転動部材およびその製造方法
【課題】 耐ピッチング強度、耐スポーリング強度、歯元曲げ強度に優れた転動部材およ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、表面層に形成され、０．３５〜０．８重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相を母相とする第１焼入れ硬化層１と、前記第１焼入れ硬化層１より深い層に形成され、０．０７〜０．３重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方が母相とされ、セメンタイトが２〜２０体積％分散された第２焼入れ硬化層２と、を具備することを特徴とする。
【解決手段】 本発明に係る転動部材は、表面層に形成され、０．３５〜０．８重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相を母相とする第１焼入れ硬化層１と、前記第１焼入れ硬化層１より深い層に形成され、０．０７〜０．３重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方が母相とされ、セメンタイトが２〜２０体積％分散された第２焼入れ硬化層２と、を具備することを特徴とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建設機械などにおいて耐摩耗性、耐面圧強度、高疲労強度が必要とされる歯車部材、ベアリング部材、カムシャフト部材等に使用される転動部材およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
鋼に適用される高周波焼入れ方法は、通常、１〜４００ｋＨｚの周波数の電流によって適用部品の表面層に誘導される電流で加熱した後に冷却して、表面層に硬質なマルテンサイト相を形成させるものであり、極めて汎用的に利用される表面焼入れ技術である。この方法は、歯車、軸物、クランクシャフト、カムシャフト等、摺動性、耐摩耗性、高強度性等の特性を必要とする部品を製造するのに利用されている。
【０００３】
図２５には代表的な歯車の高周波焼入れ方式が示されている（非特許文献１、Ｐ２５８参照）。このうち、生産性の観点からは、（ａ）の全歯一発焼入れが多く実施されている。また、図２６（ａ）（ｂ）に示されるような、歯形に沿った入熱によって焼入れ硬化層を形成する高周波焼入れ方法としては二周波高周波焼入れ方法（非特許文献１、Ｐ２５８参照）や大電力を瞬間的に与えて急速加熱する方法が検討され、利用されている。
【０００４】
【非特許文献１】日本鉄鋼協会編、「鋼の熱処理」、（株）丸善、昭和６０年３月１５日発行
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
前記図２５の（ａ）に示される全歯一発高周波焼入れ方式が施された歯車においては、焼入れ硬化層が歯部全体に及ぶ（スルーハード化する）ことによって、歯面に引張残留応力が顕著に発生し、焼割れや歯の折損の危険性が高く、より高負荷の歯車に利用できないという問題点がある。
【０００６】
また、従来の高周波焼入れ部材においては、０．３２〜０．５５重量％のＣを含有する炭素鋼を主体にした焼入れ技術が利用されている。Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ等の合金元素をさらに含有する低合金鋼においては、高周波焼入れ時の焼割れ性が高まることから、より低炭素濃度の鋼材を用いているために、浸炭焼入れした歯車に比べて表面硬さが十分でなく、例えば耐面圧性、耐摩耗性、耐焼付き性、高強度化に対する要求に十分に応えられないという問題点がある（非特許文献１、Ｐ１１０、表２・３８、表２・３９参照）。
【０００７】
さらに、前記図２６に示されるような歯形に沿った焼入れ硬化層を形成する場合においては、焼入れ硬化層の深部（例えば熱影響部）が焼入れ前組織になっており、その組織は、機械加工に適した軟質な（フェライト＋セメンタイト）組織（通常、ビッカース硬さＨｖ１６０〜２６０）であって、浸炭焼入れ歯車部材の浸炭鋼硬化層の深部における硬さ（Ｈｖ２６０〜５００）に比べて十分な硬さが得られない。このことから、ピッチング強度（耐面圧性）、耐スポーリング性が十分でない問題があり、また、歯部の端面に軟質な素地部が露出していることによって、強度的に問題がある。
【０００８】
また、高周波焼入れ硬化層と素地部との境界部においては顕著な引張り残留応力が発生することから、歯面の耐スポーリング強度が十分でないという問題がある。
【０００９】
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、耐ピッチング強度、耐スポーリング強度、歯元曲げ強度に優れた転動部材およ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】
【００１０】
上記課題を解決するため、本発明に係る転動部材は、少なくともＣ：０．４〜１．５重量％を含有する鋼材を用い、表面層から内部中心に向かって二種以上の焼入れ処理によって形成される硬化層とその内の1種以上の焼入れ処理によって形成される硬化層において２体積％以上のセメンタイトが分散されている組織を有することを特徴とする。
また、本発明に係る転動部材は、表面層に形成され、０．３５〜０．８重量％の濃度で炭素が固溶されたオーステナイト相を急冷して形成されるマルテンサイト相を母相とする第１焼入れ硬化層と、
前記第１焼入れ硬化層より深い層に形成され、第１焼入れ硬化層の母相より固溶炭素濃度が少ないオーステナイト相を急冷して形成される（例えば０．０７〜０．５重量％Ｃ）マルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を含有する母相中に、セメンタイトが２〜２０体積％分散された第２焼入れ硬化層と、
を具備することを特徴とする。
【００１１】
本発明に係る転動部材の製造方法は、０．４〜１．５重量％のＣと２重量％以下のＣｒを含有する鋼材であって、前記鋼材中のセメンタイト中の合金元素の濃度に等しい合金組成のオーステナイトと平衡するセメンタイトの固溶度の炭素活量が、前記鋼材のオーステナイトの炭素活量より低くなるようにセメンタイト中の合金組成を調整した鋼材を用意する工程と、
Ａｃ１温度〜１１５０℃の温度範囲またはＡｃ３温度〜１１５０℃の温度範囲において、二種以上の加熱温度に前記鋼材を表面層から誘導加熱した後に急冷する焼入れ工程と、
を具備することを特徴とする。
【００１２】
また、本発明に係る転動部材の製造方法において、前記鋼材を用意する工程は、０．４〜１．５重量％のＣおよび０．３〜２重量％のＣｒを含有する鋼材を、前記鋼材中のセメンタイト中にＣｒが３．５〜１２重量％含有されるように熱処理する工程を有し、
前記焼入れ工程は、前記鋼材の表面層を９００〜１１５０℃の高温域に加熱することと、前記鋼材における前記表面層より深部をＡｃ１温度〜９５０℃の低温域またはＡｃ３温度〜９５０℃の低温域に加熱することの二種類の誘導加熱を行った後に急冷する工程であることも可能である。
【００１３】
また、本発明に係る転動部材の製造方法において、前記焼入れ工程は、前記鋼材の表面層を９００〜１１５０℃に加熱した後に、その加熱温度より低い温度であってＡｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の範囲の温度に冷却し、前記温度に保持して前記鋼材を前記表面層より深部まで加熱した後に急冷する工程、もしくは、前記鋼材をＡｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の範囲の温度に加熱した後に、前記温度に保持して前記鋼材を表面層より深部まで加熱し、加熱温度より高い温度であって９００〜１１５０℃の温度に前記鋼材の表面層を加熱した後に急冷する工程であることも可能である。
【００１４】
また、本発明に係る転動部材の製造方法において、前記鋼材を用意する工程は、前記鋼材中のセメンタイト中にＣｒが４〜１１重量％含有されるように熱処理する工程を有し、
前記焼入れ工程は、前記鋼材に、Ａｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度で２〜１０００秒間の誘導加熱、および９００〜１１５０℃の範囲で０．１〜５秒間の誘導加熱を行った後に急冷することも可能である。
【発明の効果】
【００１５】
以上説明したように本発明によれば、耐ピッチング強度、耐スポーリング強度、歯元曲げ強度に優れた転動部材およ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形態】
【００１６】
本実施の形態は、表面層から深部に向かって固溶する炭素の濃度が異なるマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を母相とする二種以上の焼入れ硬化層を形成するものである。これによって、耐ピッチング強度、耐スポーリング強度、歯元曲げ強度に優れた歯車部材等の転動部材を提供することができる。
【００１７】
本実施の形態による転動部材は、少なくとも０．４〜１．５重量％のＣと、それぞれ２重量％以下のＣｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗのうち一種以上の合金元素とを含有する鋼材が用いられ、高周波焼入れにて前記鋼材に二種以上の焼入れ処理によって硬化層が形成されたものである。この転動部材は、少なくとも表面層に第１焼入れ硬化層が形成され、この第１焼入れ硬化層より深い層に第２焼入れ硬化層が形成され、前記第１焼入れ硬化層と前記第２焼入れ硬化層との間に中間層が形成され、前記第２焼入れ硬化層が芯部組織、もしくは、前記第２焼入れ硬化層より深い層に焼入れ前組織が残留されてなるものである。前記第１焼入れ硬化層は、０．３５〜０．８重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイトが母相とされる。前記第２焼入れ硬化層の母相は、第１焼入れ硬化層の母相中の炭素濃度よりも少ない炭素濃度からなり、０．０７〜０．４５重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイトおよびベイナイト相の少なくとも一方を含有し、さらに、その第２焼入れ硬化層には未固溶のセメンタイトが２〜２０体積％分散されているものとするが、その母相中の上限炭素濃度を０．３重量％として、マルテンサイト組織が主体となるようにすることがより好ましい。前記中間層は、第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層の中間的硬さを有している。前記焼入れ前組織は、フェライト中にセメンタイトが分散した組織である。
【００１８】
また、本実施の形態においては、前記鋼材にはＣｒが０．３〜２重量％含有され、その鋼材中のセメンタイト中に、少なくともＣｒが３〜１２重量％含有するように濃縮されているのが好ましい。尚、前記鋼材には、０．１〜２重量％のＭｎ、０．０５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）、０．７重量％以下のＭｏ、１．４重量％以下のＷ、２重量％以下のＶ、１重量％以下のＡｌ、３重量％以下のＮｉ、０．０１重量％以下のＢ、１重量％以下の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上が含有されていても良い。
【００１９】
また、前記転動部材には、少なくとも０．５〜１．５重量％Ｃおよび０．５〜２重量％のＣｒを含有する鋼材を用いて、前記第１焼入れ硬化層にはセメンタイトが２〜１７体積％分散され、前記第２焼入れ硬化層にはセメンタイトが４〜２０体積％分散されているのが好適であり、より耐摩耗性を高めるためには、０．７〜１．５重量％Ｃおよび０．７〜２重量％Ｃｒを含有する鋼材を利用し、前記第１焼入れ硬化層には５〜１７体積％のセメンタイトを分散させることがより好ましい。
【００２０】
また、前記第１焼入れ硬化層中には、１０〜５０体積％の残留オーステナイトが分散されているのが好ましい。
【００２１】
さらに、前記第１焼入れ硬化層中には、Ｖ４Ｃ３，ＴｉＣ，ＮｂＣ，ＺｒＣのうち一種以上が分散されているのが好ましい。
【００２２】
また、前記鋼材には０．５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）を含有し、さらに、０．１〜２重量％のＭｎ、０．０５〜０．７重量％のＭｏ、０．２〜１重量％のＶ、０．１〜０．５重量％の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上が含有されているのが好ましい。
【００２３】
本実施の形態の転動部材を歯車部材に適用する場合には、前記歯車部材の歯部ピッチ円位置での前記第１焼入れ硬化層の深さが歯車モジュール（ｍ(ｍｍ)：ピッチ円直径÷歯数）の０．１５〜０．６倍の範囲にあり、この第１焼入れ硬化層より深い層もしくは前記歯車部材の歯部中心位置に、焼入れ前組織よりも硬質なビッカース硬さＨｖ２６０〜５００の前記第２焼入れ処理によって形成される硬化層が形成されているのが好ましい。
【００２４】
また、本実施の形態の転動部材をベアリング部材もしくはカムシャフト部材に適用する場合には、少なくとも部材表面層に前記第１焼入れ硬化層が形成され、この第１焼入れ硬化層より深い層に前記第２焼入れ硬化層が形成されるのが好ましい。
【００２５】
さらに、前記転動部材においては、第１焼入れ硬化層もしくは第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層が１００〜３５０℃の焼戻し処理されているのが好ましい。
【００２６】
さらにまた、前記転動部材においては、第１焼入れ硬化層の表面部にショットピーニングなどの加工処理が施され、前記第１焼入れ硬化層の表面部には５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の圧縮残留応力が付加されているのが好ましい。
【００２７】
次に、本実施の形態による転動部材の製造方法について説明する。
まず、少なくとも０．４〜１．５重量％のＣと、それぞれ２重量％以下のＣｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗのうち一種以上の合金元素を含有する鋼材であって、この鋼材中のセメンタイト中の合金元素の濃度に等しい合金組成のオーステナイトと平衡するセメンタイトの固溶度の炭素活量が、その鋼材のオーステナイトの炭素活量より低くなるようにセメンタイト中の合金組成を調整した鋼材を用意する。次いで、Ａｃ１温度（共析変態温度）〜１１５０℃の温度範囲またはＡｃ３温度〜１１５０℃の温度範囲において、二種以上の加熱温度に前記鋼材を表面層から誘導加熱調整した後に急冷する。これにより、少なくとも前記鋼材の表面層に、０．３５〜０．８重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト母相からなる第１焼入れ硬化層を形成し、その第１の焼入れ硬化層より深い層に０．０７〜０．５重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を含有する母相中に、未固溶のセメンタイトが２〜２０体積％分散された第２焼入れ硬化層を形成することができる。
【００２８】
前記転動部材の製造方法においては、少なくとも０．４〜１．５重量％のＣおよび０．３〜２重量％のＣｒが含有された鋼材を、この鋼材中のセメンタイト中に少なくともＣｒが３．５〜１２重量％含有されるように熱処理する工程をさらに具備しても良い。また、前記鋼材を用いた転動部材の表面層を９００〜１１５０℃の高温域に加熱することと、その高温域に加熱する表面層のより深部をＡｃ１温度（共析変態温度）〜９５０℃の低温域またはＡｃ３温度〜９５０℃の低温域に加熱することの二種以上の急速誘導加熱を行った後に焼入れることを行っても良い。これによって、前記第１焼入れ硬化層および第２焼入れ硬化層の母相中の炭素濃度を調整することができる。
尚、前記鋼材は、０．１〜２重量％のＭｎ、０．０５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）、０．７重量％以下のＭｏ、１．４重量％以下のＷ、２重量％以下のＶ、１重量％以下のＡｌ、３重量％以下のＮｉ、０．０１重量％以下のＢ、１重量％以下の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上を含有するものであっても良い。
【００２９】
ここで、前記二種以上の加熱温度への誘導加熱調整および急冷の詳細について説明する。前記第１焼入れ硬化層を形成するために前記鋼材の表面層を９００〜１１５０℃に急速加熱した後に、前記第２焼入れ硬化層を形成するために前記急速加熱した際の温度より低い温度であってＡｃ１温度（共析変態温度）〜９５０℃の範囲の温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の範囲の温度に冷却し、前記温度に保持して、前記鋼材をより深部まで加熱した後に急冷する方法を採用することも好ましい。もしくは、前記第２焼入れ硬化層を形成するために、前記鋼材をＡｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の範囲の温度に加熱した後に、前記温度に保持して前記鋼材をより深部まで加熱し、次に、前記鋼材の表面層に前記第１焼入れ硬化層を形成するために、前記加熱温度より高い温度であって９００〜１１５０℃の温度に前記鋼材の表面層を加熱した後に急冷する方法を採用することも好ましい。
