(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
副成分の含有量が、Ｃ：０．１２〜０．２２質量％、Ｓｉ：０．４〜１．５質量％、Ｍｎ：０．２５〜０．４５質量％、Ｎｉ：０．５〜１．５質量％、Ｃｒ：１．３〜２．３質量％、Ｂ：０．００１〜０．００３質量％、Ｔｉ：０．０２〜０．０６質量％、Ｎｂ：０．０２〜０．１２質量％、Ａｌ：０．００５〜０．０５質量％、Ｍｏ：０．０５質量％以下に設定され、残部が主成分をなすＦｅと不可避不純物に設定され、また、９００℃から室温まで一定速度にて冷却したとき、冷却速度が少なくとも０．１℃／秒以下の範囲においてはベイナイトが生成せず、かつ、冷却速度が少なくとも１２℃／秒以上の範囲においてはフェライトが生成しなくなるように、前記各副成分の非浸炭状態における含有量が調整されてなる鋼により部材を構成し、１〜３０ＨＰａの減圧雰囲気にて前記部材を浸炭処理することにより、表面炭素濃度が０．６〜１．５質量％となる浸炭層を該部材に形成し、その浸炭処理後に前記部材を、焼入急冷度Ｈが０．０１〜０．０８となるよう不活性ガス又は窒素ガスを用いたガス冷却により焼入れするとともに、
前記ガス焼入れを行なう際のガス冷却雰囲気は、前記部材を構成する鋼の熱伝導率をλ（単位：ｋｃａｌ／ｍｈ℃）、該ガス冷却雰囲気における前記部材の表面熱伝達係数をα（単位：ｋｃａｌ／ｍｈ２℃）として、Ｈ≡０．５×（α／λ）にて定義される焼入急冷度Ｈが０．０１〜０．０８となる雰囲気が使用されることを特徴とする浸炭焼入れ部材の製造方法。
【請求項２】
前記浸炭処理を、雰囲気圧力が１〜３０ｈＰａに調整された減圧浸炭雰囲気にて行なう請求項１記載の浸炭焼入れ部材の製造方法。
【請求項３】
前記ガス冷却雰囲気は不活性ガス雰囲気又は窒素ガス雰囲気である請求項１又は２に記載の浸炭焼入部材の製造方法。
【請求項４】
前記部材を構成する前記鋼として、Ｎ≡１０６×Ｃ（質量％）＋１０．８×Ｓｉ（質量％）＋１９．９×Ｍｎ（質量％）＋１６．７×Ｎｉ（質量％）＋８．５５×Ｃｒ（質量％）＋４５．５×Ｍｏ（質量％）＋２８により表される成分パラメータＮが９５以下となるように組成調整された浸炭用鋼が使用される請求項１ないし３のいずれか１項に記載の浸炭焼入れ部材の製造方法。
【請求項５】
前記浸炭処理後のガス焼入により、前記浸炭層の表面にて測定したビッカース硬度を７００Ｈｖ以上とし、また、浸炭層内側の非浸炭部のビッカース硬度を２５０Ｈｖ以上とする請求項１ないし４のいずれか１項に記載の浸炭焼入れ部材の製造方法。
【請求項６】
前記浸炭層表面のトルースタイトの面積率を１０％以下とする請求項５記載の浸炭焼入れ部材の製造方法。
【請求項７】
前記浸炭層表面の残留オーステナイト量を２５％以下とする請求項５又は６に記載の浸炭焼入部材の製造方法。
【請求項８】
前記非浸炭部の組織をベイナイトからなるものとする請求項５ないし７のいずれか１項に記載の浸炭焼入部材の製造方法。
【請求項９】
部材表面からの粒界酸化が生じている深さを３μｍ以内とする請求項１ないし８のいずれか１項に記載の浸炭焼入部材の製造方法。
【請求項１０】
部材表面の圧縮残留応力を３００〜８００ＭＰａとする請求項１ないし９のいずれか１項に記載の浸炭焼入部材の製造方法。
【請求項１１】
部材非浸炭部を構成する鋼が：副成分の含有量が、Ｃ：０．１２〜０．２２質量％、Ｓｉ：０．４〜１．５質量％、Ｍｎ：０．２５〜０．４５質量％、Ｎｉ：０．５〜１．５質量％、Ｃｒ：１．３〜２．３質量％、Ｂ：０．００１〜０．００３質量％、Ｔｉ：０．０２〜０．０６質量％、Ｎｂ：０．０２〜０．１２質量％、Ａｌ：０．００５〜０．０５質量％、Ｍｏ：０．０５質量％以下に設定され、残部が主成分をなすＦｅと不可避不純物に設定され；
Ｎ≡１０６×Ｃ（質量％）＋１０．８×Ｓｉ（質量％）＋１９．９×Ｍｎ（質量％）＋１６．７×Ｎｉ（質量％）＋８．５５×Ｃｒ（質量％）＋４５．５×Ｍｏ（質量％）＋２８により表される成分パラメータＮが９５以下となり；
また、９００℃から室温まで一定速度にて冷却したとき、冷却速度が少なくとも０．１℃／秒以下の範囲においてはベイナイトが生成せず、かつ、冷却速度が少なくとも１２℃／秒以上の範囲においてはフェライトが生成しなくなるように；
前記副成分含有量が調整された鋼であり、前記部材表面に浸炭層が形成されるとともに、焼入れ後の該浸炭層の表面にて測定したビッカース硬度が７００Ｈｖ以上であり、また、焼入れ後の浸炭層内側の非浸炭部のビッカース硬度が２５０Ｈｖ以上であることを特徴とする浸炭焼入れ部材。
【請求項１２】
前記浸炭層表面のトルースタイト組織の面積率が１０％以下である請求項１１記載の浸炭焼入れ部材。
【請求項１３】
前記浸炭層表面の残留オーステナイト量が２５％以下である請求項１１又は１２に記載の浸炭焼入部材。
【請求項１４】
前記非浸炭部の組織が主としてベイナイトからなる請求項１１ないし１３のいずれか１項に記載の浸炭焼入部材。
【請求項１５】
部材表面からの粒界酸化が生じている深さが３μｍ以内である請求項１１ないし１４のいずれか１項に記載の浸炭焼入部材。
【請求項１６】
部材表面の圧縮残留応力が３００〜８００ＭＰａとなっている請求項１１ないし１５のいずれか１項に記載の浸炭焼入部材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、疲労強度及び形状精度に優れた浸炭焼入れ部材の製造方法、ならびに浸炭焼入れ部材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
浸炭焼入れは、鋼の表層の炭素濃度を高めた上で焼入れを行なう熱処理である。浸炭焼入れされた鋼部品は表層硬さが高く、かつ内部の靭性が高いので、疲労強度や靭性を要求される動力伝達機構部品などに適用されている。また、浸炭焼入れ前の素材の炭素量が比較的少ないため、切削や研磨といった機械除去加工や、圧延あるいは鍛造といった塑性加工が比較的容易であり、部品製造性にも優れているので、大量生産される自動車などの部品に多用されている。従って、浸炭焼入れ用鋼は、強度とともに部品の製造コストの低いことが前提として要求される。
