ応力の繰り返し負荷による曲げ疲労を受ける部位については、前記第２相の面積率を最表面で９０％以下、さらに好適には３０％以下とすると共に、ショットピーニングを施すことが望ましく、これによって当該部分に第１相の加工誘起変態および圧縮残留応力が生じ、曲げ疲労強度が向上することになる。なお、このとき第２相の面積率が９０％を超えると、第２相中に分散した炭化物が亀裂の起点あるいは伝播経路として作用しやすくなると共に、第１相の加工誘起変態が不十分となり、さらにはショットピーニング時に微細クラックが発生しやすくなって曲げ疲労強度の向上幅が小さくなる傾向がある。
【００１９】
また、入出力ディスクのトラクション面（図１０（ｂ）中Ｅ部）、パワーローラのトラクション面（図１０（ａ）中Ａ部）およびベアリング溝部（図１０（ａ）中Ｂ，Ｃ部）のように、せん断応力の繰り返し負荷による転動疲労を受ける部位については、炭化物が微細に分散析出している第２相の面積率を少なくともその部位の最大せん断応力発生深さまでの表層部で３％以上、さらに好ましくは５０％以上にすることが望ましく、これによって内部起点型の転動疲労強度が改善され、転動疲労寿命が向上することになる。さらに、当該部位においては、その炭素濃度を０．５％以上とすることも望ましく、ピッティング強度、転動疲労強が十分なものとなる。なお、炭素濃度が０．５％未満の場合には、転がり接触による最大せん断応力発生深さ位置における炭化物面積率を確保することができず、常温硬度や焼き戻し硬度が向上しにくい傾向がある。
【００２０】
さらに、パワーローラのベアリング溝部（図１０（ａ）中Ｂ，Ｃ部）のように、トラクション面に較べて接触楕円が小さくなることなどから異物噛み込みなどによる表面圧痕起点の剥離に敏感で、耐異物噛み込み性も要求される部位については、炭化物を微細に分散析出させた第２相の面積率を最表面で３〜１００％、さらに好ましくは５０〜８０％の範囲とすることが望ましく、これによって第２相よりは硬度が低く、残留オーステナイト量の多い第１相が最表面での圧痕の応力集中を緩和して、耐異物噛み込み性も向上することになる。
【００２１】
本発明に係わる耐高面圧部材の製造方法は、炭素含量の低い素材を用いて浸炭処理を行う場合と、浸炭処理を行うことなく比較的炭素含有量の高い素材を用いる場合の２種類に大別され、第１の方法においては、主に浸炭工程と炭化物析出工程と焼入れ工程とからなり、Ｃｒを含有する機械構造用鋼からなる部材に、表面炭素濃度が０．６〜１．５％の範囲となるように浸炭処理し、浸炭処理した部材をＴ＝６７５＋１２０・Ｓｉ（％）−２７・Ｎｉ（％）＋３０・Ｃｒ（％）＋２１５・Ｍｏ（％）−４００・Ｖ（％）により算出される温度Ｔ（℃）を上限とする温度に保持して炭化物を析出させ、さらにオーステナイト一相領域温度（Ａｃ１変態温度以上）に保持したのち焼入れするようにしているので、転がり接触による最大せん断応力深さ位置を含む表層部に粗大で網状のＭ３Ｃ型炭化物が析出するのを抑制し、微細でしかも準高温〜高温域でも安定なＭ２３Ｃ６型炭化物が析出し、焼入れ後のマトリックスがマルテンサイトあるいはベイナイト組織となることから、準高温〜高温下においても高硬度が確保され、局所面圧が３ＧＰａを超える高面圧下においてもピッティング強度，転動疲労強度などの面疲労強度に優れた耐高面圧部材が得られることになる。
【００２２】
このとき、浸炭層の表面炭素濃度が０．６％未満の場合には、硬度を確保することができず、逆に表面炭素濃度が１．５％を超えた場合には、Ｍ３Ｃ型の炭化物が析出しやすくなり、平均粒径が３μｍを超えて網状に成長するため好ましくない。なお、浸炭処理方法としては、特に限定されず、固体浸炭法、液体浸炭法およびガス浸炭法などを用いることができるが、できれば真空浸炭法やプラズマ浸炭法を採用することが望ましい。これは、真空浸炭法やプラズマ浸炭法は、真空処理であることから表面に粒界酸化層が形成されず、炭化物形成元素としてＣｒなどの濃度が表層付近で低下することがなく、表層まで炭化物が形成されると共に、浸炭性を阻害する表面のＣｒ系酸化膜が処理中生成し難いなどの利点があることによる。