【００３０】
また、本実施の形態において、前記鋼材には、少なくとも０．５〜１．５重量％のＣおよび０．５〜２重量％のＣｒが含有されており、前記第１焼入れ硬化層にはセメンタイトが２〜１７体積％分散され、前記第２焼入れ硬化層にはセメンタイトが４〜２０体積％分散されているのが好ましいが、耐摩耗性をより高めるためには、０．７〜１．５重量％Ｃおよび０．７〜２重量％Ｃｒを含有する鋼材を利用し、前記第１焼入れ硬化層には５〜１７体積％のセメンタイトを分散させることがより好ましい。
【００３１】
また、本実施の形態において、前記誘導加熱によって焼入れを行う際、Ａｃ１温度またはＡｃ３温度から焼入れ温度Ｔ（℃）に到達するまでの時間ｔ（ｓｅｃ）が、下記式（１）を満足するように調整されるのが好ましい。
ｔ≦（１３５０／（Ｔ＋２７３））２８ ・・・（１）
【００３２】
本実施の形態においては、前記セメンタイト中の合金元素として少なくともＣｒが４〜１１重量％含有されるように熱処理された鋼を、Ａｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度で２〜１０００秒間、および９００〜１１５０℃の範囲の温度で０．１〜５秒間の急速誘導加熱を行った後に焼入れることによって前記第１焼入れ硬化層および第２焼入れ硬化層を形成することも可能である。
【００３３】
さらに、前記第１焼入れ硬化層および第２焼入れ硬化層においては、１００〜３５０℃の焼戻し処理が施されているのが好ましい。
【００３４】
さらにまた、前記第１焼入れ硬化層の表面部においては、ショットピーニング等の加工処理が施され、圧縮残留応力が付与されているのが好ましい。
【００３５】
上記実施の形態によれば、転動部材の表面層から深部に向かって炭素濃度の異なる二種以上のマルテンサイト相を母相とする焼入れ硬化層が形成され、最表面層における第１焼入れ硬化層は、０．３５〜０．８重量％の濃度の炭素が固溶されたマルテンサイトを母相とするビッカース硬さＨｖ５５０以上の最も硬質な焼入れ層とされている。従って、耐面圧強度（耐ピッチング性、耐スポーリング性）、曲げ疲労強度、耐摩耗性等を改善することができる。
また、第１焼入れ硬化層より深部には、０．０７〜０．３重量％の濃度の炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を含有する母相中に、未固溶セメンタイトが２〜２０体積％分散された第２焼入れ硬化層が深く形成されている。従って、従来技術では前記第１焼入れ硬化層との境界部に発生しやすい引張り残留応力を低減させ、素地部強度を改善することができ、スポーリングなどの内部から破壊や捩じり曲げ応力に対する強度改善を図ることができるとともに、第１焼入れ硬化層の機能を十分発現させるための基礎強度の改善を図ることができる。また、前記第１焼入れ硬化層に２〜１７体積％の硬質なセメンタイトを分散させることによって、より優れた耐摩耗性と耐焼付き性の改善を図ることができる。
【００３６】
次に、本発明による転動部材およびその製造方法の具体的な実施の形態について、図面を参照しつつ説明する。
【００３７】
本実施の形態による転動部材においては、少なくともＣを０．４〜１．５重量％含有し、焼入れ前組織中のセメンタイトにＣｒ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｖなどの合金元素を定量的に濃縮させた鋼材を用意し、迅速な加熱に適する誘導加熱法によって、Ａｃ１（共析変態温度）温度〜１１５０℃の温度範囲またはＡｃ３温度〜１１５０℃の温度範囲で二種以上のオーステナイト化加熱温度に前記鋼材を表面層から深部に加熱した後に急速冷却する。これにより、転動部材の転動表面層から深部に向かって炭素濃度の異なる二種以上のマルテンサイト相を母相とする焼入れ硬化層を形成し、これによって機械加工性に優れた軟質な鋼材（通常Ｈｖ１６０〜２６０）よりなる歯車部材に、優れた耐面圧強度（耐ピッチング性、耐スポーリング性）と耐摩耗性、耐焼付き性を付加することができる。
【００３８】
より詳細には、前記鋼材の最表面層における第１焼入れ硬化層を、０．３５〜０．８重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイトを母相とするビッカース硬さＨｖ５５０以上の最も硬質な焼入れ層とする。この第１焼入れ硬化層に前記耐面圧強度、曲げ疲労強度、耐摩耗性等の改善を図る役割を持たせる。また、その第１焼入れ硬化層より深部に、０．０７〜０．３重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方が母相とされ、かつ未固溶のセメンタイトが２〜２０体積％分散された第２焼入れ硬化層を深く形成する。これにより、従来技術では第１焼入れ硬化層との境界部に発生しやすい引張り残留応力の低減に対して、素地部強度を改善でき、その結果、スポーリングなどの内部から破壊や捩じり曲げ応力に対する強度改善を図ることができ、さらには、前記第１焼入れ硬化層の機能を十分に発現させるための基礎強度の改善を図ることができる。
【００３９】
なお、第１焼入れ硬化層の硬さは、従来の歯車部材の転動面層の硬さがビッカース硬さＨｖ５５０以上に調整されることを参考にして決められるので、この第１焼入れ硬化層中のマルテンサイトに固溶する炭素の濃度は０．３５重量％以上であることが好ましく、またその固溶炭素濃度は０．４重量％以上とするのがより好ましい。
【００４０】
また、第１焼入れ硬化層中のマルテンサイトに固溶する炭素の上限濃度は焼入れ時の焼割れ性を考慮して、かつ浸炭焼入れ歯車部材の炭素濃度を参考にして、０．９重量％と設定されるが、０．８重量％とするのがより靭性に富むことから好ましい。
【００４１】
また、第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層との間には、それら各焼入れ硬化層の中間層が形成される。また、強度的な付加の少ない第２焼入れ硬化層より深部においてはフェライト中にセメンタイトが分散した焼入れ前組織が残留しても良い。
【００４２】
また、前記鋼材に添加される合金元素としては、セメンタイトへ顕著に濃縮しやすく、かつ、オーステナイト化されたオーステナイト中の炭素活量を低減する作用（オーステナイト中における炭素と合金元素が引き合う性質）が強いＣｒ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗのうちの一種以上が含有されているのが好ましい。この作用が最も効果的であり、より経済的なＣｒを不可避的な合金元素として利用する鋼材においては、少なくとも０．４〜１．５重量％のＣおよび０．３〜２重量％のＣｒを含有し、さらに、０．１〜２重量％のＭｎ、０．０５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）、０．７重量％以下のＭｏ、２重量％以下のＶ、１重量％以下のＡｌ、３重量％以下のＮｉ、０．０１重量％以下のＢ、１重量％以下の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上を含有し、その鋼材中のセメンタイト中に、少なくともＣｒが３〜１２重量％に濃縮されているものが好ましい。このような鋼材を用いることにより、高周波焼入れ時の誘導加熱温度を調整することによって形成されるマルテンサイト中に固溶する炭素の濃度を調整できるようにしている。
【００４３】
さらに、歯車部材のように滑りを伴う転動部材の転動面においては、セメンタイトのような硬質炭化物を少量分散させることによって、滑り時の局部焼き付き防止のための耐焼付き性と耐摩耗性が改善される。このことから、本実施の形態においては、第１焼入れ硬化層中にセメンタイトを２〜１７体積％分散させ、滑りを伴う転動面における耐摩耗性と耐焼付き性を改善するものとした。また、この際の鋼材としては、セメンタイトの分散量とマルテンサイト相中の炭素濃度を換算して０．５〜１．５重量％のＣ、０．４〜２重量％のＣｒを含有させることが好ましい。また、これと同様の作用を示す硬質な特殊炭化物として、Ｖ４Ｃ３，ＴｉＣ，ＮｂＣ，ＺｒＣなども効果的である。このことから、本実施の形態においては、Ｖが２重量％未満、（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）が０．５重量％未満の範囲で添加されても良いが、より経済的にはＶが０．２〜１重量％、（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）が０．１〜０．５重量％の範囲で添加されることが好ましい。
【００４４】
また、前記セメンタイト粒子や特殊炭化物を残留させることは、誘導加熱によるオーステナイト化状態でのオーステナイト結晶粒と、焼入れで形成されるマルテンサイト葉の微細化に有効である。なお、高周波焼入れ用炭素鋼において、このオーステナイト結晶粒は８７５℃以上では容易にＡＳＴＭＮｏ．７以下に粗大化するのに対して、本実施の形態においてはＡＳＴＭＮｏ．９以上に微細化されている。
【００４５】
さらに、高周波焼入れ部材が歯車部材である場合には、歯面や歯元にかかる応力分布に応じた歯部における硬さ分布が必要とされることから、浸炭焼入れ歯車部材の例を参考にして、本実施の形態においては、歯部ピッチ円位置での第１焼入れ硬化層の深さが歯車モジュールの０．１５〜０．６倍の範囲にあるものとし、第１焼入れ硬化層より深部もしくは歯車部材の歯部中心位置においては、ビッカース硬さＨｖ２６０〜５００の第２焼入れ硬化層が形成されていることとし、第２焼入れ硬化層中のマルテンサイトおよびベイナイト相のいずれか一方を含有する母相中の炭素濃度を０．０７〜０．５重量％に調整することとしたが、前記炭素濃度が０．０７〜０．３重量に調整されたマルテンサイトを主体とする母相がより好ましいこととした。
【００４６】
なお、高面圧下で使用される転動部材においては、その転動面の硬さがより硬質であるほど優れたピッチング強度を示すが、この場合においては、転動面に介入するコンタミネーションや転動部材間の馴染み性不良によるピッチングの発生が問題となり、この問題解決として残留オーステナイトを適量分散させることが有効である。このことから、本実施の形態においては、第１焼入れ硬化層に、残留オーステナイトが１０〜５０体積％分散することが好ましい。なお、残留オーステナイト量の上限値を５０体積％に設定する理由は、この上限値を越えると転動面の硬さが低下し、耐摩耗性が劣化するからである。
【００４７】
また、高面圧、高応力化で使用される歯車部材では、歯元曲げ強度や耐面圧強度、さらに軸部の捩じり強度を改善する観点からは、焼入れ硬化層の表面部にショットピーニングなどの加工処理を施して、その表面部に大きな圧縮残留応力を付加させることが好ましい。従って、本実施の形態の転動部材においてもショットピーニングなどの加工処理が施されることは好ましい。
【００４８】
なお、歯元曲げ疲労強度に対する圧縮残留応力の改善効果は、圧縮残留応力の１／２と推定されていることから、本実施の形態の転動部材においては、５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の圧縮残留応力が付加されることが好ましい。
【００４９】
なお、本実施の形態は、前述のように二種以上の加熱温度による急速な誘導加熱によってオーステナイト相を出現させ、焼入れ前組織中にあらかじめ分散させておいたセメンタイトがオーステナイト中へ固溶する量を正確に調整すると同時に、残留させるセメンタイト（未固溶セメンタイト）を調整することによって、第１焼入れ硬化層および第２焼入れ硬化層を形成するものである。その制御方法を検討した結果、所定のオーステナイト化加熱温度における鋼中のセメンタイトの合金元素濃度に等しい組成のオーステナイト相の炭素活量（オーステナイトへのセメンタイトの固溶度線上における炭素活量（例えば後述する図１中のＫ点））が、その鋼材組成のオーステナイト相の炭素活量（例えば後述する図１中のＨ点）より低くなる時点からセメンタイトの固溶が顕著に遅れ、短時間のオーステナイト化条件では合金元素を含んだセメンタイトのオーステナイトへの固溶度分のセメンタイトが固溶し、その分の炭素が、その固溶度に等しいオーステナイト中の等炭素活量線（例えば後述する図１中のＫ点とＬ点を通る等炭素活量線）上に沿ってオーステナイト中に急速に拡散する。これによって、そのオーステナイト化温度とセメンタイト中の合金元素濃度から焼入れ層におけるマルテンサイト母相中の炭素濃度が正確に決定付けられる。
【００５０】
したがって、本実施の形態では、鋼材中のセメンタイト合金組成をあらかじめ調整した鋼材を用い、その転動面をＡｃ１温度（鋼の共析変態温度）〜１１５０℃の温度範囲またはＡｃ３温度〜１１５０℃の温度範囲の二種の所定の温度でのオーステナイト化条件、例えば、転動表面層を１０００℃に加熱した後に、冷却しながらさらに８００℃で深部にまで誘導加熱する場合のように二種以上の加熱温度でのオーステナイト化を行うことが好ましい。これによって、転動表面層の第１焼入れ硬化層中のマルテンサイトに固溶する炭素の濃度が第２焼入れ硬化層中のマルテンサイトに固溶する炭素の濃度より高濃度となり、より硬質な第１焼入れ硬化層が得られるとともに、その深部においては低炭素で高靭性な第２焼入れ硬化層が形成され、この結果、浸炭焼入れ硬化層に類似の硬度分布をもつ歯車部材を高周波焼入れ法によって製造することができる。
【００５１】
以下において、前記セメンタイトのオーステナイトへの固溶機構（速度）について詳しく検討する。なお、前記セメンタイトの固溶を遅らせることによって、マルテンサイトに固溶する炭素の濃度を調整する（セメンタイトの残留量を調整する）ための合金元素としては、（フェライト＋セメンタイト）および（オーステナイト＋セメンタイト）の少なくとも一方の二相領域での加熱によって、セメンタイト中に顕著に濃縮し、かつ、オーステナイト相中での炭素の活量を低減する作用を有するＣｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗのうち一種以上が添加されることが必要であり、とりわけＣｒの添加が好ましいので、以下においては、ＣｒもしくはＣｒと同様の作用を示す合金元素の添加による制御方法について詳述する。
【００５２】
例えば、７００℃で十分加熱した場合の（フェライト＋セメンタイト）二相領域におけるセメンタイト中のＣｒ濃度は、フェライト中のＣｒ濃度の２８倍に濃縮される（６００℃加熱では約５２倍）。このＣｒもしくはＣｒと類似する合金元素Ｍの濃縮したセメンタイトが急速加熱を伴う焼入れ処理における、加熱中のオーステナイトへ固溶する際のセメンタイトの固溶機構（速度）は、図１に示される加熱温度におけるＦｅ−Ｃ−Ｍ（Ｍ：合金元素）三元系状態図とその図中に示される炭素の等活量線図（等炭素活量線図）の関係から説明することができる。
【００５３】
図１は、炭素との親和力の強いＣｒもしくはＣｒと類似の合金元素（例えば、Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ等）を添加したＦｅ−Ｃ−Ｍ三元系合金の前記誘導加熱温度における状態図を模式的に示したものである。尚、図１中の細線は等炭素活量線である。この図１のＡ点で示す鋼材組成のオーステナイト相（γ相）中の炭素活量と等しい炭素活量は図中のＡ点を通る細線のように、Ｍ元素添加によって炭素活量が低下することから炭素等活量線は右肩上がりに推移し、セメンタイトの固溶度線と交わり、その交点（Ｂ点）と平衡するＭ元素を含有したセメンタイト組成点（Ｃ点）と直線的に結ばれるものである。
【００５４】
図１中のその他の等活量線（細線）は、各炭素活量に応じて計算され、炭素濃度が高くなるほど炭素活量は大きくなるが、Ｆｅ−Ｃ軸（Ｆｅ−Ｃ二元系）での黒鉛の固溶度（Ｄ点）が炭素活量Ａｃ＝１と定義される。
【００５５】
前記図１中に使用する鋼材組成Ａ点における、焼入れ前組織におけるフェライトとセメンタイトの組成はＥ，Ｆ点に与えられ、焼入れ加熱温度に急速に加熱された温度におけるＦ点組成のセメンタイトが合金元素Ｍをその場に残して極めて拡散性の大きい炭素だけが急速にオーステナイト中に固溶する場合のセメンタイト界面と局所平衡するオーステナイト界面組成Ｇ点の炭素活量が鋼材組成のＡ点の炭素活量より大きい。このことから、炭素の化学ポテンシャルの勾配によって急速に拡散し、セメンタイトが固溶した位置と元フェライトであった位置において、まず、図中のＡ，Ｂ点を通る等活量線に沿って炭素が均質化した後に（←、→印）、合金元素が均質化することがわかる。
【００５６】
まず、前述のように合金元素を含有するセメンタイトが急速に固溶していく際の炭素、合金元素の拡散過程を検討するが、この検討は、組成の異なる球状体の単純な拡散過程として近似して扱うことができる。
【００５７】
図２は、合金元素濃度ｃｐ，半径Ｒ０の球状体が合金元素を含まない無限固体母相中に存在する時の均質化過程について半径方向の距離ｒにおける合金元素濃度ｃを計算したものである。この計算結果をオーステナイト相へ固溶していくセメンタイトの炭素と合金元素Ｍの均質化過程に当てはめると、炭素Ｃ，合金元素Ｍがほぼ完全に均質化に要する加熱時間ｔＣ，ｔＭは、その加熱温度による炭素Ｃと合金元素Ｍのオーステナイト相中の拡散係数ＤγＣ，ＤγＭで計算される拡散距離（（ＤγＣ×ｔＣ）１／２、（ＤγＭ×ｔＭ）１／２）と球状セメンタイトの粒子半径Ｒが等しくなる時間から近似的に推測される（図２中の△印）ので、例えば、９００℃では粒子半径０．２μｍのセメンタイトは０．１秒以内で固溶しながらその炭素はほぼ均質化するのに対して、合金元素の均質化には約５０分（２８３５秒）の時間を要することがわかる。また、前記合金元素の拡散距離が粒子半径の１／４の場合（９００℃、１７７秒間の加熱条件）には図２中の◆印で示すように、合金元素はその拡散性が小さいことから、元のセメンタイトの固溶跡周辺に十分限定されて存在することがわかる。