【０００３】
浸炭焼入れされた部材の表層は、鋼としては最も高い硬度を示すため、表面近傍に微細な欠陥や脆弱部が存在すると、これらが疲労破壊や衝撃破壊の起点として作用するため、部材の強度が低下することにつながる。また、一般的な浸炭処理は、酸化性の変成ガス雰囲気中にて高温で行われるため、被処理部材の表面が酸化されやすい。このような表面酸化は、合金元素の枯渇による表層部の焼入性の低下を引き起こし、部材強度を劣化させることが知られている。これを改善する方法として、真空浸炭処理や、酸化を助長する元素を低減する一方非酸化性元素を添加した高強度鋼を適用することが行われている。また、耐摩耗性や耐ピッティング性が要求される場合には、高温強度や軟化抵抗を向上する元素の添加が有効であることが、特公平７−１１６５５１などに記載されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
上述した浸炭焼入れ材に要求される強度とコストの両立は必ずしも十分ではない。特に、強度における疲労強度や衝撃強度と耐摩耗性や耐ピッティング性の両立、さらには、これらの強度と機械加工性や形状精度などの製造コストの両立は浸炭焼入れ部材における最も重要な課題であるが、従来の技術は今日の軽量化及び低廉化を追求する市場要求に十分応えていない。以下にその理由を説明する。
【０００５】
浸炭焼入れ部材の製造コストにおいて多くを占めるのは機械加工である。浸炭焼入れ前の切削加工性に対しては、素材硬度の影響が最も大きい。例えば前記した特公平７−１１６５５１などに記載されている高強度鋼は、一般的には高合金鋼となるため機械加工性に劣る。
【０００６】
例えば、疲労強度や衝撃強度（以下、これらを総称する場合は「破断強度」という）と、耐摩耗性や耐ピッティング性（以下、これらを総称する場合は「面疲労強度」という）に関しては、それぞれ単独であれば、鋼材化学成分の調整により向上させることが可能である。たとえば、破断強度に対してはＳｉ、Ｍｎ及びＣｒの低減とＮｉ及びＭｏの添加が有効であり、面疲労強度に対してはＳｉ、Ｃｒ及びＭｏの添加が有効であることが知られている。しかしながら、このような高合金化は、鋼材コストの上昇に加え、素材硬さの上昇により機械加工のコストを増大させたり、浸炭焼入れ時の浸炭性の劣化や残留オーステナイト組織の増大を招くため、限界がある。
【０００７】
他方、浸炭焼入れ部材の強度に影響する化学成分のうち、特にＳｉは破断強度に対しては最も有害である半面、面疲労強度には最も有益な元素である。従って、歯車などで要求されているような、破断強度と面疲労強度の両立を鋼材の化学成分のみで達成するには、ＮｉやＭｏなどの、Ｓｉ以外の比較的高価な強化元素を大量に添加することが必要になり、前述のように高合金化の弊害が大きくなるため、強度と製造性の両立ができない。
【０００８】
次に、部材に要求される形状や寸法の公差が厳しい場合は、浸炭焼入れ時に生ずる熱処理歪が大きいと、浸炭焼入れ後の状態では必要な寸法精度を確保できず、研削仕上げが必要となることがある。特に歯車などでは、形状精度が騒音や損傷の原因となるため、専用加工機による歯面研削を行なう場合がある。このような研削加工は一般的に切削加工よりもコストが高く、時に、浸炭焼入れ部材の全体製造コストの５０％以上を占める場合もある。したがって、浸炭焼入れ時においては、発生する歪がなるべく小さくなることが求められ、従来、主として焼入れ技術による改善が図られているが、十分な改善には至っていない。
【０００９】
また、浸炭焼入れにおける冷却媒体としてはほとんどの場合、油やソルトが用いられているが、ガス冷却による焼入れ（以下、「ガス焼入れ」と称する）も行われることもある。ガス焼入れは熱処理歪が小さいため、寸法や形状の精度を確保して加工コストを削減する観点において好都合である。しかしながら、ガスは冷却能が低いため、焼入組織が十分に形成されず不完全焼入れとなる場合がある。このような不完全焼入状態では、十分な強度や機械的特性が得られないので、結果的にガス冷却は小物部品にしか適用できなかった。
【００１０】
例えば、ガス焼入れの冷却能を向上せしめるには、冷却室のガス圧力を高くすることが有効であるが、設備の大型化や処理コストの増大を招く。このような冷却能の不足に対しては、鋼材の焼入性を高めることが有効であるが、鋼の焼入性を高める元素として代表的なＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏなどは浸炭焼入れ前の素材の硬さを高める元素でもあり、機械加工性や冷間加工性に有害であり、部品の製造性を劣化させる。また、ＪＩＳ（日本工業規格）には、焼入性の高い肌焼鋼としてＳＮＣＭ６１６やＳＮＣＭ８１５などが規定されているが、これらは、最も一般的な肌焼鋼であるＳＣｒ４２０やＳＣＭ４２０に比べると、合金含有量が多いため焼ならしや焼なまし状態の硬さが非常に高く、切削加工や冷間加工が困難である。すなわち、ガス焼入れに適合する焼入性と、大量生産に適した部品の製造性を両立することは、本質的に困難だったのである。
【００１１】
本発明の課題は、浸炭焼入前の加工が容易であって、部材寸法に関係なくガス冷却による低歪で高精度の浸炭焼入が可能であり、しかも浸炭焼入れ後の破断強度や面疲労強度に優れ、部材全体の製造コストを大幅に削減できる浸炭焼入部材の製造方法と、それにより得られる浸炭焼入れ部材とを提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段及び作用・効果】