【００２３】
本発明において、素材鋼中のＣｒは、前述のように、炭化物、とくにＭ２３Ｃ６型の炭化物を形成する必須の合金成分であるが、その添加量については、その作用を確実なものにする一方、コスト増や切削性の低下を避ける観点から、１〜４％程度の添加が望ましい。
【００２４】
炭化物を析出させるための保持温度の上限値を算出するために用いられる上記Ｔ式は、多数の実験により求められたものであって、浸炭処理後の部材をその合金成分に応じて算出された温度Ｔ（℃）以下に保持することによって、Ｍ２３Ｃ６型の炭化物が析出する。Ｍ２３Ｃ６型炭化物は、その平均粒径が１μｍ以下と極めて微細であることから、応力集中源にはなりにくく、また、マルテンサイトあるいはベイナイトの結晶粒内に分散析出するため、準高温〜高温下においても軟化しにくく高硬度が確保されることになる。炭化物析出処理時間、すなわち温度Ｔでの保持時間については、必ずしも平衡状態まで保持する必要はなく、１０分から１０時間程度の範囲で選択される。また、炭化物析出処理の下限温度としては、生産性の観点から５００℃以上とすることが望ましい。
【００２５】
このとき、合金成分に応じて算出された温度Ｔ（℃）を超えた温度で炭化物析出処理がなされると、Ｍ２３Ｃ６型の炭化物は析出せず、固溶組織となって高硬度が得られないことからピッティング強度や転動疲労強度が不十分なものとなる。
【００２６】
焼入れ工程におけるオーステナイト領域温度での保持時間については、長すぎると炭化物析出工程において析出した炭化物が再固溶してしまうことから、３０分〜２時間程度が適当であって、２時間を超えるような処理は避けることが望ましい。
【００２７】
このとき、転がり接触による最大せん断応力発生深さ位置の炭素濃度が０．５％以上の範囲となるように浸炭処理することが望ましく、これにより、ピッティング強度、転動疲労強度が確保される。ここで、転がり接触による最大せん断応力深さ位置の炭素濃度が０．５％未満の場合は、この深さ位置において炭化物面積率０．３％を満足できず、常温硬度や焼戻し硬度が向上せず、十分なピッティング強度、転動疲労強度を得ることができなくなる。
【００２８】
本発明において、素材鋼中のＣｒは、前述のように、炭化物、とくにＭ２３Ｃ６型の炭化物を形成する必須の合金成分であるが、その添加量については、その作用を確実なものにする一方、コスト増や切削性の低下を避ける観点から、１．２〜３．２％の添加が望ましい。ＭｏはＣｒと同時に添加することで、Ｍ２３Ｃ６型の炭化物が安定析出するようになるため添加したものであるが、０．２５％未満ではＭ２３Ｃ６型炭化物の安定な析出が期待できず、２％を超えると切削性が低下する傾向がある。
【００２９】
本発明に係わる耐高面圧部材の製造方法においては、真空浸炭法やプラズマ浸炭法によって浸炭処理を施すに際して、浸炭温度Ｔｃ（℃）に対する浸炭後の拡散温度Ｔｄ（℃）の比（Ｔｄ／Ｔｃ）が１．０５〜１．２５の範囲となるような条件を採用しているので、浸炭時に粒界に析出する網状炭化物が消失しやすくなる。このとき、Ｔｄ／Ｔｃ比が１．０５に満たない場合にはこのような効果が得難くなる。また、高温拡散ほど内部への炭素の拡散係数が大きくなり、網状炭化物が消失しやすくなるが、Ｔｄ／Ｔｃ比が１．２５を上回ると、鋼の表面が溶融することがあるので、１．２５を上限とする。
【００３０】