【００５８】
さらに、同じように合金元素の拡散が元のセメンタイト位置に限定される加熱条件（図２中の◆印）に相当する各加熱温度での加熱時間を求め、その結果を図３中の太い実線で示したが、この太い実線範囲内で加熱した後に急冷される場合には、セメンタイトがすばやく固溶した後においても、前記セメンタイトに濃縮した合金元素がすばやく均質化できずにセメンタイト周辺に局在化するため、例えば、鋼の焼入れ性を高めるＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏが固溶したセメンタイト跡に局在化した場合には、この状態からの鋼の焼入れ性が極めて減少されることがわかる。また、セメンタイト粒子半径が０．１μｍに小さくなると、図３中に示されるようにその加熱条件範囲がより狭くなり、焼入れ温度への急速な加熱が必要になる。
【００５９】
なお、粒子半径０．１μｍの不均質１の実線は、 ｔＭ＝（１３５０／（２７３＋Ｔ））２８、粒子半径０．２μｍの不均質２の太い実線は ｔＭ＝（１４１５／（２７３＋Ｔ））２８ で近似的に数式化され、さらに、前記不均質時間ｔＭ（ｓｅｃ）は加熱温度Ｔ(℃)と粒子半径Ｒ（μｍ）を変数として次式によって近似される。
ｔＭ＝（（９８．７９４×Ｌｎ（Ｒ）＋１５７６．６）／（２７３＋Ｔ））２８
【００６０】
また、前述のように、炭素はその拡散性が非常に高く、９００℃では加熱時間が０．１秒でほぼ均質化することから、Ａｃ１またはＡｃ３温度〜１１５０℃の加熱条件範囲では、粒子半径１μｍのセメンタイトであっても、ほぼ２秒間の加熱によって、前記図１のＡ，Ｂ点を通る等炭素活量線に沿ってすばやく拡散し、マルテンサイト母相中に未固溶セメンタイトを残留させる作用がなく、その際のマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度がＥ点の合金組成でのＡ、Ｂ点を通る等炭素活量の炭素濃度で与えられ、この場合の多くはほぼ鋼材の炭素濃度に等しいことがわかる。
【００６１】
さらに、図１にしたがって、セメンタイトの固溶機構を検討すると、鋼中への合金元素添加量がより多く添加され（Ｈ点）、セメンタイト中により多くの合金元素が濃縮する（Ｊ点）場合においては、前記炭素の拡散律速機構でセメンタイトが合金元素Ｍをその場に残して、オーステナイト相に急速に固溶しながらＪ点の合金元素量を含んだオーステナイト中のＫ点に到達し、Ｋ点を通る等炭素活量線に沿って炭素はＬ点濃度まで迅速に拡散するが、Ｋ点は元のＨ点組成の炭素活量より低くなることから、それ以上のセメンタイトの固溶が進行し、セメンタイトが完全に固溶する間にはＫ点からセメンタイトの固溶度線に沿ってのＢ点への合金元素の拡散なしにセメンタイトが固溶出来ないことがわかり、セメンタイトの固溶が合金元素Ｍの拡散に律速されながら顕著に遅くなることがわかる。
【００６２】
したがって、セメンタイトが完全に固溶するための時間は、交点Ｂで示すＭ元素濃度以上にセメンタイト中のＭ元素濃度が大きくなるほど遅くなることは明らかであるが、前記のように炭素が極めて短時間で等炭素活量線に沿って拡散することから、この短時間範囲の加熱後に急冷したマルテンサイト相中の固溶炭素濃度が、前記Ｋ点を通る等炭素活量線上のＬ点の炭素濃度で与えられ、その固溶炭素濃度に等しいセメンタイトが固溶し、鋼材中の炭素濃度と固溶炭素濃度との差に等しい炭素量のセメンタイトを未固溶状態で分散する焼入れ硬化層が得られる。したがって、マルテンサイト中の炭素濃度を調整するには、焼入れ温度（オーステナイト化温度）とその温度におけるＦｅ−Ｃ−Ｍ系状態図のセメンタイト中のＭ濃度（Ｊ点）を管理し、炭素が十分拡散しながら、セメンタイトが残留する加熱条件で高周波焼入れ操作を施せば良い。
【００６３】
また、未固溶状態で分散するセメンタイトの周辺のセメンタイト固溶部位における組成は、ほぼ図中のＫ点組成となり、この部位での合金元素濃度はＬ点、Ｈ点と較べても顕著に高く、炭素濃度も高くなることから、この部位でのマルテンサイト開始温度Ｍｓ点はより低温度化し、未固溶セメンタイト周辺に高靭性で馴染み性に優れた残留オーステナイト相が形成されやすく、このことが強靭性の発現に好ましい。
【００６４】
さらに、図１のマルテンサイト相のＭ合金元素濃度（Ｅ点，Ｉ点）については、（フェライト＋セメンタイト）二相領域で加熱処理した場合の合金元素濃度には次式の関係が成立するので、セメンタイト中の合金元素濃度［Ｍ重量％］をあらかじめ求めておくと、鋼材のＭ元素の添加濃度Ｍ重量％からフェライト中の合金元素濃度＜Ｍ重量％＞を算出することができる。
Ｍ重量％＝（１−ｆ）×＜Ｍ重量％＞＋ｆ×［Ｍ重量％］
ｆ＝Ｃ重量％／６．６７
（ここで、ｆはセメンタイトの分散量（体積％）であり、フェライト中の炭素固溶度が無視され得るほど小さいと近似して求めたものである。）
【００６５】
また、（セメンタイト＋フェライト）の二相組織状態で十分長時間の加熱処理を施した場合における各合金元素のセメンタイト中の合金元素濃度［Ｍ重量％］とフェライト中の合金元素濃度＜Ｍ重量％＞の比（分配係数：αＫＭ）は合金元素に固有で、温度に依存する一定の値を採ることが知られているので、各種合金元素の分配係数を使うことによって、鋼材組成（と分配処理温度）からフェライト中の合金元素濃度を次式から正確に算出することができる。
αＫＭ＝［Ｍ重量％］／＜Ｍ重量％＞
【００６６】
したがって、鋼材に含有されるすべての合金元素についてのフェライト中の合金元素濃度が算出されると、前記焼入れ加熱時のオーステナイト化温度におけるオーステナイト中の炭素濃度が計算されて焼入れ性（ＤＩ値）が計算されることになり、少なくとも図１中の鋼材中のＭ合金濃度（Ａ点、Ｈ点）に相当するＤＩ値に比べ、そのＤＩ値が低減することがわかる。
【００６７】
また、前記セメンタイトがオーステナイト中へ迅速に固溶する場合においても、オーステナイト中の炭素濃度が鋼材炭素濃度にほぼ等しくなるが、セメンタイト固溶跡周辺に合金元素が局在化し、その際のオーステナイト中の合金元素濃度が焼入れ前組織中のフェライトの合金元素濃度に近似されることから、そのＤＩ値が計算され、この場合においても、焼入れ性が顕著に低減することがわかる。
【００６８】
さらに、未固溶セメンタイトを残留させたオーステナイトの焼入れ性を扱う場合には、オーステナイト中の炭素濃度が鋼材炭素濃度に比べて低濃度であることから、そのＤＩ値が元の鋼材のＤＩ値より低減しやすい。
【００６９】
またさらに、本実施の形態のように、セメンタイト中の合金元素濃度を調整した鋼材を使い、二種以上のオーステナイト化温度を選ぶことによって、オーステナイト中の二種類以上の炭素濃度と前記合金元素濃度を調整することによって、前記第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層の焼入れ性を調整することができ、大型歯車においても、歯部のより深部に形成される第２焼入れ硬化層をマルテンサイトもしくはベイナイト相を母相とするための所定のＤＩ値にあらかじめ調整しておくことは重要である。また、このＤＩ値を調整する方法としては、比較的セメンタイトへの濃縮傾向の弱い、Ｍｎ，Ｍｏ，Ｗなどの合金元素を複合添加する方法であってもよいが、後述するように、セメンタイトから排出され、フェライト中に濃縮するＳｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｏを添加して焼入れ性を高めることがより好ましい。
【００７０】
前述のセメンタイトの固溶機構をより具体的に検討するために、図４に示されるＦｅ−Ｃ−Ｃｒ三元系等炭素活量線図（ａｔ１０００℃）を使って１０００℃にすばやく加熱して焼入れ処理を行う高周波焼入れの場合について以下に検討する。
【００７１】
（１）急速にセメンタイトが固溶する場合（セメンタイト中のＣｒ濃度が低い場合）
図４中のＡ点（０．８重量％Ｃ，０．４重量％Ｃｒ）で示す鋼を（セメンタイト＋フェライト）共存領域の７００℃で十分加熱するとＢ点（セメンタイト、２．６重量％Ｃｒ）とＣ点（フェライト、０．０９重量％Ｃｒ）の組成になり、この組成状態で、高周波加熱によってオーステナイト状態になる１０００℃に瞬間的に急速加熱すると、Ｂ点，Ｃ点は矢印の方向に沿ってＡ点に向かって均質化していくことになる。前述のように、Ｂ点のセメンタイト中の合金元素がオーステナイト中をほとんど拡散しない間に炭素がフェライト組成を持っていたオーステナイト（Ｃ点）に図中Ｄ点を経由しながら↑↓印のように急速に拡散し、セメンタイトを固溶した後、Ａ点を通る炭素の等活量線でＣｒの拡散を伴いながら、緩やかにＣｒ元素がＡ点に向かって均質化する。より急速な高周波加熱によるセメンタイトの固溶を達成する時点では、マルテンサイト母相の炭素濃度はほぼＡ点と同じ炭素濃度となって、より高硬度なマルテンサイトが得られることがわかる。また、本実施の形態のマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度が０．８重量％となる時のセメンタイト中のＣｒ濃度がほぼ４．５重量％であり、少なくとも、セメンタイト中のＣｒを４．５重量％以下に制御することによって、未固溶セメンタイトが残留しないことがわかる。また、その時のオーステナイトの焼入れ性（ＤＩ値）はＦｅ−０．８重量％Ｃ−０．０９重量％Ｃｒの合金組成から計算され、鋼材（Ｆｅ−０．８重量％Ｃ−０．４重量％Ｃｒ）のＤＩ値と比べて顕著に低減されることがわかる。
【００７２】
（２）セメンタイトの固溶が大きく遅延される場合１
図４中のＥ点（０．８重量％Ｃ，１重量％Ｃｒ）で示す鋼をフェライトとセメンタイト共存領域の７００℃で十分加熱するとＧ点（フェライト、０．２４重量％Ｃｒ）とＦ点（セメンタイト、６．６１重量％Ｃｒ）の組成になり、前記のように高周波加熱によって１０００℃に瞬間的に加熱した場合には、まず、フェライトはオーステナイト状態になるとともに、前述の例のごとくＦ点のＣｒ濃度が同じＨ点を通る等炭素活量線に沿ってセメンタイトの一部が炭素拡散律速機構で急速に固溶しながら、炭素が拡散することがわかる。この時の炭素が前記等炭素活量線に沿ってオーステナイト相中に拡散する時間は、前記９００℃での粒子半径０．２μｍのセメンタイトの均質化拡散時間が０．１秒程度であること、図３に示される合金元素の不均質化時間を考慮すると、少なくとも９００℃以上の加熱温度においては１秒以内に炭素の均質化が完了し、この状態で冷却した場合のマルテンサイト中の炭素濃度はセメンタイト中のＣｒ濃度によって決められることから、焼入れ後のマルテンサイト相中の炭素濃度は約０．５重量％（７．５体積％のセメンタイトが炭素拡散律速で固溶することに相当する）となり、非常に硬質なマルテンサイト中に約５体積％のセメンタイトが未固溶状態で分散することがわかる。また、この高周波焼入れによるオーステナイトの焼入れ性（ＤＩ値）はＦｅ−０．５重量％Ｃ−０．２４重量％Ｃｒの組成から計算され、均質化した鋼材（Ｆｅ−０．８重量％Ｃ−１．０重量％Ｃｒ）のＤＩ値よりも顕著に低下していることがわかる。
【００７３】
また、後述するＳＵＪ３（セメンタイト中のＣｒ濃度約６．８重量％）を１０００℃／ｓｅｃで１０００℃に急速加熱し、急冷した焼入れ硬化層における残留オーステナイト相中の炭素濃度が０．９７重量％であり、この炭素濃度がＳＵＪ３の１０００℃におけるＨ点組成と良く一致することから、前記炭素拡散律速によるセメンタイトの固溶機構が正しいことがわかる。さらに、後述する図１６に示されるように、１０〜４５体積％の残留オーステナイト相が９００℃から１１００℃の焼入れ温度範囲で形成されることからも、セメンタイトの固溶機構が正しいことがわかる。
【００７４】
図５は、加熱温度を７５０〜１１５０℃にしたときのセメンタイト中のＣｒ濃度とマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度との関係を示したものである。このグラフから、加熱温度を調整することによってもマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度が調整され、その結果として分散されるセメンタイト量が正確に調整されることがわかる。また、例えば歯車部材の転動表面層を一旦１０００℃に短時間加熱した後、８００℃でより深部まで高周波加熱し、その後に焼入れした場合においては、１０００℃での加熱によって決まる高炭素濃度なマルテンサイトを母相とする第１焼入れ硬化層とその深部に８００℃での加熱によって決まる低炭素濃度のマルテンサイトを母相とする第２焼入れ硬化層が形成されることがわかる。
【００７５】
なお、図５の０．１〜０．８重量％Ｃ，０．５〜１５重量％Ｃｒの組成範囲のセメンタイト中のＣｒ濃度ＸＣｒΘ（重量％Ｃｒ）とマルテンサイトの固溶炭素濃度ＸＣＭ（重量％）の関係は、ほぼ次式で記述され、図中の細線で記載される。
ＸＣＭ＝Ａｅｘｐ(Ｂ・ＸＣｒΘ)
Ａ＝０．００４１（Ｔ＋２７３）−３．３８０９
Ｂ＝０．０００１８８（Ｔ＋２７３）−０．４２６
ここで、加熱温度Ｔ℃であり、そのＸＣＭ（重量％）の推定誤差は±０．０５重量％Ｃ程度と考えられる。
【００７６】
また、図５中に示す上部破線枠は、Ａｃ１温度（７２５℃）〜１１５０℃の加熱温度範囲で短時間加熱後に焼入れて得られる第１焼入れ硬化層中のマルテンサイト相の固溶炭素濃度が０．３５〜０．８重量％範囲になる時の、セメンタイト中のＣｒ濃度範囲の関係を示したものであって、前記マルテンサイト相中の炭素濃度を０．３５〜０．８重量％に調整するためのセメンタイト中のＣｒ濃度範囲が約３〜１２．５重量％と読み取れる。さらに、加熱温度を変えて、焼入れ加熱温度をＡｃ１温度〜１１２５℃に調整することによって、マルテンサイト相の固溶炭素濃度が０．０７〜０．３重量％の第２焼入れ硬化層と第１焼入れ硬化層が得られるセメンタイト中のＣｒ濃度３．５〜１２重量％が得られることがわかる。より好ましくは、第２焼入れ硬化層のマルテンサイト炭素濃度範囲を０．０７〜０．２重量％、第１焼入れ硬化層のマルテンサイト炭素濃度範囲を０．４〜０．８重量％に設定した場合においては、セメンタイト中のＣｒ濃度は４〜１１重量％の範囲に設定される。さらに、第２焼入れ硬化層を形成させる温度が高すぎた場合においては、歯車部材の変形、焼割れ感受性を高めることから、その第２焼入れ硬化層の上限加熱温度を９５０℃と設定しておくことが好ましい。また、第１焼入れ硬化層の上限加熱温度を１１００℃と設定する場合には、セメンタイト中の上限Ｃｒ濃度を１０重量％にすることが好ましい。また、第２焼入れ硬化層の下限の加熱温度を７５０℃とする場合においては、セメンタイトのＣｒの下限濃度を４重量％とすることが好ましく、焼入れ作業性を考慮した場合においてはセメンタイトのＣｒ濃度を４〜１０重量％の範囲に設定し、第２焼入れ硬化層の形成に対しては７５０〜９５０℃、第１焼入れ硬化層の形成に対しては９００〜１１００℃の加熱温度を選定することが好ましい。
【００７７】
なおさらに、前記炭素拡散律速のセメンタイトの固溶（約７．５体積％のセメンタイト）が終了した後においては、図４中のＨ点（セメンタイトが固溶する場合のセメンタイトと等炭素活量の関係に有るオーステナイト界面）での炭素活量が元のＥ点の炭素活量よりも低いために、セメンタイト／オーステナイト界面のγ相組成（Ｈ点）がセメンタイトの固溶度線に沿ってＥ点と等活量の関係にあるセメンタイトの固溶度線上のＩ点へＣｒの拡散を伴いながら残り５体積％のセメンタイトが固溶し、かつ、マルテンサイトの固溶炭素濃度が高められることがわかる。
【００７８】
（３）セメンタイトの固溶が大きく遅延される場合２
前記（２）のセメンタイトの炭素拡散律速機構によってマルテンサイト中の固溶炭素濃度が決まることは同じであるが、（２）における残りのセメンタイトが合金元素の拡散によって固溶する機構としては、Ｈ点がセメンタイトと異なるＣｒ７Ｃ３炭化物とγ相が平衡域に位置するが、固溶過程においては、非平衡なセメンタイトとγ相の二相平衡がセメンタイトの固溶過程において成り立つと単純に仮定している。この仮定は、このセメンタイトの固溶過程において、セメンタイト消失前に新たにＣｒ７Ｃ３炭化物が形成されるような複雑な拡散過程を経て、自由エネルギーを必要とする反応が起こらないとの考えに基づくものである。この場合においても、Ｃｒ７Ｃ３炭化物の新たな形成を必要としないセメンタイトの合金拡散律速による固溶機構を検討するものであって、セメンタイト／γ相界面のγ相組成は、すくなくともＣｒ７Ｃ３炭化物が析出しなくても良い（γ相＋セメンタイト＋Ｃｒ７Ｃ３）三相共存領域のＫ点組成になる組成的拘束条件が加わるためにセメンタイトの固溶がより遅延される場合が考えられる。
【００７９】
なお、前記（３）の固溶機構にしたがうと、セメンタイトの顕著な固溶遅延が発生する限界点は、１０００℃の加熱条件ではセメンタイト中のＣｒ濃度が約３．５重量％以上に濃縮する場合であるが、９００℃の加熱では約２．５重量％であるので、例えば、０．４重量％のＣおよび０．３重量％のＣｒを含有する鋼を７００℃で加熱する場合のセメンタイト中の[Ｃｒ濃度]＝αＫＣｒ×鋼中のＣｒ濃度／（１−（鋼中の炭素濃度／６．６７）×（１−αＫＣｒ））は３．２重量％と算出されることから、Ｃｒの下限添加量はほぼ０．３重量％であり、好ましくは０．５重量％以上である。
【００８０】