上記課題を解決するために、本発明の浸炭焼入れ部材の製造方法は、副成分の含有量が、Ｃ：０．１２〜０．２２質量％、Ｓｉ：０．４〜１．５質量％、Ｍｎ：０．２５〜０．４５質量％、Ｎｉ：０．５〜１．５質量％、Ｃｒ：１．３〜２．３質量％、Ｂ：０．００１〜０．００３質量％、Ｔｉ：０．０２〜０．０６質量％、Ｎｂ：０．０２〜０．１２質量％、Ａｌ：０．００５〜０．０５質量％、Ｍｏ：０．０５質量％以下に設定され、残部が主成分をなすＦｅと不可避不純物に設定され、また、９００℃から室温まで一定速度にて冷却したとき、冷却速度が少なくとも０．１℃／秒以下の範囲においてはベイナイトが生成せず、かつ、冷却速度が少なくとも１２℃／秒以上の範囲においてはフェライトが生成しなくなるように、前記各副成分の非浸炭状態における含有量が調整されてなる鋼により部材を構成し、１〜３０ＨＰａの減圧雰囲気にて前記部材を浸炭処理することにより、表面炭素濃度が０．６〜１．５質量％となる浸炭層を該部材に形成し、その浸炭処理後に前記部材を、焼入急冷度Ｈが０．０１〜０．０８となるよう不活性ガス又は窒素ガスを用いたガス冷却により焼入れするとともに、
前記ガス焼入れを行なう際のガス冷却雰囲気は、前記部材を構成する鋼の熱伝導率をλ（単位：ｋｃａｌ／ｍｈ℃）、該ガス冷却雰囲気における前記部材の表面熱伝達係数をα（単位：ｋｃａｌ／ｍｈ２℃）として、Ｈ≡０．５×（α／λ）にて定義される焼入急冷度Ｈが０．０１〜０．０８となる雰囲気が使用されることを特徴とする。
【００１３】
上記本発明の方法によると、浸炭焼入前の加工が容易であって、部材寸法に関係なくガス冷却による低歪で高精度の浸炭焼入が可能であり、しかも浸炭焼入れ後の破断強度や面疲労強度に優れ、部材全体の製造コストを大幅に削減できる。以下に、その理由を詳しく説明する。
【００１４】
本発明者らは、浸炭焼入れ材の破断強度、面疲労強度、素材硬度及び熱処理歪のすべてを同時に改善することを目的として、鋼材の化学成分及び熱処理につき、それらの相互作用も含めて研究した結果、以下のようなことを見出した。まず、面疲労強度の向上にはＳｉの活用が不可欠であるが、過剰な添加は破断強度に極めて有害に作用する。他方、浸炭焼入部材においては、被処理部材の表面が酸化されると、合金元素の枯渇による表層部の焼入性の低下を引き起こし、同様に破断強度の劣化を招く。そこで、減圧浸炭雰囲気又は不活性ガスを主体とする浸炭雰囲気にて部材を浸炭処理することにより、表面酸化の影響が大幅に軽減され、Ｓｉ添加により多かれ少なかれ生ずる破断強度低下のマージンを確保することができる。
【００１５】
次に、熱処理歪の低減に有効なガス焼入れを、広範囲な形状ないし寸法の部材に適用するには、鋼材の焼入性を高めることが有効である。本発明においては、減圧浸炭雰囲気又は不活性ガスを主体とする浸炭雰囲気を採用することを考慮して、９００℃から室温まで一定速度にて冷却したとき、冷却速度が少なくとも０．１℃／秒以下の範囲においてはベイナイトが生成せず、かつ、冷却速度が少なくとも１２℃／秒以上の領域ではフェライトが生成しなくなる鋼を採用する。
【００１６】
冷却速度の増加に伴い、鋼材の組織は一般的には以下の順に変化することが知られている：
Ｆ＋Ｐ  →（Ｆ＋Ｐ＋Ｂ  →Ｆ＋Ｂ  →Ｂ  →Ｂ＋Ｍ）  →Ｍ
ここで、Ｆはフェライト、Ｐはパーライト、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイトを表す。なお、合金組成によっては単独ベイナイトとなる条件が存在しないこともありえる。また、パーライトはフェライトとセメンタイトとの共析組織であり、パーライトが生成することは、フェライトが生成するということでもある。そして、Ｆ＋Ｐ、あるいはＦ＋Ｂ等とあるのは、パーライト以外の形態で単独形成されるフェライトが存在することを意味する。上記冷却速度の範囲は、鋼の連続冷却変態線図（Continuous Cooling Transformation diagram：ＣＣＴ線図）を種々の冷却速度により測定することにより特定できる。
【００１７】
浸炭層の焼入れ硬化の要部を担うのは前述の通りマルテンサイトである。マルテンサイト変態は、よく知られている通り、原子の大きな拡散を伴うことなく結晶格子が擬剪断変形的に連携運動して生ずる。鋼のマルテンサイト変態は体積膨張が大きいことから、周囲の残留オーステナイトを大きく歪ませる形で進行する。これが鋼の焼入れ硬化の一因ともなる。しかし、変態に伴う歪みが大きいということは、硬さは向上する反面、焼入れ後に部材に寸法等の狂いを生じすいことも意味する。
【００１８】
本発明の場合、部材表面に浸炭層を形成し、その浸炭層に優先的にマルテンサイトを生成させることにより、表層部の硬度を増し、耐摩耗性を向上させるようにする。本発明では冷却による歪の増大を抑制するため、水や油よりも冷却速度が小さいガス冷却を採用している。従って、ガス冷却でも浸炭層に十分焼きが入るように、鋼の組成を、冷却速度が少なくとも１２℃／秒以上（以下、これを上限冷却速度という）の領域ではフェライトが生成しなくなるように設定する。１２℃／秒以上に冷却速度を大きくしてもフェライトが生成するようでは、ガス冷却によって浸炭層に十分にマルテンサイトが形成されず、硬さが不足することにつながる。
【００１９】
しかし、焼入れ性が過度に良好となるのも、本発明においては却って不利に作用する。すなわち、浸炭の影響が及ばない内層部においてもマルテンサイトが過剰に生成するようであれば、部材全体としてのマルテンサイト生成量が大きくなって寸法精度の低下につながる。そこで、ガス焼入時に、浸炭層においては十分にマルテンサイトが生成するが、内層部では過度のマルテンサイトが形成されないように、組成を選定することが重要である。具体的には、冷却速度が少なくとも０．１℃／秒以下（以下、下限冷却速度という）の範囲においてはベイナイトが生成しないようにする。０．１℃／秒以下の冷却速度でもベイナイトが生成するようであれば、浸炭層の影響が及ばない内層部にまで深く焼きが入って歪みが増大し、本発明の目的を達成できなくなる。
【００２０】