一方、浸炭拡散後、炭化物析出工程までの冷却速度が遅いと、過飽和の炭素が粒界に網状に析出しやすくなることから、このときの冷却速度を１０℃／分以上にするようにしている。この冷却速度を１０℃／分以上にするための方法としては、浸炭拡散室内で炭化物析出温度までガス冷却するか、浸炭拡散室以外の冷却室に移して炭化物析出温度まで降温するか、あるいは浸炭拡散後一旦焼入れしてその後炭化物析出温度まで加熱する方法が好ましい。
【００３１】
さらに、当該耐高面圧部材の製造方法においては、上記工程に加えて、浸炭と同時（浸炭窒化）、あるいは浸炭終了後に窒化処理を施すことによって、固溶した窒素の働きで網目状炭化物の析出が防止されることになる。
【００３２】
また、本発明に係わる耐高面圧部材の製造方法においては、焼入れ前のオーステナイト領域温度（Ａｃ１変態温度以上）における保持と炭化物析出工程とを兼ねて行うこともでき、Ａ１変態温度が炭化物析出温度に一致する場合には工程が簡略化され、コスト低減が図られる。
【００３３】
なお、本発明に係わる耐高面圧部材の製造方法においては、炭化物が実質的に析出していないマルテンサイトあるいはベイナイト組織の第１相と、マルテンサイトあるいはベイナイト組織からなる基地に炭化物を微細に分散析出させた第２相からなる二相組織の耐高面圧部材も、全域に上記炭化物が均一に分散した一相組織の耐高面圧部材も基本的に同様の工程によって得られるが、二相組織における第２相の面積率は、浸炭処理による表面炭素濃度、炭化物析出工程における保持温度および保持時間、さらにオーステナイト領域温度での保持温度および保持時間を調整することによって制御することができ、浸炭処理による表面炭素濃度が高いほど、炭化物析出工程の保持温度が高くて保持時間が長いほど、そして焼き入れ前のオーステナイト領域での保持温度が低くて保持時間が短いほど、第２相の面積率を高くすることができる。そして、第２相の面積率を１００％とすることにより一相組織の耐高面圧部材を得ることができる。
【００３４】
【発明の効果】
本発明の請求項１に係わる耐高面圧部材の製造方法は、Ｃｒを含有する機械構造用鋼部材の表面炭素濃度が０．６〜１．５％となるように処理する浸炭工程と、浸炭処理した部材を所定の計算式に基づいて算出される温度Ｔ（℃）を上限とする温度に保持して炭化物を析出させる炭化物析出工程と、炭化物を析出させた部材をＡｃ１変態温度以上、すなわちオーステナイト領域温度に保持して急冷する焼入れ工程からなり、浸炭処理時の浸炭温度Ｔｃ（℃）に対する拡散温度Ｔｄ（℃）の比（Ｔｄ／Ｔｃ）が１．０５〜１．２５となるようにしているので、炭化物析出工程において転がり接触による最大せん断応力深さ位置を含む表層部におけるＭ３Ｃ型炭化物の析出を抑制しながら、Ｍ２３Ｃ６型炭化物を析出させることができると共に、浸炭時に粒界に析出する網状炭化物が消失しやすくなり、焼入れ工程においてマトリックスをマルテンサイトあるいはベイナイト組織とすることができ、準高温〜高温下、しかも局所面圧が３ＧＰａを超えるような高面圧下においても面疲労強度に優れた本発明の耐高面圧部材を無駄なく円滑に製造することができるという極めて優れた効果がもたらされる。
【００３５】
また、請求項２に係わる耐高面圧部材の製造方法においては、浸炭処理時の浸炭温度Ｔｃ（℃）に対する拡散温度Ｔｄ（℃）の比（Ｔｄ／Ｔｃ）が１．０５〜１．２５となるようにしているので、浸炭時に粒界に析出する網状炭化物が消失しやすくなり、請求項２１に係わる耐高面圧部材の製造方法においては、浸炭拡散後、炭化物析出工程までの冷却速度が１０℃／分以上になるようにしているので、粒界網状炭化物の析出を防止することができる。
【００３６】
【実施例】
以下、本発明を実施例に基づいてさらに具体的に説明する。
【００３７】
実施例１