また、前記炭素拡散律速で未固溶セメンタイトを安定して分散させるために必要なセメンタイト中のＣｒ濃度としては３．５〜１２重量％が適性であり、好ましくは４〜１０重量％であることがわかる。さらに、１．５重量％Ｃを含有する鋼におけるＣｒ添加量が約３重量％となるが、経済性を考慮してその上限添加量を２重量％とすることが好ましい。図５を参考にして、少なくともＣｒが３．５〜１２重量％含有されたセメンタイトを含有する鋼材を、７５０〜１１５０℃の温度範囲において、二種以上のオーステナイト化加熱温度にその転動表面層から誘導加熱によって急速加熱後に焼入れることによって、表面層から深部に向かって、二種以上のマルテンサイト相が母相となる焼入れ硬化層を形成することができる。また、隣接する焼入れ硬化層間には遷移的な中間層が形成される。
【００８１】
図６は、前記（２）、図７は前記（３）の固溶モデルに従って、Ｃｒ添加量を１重量％Ｃｒとして、炭素添加量を０．４重量％Ｃ、０．８重量％Ｃ、１．０重量％Ｃと変えて、７００℃で十分加熱してセメンタイト中のＣｒ濃度を１１重量％、７、５重量％に調整した鋼を各焼入れ温度で加熱した時の、粒子径０．４μｍのセメンタイトが完全に固溶する加熱時間を計算によって求めた結果とＳＵＪ２（加熱速度：６℃／ｓｅｃ）とＳＵＪ３（加熱速度：１５０℃／ｓｅｃ、１０００℃／ｓｅｃ）の加熱実験結果を示したものである。図中の矢印は多量のセメンタイトが残留し、固溶させるためにはより長時間加熱が必要であることを示したものである。
【００８２】
まず、図６と図７の計算結果を比較すると、全般的に図６の機構によるセメンタイトの固溶速度の方が幾分速く、１５０℃／ｓｅｃ以下の加熱速度での実験結果とも良く一致していることがわかる。図６の計算結果では１０５０℃での加熱によっては、セメンタイト中のＣｒ濃度が約１０重量％以上でない場合には，セメンタイトが急速に固溶する結果となるのに対して、例えば１秒で１１００℃に加熱したＳＵＪ３においては、顕著にセメンタイトが残留しており、図７の計算結果と良く一致しており、少なくとも１５０℃／ｓｅｃ以上の急速加熱条件においては図７（モデル（３））の固溶機構を採ることがわかり、このような急速加熱を前提とした高周波焼入れ法においては、よりセメンタイトが残留しやすいことがわかる。
【００８３】
したがって、前記結果より、マルテンサイト中に固溶する炭素の濃度を調整し、マルテンサイト中にセメンタイトを残留させるための適正な加熱条件（加熱時間、加熱温度）としては、図７中の実線（ｔ（ｓｅｃ）＝（１４００／（Ｔ（℃）＋２７３））２８）で記述した時間内の急速加熱処理（８５０〜１１００℃の温度範囲）を施すこととした。前記炭素が拡散律速でオーステナイト中へ拡散する速さと較べると、その上限の加熱時間は十分長すぎることがわかり、図７中の破線で示した加熱時間ｔ（ｓｅｃ）＝（１３６０／（Ｔ（℃）＋２７３））２８以内の条件で焼入れ処理することによっても、マルテンサイト中の固溶炭素濃度とセメンタイト量を正確に調整することができる。
【００８４】
さらに、図７の結果から、前記第１焼入れ硬化層を形成するために、例えば歯車部材の歯形に沿って入熱する場合においては、表面層をＡｃ１温度またはＡｃ３温度から９００〜１１００℃の所定のオーステナイト化温度に急速加熱する際の加熱時間は２秒以内が好ましく、第２焼入れ硬化層を第１焼入れ硬化層のより深部まで形成するための、Ａｃ１温度またはＡｃ３温度〜９５０℃への加熱時間は２〜１０００秒間が好ましい。
【００８５】
また、１５０℃／ｓｅｃ以上の急速加熱を実施する場合においては、焼入れ前組織のフェライトがマッシブ的な逆変態（フェライト→オーステナイト相への変態）によって急速にオーステナイト化させる必要性から、焼入れ温度をＡ３温度（約９００℃）以上に設定しておくことが好ましく、第１焼入れ硬化層を形成させるためのオーステナイト化加熱温度を９００〜１１５０℃と設定することとした。
【００８６】
実際の熱処理工程における加熱時間は、Ａｃ１またはＡｃ３温度から焼入れ温度までの昇温時間と冷却開始までの保持時間の合計時間に合金元素が拡散した距離がｔ（ｓｅｃ）＝（１４００／（Ｔ（℃）＋２７３））２８、もしくはｔ（ｓｅｃ）＝（１３６０／（Ｔ（℃）＋２７３））２８で与えられる加熱時間の合金元素の拡散距離内に入るように管理されるべきであるが、前述のように簡略化することができる。
【００８７】
また、図６および図７の結果および先の図３で示した不均質な拡散時間の結果（粒子半径０．２μｍのセメンタイトが固溶した場合）から、例えば９５０℃：１０秒、８５０℃：１００秒、７５０℃：１０００秒の長時間加熱を施した場合においても、セメンタイトが十分残留し、顕著な不均質化が持続される。図５の結果を参考にして、例えばＳＵＪ２のセメンタイト中のＣｒ濃度を８．５重量％に調整した鋼材を８５０℃で１００秒間、表面層から十分深い位置まで加熱した後に、さらに、表面層を１１００℃まで1秒間で加熱した後に焼入れした場合や逆に表面層を１１００℃加熱した後に冷却しながら８００℃で加熱した後に焼入れした場合においては、炭素濃度が約０．５５重量％のマルテンサイト相中に７体積％のセメンタイトが分散した第１焼入れ硬化層と、さらに、その深部に炭素濃度が約０．２重量％のマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方の中に１２体積％のセメンタイトが分散した第２焼入れ硬化層が形成され、さらに第２焼入れ硬化層の深部に焼入れ前組織が存在する高周波焼入れ部材を製造することができる。
【００８８】
このような二種のオーステナイト化温度での加熱を焼入れ部材の表面からの深さを変えることによって得られる転動部材としては、前記歯車部材だけでなく、軸部を持つ歯車部材やベアリングなどの転動部材、さらにはカム、カムシャフト等の転動部材があり、耐面圧性、耐スポーリング性、捩じりおよび曲げ応力に対する強化のために好ましい。なお、前記オーステナイト化温度としては二種以上であっても良い。
【００８９】
なお、前記第２焼入れ硬化層のマルテンサイト相中の炭素濃度としては、浸炭歯車部材の例を参照して０．１〜０．３重量％が好ましいが、０．１〜０．２５重量％がより好ましい。また、生産性を高める観点から、第２焼入れ硬化層を形成させるためのオーステナイト化温度を８００〜９００℃と設定し、セメンタイト中のＣｒ濃度を６〜１２重量％とすることがより好ましい。
【００９０】
機械構造用鋼中に良く含有されているＣｒ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ａｌは、いずれも焼入れ性を高める元素であるが、前記Ｃｒと同様にＭｎ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗはセメンタイト中に濃縮し、Ｎｉ，Ｓｉ，Ａｌはセメンタイトから排出される合金元素であって、７００℃でのセメンタイトとフェライトの合金元素Ｍの分配係数αＫＭ（＝セメンタイト中のＭ重量％／フェライト中のＭ重量％）は、αＫＣｒ：２８、αＫＭｎ：１０．５、αＫＶ：９、αＫＭｏ：７．５、αＫＷ：２、αＫＮｉ：０．３４、αＫＣｏ：０．２３、αＫＳｉ＆αＫＡｌ：０であり、また８５０℃でのセメンタイトとオーステナイトの合金元素Ｍの分配係数γＫＭは、γＫＣｒ：７、γＫＭｎ：２．１、γＫＶ：１２、γＫＭｏ：３．８、γＫＣｏ：０．４２、γＫＮｉ：０．２、γＫＳｉ＆γＫＡｌ：０である。したがって、セメンタイトとフェライトの二相領域およびセメンタイトとオーステナイトの二相領域の少なくとも一方の二相領域でセメンタイト中のＣｒ濃度を調整した場合、共存するＭｎ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗはセメンタイトに濃縮するので、セメンタイトを未固溶状態で焼入れ処理するときの焼入れ性は顕著に低下する。さらに、このＣｒ添加による未固溶セメンタイトを分散させることによって、オーステナイトに固溶する炭素の濃度と合金元素濃度を低く調整し、オーステナイト結晶粒を微細化して焼入れ性を炭素鋼よりも低下させることができる。
【００９１】
次に、各元素の添加の意義について個別に説明する。
【００９２】
Ｃｒ：
Ｃｒは、（フェライト＋セメンタイト）二相領域においてセメンタイト中に最も顕著に濃縮し、（オーステナイト＋セメンタイト）二相領域においても前記のようにセメンタイト中に濃縮するとともにセメンタイト中に約３５重量％まで多量に固溶できる元素であって、前述のようにオーステナイト中の炭素との親和力が強いことによって、セメンタイトのオーステナイト相中への固溶を遅らせる作用を顕著に示す元素である。固溶炭素濃度が０．３５〜０．８重量％のマルテンサイト相中に、少なくとも２体積％以上のセメンタイトを分散させるために、０．４〜１．５重量％Ｃを含有する鋼材に対して０．３〜２重量％Ｃｒを添加し、セメンタイト中のＣｒ濃度を３．５〜１２重量％に調整することが好ましいが、前記予加熱による第２焼入れ硬化層を形成させる観点からはセメンタイト中のＣｒ濃度を４〜１２重量％に調整することがより好ましい。
【００９３】
Ｍｎ：
Ｍｎは、硫化物形成元素として顕著に作用するとともにオーステナイト相中に固溶することによって顕著に焼入れ性を高める元素である。また、Ｍｎは、Ｖ，Ｍｏよりも（フェライト＋セメンタイト）二相領域においてセメンタイト中に顕著に濃縮する元素であるが、通常の鋼材添加の範囲においては、オーステナイト状態での特殊炭化物の存在が無く、かつ、オーステナイト中の炭素活量を下げるＭｎの作用がＣｒの約１／２以下で、セメンタイト中へ８重量％程度固溶しても、前記Ｃｒのようなセメンタイトの固溶遅延作用を示さないが、Ｃｒと共存することによって、Ｃｒによるセメンタイトの固溶遅延作用をより促進する作用を示し、また、前記メカニズムによる残留オーステナイト相の生成と焼入れ性の向上に大きく寄与するので、通常の鋼材添加の範囲（０．１〜２．０重量％）で適時調整されることが好ましい。
【００９４】
また、モジュールが４以下の歯部を高周波加熱によって全体加熱する歯車部材（とりわけリングギヤ）においては、加熱後の急冷（焼入れ処理）によってスルーハード化し、焼き割れが発生しやすく、また、焼入れ硬化層に顕著な引張残留応力が発生し、その部材強度に悪い影響を与えることが多い。従って、このスルーハード化することを避ける観点からは、前記従来の高周波焼入れ用炭素鋼や低合金鋼に含有されるＭｎ量が低めに設定された入手性の悪い鋼材を使用することが必要である。本実施の形態においては、前記低炭素濃度なマルテンサイト相を母相とする第２焼入れ硬化層をその深部に形成させることによって前記スルーハード化を避けることができること、また、セメンタイト中にＭｎを濃縮させて、前記ＤＩ値を低減することができるので、鋼材に添加するＭｎの上限添加量を２．０重量％まで高めることができて、鋼材の入手性を改善することができる。また、Ｍｎはオーステナイト相を顕著に安定化する元素であることから、Ｓｉ，Ａｌ等のフェライト相を安定化する合金元素が添加される場合においては、１重量％以上のＭｎを添加することが好ましいことである。さらに、ＭｎはＡ１温度をより低温度化する元素であり、本発明の前記第２焼入れ硬化層を形成させる下限温度を下げる観点からも積極的に添加されることが好ましい。
【００９５】
Ｍｏ、Ｗ：
Ｍｏは、Ｃｒと同様にセメンタイトに濃縮する元素であって、かつ焼入れ性を高めるとともに、焼入れ鋼材の強靭性を高める元素であるので、本実施の形態においても利用されるが、とりわけ、微量のＭｏ添加（０．０５重量％）によってパーライト変態を顕著に遅延化し、マルテンサイトおよびベイナイト組織を得られやすくする作用を示す合金元素であることから、前記歯車部材の歯部芯部にパーライトが析出することを防止する作用がある。また、Ｍｏはセメンタイトへの最大固溶度が２重量％であって、それ以上に添加した場合にはＦｅ３Ｍｏ３Ｃ等の特殊炭化物として析出するので、例えば０．５５重量％Ｃと１．５重量％Ｃを含有する鋼においては、０．４重量％Ｍｏ、０．７重量％Ｍｏ以上の添加によってＦｅ３Ｍｏ３Ｃが析出するので、Ｍｏ上限添加量を０．７重量％とすることが好ましい。このことは先のセメンタイトの固溶機構（３）のＣｒと同様の遅延作用が０．４重量％以上の添加によって発現するので、その経済性を考慮した場合においては０．４重量％以下であることが好ましい。
【００９６】
また、Ｗは、Ｍｏとほぼ同様の作用を示すので、本実施の形態においては（Ｍｏ＋Ｗ）の上限添加量を０．７重量％とする。これは、比重の違いや経済性などを考慮することにより前記Ｍｏ上限添加量を採用するものである。（例えば、Ｍｏの比重はＷの比重の約１／２であり、前記Ｍｏ上限添加量をＷについて換算すると約１．４重量％となるが、これではＭｏに比べてＷが非常に少ない場合、Ｍｏ添加量が多くなりすぎてしまう。）
【００９７】
Ｖ：
Ｖは、セメンタイトに顕著に濃縮する元素であるが、セメンタイトへの最大固溶限度が０．６重量％と極めて小さいことから、０．５５重量％Ｃ、１．５重量％Ｃを含有する鋼においては、０．１２重量％Ｖ、０．２重量％Ｖ以上の添加によってＶ４Ｃ３炭化物が析出し、前記高周波焼入れ処理によってマルテンサイト相中にはＶがほとんど固溶せず、またセメンタイトの固溶速度を顕著に遅滞させる。また、焼入れ性に対するＶの影響は極めて小さいが、歯車転動面の耐摩耗性および耐焼付き性を高めるために、Ｖ４Ｃ３炭化物を析出させることは好ましく、工具鋼のＶ添加量を参考にしてその上限値を２重量％とすることとしたが、機械加工の経済性から、０．２〜１．０重量％とすることがより好ましい。
【００９８】
さらに、Ｖ４Ｃ３炭化物の析出によって焼入れ処理による旧オーステナイト結晶粒の微細化が起こり、強靭性の改善と焼入性の低減に作用することから、Ｖはより積極的に添加されることが好ましい元素である。
【００９９】
なお、高周波焼入れ用炭素鋼を誘導加熱する際には、加熱温度８７５℃で数秒の短時間加熱された場合においても、旧オーステナイト結晶粒がＡＳＴＭ７番にまで粗大化するために、本実施の形態においては０．１〜２重量％のＶを添加し、ＡＳＴＭ９番以上、より好ましくはＡＳＴＭ１０番以上に微細化することが、歯車部材においては耐摩耗性、耐焼付き性、耐面圧強度の向上、焼入性の抑制による小モジュールの高周波一発焼入れの実施を容易にする。
【０１００】
Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ等：
さらに、前記高周波焼入れによる結晶粒の微細化を促進する合金元素として、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒの一種以上が０．０１〜０．５重量％の範囲で添加されることが好ましい。
【０１０１】
Ｂ：
Ｂは、０．０００３〜０．０１重量％が添加されると、パーライト変態が顕著に遅延化されて、焼入性が顕著に高くなり、また、前記表面層からより深部に形成される低炭素濃度のマルテンサイト相を母相とする第２焼入れ硬化層の形成に極めて好ましい元素であって、かつ、Ｍｏと同様にパーライトが析出することを防止するとともに、微量のＭｏと共存することによって、高靭性なベイナイト組織化する作用があるので、本実施の形態の高周波焼入れ処理する鋼材には好ましい元素である。
【０１０２】
Ｓｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｏ：
Ｓｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｏはセメンタイトから排出され、マルテンサイト中に濃縮するが、Ｃｒとは逆に炭素活量を高める合金元素である。とりわけ、Ｓｉはオーステナイト中の炭素の活量を顕著に高める元素であって、前記マルテンサイト相に固溶する炭素の濃度を低減する作用（例えば、△Ｃ＝０．１重量％Ｃ／重量％Ｓｉ）を有することから、結果的には焼入性を高める作用は軽微である。
【０１０３】
また、Ｓｉ，Ａｌは１００〜４００℃の低温側での焼戻し軟化抵抗性を顕著に高める元素であるから、各種歯車やベアリング等の転動部材、耐摩耗部材や耐摩耗摺動部材には積極的に添加されて好ましい合金元素であり、０．０５〜２重量％添加されるが、多量の添加はフェライトを顕著に安定化し、前記Ａｃ１温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の第２焼入れ硬化層を形成させるためのオーステナイト化処理温度がより高温化し、フェライト相が混在しやすくなることから、（Ｓｉ＋Ａｌ）の上限添加量を２．０重量％とした。また、セメンタイト中へのＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等を濃縮させた本実施の形態の高周波焼入れ歯車部材では、転動面のマルテンサイト相の焼戻し軟化抵抗性を改善するＣｒ，Ｍｏ，Ｖの作用が極めて小さいために、（Ｓｉ＋Ａｌ）を０．５重量％以上添加することが好ましい。さらに、ＡｌはＳｉよりもよりフェライト安定化元素であることから、その上限添加量を１．０重量％と設定したが、同時にオーステナイトを安定化するＮｉ、Ｍｎ、Ｃｕを共存するように添加しておくことは好ましい。
【０１０４】
また、Ｎｉは焼入れ性を高める元素であるとともに強靭性を高める元素である。セメンタイト中へＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等を濃縮させた本実施の形態の高周波焼入れ歯車部材では、大型になるほど第２焼入れ硬化層をより深部まで形成させるために焼入れ性を高める必要性があることから、Ｎｉをより積極的に添加することとするが、Ｎｉの上限添加量としては３重量％とするのが好ましい。これは前記高周波焼入れ処理によって形成される残留オーステナイトが形成されすぎることと経済性を考慮して設定したものである。なお、前記Ａｌ、Ｓｉと共存させることによって、より焼戻し軟化抵抗性が高まるとともに、顕著に靭性が改善される。
【０１０５】