一方、本発明のもう一つの目的は、浸炭焼入前の加工を容易にできるようにすることであり、そのためには、焼きなまし状態、すなわちオーステナイトからの冷却速度が放冷または空冷に相当する範囲（以下、焼き鈍し冷却速度範囲という）において、加工性を向上させるのに十分低い素材硬度が得られなければならない。そこで、これを想定して０．１℃／秒未満の冷却速度に設定したとき、ベイナイトが生成しないように、非浸炭状態の鋼の組成を選定するのである。そこで、上記のように０．１℃／秒未満の冷却速度でベイナイトが生成しないようにすれば、実際の焼き鈍し冷却速度範囲にてベイナイトの生成が十分抑制され、フェライト＋パーライトの多い加工性に富んだ組織を得ることができる。
【００２１】
なお、内層部のフェライトあるいはベイナイト生成の限界冷却速度を実験的に決定する方法としては、鋼を焼きならし後、図４に示す形状及び寸法を有した試験片に加工する。この試験片には、片端から長手方向中央部まで有底孔が形成され、孔底に熱電対を溶接により固定する。この状態で、試験片を予め定められた一定流量の冷却ガス中に置き、さらに高周波誘導加熱によりオーステナイト化温度である９００℃に昇温する。温度が９００℃にほぼ一定に保持されれば、熱電対にて試験片中央位置の温度をモニタしながら高周波誘導加熱のパワーを制御しつつ減少させ、一定の冷却速度にて冷却する。冷却中、試験片は一端を固定し、他端位置に取り付けた支持棒の位置を差動トランスを用いてモニタすることにより、試験片寸法の温度変化をリアルタイム測定し、その寸法変化に現れる変曲点からフェライトあるいはベイナイト生成の温度を読み取る。また、冷却終了後、熱電対に対応する位置にて試験片を軸直交面にて切断し、光学顕微鏡観察によりフェライトあるいはベイナイトの有無を目視確認する。この測定を、冷却速度を種々に変化させて行い、フェライト及びベイナイトの有無をそれぞれ確認することにより、限界冷却速度を決定する。なお、この測定法では、フェライト及びベイナイトの生成を試験片寸法変化の変曲点と光学顕微鏡組織の両方にて確認するが、前者においては周知の微分解析による変曲点の決定には一定の誤差があり、その誤差の範囲で変態に対応する変曲点が認められなければ、フェライトあるいはベイナイト生成なしと判定する。他方、光学顕微鏡組織による観察では、断面上に０．１ｍｍ四方の観察視野をランダムに抜き出す形で９視野設定し、各視野にてフェライトあるいはベイナイトが目視にて観察されなければフェライトあるいはベイナイト生成なしと判定する。いずれの場合も、面積率にて１〜２％程度のフェライトあるいはベイナイトが生成していても、測定限界の問題から実質的にフェライトあるいはベイナイト生成なしとそれぞれ判定するものとする。
【００２２】
上記のように、熱処理歪と強度との双方の観点からガス焼入れに適した焼入性を得るには、合金元素の増量が有効であるが、高合金化による弊害は最小限に留める必要がある。一方、低い素材硬度を得るには、オーステナイトからの冷却速度が放冷または空冷に相当する範囲において、ベイナイトの生成を抑制し、フェライト・パーライトの多い組織とすることが必要である。焼入れ後の高い硬さと素材の低い硬さの両立は一般的には困難とされていたが、本発明においては、特有の合金元素の組み合わせにより、好ましい範囲で両立させることが可能となった。以下に詳細に説明する。
【００２３】
まず、上記のような効果を生み出す化学成分として、最も有効な元素はホウ素（Ｂ）である。Ｂはオーステナイトに固溶状態で存在する場合、冷却速度が２℃／秒以上の冷却において、フェライトやベイナイトの生成を抑制し焼入性を高めるが、冷却速度が１℃／秒以下においては、Ｂを添加しない場合と同じ組織及び硬さが得られる。
【００２４】
他方、焼入性や焼ならし硬さの調整は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｏ等の添加によりなされる。ここで、一般的な肌焼鋼等においては、これら含有量の影響については、挙動は従来より十分に解析されており、ある程度の予測も可能であった。しかし、本発明では、低い素材硬度を得るためにＢの添加を必須とし、鋼材中には固溶Ｂが必ず存在する。このような固溶Ｂを有する鋼に関しては、上記合金元素の影響すなわちＢとの相互作用について、従来十分に明らかにされておらず、当然にそれらの適正な組成範囲についても何ら提案はなかった。
【００２５】
本発明者らは、この点に関して詳細に検討した結果、Ｎｉ及びＳｉが、固溶Ｂと共存する場合に焼入性の向上に対する寄与が特に大きく、反対に素材硬度に対する影響は少ないということを見出した。また、逆に、Ｍｎ及びＭｏは、固溶Ｂと共存する場合に、素材硬度を上昇させる影響が特に大きいことも判明した。本発明にて採用する鋼材組成は、Ｂ、Ｎｉ、Ｓｉの添加あるいは増量、及びＭｎ、Ｍｏの低減を基本として合金元素含有量を調整することにより、高い焼入性と低い素材硬度の両立を可能とした、特有のものである。
【００２６】
以下、本発明にて採用する鋼の組成限定理由について説明する。
（１）Ｃ：０．１２〜０．２２質量％
Ｃは浸炭焼入れ材の非浸炭部の強度を向上する元素である。しかし、含有量が０．１２質量％未満ではその効果が小さく、０．２２質量％を超えると素材硬度が高くなる。よって、Ｃの含有量は０．１２〜０．２２質量％とする。
【００２７】
（２）Ｓｉ：０．４０〜１．５０質量％
Ｓｉは面疲労強度の向上に有効な元素であるとともに、固溶Ｂと共存する場合に特に焼入性を向上し、素材硬度に対する影響が比較的小さい元素であるので、本発明において積極的に添加される元素である。その含有量が０．４０質量％未満では面疲労強度及び焼入性改善効果が小さく、１．５０質量％を超えるとＡ３変態点の上昇により、焼入れ前の均一オーステナイト化が困難になる。よって、Ｓｉの含有量は０．４０〜１．５０質量％とする。
【００２８】
（３）Ｍｎ：０．２５〜０．４５質量％