表１に示す各組成の機械構造用鋼を用いて、図１に示すようなローラピッティング試験用の小ローラ試験片１（大径部径Ｄ1 ＝２６ｍｍ、大径部長さＬ1 ＝２８ｍｍ、小径部径Ｄ2 ＝２４ｍｍ、小径部長さＬ2 ＝５１ｍｍ）と、図２に示すようなスラスト型転動疲労試験用の円板形試験片３（径Ｄ4 ＝６０ｍｍ、厚さｔ2 ＝５ｍｍ）を削り出し、図３ないし図６の（ａ）〜（ｎ）に示すいずれかの条件により、浸炭あるいは浸炭窒化、炭化物析出処理、焼き入れ、焼き戻しを行ったのち、各試験片の表面を研削仕上げした。なお、このときの浸炭方法としてはプラズマ浸炭法を採用した。
【００３８】
【表１】
0004022607.tif 000002
【００３９】
そして、図１に示すように、小ローラ試験片１と円板状の相手材２（径Ｄ3 ＝１３０ｍｍ，厚さｔ1 ＝１８ｍｍ）とを組み合わせて、表２に示す条件の下にローラピッティング試験を行い、ピッティングが発生するまでの繰り返し数（回）を求めた。
【００４０】
【表２】
0004022607.tif 000003
【００４１】
また、転動疲労試験については、図２に示すようにスラスト型転動疲労試験機を使用し、潤滑油４中において円板形試験片３と相手材としての３個の鋼球５と組み合わせ、表３に示す条件の下に、剥離が発生するまでのｎ＝５における累積破損確率５０％寿命（Ｌ５０）を求めた。
【００４２】
【表３】
0004022607.tif 000004
【００４３】
このようにして得たスラスト試験片の断面を３％硝酸アルコール溶液で腐食し、走査型電子顕微鏡により、試験片の最表面から０．１ｍｍ深さまでの断面について１００００倍で写真撮影後、画像解析装置を用いて析出炭化物の平均粒径および０．１ｍｍ深さ位置における析出炭化物の面積率を測定した。なお、電子顕微鏡写真と、これを画像処理したものの一例を図７および図８にぞれぞれ示す。
【００４４】
そして、試験片の表面から０．１ｍｍ深さまでの切粉を採取し、燃焼法によって炭素濃度を測定し、表面炭素濃度とした。さらに、レプリカ法による電子線回折像から炭化物の構造を同定した。また、０．１ｍｍ深さ位置における炭素および窒素濃度を測定した。
【００４５】
また、ビッカース硬度計により硬度分布を測定すると共に、焼き戻し軟化抵抗性を評価する目的で、３００℃×３時間焼き戻し処理した後の硬度を測定した。
【００４６】
これらの結果を表４，５に併せて示す。
【００４７】
【表４】
0004022607.tif 000005
【００４８】
【表５】
0004022607.tif 000006
【００４９】
表４，５に示した結果から明らかなように、参考例１ないし参考例９に係わる試験片（高面圧部材）については、Ｃｒ含有鋼を表面炭素濃度が所定の範囲、すなわち０．６〜１．５％の範囲となるように浸炭処理した後、Ｔ式に基づいて算出される温度Ｔ（℃）を上限とする温度に保持することによって炭化物を析出させ、さらに８５０℃のオーステナイト一相領域温度に保持したのち、焼き入れ、焼き戻し処理するようにしているので、平均粒径が０．３μｍ以下の微細なＭ２３Ｃ６型炭化物が面積率で数％〜３０％程度析出するため、常温硬度が向上し、３００℃×３時間焼き戻し処理した後の硬度（焼き戻し軟化抵抗）に優れたものとなっていることからピッティング寿命および転動疲労寿命が飛躍的に向上することが確認された。
【００５０】
なお、図３（ｃ）に示す熱処理条件には、他の熱処理条件と較べて、浸炭処理後に一旦低い温度に保持する炭化物析出工程が認められない。しかし、参考例４においては、表１に示した記号Ｄの鋼種を素材として使用しているので、Ｔ式により算出される炭化物析出のための上限温度Ｔが９５５．５℃と高いために、浸炭処理が終了したのち、焼き入れのために８５０℃のオーステナイト一相温度に保持されている間にＭ２３Ｃ６型（一部Ｍ３Ｃ型）炭化物が微細に析出することから、常温硬度および焼き戻し軟化抵抗に優れ、良好なピッティング寿命および転動疲労寿命が得られている。つまり、参考例４における熱処理においては、温度Ｔを上限とする温度に保持する炭化物析出工程を兼ねて８５０℃での焼き入れ温度保持を行っていることになる。