Ｃｏは焼入性を低減する合金元素であるが、Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏ等の合金元素のαＫＭを増大させる機能を有し、かつマルテンサイトの焼戻し軟化抵抗性を顕著に改善する有効な元素であるが、極めて高価であることから、本実施の形態においては、３重量％以内で添加されることが好ましい。
【０１０６】
Ｃｕはオーステナイトを安定化するとともに、耐候性を高める元素であることから、素材鍛造時の赤熱脆性の発生しやすさを考慮して、１重量％以下であることが好ましい。
【０１０７】
なお、Ｎ，Ｐ，Ｓ，Ｏはそれぞれ０．０５重量％以下の通常範囲で不純物元素として含有されるが、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ，Ａｌなどの合金元素が添加される場合においては、これらの合金元素を主体とする窒化物を分散させることを考慮して、Ｎ濃度は０．３重量％以下で調整され、また、快削鋼としてＳを添加する場合においては、Ｓ濃度が０．５重量％以下で調整されることが好ましい。
【０１０８】
次に、図８に示される歯部焼入れ後組織の模式図を用いて、本発明の第１の実施の形態について説明する。なお、図８（ａ）（ｂ）は本実施の形態に係る歯車部材の高周波焼入れ後組織の模式図、図８（ｃ）は従来の歯形に沿った高周波焼入れ（輪郭焼入れ）組織の模式図である。
【０１０９】
本実施の形態の歯車部材は、セメンタイト中のＣｒ濃度を３．５〜１２重量％に調整した鋼材を利用し、ビッカース硬さＨｖ６００以上に硬化された、セメンタイトの残留しないマルテンサイト相を母相とする第１焼入れ硬化層１と、Ｈｖ３００〜５００に硬化された第２焼入れ硬化層２とにより構成される。第２焼入れ硬化層２は、マルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を母相とし、焼入れ前組織中のセメンタイトが残留しているものである。また、第２焼入れ硬化層２の深部においては焼入れ前組織３としての（フェライト＋セメンタイト）二相組織部が残留している。
【０１１０】
また、その歯車モジュール（ｍ）に対して前記マルテンサイト相中の炭素濃度と合金元素濃度、および、旧オーステナイト結晶粒度の関係から計算される第２焼入れ硬化層２の焼入れ性（ＤＩ値（ｉｎ．））が、式
ＤＩ≧０．１２×ｍ＋０．２
を満たすようにＤＩ値を制御することによって、ピッチ円位置の歯部中心位置５において、マルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を含有する母相とする第２焼入れ硬化層２が形成されるようにすることが好ましい。
【０１１１】
なお、前記第１焼入れ硬化層１におけるマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度は０．４〜０．８重量％に調整されることが好ましい。また、前記第２焼入れ硬化層２のマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方の中に固溶する炭素の濃度は０．０７〜０．５重量％、好ましくは０．０７〜０．３重量％であり、未固溶のセメンタイトは平均粒径が１μｍ以下の粒状セメンタイトである。また、焼入れ後においては、１００〜３５０℃での適正な焼戻し処理が施されていることが好ましい。
【０１１２】
本実施の形態の歯車装置の製造に際しては、セメンタイトの粒状化処理や焼入れ焼戻し処理によって（フェライト＋セメンタイト）二相領域でセメンタイト中にＣｒを濃縮させた鋼材（鋼材硬さ：Ｈｖ１６０〜２６０）を用い、歯車加工した素材に、図９に示される代表的な熱処理パターンもしくはその原理的類似性を持つ熱処理パターンにしたがった処理がなされる。図９に示される（ａ）型は、歯部の表面層に第１焼入れ硬化層１を形成させるオーステナイト化温度（１）にまで歯形に沿って表面層を加熱した後に冷却させながら、第１焼入れ硬化層１の深部に第２焼入れ硬化層２を形成させるためのオーステナイト化温度（２）により深部まで加熱した後に急冷する方法である。また、（ｂ）型は（ａ）型とは逆に、第２焼入れ硬化層２を形成させるためのオーステナイト化温度（２）により深部まで加熱した後に、歯部の表面層に第１焼入れ硬化層１を形成させるオーステナイト化温度（１）にまで歯形に沿って表面層を急速加熱した後に急冷する方法である。また、（ｃ）型は、（ａ）型に予備加熱工程を設けたものである。このような予備加熱工程を設けることは、歯型に沿っての入熱性を高める上で好ましく、その加熱温度は、Ａｃ１温度以下の温度域であることが好ましい。また、（Ｃ−３）型は、オーステナイト化温度（１）への加熱・冷却後に、別工程でオーステナイト化温度（２）への加熱と急冷処理を施すことによっても、本発明の主旨に沿った熱処理が可能であることを示唆しており、また、オーステナイト化温度（２）への加熱手段が前記誘導加熱にこだわるものでなく、例えば塩浴炉などの加熱手段を用いることができる。
【０１１３】
また、（ａ）型のオーステナイト化温度（１）からオーステナイト化温度（２）への冷却速度を適正にするか、もしくは、（ｄ）型のように第１焼入れ硬化層１と第２焼入れ硬化層２の境界部の硬さ変化をスムーズ化するように３種以上の焼入れ硬化層を形成させることは、浸炭焼入れ歯車の硬化パターンに近づけられることから好ましい。
【０１１４】
なお、オーステナイト化温度（１）は９００〜１１５０℃であり、オーステナイト温度（２）はＡｃ１温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の範囲であることが好ましいことは前述のとおりであるが、本実施の形態において、オーステナイト化温度（１）としては、焼入れ前組織中のセメンタイトのほぼ全量がオーステナイト（残留セメンタイト量：２体積％未満）に固溶する温度が選定される。
【０１１５】
また、歯形の沿った入熱方式としては、前記二周波高周波焼入れや大電力を瞬間的に投入する高周波焼入れ方法が実施できる。
【０１１６】
また、本実施の形態においては、第１焼入れ硬化層１の耐摩耗性と耐焼付き性を改善する観点からＶ４Ｃ３，ＴｉＣ等の特殊炭化物が適量分散されることが好ましい。
【０１１７】
さらに、本実施の形態においては、第１焼入れ硬化層１にセメンタイトがほとんど残留しないようにするために、０．４〜０．８重量％のＣ、０．１〜２重量％のＭｎ、０．３〜２重量％のＣｒを含有し、さらに、０．０５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）、０．０１〜１重量％のＡｌ、３．０重量％以下のＮｉ、０．０１重量％以下のＢ、２重量％以下のＶ、０．７重量％以下の（Ｍｏ＋Ｗ）、０．２重量％以下の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上を含有するのが好ましい。
【０１１８】
また、本実施の形態における歯車部材は、ピッチ円４上の第１焼入れ硬化層１の表面部分の硬さがＨｖ：６００以上で、その硬化層１（Ｈｖ５１３以上）の深さが（０．２〜０．６）×ｍ（モジュール）であり、歯元部の第１焼入れ硬化層１の表面部分の硬さがＨｖ：６００以上で、その硬化層１（Ｈｖ５１３以上）の深さが（０．１５〜０．６）×ｍ（モジュール）であり、第２焼入れ硬化層２の硬さがＨｖ３００〜５００で、ピッチ円中心位置５は第２焼入れ硬化層２に形成されているのが好ましい。
【０１１９】
また、歯元曲げ疲労強度や耐面圧強度、さらに軸部の捩じり強度を改善する観点から、第１焼入れ硬化層１の表面部にショットピーニング等の加工処理を施して、その表面部に５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の大きな圧縮残留応力を付加することが好ましい。
【０１２０】
次に、第２の実施の形態について説明する。
この第２の実施の形態の歯車部材においては、前記第１の実施の形態における第１焼入れ硬化層１中に焼入れ前組織３中に分散させたセメンタイトを２〜１７体積％残留、分散させることによって、歯車のピッチング強度および耐摩耗性を改善した歯車部材を提供するものである。また、第１焼入れ硬化層１の深部において形成させる第２焼入れ硬化層２においても３〜２０体積％のセメンタイトを残留、分散させたものである。この歯車部材は、第１の実施の形態と同様、焼入れ後に１００〜３５０℃の適正な焼戻し処理が施され、ピッチ円４上の第１焼入れ硬化層１の表面部分の硬さがＨｖ：６００以上で、その硬化層１（Ｈｖ５１３以上）の深さが（０．２〜０．６）×ｍ（モジュール）であり、歯元部の第１焼入れ硬化層１の表面部分の硬さがＨｖ：６００以上で、その硬化層１（Ｈｖ５１３以上）の深さが（０．１５〜０．６）×ｍ（モジュール）であり、第２焼入れ硬化層の硬さがＨｖ３００〜５００で、ピッチ円中心位置５は第２焼入れ硬化層２に形成されているのが好ましい。
【０１２１】
また、使用する鋼材としては、０．５５〜１．５重量％のＣ、０．１〜２重量％のＭｎ、０．３〜２重量％のＣｒを含有し、さらに、０．０５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）、０．０１〜１重量％のＡｌ、３．０重量％以下のＮｉ、０．０１重量％以下のＢ、２重量％以下のＶ、０．７重量％以下の（Ｍｏ＋Ｗ）、０．２重量％以下の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上を含有するのが好ましい。
【０１２２】
さらに、第１焼入れ硬化層１中に残留オーステナイトを１０〜５０体積％形成させることによって、靭性を付加するとともに、耐摩耗性、耐焼付き性、耐面圧性を改善することが好ましい。なお、残留オーステナイト量が５０体積％を越えると、焼入れ硬化層に軟化傾向がみられ、耐摩耗性や耐面圧強度が劣化する。
【０１２３】
なお、前記マルテンサイト中に固溶する炭素の濃度と合金元素濃度、および、旧オーステナイト結晶粒度の関係から計算される、第２焼入れ硬化層２の焼入れ性（ＤＩ値（ｉｎ．））が、式
ＤＩ≧０．１２×ｍ＋０．２
を満たすようにＤＩ値を制御することによって、前記ピッチ円上の中心位置５がマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を母相とする第２焼入れ硬化層２に形成されるようにするのが好ましい。
【０１２４】
本実施の形態の歯車部材は、前記第１の実施の形態と同様の熱処理パターンの高周波熱処理によって製造されるが、第１焼入れ硬化層１を形成させるオーステナイト化温度（１）に加熱する状態で２体積％以上のセメンタイトが残留するようにされている。また、前記Ｖ４Ｃ３，ＴｉＣ等の特殊炭化物が適量分散されてよいのは第１の実施の形態と同様である。
【０１２５】
また、図１０（ａ）（ｂ）に示されるような軸部６，７を持つ歯車部材（ピニオンギヤ類）では、トルク伝達する際にかかる捩じり応力や曲げ応力に対して十分な強度を有する必要があるが、前記第１，２の実施の形態に示された方法をそれら軸部６，７の高周波焼入れに適用することによって、より深い焼入れ強化層を形成することができる。このように前記第１、第２の実施の形態の高周波焼入れ方法は、これらの軸付きギヤ部材の高周波焼入れ方法としても好適である。なお、図１０において、符号８，９は歯部、符号１０はスプラインをそれぞれ示す。
【０１２６】
また、歯元曲げ疲労強度や耐面圧強度、さらに軸部の捩じり強度を改善する観点から、第１焼入れ硬化層１の表面部にショットピーニング等の加工処理を施して、その表面部に５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の大きな圧縮残留応力を付加することが好ましい。
【０１２７】
続いて、第３の実施の形態について説明する。
この第３の実施の形態は、前記第１、第２の実施の形態の歯車部材における製造技術を、図１１（ａ）に示されるベアリング部材１１、減速機キャリヤピンのような軸部材１２および歯車部材１３や、図１１（ｂ）に示されるカム１４，１５およびカムシャフト部材１６に適用したものである。
【０１２８】
ここで、歯車、ベアリング、ベアリングケース、シャフト等の高い焼戻し軟化抵抗性が必要とされる高周波焼入れ部材においては、Ｓｉ，Ａｌのうちの一種以上が０．５〜１．５重量％の範囲で含有されているのが好ましい。また、使用条件において滑りを伴う部材においては、Ｖ，Ｔｉのうちの一種以上が０．１〜２．０重量％含有され、Ｖ，Ｔｉを主体とする特殊炭化物がわずかに分散されているのが好ましい。
【０１２９】
本実施の形態においては、焼入れ硬化層のマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度を目的に応じて０．３５〜０．８重量％の範囲に調整したマルテンサイト相中に２〜２０体積％のセメンタイトを分散させることが好ましい。また、１０〜５０体積％の残留オーステナイトを形成させることによって、耐摩耗性、耐焼付き性、耐面圧性の改善を目的とした高周波焼入れ部材を製造することがより好ましい。なお、残留オーステナイト量が５０体積％を越えると、焼入れ硬化層に軟化傾向がみられ、耐摩耗性や耐面圧強度が劣化する。
【０１３０】
滑り時のヒートクラック性を重要視するカム等に適用する場合においては、滑り面における焼入れ硬化層中のマルテンサイト相に固溶する炭素の濃度を０．３５〜０．５５重量％の範囲に調整し、セメンタイトを５〜２０体積％分散させることが好ましく、さらに耐摩耗性と耐焼付き性改善するために、０．１〜２．０重量％のＶを添加してＶ４Ｃ３炭化物をあらかじめ分散させておくことが好ましい。
【０１３１】
また、歯車部材の耐面圧強度、耐摩耗性、耐焼付き性を改善する観点からも、歯面焼入れ硬化層においては０．４〜０．８重量％の炭素が固溶したマルテンサイト母相中に５〜２０体積％のセメンタイトとＶ４Ｃ３、ＴｉＣ等の硬質な特殊炭化物を５体積％未満の範囲で分散させることが好ましい。なお、５体積％以上の特殊炭化物が存在する場合においては、相手材料に対するアタック性が顕著になる危険性がある。
【実施例】
【０１３２】
[実施例１；ピッチング強度（予備試験）]
本実施例では、歯車の歯面における滑りを伴う転動疲労強度を調べるために、図１２に示される試験片を用いてローラピッチング試験を実施し、各種の焼入れ焼戻し炭素鋼および浸炭焼入れ肌焼き鋼のピッチング強度を調べた。表１は本実施例に用いた各種炭素鋼、肌焼き鋼の化学成分を示したものであり、各種鋼材は図１２（ａ）に示される小ローラ試験片１７の形状に加工した後、Ｎｏ．１、２、４は８２０℃で３０分加熱後に水焼入れし１６０℃で３ｈｒ焼戻し処理を施して、試験に供した。また、Ｎｏ．３とＮｏ．４は素材調質処理後に転動面を４０ｋＨｚ、２００ｋＷの高周波電源を用いて９５０℃に加熱した後に焼入れ硬化し、前述と同様の焼戻し処理を施した。さらに、Ｎｏ．５は９３０℃で５ｈｒの浸炭処理（炭素ポテンシャル０．８）を施した後８５０℃に冷却し、８５０℃で３０分保持した後に６０℃の焼入れ油に焼入れ、その後、前述と同様の焼戻し処理を施した。
【０１３３】
【表１】
【０１３４】
なお、Ｎｏ．４の球状化処理したＳＵＪ２を高周波加熱によって８００℃以上の温度域において６℃／ｓｅｃで比較的遅く昇温し、所定の加熱温度で約５秒間保持した後に水焼入れし、その時の焼き入れ層の硬さとＸ線解析によるマルテンサイト相中の炭素濃度と未溶解のセメンタイト量の関係を調査した結果を図１３（ａ），（ｂ），（ｃ）に示した。この結果から明らかにＣｒのセメンタイトへの濃縮（約７．８重量％Ｃｒ）によって、オーステナイトへのセメンタイトの固溶が遅延しており、浸炭焼入れ硬化層と同等な十分な硬さ（Ｈｖ６５０以上）のマルテンサイト（固溶炭素濃度０．３５重量％）を得るためには、少なくとも、９００℃以上に加熱温度を設定することが必要であり、１０００℃に加熱温度を高めた場合においても８体積％のセメンタイトが未固溶状態で残留することがわかる。なお、Ｎｏ．３、Ｎｏ．４の高周波焼入れ温度を９５０〜９８０℃となるように焼入れ処理を施した後１６０℃で３ｈｒ焼戻したところ、残留するセメンタイト量は試験片Ｎｏ．３が２体積％であり、試験片Ｎｏ．４が１０体積％であった。
【０１３５】
図１２（ｂ）に示される大ローラ試験片１８はＮｏ．４のＳＵＪ２材を８２０℃で３０分加熱後に水焼入れし１６０℃で３ｈｒ焼戻したものを使用する。
【０１３６】
ローラピッチング試験は、平行な２つの回転軸を持つ試験機に、小ローラ試験片１７および大ローラ試験片１８を、中心軸２１，２２がその２つの回転軸の中心に一致するように固定し、それぞれの試験面１９，２０を所定の面圧がかかるように接触させ、試験面１９，２０が接触する部分で同じ方向へ進行するように中心軸２１，２２についてそれぞれ所定の回転数で回転させて実施する。ここでは、７０℃の＃３０エンジンオイルで潤滑しながら、回転数を小ローラが１０５０ｒｐｍ、大ローラ（負荷ローラ）が２９２ｒｐｍとして４０％の滑り率を与え、面圧を３７５〜２２０ｋｇｆ／ｍｍ２の種々の条件で与えてローラピッチング試験を実施した。
【０１３７】
図１４は各種面圧でピッチングが発生した繰り返し回数（小ローラ１回転を１回とする）をまとめて示したものであり、横軸をピッチングが発生した繰り返し回数、縦軸をその試験時の面圧としている。まず、基準とする浸炭肌焼き鋼（Ｎｏ．５）における各面圧における最小繰り返し回数をつないだ寿命線を図中に示した。ピッチングが発生した繰り返し回数が１０７回となる時の面圧を転動面疲労強度（ピッチング強度）と定義した場合、そのピッチング強度は約２１０ｋｇｆ／ｍｍ２となることがわかった。また、同様の整理の仕方で検討すると、Ｎｏ．１：１７５ｋｇｆ／ｍｍ２、Ｎｏ．２：２４０ｋｇｆ／ｍｍ２、Ｎｏ．３（高周波焼入れ）：２６０ｋｇｆ／ｍｍ２、Ｎｏ．４：２７０ｋｇｆ／ｍｍ２およびＮｏ．４（高周波焼入れ）：２９０ｋｇｆ／ｍｍ２となり、高周波焼入れによって、セメンタイト粒子を約２体積％、約１０体積％を分散させたＮｏ．３，Ｎｏ．４の転動面疲労強度が顕著に改善されていることがわかる。さらに、浸炭肌焼き鋼はバラツキが多少大きく、この原因が転動面での浸炭時の粒界酸化や不完全焼き入れ層の存在や残留オーステナイト量が多いこと等によるもので、平均的なピッチング発生回数で比較した場合には、Ｎｏ．２のピッチング強度と変わらないことがわかる。