Ｍｎは焼入性を向上する元素であるが、０．２５質量％未満では効果が小さく、０．４５質量％を超えると固溶Ｂと共存する場合に素材硬度を上昇させる効果が特に大きく、部品製造性を著しく劣化させる。よって、Ｍｎの含有量は０．２５〜０．４５質量％とする。
【００２９】
（４）Ｎｉ：０．５０〜１．５０質量％
Ｎｉは浸炭鋼の強度や焼入性を向上する元素であり、固溶Ｂと共存すると特にその効果が大きい。しかし、含有量が０．５０質量％未満ではその効果が顕著でなく、１．５０質量％を超えるとベイナイト組織が生成しやすくなり、機械加工性を著しく劣化させる。よって、Ｎｉの含有量は０．５０〜１．５０質量％とする。
【００３０】
（５）Ｃｒ：１．３０〜２．３０質量％
Ｃｒは浸炭性を向上する元素であり、特にＳｉ及びＮｉによる浸炭性の劣化を防止する効果を有する元素である。しかし、含有量が１．３０質量％未満では効果が不足し、また、２．３０質量％を超えて添加すると、素材においてベイナイト組織が生成しやすくなり機械加工性を著しく劣化させる。よって、Ｃｒの含有量は１．３０〜２．３０質量％とする。
【００３１】
（６）Ｂ：０．００１０〜０．００３０質量％
Ｂは焼入性を著しく向上する元素であるが、０．００１０質量％未満では安定した効果が得られず、また、０．００３０質量％を超えて添加しても効果が飽和するので経済的でない。よって、Ｂの含有量は０．００１０〜０．００３０質量％とする。
【００３２】
（７）Ｔｉ：０．０２〜０．０６質量％
Ｔｉは窒化物を形成することにより、Ｂが窒化物となることを防止し、Ｂによる焼入性向上効果を安定させる元素である。しかし、その含有量が０．０２質量％未満では効果が小さく、０．０６質量％を超えて添加しても効果が飽和するので経済的でない。よって、Ｔｉの含有量は０．０２〜０．０６質量％とする。
【００３３】
（８）Ｎｂ：０．０２〜０．１２質量％
Ｎｂは結晶粒の成長を抑制し、強度を改善する上で有効な元素である。その含有量が０．０２質量％未満では効果が小さく、０．１２質量％を超えると凝固時に粗大な炭窒化物を形成して結晶粒成長抑制効果が減退する。よって、Ｎｂの含有量は０．０２〜０．１２質量％とする。
【００３４】
（９）Ａｌ：０．００５〜０．０５０質量％
Ａｌは溶製過程における脱酸を促進し酸化物系介在物量の低減に有効であるが、０．００５質量％未満では脱酸効果がなく、また、０．０５０質量％を超えて添加しても効果が飽和するので経済的でない。よって、Ａｌの含有量は０．００５〜０．０５０質量％とする。
【００３５】
なお、一般の浸炭用鋼に添加されることの多いＭｏは、Ｂと共存する場合に焼入性を向上する効果が特に大きい元素である。しかし、熱間加工上がりの状態や、焼ならし状態の素材硬度を著しく上昇させるので、製造性と強度の両立を目的とする本発明においては、積極的に添加する元素ではなく、好ましくは、採用する鋼のＭｏの含有量を０．０５質量％以下に制限するのがよい。
【００３６】
さらに、本発明において、浸炭層の表面炭素濃度は０．６〜１．５質量％とする。浸炭層の表面炭素濃度は浸炭焼入れ材の表面硬さに影響するが、０．６質量％未満では表面硬さが不足し、１．５質量％を超えると炭化物の析出量が多くなって、基地の焼入性が顕著に低下し、表面硬さが不足することにつながる。
【００３７】
また、浸炭雰囲気は窒素ガスが安価であり、本発明に好適に使用できるが、窒素ガスに代えてアルゴン等の不活性ガスを用いることもできる。
【００３８】
以下、本発明の浸炭焼入部材の製造方法において、さらに付加可能な要件について説明する。本発明者らにおいては１．５質量％までのＳｉを含有する鋼を採用するが、シリコン添加に伴う破断強度低下を補償する観点においては、前述のとおり、一定の減圧雰囲気での浸炭処理が好ましく、具体的には、該浸炭処理を、雰囲気圧力が３０ｈＰａ以下に調整された減圧浸炭雰囲気にて行なうことが望ましい。しかし、むやみに圧力を低下させると浸炭に要する時間が長くなり、製造コストの上昇を招くとともに、浸炭むらが発生しやすくなる。また、鋼中のＳｉは炭化物析出を抑制する作用と、酸化物膜の形成により浸炭を阻害する傾向とが強い元素である。この観点から、上記減圧浸炭雰囲気は、１ｈＰａ以上の圧力とすることが望ましい（特に、Ｓｉは浸炭阻害元素なので、その含有率が上限値である１．５質量％に近いものは、浸炭性を低下させないよう、上記以上の圧力で浸炭処理を行なうことが不可欠である）。このような範囲に浸炭処理時の雰囲気圧力を調整することで、浸炭処理における表面酸化や浸炭濃度むらや、浸炭深さ不足が生じにくくなり、かつ、面疲労強度に優れた浸炭焼入れ部材を実現することができる。
【００３９】
次に、部材の表面硬さを確保するには、焼入れ組織が十分に形成されることが重要である。焼入組織の主体をなすマルテンサイトが十分に生成するには、焼入冷却時において、Ｍｓ点近傍の温度を、一定の冷却速度（臨界冷却速度）以上で通過させなければならない。従って、焼入後の部材表面硬さを十分に高めるには、ガス冷却媒体の圧力を一定以上に高め、焼入れ組織を十分に形成するための冷却能を確保する必要がある。他方、冷却速度が過度に大きくなりすぎると（つまり、ガス冷却媒体の冷却能が高くなりすぎると）、焼入歪が大きくなり、良好な寸法及び形状精度が得られなくなる。従って、冷却能を決定するガス圧力には、ある適正な範囲が存在する。しかしながら、同じ冷却雰囲気であっても、部材の材質や寸法が異なる場合には、部材内部の冷却速度分布も変化し、必ずしも同じ焼入状態が得られるとは限らない。
【００４０】