【００５１】
また、参考例８においては、炭化物析出工程を５時間の長時間とすることによって平衡状態（最大）まで炭化物を析出させ、その後のオーステナイト一相領域温度（８５０℃）での保持を３０分と比較的短時間としたため、炭化物の再固溶が抑制され、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の面積率が増し、硬度が向上して長寿命となっており、参考例９においては、炭化物析出工程が６５０℃×３０分として、保持時間を短くしたため、参考例８と較べてＭ２３Ｃ６型炭化物の面積率が少なくなっていることが認められた。
【００５２】
参考例１０においては、母材Ｃ量１．０％の鋼に６５０℃×５時間の炭化物析出処理を施して平衡状態（最大）まで炭化物を析出させ、その後８５０℃のオーステナイト一相領域に３０分保持して、焼入れ、焼き戻しを行ったものであるから、析出した炭化物の再固溶が抑制され、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の面積率が増え、硬度が向上して長寿命となった。また、母材Ｃ量１．３％の鋼に同様の熱処理を施した発明例１１においては、参考例１０に比べて母材Ｃ量が多いことから、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の面積率が増加し、常温硬度および焼き戻し硬度が向上して長寿命となった。さらに、母材Ｃ量１．５％の鋼に同様の熱処理を施した発明例１２においては、一部Ｍ３Ｃ型の炭化物が析出してＭ２３Ｃ６型炭化物の面積率が低下するものの、Ｍ２３Ｃ６型の微細な炭化物が析出する組織が得られているため、後述する比較例に比べて長寿命となることが確認された。
【００５３】
また、母材Ｃ量０．８％の鋼に、参考例１０よりも高温、短時間となる７５０℃×３０分の炭化物析出処理を施して平衡状態（最大）まで炭化物を析出させ、その後同様に焼入れ、焼き戻しを行った参考例１３においては、参考例１０に比較して母材Ｃ量が低いため、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の面積率が低下して常温硬度および焼き戻し硬度が低下するが、Ｍ２３Ｃ６型の微細な炭化物が析出する組織であるため、比較例に比べて長寿命となり、母材Ｃ量０．６％の鋼に、炭化物析出処理とオーステナイト一相領域での保持を兼ねて、８５０℃、３０分の加熱処理を施した参考例１４においては、母材Ｃ量が低いため、参考例１０に比較してＭ２３Ｃ６型炭化物の面積率が低下し、常温硬度および焼き戻し硬度が低下するが、Ｍ２３Ｃ６型の微細な炭化物が析出する組織であるため、同様に比較例に比べて長寿命となることが確認された。
【００５４】
さらに、参考例１５においては、参考例１０と同様に母材Ｃ量１．０％の鋼に６５０℃×５時間の炭化物析出処理を施して平衡状態（最大）まで炭化物を析出させた後、高周波加熱装置を用い、出力２００ｋＷ、周波数１０ｋＨｚ一定で８秒間加熱を行ったのち、６０℃の油中に焼入れたものであるから、参考例１０と同様の組織が得られ、長寿命となることが判明した。なお、高周波焼入れ法を適用すると、加熱保持時間が大幅に短縮されることから、浸炭処理を施さない参考例１０と比べて、熱処理コストをさらに低減することができる。
【００５５】
参考例１６および１７に係わる試験片（高面圧部材）については、Ｃｒ含有鋼を表面炭素濃度が所定の０．６〜１．５％の範囲、最大せん断応力深さ位置（表面化０．１ｍｍ位置）の炭素濃度が０．５％以上となるように浸炭処理した後、Ｔ式に基づいて算出される温度Ｔ（℃）を上限とする温度に保持することによって炭化物を析出させ、さらに８５０℃のオーステナイト一相領域温度に保持したのち、焼き入れ、焼き戻し処理するようにしているので、平均粒径が０．３μｍ以下の微細なＭ２３Ｃ６型炭化物が面積率で１６および２９％程度析出しており、常温硬度が向上し、焼き戻し軟化抵抗に優れたものとなっていることからピッティング寿命および転動疲労寿命が飛躍的に向上することが確認された。