【０１３８】
また、ピッチングを発生した転動面のマルテンサイト相のＸ線半価幅を調査した結果、Ｎｏ．１：３．６〜４．０°、Ｎｏ．２：４〜４．２°、Ｎｏ．３：４．２〜４．４°、Ｎｏ．４：４．３〜４．６°、Ｎｏ．５：４〜４．２°であった。
【０１３９】
さらに、前記熱処理を施したＮｏ．１〜５の試験片を２５０〜３５０℃で各３ｈｒ焼戻した時のＸ線半価幅を調査した結果、前記ピッチング発生転動面の半価幅はほぼ３００℃で焼戻した半価幅と合致し、公知文献（例えば「材料」、第２６巻、２８０号、Ｐ２６）で報告されている各種炭素濃度の炭素鋼の焼戻し硬さと半価幅の関係ともほぼ合致することがわかる。
【０１４０】
また前述の結果から、固溶炭素濃度０．４重量％以上のマルテンサイト母相中にセメンタイト粒子を２体積％以上、好ましくは６体積％以上分散させた焼入れ硬化層が優れた耐面圧強度を有し、ベアリング、ベアリングリテーナ、ベアリングと転動しあうシャフト部および歯車部材へのセメンタイト粒子を残留させる高周波焼入れ方法が好ましいことがわかる。
【０１４１】
[実施例２；高周波加熱条件の確認]
実施例１の図１３（ａ），（ｂ），（ｃ）は、表２中のＮｏ．１鋼材（表１のＮｏ．４のＳＵＪ２相当材）を８１０℃に２ｈｒ加熱し、６００℃まで徐冷するセメンタイトの粒状化処理（徐冷法）を施した後、高周波加熱によって６℃／ｓｅｃの加熱速度で８００〜１０５０℃の各温度に加熱した後に水焼入れし、その焼入れ層硬さとＸ線解析によるマルテンサイト中の炭素濃度およびそれから算出される未固溶セメンタイト量の関係を調査した結果を示したものである。この図から、Ｃｒのセメンタイトへの濃縮（約７．８重量％Ｃｒ）によって、前記転動部材や歯車部材として必要な十分な硬さのマルテンサイトを得るためには、前述のように、少なくとも９００〜１１００℃の範囲に加熱温度を設定することが好ましいこと、その時のマルテンサイト中の炭素濃度が約０．３５〜０．８重量％であり、２〜１０体積％の硬質なセメンタイト粒子が分散していることが必要である。歯車部材などの転動面のピッチング強度を高めるためには、転動面のマルテンサイト中の炭素濃度を０．４〜０．８重量％と設定することがより好ましい。浸炭歯車部材よりもピッチング強度の優れた本実施の形態の歯車部材を製造するに際しては、１００〜３５０℃の低温焼戻し処理後の転動面硬さをＨｖ６５０以上に調整することが好ましいことがわかる。
【０１４２】
【表２】
【０１４３】
また、図１３（ｂ）中の破線は、前記図５に示される関係から求めたマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度を示したものであり、９５０℃以下の実測データと極めてよく一致する。また、これ以上のオーステナイト化温度においては実測されたマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度がより多いことがわかる。これは本実施例の加熱速度が遅く、前記合金拡散律速によるセメンタイトの固溶が進行したことによるものであって、９５０℃以上、好ましくは９００℃以上でオーステナイト化して形成させるマルテンサイト相中の炭素濃度をより正確に制御するためには、Ａｃ１温度またはＡｃ３温度から９００〜１１５０℃の所定のオーステナイト化温度までの昇温時間と冷却開始までの保持時間の総時間が５秒以内であることが好ましく、さらに、前記第１焼入れ硬化層を歯形に沿って形成させるためには、２秒以内で実施されることが好ましいことがわかる。
【０１４４】
さらに、Ｃｒ添加量を低減した表２中のＮｏ．２供試鋼（ＳＵＪ３相当材、セメンタイト中のＣｒ：約６．５重量％）を、前記球状化処理（徐冷法）したものと、８２０℃で１．５ｈｒ保持した後に放冷し、パーライト状セメンタイトと粒状セメンタイトを分散させたものを準備し、通常の高周波加熱速度よりも極めて速い加熱速度１０００℃／ｓｅｃで９００〜１１００℃の各温度に加熱した後に焼き入れた摺動面の組織を調査した。
【０１４５】
図１５は前記球状化処理（徐冷法）したものの１０００℃のオーステナイト化温度から焼き入れた組織を示したものであり、粒状セメンタイトが極めて多量に分散しており、図１６に示されるようにその焼入れ層中における硬さ（１０００℃）は、残留オーステナイトが３０〜４５体積％を含有するにもかかわらず、最大Ｈｖ８８０にまで顕著に硬化されていることがわかる。また、オーステナイト化温度を１１００℃とした場合においても、５０体積％の残留オーステナイトを含有してもＨｖ８３０に硬化し、耐摩耗性に問題なく利用できることがわかる。
【０１４６】
また、図１７は、前記パーライト状セメンタイト（３．９重量％Ｃｒ）と粒状セメンタイトを分散させたものを１０００℃に加熱した後に焼き入れた摺動面の組織を示したものである。この図から明らかに、マルテンサイト母相中にパーライト組織状の板状セメンタイトが分散しており、またその焼入れ硬化層の硬さは、図５の関係から明らかなように、マルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度が顕著に高まり（０．８７重量％Ｃ）、図１５の焼入れ硬化層の硬さ（Ｈｖ８８０）より顕著（Ｈｖ９４０）に硬化していることがわかる。
【０１４７】
また、パーライト前組織を含む表２のＮｏ．２鋼材を使って、パーライト状セメンタイトが分散する加熱速度と加熱温度の関係を調査した結果、加熱速度１５０℃／ｓｅｃ、加熱温度９００℃の焼入れ組織でもパーライト状セメンタイトが分散し、その時の焼入れ硬化層の硬さはＨｖ９４５にまで顕著に硬化することがわかり、少なくとも約４重量％Ｃｒのパーライト状セメンタイトを安定して分散させるためには、８５０℃を加熱温度の下限とした場合には、加熱速度が１００℃／ｓｅｃ以上、９００℃を加熱温度の下限とした場合には、加熱速度が１５０℃／ｓｅｃ以上であることが好ましいことがわかる。
【０１４８】
図１８は、表２のＮｏ．３鋼材を９５０℃×１ｈｒ均質化後油焼入れし、７００℃で２ｈｒ焼戻した後（セメンタイト中のＣｒ濃度９．８重量％）、前述したのと同じ１０００℃と１１００℃に１０００℃／ｓｅｃで高周波加熱・焼入れし、１６０℃で１ｈｒ焼戻した試験片の硬さ分布を示したものである。前記図５を参照すると、１０００℃からの焼入れではマルテンサイトに固溶する炭素の濃度が約０．２３重量％不足して十分に硬化しないが、１１００℃ではマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度が約０．３５重量％に高まり、十分な硬さが得られることがわかる。
【０１４９】
また、実施例１と同様のローラピッチング試験の結果は、１０００℃焼入れ品のピッチング強度が約２００ｋｇｆ／ｍｍ２、１１００℃焼入れ品のピッチング強度が約２４０ｋｇｆ／ｍｍ２（図１４参照）となり、マルテンサイト相中にセメンタイト粒が分散する組織のマルテンサイト相の固溶炭素濃度が０．３５重量％以上、より好ましく０．４重量％以上であることが必要である。
【０１５０】
さらにまた、急速加熱焼入れしたＮｏ．１鋼材（球状化処理ＳＵＪ２）のマルテンサイト相の格子定数測定から求めたマルテンサイト相中の炭素濃度は約０．４８重量％であり、図５のセメンタイト中のＣｒ濃度（７．８重量％）から求まるマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度（０．４６重量％）と良く一致することから、前記急速加熱焼入れによってマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度が精度良く調整できることがわかる。同じことは、Ｎｏ．４の球状化処理したＳＵＪ３（セメンタイト中のＣｒ濃度は約６．５重量％）についても確認され、また、残留オーステナイト相中の炭素濃度が０．９７重量％と求まり、この結果が図４中のセメンタイトのＣｒ濃度と同じ組成のオーステナイト相中の炭素濃度にほぼ等しいことも確認される。このことから、マルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度を調整する高周波誘導加熱条件としては、前記加熱温度：８５０〜１１００℃、加熱速度：１００℃／ｓｅｃ以上が好ましいことがわかる。また、より精度良くその固溶炭素濃度を調整するためには、下限加熱温度を９００℃（ほぼＦｅのＡ３変態温度）として、１５０℃／ｓｅｃ以上、もしくは、９００℃〜１１５０焼入れ温度の間を２秒以内に加熱して、焼入れることがより好ましい。
【０１５１】
また、前記約９５０℃以下の焼入れ温度においては合金元素Ｃｒの拡散が遅いために、加熱速度の影響が小さくなり、穏やかな高周波誘導加熱によってもマルテンサイト相の固溶炭素濃度、未固溶セメンタイトの分散、焼入れ性の抑制、旧オーステナイト結晶粒の微細化の調整が容易に行える。
【０１５２】
したがって、前記第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層を形成させた歯車部材などの転動部材が、Ａｃ１温度またはＡｃ３温度〜９５０℃間の所定のオーステナイト化加熱（２）と９００〜１１５０℃間の所定のオーステナイト化加熱（１）を組み合わせて実施した後に、急冷処理することにより製造されることがわかる。例えば、
タイプＡ:歯形に沿って表面層をオーステナイト化温度（１）にすばやく誘導加熱した後に、誘導電力を落としてオーステナイト化温度（２）に降温させ、急冷するか、もしくは
タイプＢ：歯部内部までオーステナイト化温度（２）に加熱した後に、歯形に沿って表面層をオーステナイト化温度（１）にすばやく誘導加熱して急冷することによって製造することができる。
【０１５３】
なお、前記タイプＡにおいては、オーステナイト化温度（１）からオーステナイト化温度（２）への降温速度を調整することによって、前記第１焼入れ硬化層から第２焼入れ硬化層への中間層中のマルテンサイト相中の炭素濃度がより連続的に調整され、さらに、オーステナイト化温度（２）の深さ方向への温度分布によって第２焼入れ硬化層中のマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方の中の炭素濃度が調整される。
【０１５４】
また、前記タイプＢにおいては、オーステナイト化温度（１）に加熱する際にオーステナイト化温度（２）との中間位置に形成される温度分布によって中間層中に前記マルテンサイト相が形成される。
【０１５５】
また、第１焼入れ硬化層を歯形に沿って形成させるには、誘導電流の浸透深さが浅いフェライトに急速な誘導加熱を施すことが好ましいので、タイプＡとタイプＢの各熱処理方法を比較した場合、タイプＡがより好ましい。さらに、タイプＢのオーステナイト化温度（２）に加熱した後に一旦Ａ１温度以下に冷却し、フェライトを析出させた後に歯形に沿ってオーステナイト化温度（１）にすばやく誘導加熱する方法が考えられるが、この場合には第１焼入れ硬化層の深部に明確な第２焼入れ硬化層が形成されず、第１焼入れ硬化層と素地硬さの境界部において顕著な引張残留応力が発生し、前記面圧強度（スポーリング強度）の低下につながることから、好ましい焼入れ方法ではない。
【０１５６】
またさらに、前記誘導加熱周波数としては、歯底から歯先にわたってほぼ同時加熱できる適正周波数を用いる場合や前記二重周波のように１〜１０ｋＨｚと１００〜１０００ｋＨｚの周波数を用いることができる。
【０１５７】
また、前記製造方法において、オーステナイト化温度（２）の加熱方式としては、前記誘導加熱に限るものではなく、塩浴炉を用いた加熱方式も有用であって、例えば、オーステナイト化温度（１）に急速に誘導加熱した後に、すばやく、塩浴炉浸漬してオーステナイト化温度（２）に加熱するか、もしくは塩浴炉で加熱した後にオーステナイト化温度（１）に表面層をすばやく誘導加熱して利用できる。しかし、誘導加熱方式で一貫して製造する方式が最も生産性の観点から好ましい。
【０１５８】
[実施例３；焼戻し軟化抵抗性の確認]
表３は本実施例で使用した合金組成を示したものであり、熱処理は９５０℃で焼ならし処理後に８１０〜８７０℃で３０分加熱後水冷し、２５０、３００、３５０℃で３ｈｒ焼戻しした試験片のロックウェル硬さＨＲＣを調査し、さらに、これらの硬さに対する各合金元素添加量の影響を解析した。
【０１５９】
【表３】
【０１６０】
なお、予備実験として、０．１〜１．０重量％の炭素と０．３〜０．９重量％のＭｎを含有する炭素鋼についても調査し、前記合金元素の影響の解析のベースデータとした。その結果、
２５０℃では ＨＲＣ＝３４×√Ｃ（重量％）＋２６．５
３００℃では ＨＲＣ＝３６×√Ｃ（重量％）＋２０．９
３５０℃では ＨＲＣ＝３８×√Ｃ（重量％）＋１５．３
の近似式で記述されることがわかった。
【０１６１】
また、これらの炭素鋼の硬さをベースに合金元素の影響を解析した結果、焼戻し軟化抵抗△ＨＲＣは、例えば３００℃で、次式で記述できることがわかった。
△ＨＲＣ＝４．３×Ｓｉ（重量％）＋７．３×Ａｌ（重量％）＋１．２×Ｃｒ（重量％）×（０．４５÷Ｃ（重量％））＋１．５×Ｍｏ（重量％）＋３．１×Ｖ（重量％）
【０１６２】
この結果から、ＡｌはＳｉの１．７倍の焼戻し軟化抵抗性を発現することがわかり、転動面圧強度の改善元素として極めて効果的であることがわかった。
【０１６３】
図１９は、前記解析結果から求まる焼戻し硬さと実測した焼戻し硬さの合致性を示したものであり，そのバラツキ幅がＨＲＣ±１の範囲で精度良く予測できることがわかる。また、実施例１のＳＣＭ４２０（Ｎｏ．５）の浸炭層（０．８重量％炭素）の３００℃焼戻し硬さについても図１９の☆印で示しており、計算値と良く合致していることがわかる。
【０１６４】
[実施例４；高周波焼入れ性の確認]
表４は本実施例で使用する鋼材の合金成分を示したものである。９５０℃で焼ならし処理を施した後に、直径３０ｍｍ長さ１００ｍｍの円柱状試験片に機械加工し、８５０〜９００℃で１ｈｒ加熱した後に水冷したものと、水冷した後に６５０℃で５ｈｒ焼戻し処理を施したものを、３ｋＨｚの高周波加熱設備を使い、１５秒間で８７０℃にほぼ均一加熱状態にした後水冷したものの焼入れ硬化深さを求めた。さらに、表４の化学成分からもとまるＤＩ値１と前記６５０℃の焼戻し処理から計算されるマルテンサイトの化学組成から計算されるＤＩ値２と焼入れ硬化層深さの関係を図２０に示したが、明らかに、高周波焼入れ前組織のセメンタイト中に合金元素を濃縮させることによって高周波焼入れ時の焼入れ性が顕著に低減され、かつ正確に制御されていることがわかる。なお、同図中のＮｏ．Ｐ６がとりわけ、図中の直線性から大きくずれているが、これは、焼入れ前組織中のセメンタイトが約１０体積％未固溶状態で残留し、そのセメンタイト中に多くの合金元素を含有し、かつ、マルテンサイト中の炭素濃度が少なくなることによってＤＩ値２が小さくなるためであり、さらに、結晶粒の微細化による焼入れ性がより低下していることがわかる。
【０１６５】
【表４】
【０１６６】
図２１は、モジュールｍ＝３．２５の歯車を９００℃に全体加熱した後、水スプレー冷却に相当する冷却能（４ｉｎ−１）で冷却した時の歯底（◇印）、ピッチ円上の歯面（□印）、歯元（△印）、歯先（○印）位置での焼入れ硬化深さと鋼材のＤＩ値（ｉｎ）との関係の計算結果を示したものであり、（１）ピッチ円上歯面ではＤＩ＝０．６（ｉｎ）以上においてはスルーハード化する、（２）スルーハード化するまでは、歯元部と歯先部の焼入れ硬化深さは、それぞれピッチ円上の焼入れ硬化深さの約３０％、約２００％以上であって、歯先部およびピッチ円上の焼入れ硬化層深さに対して歯元部の焼入れ硬化深さの浅い特有の焼入れ硬化層分布を持ち、かつ、歯先硬化層深さがモジュールｍ以上により深なるにしたがって、歯先に近い歯面から、歯元部近傍までの歯面に引張り残留応力が発生するが、歯元、歯底部表面においては大きな圧縮残留応力が発生することがわかった。
【０１６７】
また、ピッチ円位置がスルーハード化する鋼材の焼入れ性（ＤＩ値）は、前記計算をモジュールｍが２〜１５（ｍｍ）の歯車について検討した結果から、ほぼ、ＤＩ≧０．１２×ｍ＋０．２の条件を満足することが必要であることがわかった。
【０１６８】
図２２はｍ＝３．５歯車のピッチ円上の位置に２４０ｋｇｆ／ｍｍ２のヘルツ面圧が作用したときのその内部位置における剪断応力とその応力のスポーリング強度に耐えるビッカース硬さ分布（Ｈｖ＝１０．９×剪断応力）を示したものである。また、図２３は同じ歯車の歯元表面に１００ｋｇｆ／ｍｍ２の曲げ応力が作用したときのその内部位置における応力分布とその応力の疲労強度に耐えるビッカース硬さ分布（Ｈｖ＝６×曲げ応力）を参考例として示したものである。これらの図中にはＳＣＭ４２０材の浸炭焼入れ歯車の硬さ分布および球状化処理したＳＵＪ３材（Ｈｖ＝２１０）の歯形に沿って高周波焼入れした歯車部材（図２４参照）の硬さ分布を合わせて示してある。
【０１６９】