この場合、ガス圧力に代えて焼入急冷度Ｈを用いると便利である。すなわち、部材を構成する鋼の熱伝導率をλ（単位：ｋｃａｌ／ｍｈ℃）、該ガス冷却雰囲気における部材の表面熱伝達係数をα（単位：ｋｃａｌ／ｍｈ２℃）として、焼入急冷度Ｈは、Ｈ≡０．５×（α／λ）にて定義される。このうち熱伝導率λは、鋼の材質により固有に決定される物性値であり、熱伝達係数αは、部材の比熱、熱伝導率、重量、形状及び寸法、さらに、ガス冷却媒体の種類（比熱）、圧力、流速等により決定され、冷却雰囲気と部材の形状、材質及び寸法が決まれば、周知の伝熱解析の主法により一義的に定まるパラメータである。そして、前記組成の鋼を採用する本発明にておいては、ガス焼入れを行なう際のガス冷却雰囲気を、部材の材質及び形状／寸法に応じて、ガス種、圧力及び流速等を調整し、上記焼入急冷度Ｈが０．０１〜０．０８となるように設定することが望ましい。Ｈが０．０１未満の冷却雰囲気では、焼入組織が十分に形成されず、部材の硬さが不足する。逆にＨが０．０８を超えると、焼入歪が大きくなり、良好な寸法及び形状精度が得られなくなる。
【００４１】
なお、ガス焼入れに使用する冷却ガスとしては、部材酸化抑制の観点から不活性ガス（例えばアルゴンガスなど）あるいは窒素ガスを用いて行なうことが望ましい。特に窒素ガスは、比熱が比較的大きく冷却能に優れ（１．０３Ｊ・Ｋ−１・ｇ−１、アルゴンは０．５２Ｊ・Ｋ−１・ｇ−１）、また、量産操業時における入手容易性とコスト及び取り扱い容易性などの点から本発明に好適に使用できる。
【００４２】
また、部材を構成する鋼としては、
Ｎ≡１０６×Ｃ（質量％）＋１０．８×Ｓｉ（質量％）＋１９．９×Ｍｎ（質量％）＋１６．７×Ｎｉ（質量％）＋８．５５×Ｃｒ（質量％）＋４５．５×Ｍｏ（質量％）＋２８
により表される成分パラメータＮが９５以下となるように組成調整された浸炭用鋼を使用するのがよい。Ｎが９５を超えると、鋼の圧延状態の硬さや焼ならし状態の硬さが著しく上昇し、機械加工性及び冷間加工性が得られなくなるからである。したがって、製造性を重視する場合にはこの成分パラメータＮが９５以下となるように鋼の成分組成を制御する必要がある。
【００４３】
また、浸炭処理後のガス焼入により、浸炭層の表面にて測定したビッカース硬度は７００Ｈｖ以上となるのがよい。浸炭焼入れ後の表面硬度は部材強度（特に疲労強度）に影響し、表面硬度は７００Ｈｖ未満では部材強度を十分に確保できなくなる場合がある。従って、特に疲労強度を重視する場合は、表面硬度を７００Ｈｖ以上とすることが望ましい。なお、浸炭層の表面にて測定したビッカース硬度の上限値に制限はなく、例えば９００Ｈｖ程度までならば少なくとも、炭化物析出等を抑制しつつ問題なく浸炭を行なうことができる。なお、表層におけるセメンタイト等の炭化物の生成が過剰となって表面硬度が９００Ｈｖを超える場合、かえって強度不足、特に靱性の低下が生ずる場合がある。
【００４４】
他方、浸炭層内側の非浸炭部のビッカース硬度は２５０Ｈｖ以上以下となるのがよい。浸炭層内側の非浸炭部のビッカース硬度が２５０Ｈｖ未満になると、内部起点の疲労破壊が起きやすくなり、疲労強度が低下する。したがって、特に疲労強度を重視する場合には、該非浸炭部のビッカース硬度を２５０Ｈｖ以上とするのがよく、これによって強度と靱性を合わせ持った部品が得られる。なお、本発明においてビッカース硬さは、ＪＩＳ：Ｚ２２４４（１９９８）に規定された試験方法により、試験荷重２．９４Ｎにて測定されたものをいう。
【００４５】
焼入れ後の非浸炭部の硬さを上記のように確保するには、ベイナイトが十分な量にて形成されている必要があり、望ましくは非浸炭部の組織がベイナイトを主体とするものになっているのがよい。なお、本明細書にて「ベイナイトが主体になる」とは、断面組織におけるベイナイトの面積率が５０％以上であることをいう。ベイナイトはマルテンサイトと異なり、格子をなす鉄原子が部分的に拡散しながら変態が進行する。従って、マルテンサイトと比較して変態に伴う歪みの発生が小さく、しかも、さらに冷却速度が小さくなったときに生成するパーライトよりは硬さが大きいので、内側の非浸炭部の強度を適度に高めることができる。内層部をベイナイトを主体に構成するには、部材寸法によっても異なるが、前述の限界冷却速度の測定において、ベイナイトが主体となる組織が得られる冷却速度が０．５℃／秒〜１０℃／秒の範囲に存在するように（より望ましくは、３℃／秒の冷却速度としたとき、ベイナイトが主体となる組織が得られるように）、組成選定することが望ましい。
【００４６】
次に、焼きならし状態の鋼素材の硬度は、前記した加工性改善の観点から、ロックウェルＢスケール硬さが９５ＨＲＢ以下であることが望ましい。なお、本発明においてロックウェルＢスケールは、ＪＩＳ：Ｚ２２４５（１９９８）に規定された試験方法により測定されたものをいう。
【００４７】
浸炭層表面の残留オーステナイト量は、２５％以下となっていることが望ましい。残留オーステナイト量が２５％を超えると硬さが低下し、特に重荷重あるいは衝撃等の加わりやすい歯車部材（例えば動力用や自動車用の歯車（例えば変速機用歯車）など）等への適用を図る場合、歯車の変形や歯面の波打ち（リップリング）といった初期損傷が発生しやすくなる問題がある。なお、浸炭層表面の残留オーステナイト量は、より望ましくは２０％以下であるのがよい。
【００４８】
他方、残留オーステナイトの面積率の下限に特に制限はなく、例えばショットピーニング等により、残留オーステナイトを強制的にマルテンサイト化して量を減らすこともできる。この場合、最終的な残留オーステナイト量を、例えば面積率にて、最大で１％（これは事実上、測定限界以下の値である）程度にまで減少させることもできる。なお、鋼のマルテンサイト変態は体積膨張が大きいので、その後背応力の影響を受けて残留するオーステナイトは、完全にはゼロにできない場合がある。
【００４９】
なお、残留オーステナイト量は、浸炭焼入れ層表面においてディフラクトメータ法によりＸ線回折プロファイルを測定したとき、体心立方晶系（フェライト）あるいは体心正方晶系（マルテンサイト）の相の主回折ピークの積分面積をＩｆ（｛２００｝及び｛２１１｝；正方晶系ではピークスプリットするので、グループに属する全てのピーク面積を合計する）と、面心立方晶系、すなわちオーステナイト相の回折ピークの積分面積をＩａ（｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝｝として、