【００５６】
そして、浸炭温度Ｔｃ（℃）に対する拡散温度Ｔｄ（℃）の比（Ｔｄ／Ｔｃ）が１．１となる条件で浸炭処理を行った後、いったん冷却室に移動させてガス冷却（冷却速度：８０℃／分）した発明例１においては、転動面に粒界網状炭化物が析出せず、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が微細に分散した組織となるため、安定したピッティング強度、転動疲労強度が得られ、Ｔｄ／Ｔｃ比が１．１８となる条件で浸炭処理を行った後、いったん６０℃の油中に焼入れ（冷却速度：３３℃／分）、６５０℃で５時間炭化物を析出させたのち８５０℃のオーステナイト一相領域温度に昇温し、焼入れ、焼き戻し処理した発明例２においても、浸炭拡散後ガス冷却した上記発明例１の場合と同等の組織が得られ、同様に安定したピッティング強度、転動疲労強度が得られた。
【００５７】
また、浸炭時に炉内にアンモニアガスを導入することにより浸炭窒化して、いったん６０℃の油中に焼入れたのち、同様に析出処理および焼入れ、焼き戻しを施した参考例１８においても、同様に、転動面に粒界網状炭化物が析出することがなく、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が微細に分散した組織となって、安定したピッティング強度、転動疲労強度が得られることが判明した。
【００５８】
参考例１９においては、母材Ｃ量０．４％の鋼に、参考例１０と同様に、６５０℃×５時間の炭化物析出処理を施して平衡状態（最大）まで炭化物を析出させ、その後８５０℃のオーステナイト領域に３０分保持して、焼入れ、焼き戻しを行ったものであるから、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が析出し、表面炭素濃度が０．６％、最大せん断応力深さ位置の炭素濃度が０．５％をそれぞれ下回り炭化物面積率が０．１％程度となって、硬度および転動疲労強度がわずかに低下したものの、良好なピッティング強度を示した。また、ＣｒおよびＭｏの含有量が少ない鋼に参考例１と同様の熱処理を施した参考例２０においては、上記参考例１９と同様に、炭化物面積率が減少して焼き戻し硬度が低下し、ピッティング強度および転動疲労強度の若干の低下が認められたが、ほぼ良好な結果が得られた。
【００５９】
これらに対し、比較例１においては、図３（ｄ）に示すような１２時間という長い浸炭処理を行ったために表面炭素濃度が１．５％を超えてしまったことから、炭化物析出工程においても浸炭時に結晶粒界上に粗大化したセメンタイトが固溶せずに存在するため、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の析出が抑えられ、炭化物面積率が減少して焼き入れ性が低下し、基地の硬度が低下して常温硬度および焼き戻し硬度が低く、十分なピッティング寿命および転動疲労寿命が得られない結果となった。
【００６０】
また、比較例２および３においては、参考例４と同様に図３（ｃ）に示した熱処理を施したものであるが、参考例４とは異なり、Ｔ式により算出される炭化物析出のための上限温度Ｔが低い記号Ｈ（Ｔ＝７９７．５℃）および記号Ｉ（Ｔ＝７１０．８℃）の鋼種を部材として使用しているので、炭化物析出工程が存在せず、８５０℃のオーステナイト一相領域温度においては、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が析出せず、Ｍ３Ｃ型の炭化物のみが面積率で数％しか析出しないため、常温硬度、焼き戻し硬度の向上を図ることができず、同様にピッティング寿命および転動疲労寿命が十分ではない結果となった。