まず図２２に基づいてスポーリング強度について検討すると、前記ＳＵＪ３高周波焼入れ歯車は浸炭焼入れ歯車に比べ、その素地（焼入れ前組織）の硬さが低いことによって耐スポーリング強度が弱いことが明らかである。浸炭焼入れ歯車と同等のスポーリング強度を得るためには、（１）その焼入れ硬化層深さを３〜３．５ｍｍ（モジュール相当）まで深くする、（２）素地硬さを例えばＨｖ３５０程度にまで硬くすることが必要であることがわかる。前記のように焼入れ硬化層深さをより深くする場合には、歯面において引張残留応力が発生すること、素地をより硬くする場合には、歯車部材の加工コストの点で経済的でない問題があるので、前記第１焼入れ硬化層の深部に、図中の破線もしくは一点鎖線で示すような硬質な第２焼入れ硬化層を形成させることによって、これらの問題点を解決することが非常に好ましいことがわかる。なお、一点鎖線で示す第２焼入れ硬化層はベイナイトとパーライト組織を主体とし、破線はマルテンサイトおよびベイナイトの少なくとも一方の組織を主体とするものであって、第２焼入れ硬化層が浸炭焼入れ歯車と同様に、マルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方が主体となることがより好ましく、またこの第２焼入れ硬化層が十分に形成されるように、前記第２焼入れ硬化層のＤＩ値がＤＩ≧０．１２×ｍ＋０．２を満足するように調整されることが好ましい。また、より大型の歯車部材においてはセメンタイト中に濃縮しない、Ｓｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｏの添加によって調整されることがより好ましい。
【０１７０】
また、前記ＳＵＪ３の高周波焼入れ歯車では歯面に４０ｋｇｆ／ｍｍ２の圧縮残留応力が発生しているが、焼入れ硬化層と素地部の境界部においては２０〜３０ｋｇｆ／ｍｍ２の引張残留応力が発生するために、スポーリング強度がさらに浸炭焼入れ歯車に比べて低下することが危惧される。第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層を形成させる本実施例の歯車部材においては、この引張り残留応力の発生を低減できることから、よりスポーリング強度を高めることができる。
【０１７１】
また、第１焼入れ硬化層の硬さとその深さは、従来の浸炭焼入れ硬化層の基準（Ｈｖ：６００〜８５０、硬化層深さ：（０．２０〜０．６）×ｍ）に準じて規定されることが好ましい。
【０１７２】
次に、図２３に基づいて歯車部材の歯元曲げ強度について検討すると、前記スポーリング強度で検討した結果とほぼ同じことがあてはまり、第１焼入れ硬化層の硬さとその深さが、前記浸炭焼入れ歯車の焼入れ硬化層の基準（Ｈｖ：６００〜８５０、硬化層深さ：（０．１５〜０．６）×ｍ）で、第２焼入れ硬化層の硬さがＨｖ３００〜５００となることが好ましいことがわかる。
【０１７３】
[実施例５；耐摩耗性の改善]
通常、高周波焼入れした転動部材の耐摩耗性が十分でないことから、本実施例においては、その耐摩耗性に対するセメンタイト分散の影響を前記実施例のローラピッチング試験を用いて評価した。ローラピッチング試験方法は前述のとおりであって、摩耗量は面圧２５０ｋｇｆ／ｍｍ２の条件で２×１０６回の試験後の小ローラの摩耗深さ(μｍ)で評価した。使用した供試鋼は表５に示すとおりであって、高周波焼入れした後、セメンタイト量、残留オーステナイト量および摩耗量を表５に合わせて示したが、明らかにセメンタイトの分散によって顕著に耐摩耗性が改善されていることがわかる。また、Ｎｏ．Ｗ３では粒状セメンタイトよりもパーライト組織状に板状セメンタイトが分散した場合の方が耐摩耗性に優れているが、これは滑りを伴う転動面でのオイルポケットの形成によって潤滑状況が改善されたことによるものであり、この組織形態は歯車部材に限らず、ベアリングなどの転がり部材にも好適であることがわかる。
【０１７４】
【表５】
【図面の簡単な説明】
【０１７５】
【図１】Ｆｅ−Ｃ−Ｍ状態図と等炭素活量線図を使ったγ相へのセメンタイトの固溶機構図。
【図２】合金元素濃度の異なる球状体が無限固体母相中に存在する時の均質化過程を示すグラフ。
【図３】固溶した球状セメンタイト中の合金元素の均質化を示すグラフ。
【図４】Ｆｅ−Ｃ−Ｃｒ三元系等炭素活量線図（ａｔ１０００℃）。
【図５】加熱温度を７５０〜１１５０℃にしたときのセメンタイト中のＣｒ濃度とマルテンサイト相中の固溶炭素濃度の関係を示すグラフ。
【図６】１重量％Ｃｒ鋼中のセメンタイトの固溶条件（１）を示すグラフ。
【図７】１重量％Ｃｒ鋼中のセメンタイトの固溶条件（２）を示すグラフ。
【図８】（ａ），（ｂ）は第１の実施の形態に係る歯車部材の高周波焼入れ後組織の模式図であり、（ｃ）は従来の歯形に沿った高周波焼入れ（輪郭焼入れ）組織の模式図。
【図９】第１の実施の形態における代表的な高周波焼入れパターンを示す図。
【図１０】（ａ），（ｂ）は軸付きギヤ部材の例を示す断面図。
【図１１】（ａ），（ｂ）は歯車部材以外への適用例を示す図。
【図１２】ローラピッチング試験用試験片を示すものであり、（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。
【図１３】（ａ）は高周波加熱温度と焼入れ硬さとの関係を示すグラフであり、（ｂ）は高周波加熱温度とマルテンサイトＣ濃度（６℃／ｓｅｃ）との関係を示すグラフであり、（ｃ）は高周波加熱温度とθ相体積％との関係を示すグラフ。
【図１４】ローラピッチング強度の予備試験結果を示すグラフ。
【図１５】球状化処理Ｎｏ．４材料の急速高周波焼入れ組織を示す写真。
【図１６】（ａ）は加熱温度と焼入れ硬さとの関係を示すグラフであり、（ｂ）は加熱温度と残留オーステナイト量との関係を示すグラフ。
【図１７】パーライト状セメンタイトと粒状セメンタイトを分散させたＮｏ．４試料の急速高周波焼入れ組織を示す写真。
【図１８】Ｎｏ．３鋼材の高周波焼入れ硬さ分布を示すグラフ。
【図１９】焼戻し硬さの実測値と計算値の比較（３００℃）を示すグラフ。
【図２０】ＤＩ値と焼入れ硬化層深さの関係を示すグラフ。
【図２１】モジュール３．２５の歯車の焼入れ深さを示すグラフ。
【図２２】歯車部材の耐スポーリング強度に必要な硬さ分布を示すグラフ。
【図２３】耐歯元曲げ応力の硬さ分布（ｍ＝３．５）を示すグラフ。
【図２４】高周波焼入れ歯車の硬化パターンを示す図。
【図２５】非特許文献１に示された代表的な歯車の高周波焼入れ方式を示す図。
【図２６】歯部二重周波加熱の効果を示す図。
【符号の説明】
【０１７６】
１ 第１焼入れ硬化層
２ 第２焼入れ硬化層
３ 焼入れ前組織
４ ピッチ円
５ ピッチ円中心位置
６，７ 軸部
８，９ 歯部
１０ スプライン
１１ ベアリング部材
１２ 軸部材
１３ 歯車部材
１４，１５ カム
１６ カムシャフト部材
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建設機械などにおいて耐摩耗性、耐面圧強度、高疲労強度が必要とされる歯車部材、ベアリング部材、カムシャフト部材等に使用される転動部材およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
鋼に適用される高周波焼入れ方法は、通常、１〜４００ｋＨｚの周波数の電流によって適用部品の表面層に誘導される電流で加熱した後に冷却して、表面層に硬質なマルテンサイト相を形成させるものであり、極めて汎用的に利用される表面焼入れ技術である。この方法は、歯車、軸物、クランクシャフト、カムシャフト等、摺動性、耐摩耗性、高強度性等の特性を必要とする部品を製造するのに利用されている。
【０００３】
図２５には代表的な歯車の高周波焼入れ方式が示されている（非特許文献１、Ｐ２５８参照）。このうち、生産性の観点からは、（ａ）の全歯一発焼入れが多く実施されている。また、図２６（ａ）（ｂ）に示されるような、歯形に沿った入熱によって焼入れ硬化層を形成する高周波焼入れ方法としては二周波高周波焼入れ方法（非特許文献１、Ｐ２５８参照）や大電力を瞬間的に与えて急速加熱する方法が検討され、利用されている。
【０００４】
【非特許文献１】日本鉄鋼協会編、「鋼の熱処理」、（株）丸善、昭和６０年３月１５日発行
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
前記図２５の（ａ）に示される全歯一発高周波焼入れ方式が施された歯車においては、焼入れ硬化層が歯部全体に及ぶ（スルーハード化する）ことによって、歯面に引張残留応力が顕著に発生し、焼割れや歯の折損の危険性が高く、より高負荷の歯車に利用できないという問題点がある。
【０００６】
また、従来の高周波焼入れ部材においては、０．３２〜０．５５重量％のＣを含有する炭素鋼を主体にした焼入れ技術が利用されている。Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ等の合金元素をさらに含有する低合金鋼においては、高周波焼入れ時の焼割れ性が高まることから、より低炭素濃度の鋼材を用いているために、浸炭焼入れした歯車に比べて表面硬さが十分でなく、例えば耐面圧性、耐摩耗性、耐焼付き性、高強度化に対する要求に十分に応えられないという問題点がある（非特許文献１、Ｐ１１０、表２・３８、表２・３９参照）。
【０００７】
さらに、前記図２６に示されるような歯形に沿った焼入れ硬化層を形成する場合においては、焼入れ硬化層の深部（例えば熱影響部）が焼入れ前組織になっており、その組織は、機械加工に適した軟質な（フェライト＋セメンタイト）組織（通常、ビッカース硬さＨｖ１６０〜２６０）であって、浸炭焼入れ歯車部材の浸炭鋼硬化層の深部における硬さ（Ｈｖ２６０〜５００）に比べて十分な硬さが得られない。このことから、ピッチング強度（耐面圧性）、耐スポーリング性が十分でない問題があり、また、歯部の端面に軟質な素地部が露出していることによって、強度的に問題がある。
【０００８】
また、高周波焼入れ硬化層と素地部との境界部においては顕著な引張り残留応力が発生することから、歯面の耐スポーリング強度が十分でないという問題がある。
【０００９】
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、耐ピッチング強度、耐スポーリング強度、歯元曲げ強度に優れた転動部材およ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】
【００１０】
上記課題を解決するため、本発明に係る転動部材は、少なくともＣ：０．４〜１．５重量％を含有する鋼材を用い、表面層から内部中心に向かって二種以上の焼入れ処理によって形成される硬化層とその内の1種以上の焼入れ処理によって形成される硬化層において２体積％以上のセメンタイトが分散されている組織を有することを特徴とする。
また、本発明に係る転動部材は、表面層に形成され、０．３５〜０．８重量％の濃度で炭素が固溶されたオーステナイト相を急冷して形成されるマルテンサイト相を母相とする第１焼入れ硬化層と、
前記第１焼入れ硬化層より深い層に形成され、第１焼入れ硬化層の母相より固溶炭素濃度が少ないオーステナイト相を急冷して形成される（例えば０．０７〜０．５重量％Ｃ）マルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を含有する母相中に、セメンタイトが２〜２０体積％分散された第２焼入れ硬化層と、
を具備することを特徴とする。
【００１１】
本発明に係る転動部材の製造方法は、０．４〜１．５重量％のＣと２重量％以下のＣｒを含有する鋼材であって、前記鋼材中のセメンタイト中の合金元素の濃度に等しい合金組成のオーステナイトと平衡するセメンタイトの固溶度の炭素活量が、前記鋼材のオーステナイトの炭素活量より低くなるようにセメンタイト中の合金組成を調整した鋼材を用意する工程と、
Ａｃ１温度〜１１５０℃の温度範囲またはＡｃ３温度〜１１５０℃の温度範囲において、二種以上の加熱温度に前記鋼材を表面層から誘導加熱した後に急冷する焼入れ工程と、
を具備することを特徴とする。
【００１２】
また、本発明に係る転動部材の製造方法において、前記鋼材を用意する工程は、０．４〜１．５重量％のＣおよび０．３〜２重量％のＣｒを含有する鋼材を、前記鋼材中のセメンタイト中にＣｒが３．５〜１２重量％含有されるように熱処理する工程を有し、
前記焼入れ工程は、前記鋼材の表面層を９００〜１１５０℃の高温域に加熱することと、前記鋼材における前記表面層より深部をＡｃ１温度〜９５０℃の低温域またはＡｃ３温度〜９５０℃の低温域に加熱することの二種類の誘導加熱を行った後に急冷する工程であることも可能である。
【００１３】
また、本発明に係る転動部材の製造方法において、前記焼入れ工程は、前記鋼材の表面層を９００〜１１５０℃に加熱した後に、その加熱温度より低い温度であってＡｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の範囲の温度に冷却し、前記温度に保持して前記鋼材を前記表面層より深部まで加熱した後に急冷する工程、もしくは、前記鋼材をＡｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の範囲の温度に加熱した後に、前記温度に保持して前記鋼材を表面層より深部まで加熱し、加熱温度より高い温度であって９００〜１１５０℃の温度に前記鋼材の表面層を加熱した後に急冷する工程であることも可能である。
【００１４】
また、本発明に係る転動部材の製造方法において、前記鋼材を用意する工程は、前記鋼材中のセメンタイト中にＣｒが４〜１１重量％含有されるように熱処理する工程を有し、
前記焼入れ工程は、前記鋼材に、Ａｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度で２〜１０００秒間の誘導加熱、および９００〜１１５０℃の範囲で０．１〜５秒間の誘導加熱を行った後に急冷することも可能である。
【発明の効果】
【００１５】
以上説明したように本発明によれば、耐ピッチング強度、耐スポーリング強度、歯元曲げ強度に優れた転動部材およ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形態】
【００１６】
本実施の形態は、表面層から深部に向かって固溶する炭素の濃度が異なるマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を母相とする二種以上の焼入れ硬化層を形成するものである。これによって、耐ピッチング強度、耐スポーリング強度、歯元曲げ強度に優れた歯車部材等の転動部材を提供することができる。
【００１７】
本実施の形態による転動部材は、少なくとも０．４〜１．５重量％のＣと、それぞれ２重量％以下のＣｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗのうち一種以上の合金元素とを含有する鋼材が用いられ、高周波焼入れにて前記鋼材に二種以上の焼入れ処理によって硬化層が形成されたものである。この転動部材は、少なくとも表面層に第１焼入れ硬化層が形成され、この第１焼入れ硬化層より深い層に第２焼入れ硬化層が形成され、前記第１焼入れ硬化層と前記第２焼入れ硬化層との間に中間層が形成され、前記第２焼入れ硬化層が芯部組織、もしくは、前記第２焼入れ硬化層より深い層に焼入れ前組織が残留されてなるものである。前記第１焼入れ硬化層は、０．３５〜０．８重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイトが母相とされる。前記第２焼入れ硬化層の母相は、第１焼入れ硬化層の母相中の炭素濃度よりも少ない炭素濃度からなり、０．０７〜０．４５重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイトおよびベイナイト相の少なくとも一方を含有し、さらに、その第２焼入れ硬化層には未固溶のセメンタイトが２〜２０体積％分散されているものとするが、その母相中の上限炭素濃度を０．３重量％として、マルテンサイト組織が主体となるようにすることがより好ましい。前記中間層は、第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層の中間的硬さを有している。前記焼入れ前組織は、フェライト中にセメンタイトが分散した組織である。
【００１８】
また、本実施の形態においては、前記鋼材にはＣｒが０．３〜２重量％含有され、その鋼材中のセメンタイト中に、少なくともＣｒが３〜１２重量％含有するように濃縮されているのが好ましい。尚、前記鋼材には、０．１〜２重量％のＭｎ、０．０５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）、０．７重量％以下のＭｏ、１．４重量％以下のＷ、２重量％以下のＶ、１重量％以下のＡｌ、３重量％以下のＮｉ、０．０１重量％以下のＢ、１重量％以下の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上が含有されていても良い。
【００１９】
また、前記転動部材には、少なくとも０．５〜１．５重量％Ｃおよび０．５〜２重量％のＣｒを含有する鋼材を用いて、前記第１焼入れ硬化層にはセメンタイトが２〜１７体積％分散され、前記第２焼入れ硬化層にはセメンタイトが４〜２０体積％分散されているのが好適であり、より耐摩耗性を高めるためには、０．７〜１．５重量％Ｃおよび０．７〜２重量％Ｃｒを含有する鋼材を利用し、前記第１焼入れ硬化層には５〜１７体積％のセメンタイトを分散させることがより好ましい。
【００２０】
また、前記第１焼入れ硬化層中には、１０〜５０体積％の残留オーステナイトが分散されているのが好ましい。
【００２１】
さらに、前記第１焼入れ硬化層中には、Ｖ４Ｃ３，ＴｉＣ，ＮｂＣ，ＺｒＣのうち一種以上が分散されているのが好ましい。
【００２２】
また、前記鋼材には０．５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）を含有し、さらに、０．１〜２重量％のＭｎ、０．０５〜０．７重量％のＭｏ、０．２〜１重量％のＶ、０．１〜０．５重量％の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上が含有されているのが好ましい。
【００２３】