｛Ｉａ／（Ｉａ＋Ｉｆ）｝×１００（％）
にて表すものとする。
【００５０】
さらに、浸炭層表面のトルースタイト組織の面積率は、１０％以下であることが望ましい。トルースタイトは、浸炭焼入れ後の浸炭層に生成する不完全焼入組織であり硬さも小さい。従って、この浸炭層表面の面積率が１０％を超えると、面疲労強度が顕著に劣化する。そこで、特に面疲労強度を重視する場合には上記トルースタイトの面積率を１０％以下に規制することが望ましい。
【００５１】
また、部材表面からの粒界酸化が生じている深さは、３μｍ以内であることが望ましい。浸炭中に雰囲気から部材（鋼）に侵入する酸素は、粒界拡散が支配的となることが多く、粒界に酸化物相を形成する。粒界酸化物相が形成されると粒界強度が低下し、浸炭層の強度不足や脱粒等による耐摩耗性の低下を招く場合がある。また、粒界酸化物相の生成時に、周囲の鋼添加元素（副成分）の一部が粒界酸化物相に取り込まれる結果、粒界酸化物相周囲に添加元素の枯渇領域が生じ、浸炭焼入層の焼入性不足ひいては硬度や強度の不足を引き起こすおそれがある。従って、鋼材の組成調整、浸炭時の雰囲気（特に酸素分圧）、浸炭温度及び時間等を調整することにより、上記粒界酸化深さを３μｍ以下に抑制するようにする。
【００５２】
なお、粒界酸化相は部材断面を研磨することにより、非酸化領域と目視により簡単に判別できるので、その断面光学顕微鏡写真から上記の粒界酸化深さを測定することができる。
【００５３】
次に、部材の表面圧縮残留応力は３００〜８００ＭＰａとなっていることが望ましい。圧縮残留応力を部材表面に残留させることにより、表層部に亀裂が形成されたときに、その亀裂の拡大・伝播が抑制される。従って、部材の強度、特に動的強度（面疲労強度、曲げ疲労強度、ねじり疲労強度等）を大幅に向上させることができる。前記した通り、浸炭層に焼入れ処理してマルテンサイトを生成させると、変態に伴う体積膨張により圧縮応力場を生じ、上記のような表面圧縮残留応力を付与するのに好都合である。しかし、マルテンサイトの生成量が少ない場合、すなわち残留オーステナイトが多い場合は、十分な圧縮残留応力場を形成できない。従って、残留オーステナイトを減少させること（具体的には２５％以下とすること）は、このような圧縮残留応力効果を高める観点においても有利に作用するといえる。なお、マルテンサイト変態時の体積膨張の吸収は、マルテンサイト量が少ない場合は周囲のオーステナイトを塑性変形させて進行するため応力緩和し、表面圧縮残留応力の増大にはそれほど寄与しない。しかし、マルテンサイト量が増え残留オーステナイトが上記のように減少すると、塑性変形により導入された転位の密度が増加し、すべり変形が拘束されるため、表面圧縮残留応力は急速に増加する。また、焼入れ後にショットピーニング等の表層加工を施して圧縮残留応力を増加させる方法もある。後者の場合、ショットピーニング処理により残留オーステナイトをマルテンサイト化させると、圧縮残留応力を向上させる上でより有利となる。圧縮残留応力が３００ＭＰａ未満になると、亀裂伝播抑制による強度向上効果が十分得られなくなり、また、８００ＭＰａを超える圧縮残留応力を付与することは、マルテンサイト量を過度に多くするか、後加工による歪付与を過剰に大きくするかのいずれかを選択しなければならないが、前者は焼入れ時の冷却速度を、限度を超えて大きくしなければならず、後者は加工歪を過度に大きくしなければならなくなる。いずれも、部材の寸法精度確保という本発明の課題に照らし合わせれば、本末転倒の結果を招く。
【００５４】
なお、残留応力の測定は、浸炭焼入れ層表面においてディフラクトメータ法によりＸ線回折プロファイルを測定したとき、体心立方晶系（フェライト）あるいは体心正方晶系（マルテンサイト）の相の（２１１）ピークの半値幅とピーク中心位置との関係に基づいて行なうことができる。この方法により応力分析を行なう装置は、Ｆａｓｔｒｅｓｓ（登録商標名）応力分析器として周知であり（例えば「新版Ｘ線回折要論」（カリティ著、アグネ（１９７９）、４３１〜４３３頁）、詳細な説明は省略する。
【００５５】
本発明の浸炭焼入れ部材は、上記本発明の製造方法により実現可能なものであり、部材非浸炭部を構成する鋼が：副成分の含有量が、Ｃ：０．１２〜０．２２質量％、Ｓｉ：０．４〜１．５質量％、Ｍｎ：０．２５〜０．４５質量％、Ｎｉ：０．５〜１．５質量％、Ｃｒ：１．３〜２．３質量％、Ｂ：０．００１〜０．００３質量％、Ｔｉ：０．０２〜０．０６質量％、Ｎｂ：０．０２〜０．１２質量％、Ａｌ：０．００５〜０．０５質量％、Ｍｏ：０．０５質量％以下に設定され、残部が主成分をなすＦｅと不可避不純物に設定され；
Ｎ≡１０６×Ｃ（質量％）＋１０．８×Ｓｉ（質量％）＋１９．９×Ｍｎ（質量％）＋１６．７×Ｎｉ（質量％）＋８．５５×Ｃｒ（質量％）＋４５．５×Ｍｏ（質量％）＋２８により表される成分パラメータＮが９５以下となり；
また、９００℃から室温まで一定速度にて冷却したとき、冷却速度が少なくとも０．１℃／秒以下の範囲においてはベイナイトが生成せず、かつ、冷却速度が少なくとも１２℃／秒以上の範囲においてはフェライトが生成しなくなるように；
前記副成分含有量が調整された鋼であり、前記部材表面に浸炭層が形成されるとともに、焼入れ後の該浸炭層の表面にて測定したビッカース硬度が７００Ｈｖ以上であり、また、焼入れ後の浸炭層内側の非浸炭部のビッカース硬度が２５０Ｈｖ以上であることを特徴とする。
【００５６】
上記本発明の浸炭焼入れ部材は、上記組成の鋼の採用により、浸炭焼入前の加工が容易であり、また、部材寸法に関係なくガス冷却により十分な焼入組織が形成可能であるから、低歪で高精度の部材が実現できる。また、浸炭焼入れ後の破断強度や面疲労強度に優れ、さらに部材全体の製造コストを大幅に削減できる。各数値の臨界的意味は、すでに説明済みであるから省略する。なお、浸炭層の組成は、非浸炭部の組成をベースとして、浸炭により炭素含有量を増加させたものに相当する。