【００６１】
比較例４および５においては、参考例１と同様に図３（ａ）に示した条件の熱処理を施したものであるが、いずれもＣｒを含有しない鋼種ＪおよびＫをそれぞれ素材として使用したものであるから、炭化物析出工程においてもＭ２３Ｃ６型炭化物を析出させることができず、Ｍ３Ｃ型の炭化物のみが数％の面積率で析出するにすぎないために、常温硬度、焼き戻し硬度の向上を図ることができず、同様にピッティング寿命および転動疲労寿命が十分に得られないことが確認された。
【００６２】
そして、比較例６においては、炭化物析出工程を５時間の長時間とすることによって多量の炭化物を析出させたが、その後のオーステナイト一相領域温度（８５０℃）での保持を３時間という長時間のものとしたため、炭化物析出工程で析出した炭化物が再固溶してしまい、硬度およびピッティング寿命、転動疲労寿命を向上させることができなかった。
【００６３】
母材Ｃ量１．８％の鋼に、同様の熱処理を施した比較例７の場合には、母材Ｃ量が１．５％を超えるため、粒界上に粗大化したセメンタイト（Ｍ３Ｃ型炭化物）が存在するようになり、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の析出が抑制され、炭化物面積率が減少して常温硬度および焼き戻し硬度が低く、十分なピッティング強度および転動疲労強度が得られないことが確認された。そして、Ｓ含有量が高い鋼を使用した比較例８においては、スラスト型転動疲労試験において、ＭｎＳ系介在物を起点とした内部起点型剥離が発生する可能性が高くなって安定した転動疲労強度が得られず、ローラピッティング試験のような表面起点型では、このような介在物の影響が少なく、十分なピッティング強度が得られた。
【００６４】
実施例２
表１に示した２２種の鋼のうち、Ａ，Ｄ，Ｅ，Ｈ，Ｌの鋼を用いて、図９あるいは図１０に示すようなトロイダル式無段変速機用の入出力ディスク１３，１４、およびパワーローラ１５の内外輪１６，１７の形状に鍛造後粗加工し、図３ないし図６のいずれかに示した条件のもとに熱処理を行い、さらにディスク頂上側内径孔角部（図１０（ｂ）に示すＦ部）およびパワーローラ内輪１６のベアリング溝側内径孔角部（図１０（ａ）に示すＤ部）にショットピーニングを施すと共に、ショットピーニングを施した部位を除く部分に研削超仕上げを施した。なお、各部の研削性は、表層で所望の組織が得られるように適宜調整した。転がり接触による転動疲労を受け、かつ表面起点の剥離に敏感な部位となるのは、図１０のＡ，Ｂ，Ｃ，Ｅ、曲げ応力の繰り返し負荷によって曲げ疲労を受ける部位となるのはＤ，Ｆである。
【００６５】
次に、これら入出力ディスク１３，１４およびパワーローラ１５の内外輪１６，１７を組み合わせ、図７に示すトロイダル式無段変速機用ボックスを用いて耐久試験を行い、ディスク１３，１４、パワーローラ内輪１６の曲げ疲労強度について、剥離あるいは割れに至るまでの寿命によって評価した。
【００６６】
その結果、表６に示すように、参考例２１，２２，２３および発明例３（これらは、実施例１における参考例１，４，１０および発明例２の鋼種および熱処理条件の組み合わせにそれぞれ一致する）に係わる転動体は、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が析出する組織となっているので、転がり接触面では焼き戻し硬度が高いため、高い接触面圧でも塑性変形し難く、最大せん断応力深さ位置においても高い焼き戻し硬度のため、転動疲労による組織変化が発生しにくくなり、長寿命となった。
【００６７】
一方、比較例１１および１２（これらは、実施例１における比較例１および２の鋼種および熱処理条件の組み合わせにそれぞれ一致する）に係わる転動体においては、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が析出しないため、高い接触面圧で塑性変形しやすくなり、剥離が発生しやすいことが確認された。
【００６８】
【表６】
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【００６９】
実施例３
実施例２と同様に、表１に示したＡ，Ｄ，Ｅ，Ｈ，Ｌの鋼を用いて、旋削および歯切り加工を行ったのち、実施例２と同様の条件との組み合わせによってそれぞれ熱処理を施し、さらにショットピーニングおよび研削加工を行うことにより、表７に示す仕様の歯車を得た。
【００７０】
【表７】
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【００７１】
そして、動力循環式のギヤピッティング試験機を用いて、歯車ピッティング点のヘルツ面圧：２．０ＧＰａ、試験歯車回転数：１０００ｒｐｍ、油種：自動変速機油（ＡＴＦ）、油温：１２０℃の条件のもとに耐ピッティング試験を実施した。そして、ピッティング寿命を試験歯車の歯面に発生したピッティングによる剥離の面積が全歯車の有効噛み合い面積の３％に相当する面積に達するまでの累積回転数として評価した。
【００７２】
この結果は、表８に示すとおりで、参考例２５，２６，２７および発明例４（実施例１における参考例１，４，１０および発明例２の組み合わせに相当）により製造した歯車においては、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が微細に分散し、焼き戻し後も高硬度が保持されるため、ピッティング寿命が大幅に向上した。一方、比較例１３および１４（実施例１における比較例１および２の組み合わせに相当）により製造した歯車の場合には、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の析出しない組織であることから、焼き戻し硬度が低く、ピッティングが発生しやすい結果となった。
【００７３】
【表８】
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【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明の実施例において適用したローラピッティング試験の要領および試験片形状を示す概略図である。
【図２】  本発明の実施例において適用したスラスト型転動疲労試験の要領および試験片形状を示す概略図である。
【図３】  （ａ）ないし（ｄ）は本発明の実施例に用いた熱処理条件を示す説明図である。
【図４】  （ｅ）ないし（ｇ）は本発明の実施例に用いた熱処理条件を示す説明図である。
【図５】  （ｈ）ないし（ｋ）は本発明の実施例に用いた熱処理条件を示す説明図である。
【図６】  （ｌ）ないし（ｎ）は本発明の実施例に用いた熱処理条件を示す説明図である。
【図７】  本発明の実施例１におけるスラスト試験片の電子顕微鏡組織の一例を示す図である
【図８】  図７に示した電子顕微鏡組織を画像処理した例を示す図である。
【図９】  本発明の実施例において耐久試験に用いたトロイダル式無段変速機用ボックスの構造を示す部分断面図である。
【図１０】  （ａ）および（ｂ）はトロイダル式無段変速機用のパワローラ内外輪およびディスクの形状を示すそれぞれ断面図である。
【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６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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