【００５７】
【実施例】
以下、本発明の効果を確認するために行なった実験結果について説明する。
まず、表１に示す化学組成の鋼をアーク炉で溶製後、熱間圧延により直径１５０ｍｍ及び直径３２ｍｍの丸棒とし、９２５℃に１時間保持後空冷の焼ならしを行った。鋼種Ａ１、Ａ２、Ａ３は本発明の請求項に記載されている鋼材組成に該当する鋼種であり、鋼種Ｂ及び鋼種ＣはそれぞれＪＩＳの肌焼鋼ＳＣＭ４２０及びＳＮＣＭ８１５に相当する鋼種である（成分パラメータＮの計算値も合わせて示している）。
【００５８】
【表１】
0004050512.tif 000002
【００５９】
すべての鋼種について、直径３２ｍｍの焼ならし材の、横断面の中心部についてロックウェル硬さを測定した。そして、各鋼材のベイナイト生成の下限臨界冷却速度βLC及びフェライト生成の上限臨界冷却速度βUCを、図４の試験片を別途作成することにより、すでに説明した方法にて測定した。また、直径２５ｍｍ、長さ５０ｍｍの丸棒試験片及び図１に示す形状の回転曲げ疲れ試験片を加工した。また、直径３２ｍｍ及び直径１５０ｍｍの焼ならし材から、図２に示すピッティング試験用ローラー及びその相手ローラーを加工した。他方、直径１５０ｍｍの焼ならし材は、軸直交断面により切断し、さらに鍛造及び切削により、図３に示す形状の歯車を加工した。
【００６０】
これらの部材のうち、直径２５ｍｍの丸棒試験片については、鋼種Ａ１、Ａ２、Ａ３、Ｂ、Ｃとも、表２に示す条件で低圧浸炭及びガス焼入れを行った（それぞれ発明例Ａ、比較例Ｂ、比較例Ｃとする）。そして、歯車、回転曲げ疲れ試験片、ピッティング試験ローラー及び相手ローラーについては、鋼種Ａ１、Ａ２、Ａ３及び鋼種Ｃは表２に示した条件で低圧浸炭及びガス焼入れを行い（発明例Ａ１、Ａ２、Ａ３、比較例Ｃ）、鋼種Ｂは表３に示す条件でガス浸炭及び油焼入れを行った。
【００６１】
【表２】
0004050512.tif 000003
【００６２】
【表３】
0004050512.tif 000004
【００６３】
また、試験片の軸断面を鏡面研磨し、表層部のＸＭＡ（X-ray Micro Analysis）分析を行なうことにより、浸炭後の表層部の炭素濃度を、表面から５０μｍの位置にて調べた（結果を表１に示している）。他方、直径２５ｍｍの丸棒試験片について、ビッカース硬度計により横断面の硬さ分布を調べた。なお、浸炭焼入材の表層硬さは、表面から０．０２ｍｍの位置において測定した。さらに、これと同等の位置においてトルースタイトの面積率を、走査型電子顕微鏡写真を画像解析することにより測定した。また、すでに説明した方法により、表層部の残留オーステナイト量、圧縮残留応力を測定した。これらの結果を表４に示す。
【００６４】
【表４】
0004050512.tif 000005
【００６５】
表４において、発明例Ａ１〜Ａ３は９５ＨＲＢ以下の焼ならし硬さを示し、浸炭焼入れ材の中心部の硬さは３５０Ｈｖ以上である。表層（浸炭層）の組織はいずれもマルテンサイトであり、中心部（非浸炭部）の組織はいずれもベイナイトあるいはベイナイト＋マルテンサイト（ただし、ベイナイトが５０％以上）であり、顕著な不完全焼入組織は存在していなかった。これに対し、比較例Ｂは焼ならし硬さは低いものの、浸炭焼入れ材の表層硬さ及び中心部硬さが発明例に対して低い。また、比較例Ｃは浸炭焼入れ材の表層硬さ及び中心部硬さは発明例Ａとほぼ同等であるが、焼ならし硬さが極めて高い。
【００６６】
回転曲げ疲れ試験は、小野式回転曲げ疲れ試験機を用い、繰り返し数１千万回を基準とする疲労強度を求めた。また、ピッティング試験は潤滑油中で試験ローラーと相手ローラーを荷重とすべり速度を制御しつつ回転接触させ、試験ローラーの表面に発生するピッティング損傷を振動により検出し、繰り返し数１千万回を基準とする面圧強度を求めた。なお、相対すべり速度は８００ｍｍ／ｓとした。表４にこれらの強度試験の結果を示す（ただし、各強度はいずれも比較例Ｂを基準とする相対値にて表している）。この結果からわかるように、発明例では回転曲げ疲労強度及び耐ピッティング強度において比較例を大きく上回る特性が得られている。
【００６７】
次に、歯車については、浸炭焼入れ後の精度を、以下の方法により評価した。まず、歯車精度については、専用の精密ギヤ精度測定機に歯車をセットし、左右歯面それぞれにおいて、歯車の圧力角方向の誤差量とネジレ角方向の誤差量を測定した。また、歯溝の高さを全周測定し最大値から最小値を差し引いた値を歯溝の振れとして算出した。他方、歯車の寸法精度については、以下のようにして測定を行った。すなわち、歯車の互いにむかいあった２つの歯溝にボールを入れ、その外周寸法を専用のＯ．Ｂ．Ｄ（Over Ball Diaphragm）測定器にて測定した。Ｏ．Ｂ．Ｄの測定位置は図３に示すように、円周方向は直角２方向（Ｘ，Ｙ）であり、歯幅方向は上・中・下の３個所（Ａ，Ｂ，Ｃ）とした。表中「Ｏ．Ｂ．Ｄ楕円」とあるのは直角２方向でのＯ．Ｂ．Ｄの差の絶対値であり、「Ｏ．Ｂ．Ｄテーパー」は歯幅方向での上部Ｏ．Ｂ．Ｄと下部Ｏ．Ｂ．Ｄの差である。以上の結果を表５に示す。
【００６８】
【表５】
0004050512.tif 000006
【００６９】
すなわち、本発明による浸炭焼入れ部材として構成した歯車は、熱処理歪が極めて小さいため、歯車精度及び寸法精度の全てにわたって非常に良好な特性が得られていることがわかる。
【図面の簡単な説明】
【図１】回転曲げ疲れ試験片を示す図。
【図２】ピッティング試験用ローラー及び相手ローラーを示す図。
【図３】熱処理歪評価用歯車を示す図。
【図４】連続冷却変態線図測定用の試料の形状を示す図。
【図１】
0004050512.tif 000007
【図２】
0004050512.tif 000008
【図３】
0004050512.tif 000009
【図４】
0004050512.tif 000010