本実施の形態の転動部材を歯車部材に適用する場合には、前記歯車部材の歯部ピッチ円位置での前記第１焼入れ硬化層の深さが歯車モジュール（ｍ(ｍｍ)：ピッチ円直径÷歯数）の０．１５〜０．６倍の範囲にあり、この第１焼入れ硬化層より深い層もしくは前記歯車部材の歯部中心位置に、焼入れ前組織よりも硬質なビッカース硬さＨｖ２６０〜５００の前記第２焼入れ処理によって形成される硬化層が形成されているのが好ましい。
【００２４】
また、本実施の形態の転動部材をベアリング部材もしくはカムシャフト部材に適用する場合には、少なくとも部材表面層に前記第１焼入れ硬化層が形成され、この第１焼入れ硬化層より深い層に前記第２焼入れ硬化層が形成されるのが好ましい。
【００２５】
さらに、前記転動部材においては、第１焼入れ硬化層もしくは第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層が１００〜３５０℃の焼戻し処理されているのが好ましい。
【００２６】
さらにまた、前記転動部材においては、第１焼入れ硬化層の表面部にショットピーニングなどの加工処理が施され、前記第１焼入れ硬化層の表面部には５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の圧縮残留応力が付加されているのが好ましい。
【００２７】
次に、本実施の形態による転動部材の製造方法について説明する。
まず、少なくとも０．４〜１．５重量％のＣと、それぞれ２重量％以下のＣｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗのうち一種以上の合金元素を含有する鋼材であって、この鋼材中のセメンタイト中の合金元素の濃度に等しい合金組成のオーステナイトと平衡するセメンタイトの固溶度の炭素活量が、その鋼材のオーステナイトの炭素活量より低くなるようにセメンタイト中の合金組成を調整した鋼材を用意する。次いで、Ａｃ１温度（共析変態温度）〜１１５０℃の温度範囲またはＡｃ３温度〜１１５０℃の温度範囲において、二種以上の加熱温度に前記鋼材を表面層から誘導加熱調整した後に急冷する。これにより、少なくとも前記鋼材の表面層に、０．３５〜０．８重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト母相からなる第１焼入れ硬化層を形成し、その第１の焼入れ硬化層より深い層に０．０７〜０．５重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を含有する母相中に、未固溶のセメンタイトが２〜２０体積％分散された第２焼入れ硬化層を形成することができる。
【００２８】
前記転動部材の製造方法においては、少なくとも０．４〜１．５重量％のＣおよび０．３〜２重量％のＣｒが含有された鋼材を、この鋼材中のセメンタイト中に少なくともＣｒが３．５〜１２重量％含有されるように熱処理する工程をさらに具備しても良い。また、前記鋼材を用いた転動部材の表面層を９００〜１１５０℃の高温域に加熱することと、その高温域に加熱する表面層のより深部をＡｃ１温度（共析変態温度）〜９５０℃の低温域またはＡｃ３温度〜９５０℃の低温域に加熱することの二種以上の急速誘導加熱を行った後に焼入れることを行っても良い。これによって、前記第１焼入れ硬化層および第２焼入れ硬化層の母相中の炭素濃度を調整することができる。
尚、前記鋼材は、０．１〜２重量％のＭｎ、０．０５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）、０．７重量％以下のＭｏ、１．４重量％以下のＷ、２重量％以下のＶ、１重量％以下のＡｌ、３重量％以下のＮｉ、０．０１重量％以下のＢ、１重量％以下の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上を含有するものであっても良い。
【００２９】
ここで、前記二種以上の加熱温度への誘導加熱調整および急冷の詳細について説明する。前記第１焼入れ硬化層を形成するために前記鋼材の表面層を９００〜１１５０℃に急速加熱した後に、前記第２焼入れ硬化層を形成するために前記急速加熱した際の温度より低い温度であってＡｃ１温度（共析変態温度）〜９５０℃の範囲の温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の範囲の温度に冷却し、前記温度に保持して、前記鋼材をより深部まで加熱した後に急冷する方法を採用することも好ましい。もしくは、前記第２焼入れ硬化層を形成するために、前記鋼材をＡｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の範囲の温度に加熱した後に、前記温度に保持して前記鋼材をより深部まで加熱し、次に、前記鋼材の表面層に前記第１焼入れ硬化層を形成するために、前記加熱温度より高い温度であって９００〜１１５０℃の温度に前記鋼材の表面層を加熱した後に急冷する方法を採用することも好ましい。
【００３０】
また、本実施の形態において、前記鋼材には、少なくとも０．５〜１．５重量％のＣおよび０．５〜２重量％のＣｒが含有されており、前記第１焼入れ硬化層にはセメンタイトが２〜１７体積％分散され、前記第２焼入れ硬化層にはセメンタイトが４〜２０体積％分散されているのが好ましいが、耐摩耗性をより高めるためには、０．７〜１．５重量％Ｃおよび０．７〜２重量％Ｃｒを含有する鋼材を利用し、前記第１焼入れ硬化層には５〜１７体積％のセメンタイトを分散させることがより好ましい。
【００３１】
また、本実施の形態において、前記誘導加熱によって焼入れを行う際、Ａｃ１温度またはＡｃ３温度から焼入れ温度Ｔ（℃）に到達するまでの時間ｔ（ｓｅｃ）が、下記式（１）を満足するように調整されるのが好ましい。
ｔ≦（１３５０／（Ｔ＋２７３））２８ ・・・（１）
【００３２】
本実施の形態においては、前記セメンタイト中の合金元素として少なくともＣｒが４〜１１重量％含有されるように熱処理された鋼を、Ａｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度で２〜１０００秒間、および９００〜１１５０℃の範囲の温度で０．１〜５秒間の急速誘導加熱を行った後に焼入れることによって前記第１焼入れ硬化層および第２焼入れ硬化層を形成することも可能である。
【００３３】
さらに、前記第１焼入れ硬化層および第２焼入れ硬化層においては、１００〜３５０℃の焼戻し処理が施されているのが好ましい。
【００３４】
さらにまた、前記第１焼入れ硬化層の表面部においては、ショットピーニング等の加工処理が施され、圧縮残留応力が付与されているのが好ましい。
【００３５】
上記実施の形態によれば、転動部材の表面層から深部に向かって炭素濃度の異なる二種以上のマルテンサイト相を母相とする焼入れ硬化層が形成され、最表面層における第１焼入れ硬化層は、０．３５〜０．８重量％の濃度の炭素が固溶されたマルテンサイトを母相とするビッカース硬さＨｖ５５０以上の最も硬質な焼入れ層とされている。従って、耐面圧強度（耐ピッチング性、耐スポーリング性）、曲げ疲労強度、耐摩耗性等を改善することができる。
また、第１焼入れ硬化層より深部には、０．０７〜０．３重量％の濃度の炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を含有する母相中に、未固溶セメンタイトが２〜２０体積％分散された第２焼入れ硬化層が深く形成されている。従って、従来技術では前記第１焼入れ硬化層との境界部に発生しやすい引張り残留応力を低減させ、素地部強度を改善することができ、スポーリングなどの内部から破壊や捩じり曲げ応力に対する強度改善を図ることができるとともに、第１焼入れ硬化層の機能を十分発現させるための基礎強度の改善を図ることができる。また、前記第１焼入れ硬化層に２〜１７体積％の硬質なセメンタイトを分散させることによって、より優れた耐摩耗性と耐焼付き性の改善を図ることができる。
【００３６】
次に、本発明による転動部材およびその製造方法の具体的な実施の形態について、図面を参照しつつ説明する。
【００３７】
本実施の形態による転動部材においては、少なくともＣを０．４〜１．５重量％含有し、焼入れ前組織中のセメンタイトにＣｒ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｖなどの合金元素を定量的に濃縮させた鋼材を用意し、迅速な加熱に適する誘導加熱法によって、Ａｃ１（共析変態温度）温度〜１１５０℃の温度範囲またはＡｃ３温度〜１１５０℃の温度範囲で二種以上のオーステナイト化加熱温度に前記鋼材を表面層から深部に加熱した後に急速冷却する。これにより、転動部材の転動表面層から深部に向かって炭素濃度の異なる二種以上のマルテンサイト相を母相とする焼入れ硬化層を形成し、これによって機械加工性に優れた軟質な鋼材（通常Ｈｖ１６０〜２６０）よりなる歯車部材に、優れた耐面圧強度（耐ピッチング性、耐スポーリング性）と耐摩耗性、耐焼付き性を付加することができる。
【００３８】
より詳細には、前記鋼材の最表面層における第１焼入れ硬化層を、０．３５〜０．８重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイトを母相とするビッカース硬さＨｖ５５０以上の最も硬質な焼入れ層とする。この第１焼入れ硬化層に前記耐面圧強度、曲げ疲労強度、耐摩耗性等の改善を図る役割を持たせる。また、その第１焼入れ硬化層より深部に、０．０７〜０．３重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方が母相とされ、かつ未固溶のセメンタイトが２〜２０体積％分散された第２焼入れ硬化層を深く形成する。これにより、従来技術では第１焼入れ硬化層との境界部に発生しやすい引張り残留応力の低減に対して、素地部強度を改善でき、その結果、スポーリングなどの内部から破壊や捩じり曲げ応力に対する強度改善を図ることができ、さらには、前記第１焼入れ硬化層の機能を十分に発現させるための基礎強度の改善を図ることができる。
【００３９】
なお、第１焼入れ硬化層の硬さは、従来の歯車部材の転動面層の硬さがビッカース硬さＨｖ５５０以上に調整されることを参考にして決められるので、この第１焼入れ硬化層中のマルテンサイトに固溶する炭素の濃度は０．３５重量％以上であることが好ましく、またその固溶炭素濃度は０．４重量％以上とするのがより好ましい。
【００４０】
また、第１焼入れ硬化層中のマルテンサイトに固溶する炭素の上限濃度は焼入れ時の焼割れ性を考慮して、かつ浸炭焼入れ歯車部材の炭素濃度を参考にして、０．９重量％と設定されるが、０．８重量％とするのがより靭性に富むことから好ましい。
【００４１】
また、第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層との間には、それら各焼入れ硬化層の中間層が形成される。また、強度的な付加の少ない第２焼入れ硬化層より深部においてはフェライト中にセメンタイトが分散した焼入れ前組織が残留しても良い。
【００４２】
また、前記鋼材に添加される合金元素としては、セメンタイトへ顕著に濃縮しやすく、かつ、オーステナイト化されたオーステナイト中の炭素活量を低減する作用（オーステナイト中における炭素と合金元素が引き合う性質）が強いＣｒ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗのうちの一種以上が含有されているのが好ましい。この作用が最も効果的であり、より経済的なＣｒを不可避的な合金元素として利用する鋼材においては、少なくとも０．４〜１．５重量％のＣおよび０．３〜２重量％のＣｒを含有し、さらに、０．１〜２重量％のＭｎ、０．０５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）、０．７重量％以下のＭｏ、２重量％以下のＶ、１重量％以下のＡｌ、３重量％以下のＮｉ、０．０１重量％以下のＢ、１重量％以下の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上を含有し、その鋼材中のセメンタイト中に、少なくともＣｒが３〜１２重量％に濃縮されているものが好ましい。このような鋼材を用いることにより、高周波焼入れ時の誘導加熱温度を調整することによって形成されるマルテンサイト中に固溶する炭素の濃度を調整できるようにしている。
【００４３】
さらに、歯車部材のように滑りを伴う転動部材の転動面においては、セメンタイトのような硬質炭化物を少量分散させることによって、滑り時の局部焼き付き防止のための耐焼付き性と耐摩耗性が改善される。このことから、本実施の形態においては、第１焼入れ硬化層中にセメンタイトを２〜１７体積％分散させ、滑りを伴う転動面における耐摩耗性と耐焼付き性を改善するものとした。また、この際の鋼材としては、セメンタイトの分散量とマルテンサイト相中の炭素濃度を換算して０．５〜１．５重量％のＣ、０．４〜２重量％のＣｒを含有させることが好ましい。また、これと同様の作用を示す硬質な特殊炭化物として、Ｖ４Ｃ３，ＴｉＣ，ＮｂＣ，ＺｒＣなども効果的である。このことから、本実施の形態においては、Ｖが２重量％未満、（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）が０．５重量％未満の範囲で添加されても良いが、より経済的にはＶが０．２〜１重量％、（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）が０．１〜０．５重量％の範囲で添加されることが好ましい。
【００４４】
また、前記セメンタイト粒子や特殊炭化物を残留させることは、誘導加熱によるオーステナイト化状態でのオーステナイト結晶粒と、焼入れで形成されるマルテンサイト葉の微細化に有効である。なお、高周波焼入れ用炭素鋼において、このオーステナイト結晶粒は８７５℃以上では容易にＡＳＴＭＮｏ．７以下に粗大化するのに対して、本実施の形態においてはＡＳＴＭＮｏ．９以上に微細化されている。
【００４５】
さらに、高周波焼入れ部材が歯車部材である場合には、歯面や歯元にかかる応力分布に応じた歯部における硬さ分布が必要とされることから、浸炭焼入れ歯車部材の例を参考にして、本実施の形態においては、歯部ピッチ円位置での第１焼入れ硬化層の深さが歯車モジュールの０．１５〜０．６倍の範囲にあるものとし、第１焼入れ硬化層より深部もしくは歯車部材の歯部中心位置においては、ビッカース硬さＨｖ２６０〜５００の第２焼入れ硬化層が形成されていることとし、第２焼入れ硬化層中のマルテンサイトおよびベイナイト相のいずれか一方を含有する母相中の炭素濃度を０．０７〜０．５重量％に調整することとしたが、前記炭素濃度が０．０７〜０．３重量に調整されたマルテンサイトを主体とする母相がより好ましいこととした。
【００４６】
なお、高面圧下で使用される転動部材においては、その転動面の硬さがより硬質であるほど優れたピッチング強度を示すが、この場合においては、転動面に介入するコンタミネーションや転動部材間の馴染み性不良によるピッチングの発生が問題となり、この問題解決として残留オーステナイトを適量分散させることが有効である。このことから、本実施の形態においては、第１焼入れ硬化層に、残留オーステナイトが１０〜５０体積％分散することが好ましい。なお、残留オーステナイト量の上限値を５０体積％に設定する理由は、この上限値を越えると転動面の硬さが低下し、耐摩耗性が劣化するからである。
【００４７】
また、高面圧、高応力化で使用される歯車部材では、歯元曲げ強度や耐面圧強度、さらに軸部の捩じり強度を改善する観点からは、焼入れ硬化層の表面部にショットピーニングなどの加工処理を施して、その表面部に大きな圧縮残留応力を付加させることが好ましい。従って、本実施の形態の転動部材においてもショットピーニングなどの加工処理が施されることは好ましい。
【００４８】
なお、歯元曲げ疲労強度に対する圧縮残留応力の改善効果は、圧縮残留応力の１／２と推定されていることから、本実施の形態の転動部材においては、５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の圧縮残留応力が付加されることが好ましい。
【００４９】
なお、本実施の形態は、前述のように二種以上の加熱温度による急速な誘導加熱によってオーステナイト相を出現させ、焼入れ前組織中にあらかじめ分散させておいたセメンタイトがオーステナイト中へ固溶する量を正確に調整すると同時に、残留させるセメンタイト（未固溶セメンタイト）を調整することによって、第１焼入れ硬化層および第２焼入れ硬化層を形成するものである。その制御方法を検討した結果、所定のオーステナイト化加熱温度における鋼中のセメンタイトの合金元素濃度に等しい組成のオーステナイト相の炭素活量（オーステナイトへのセメンタイトの固溶度線上における炭素活量（例えば後述する図１中のＫ点））が、その鋼材組成のオーステナイト相の炭素活量（例えば後述する図１中のＨ点）より低くなる時点からセメンタイトの固溶が顕著に遅れ、短時間のオーステナイト化条件では合金元素を含んだセメンタイトのオーステナイトへの固溶度分のセメンタイトが固溶し、その分の炭素が、その固溶度に等しいオーステナイト中の等炭素活量線（例えば後述する図１中のＫ点とＬ点を通る等炭素活量線）上に沿ってオーステナイト中に急速に拡散する。これによって、そのオーステナイト化温度とセメンタイト中の合金元素濃度から焼入れ層におけるマルテンサイト母相中の炭素濃度が正確に決定付けられる。
【００５０】
したがって、本実施の形態では、鋼材中のセメンタイト合金組成をあらかじめ調整した鋼材を用い、その転動面をＡｃ１温度（鋼の共析変態温度）〜１１５０℃の温度範囲またはＡｃ３温度〜１１５０℃の温度範囲の二種の所定の温度でのオーステナイト化条件、例えば、転動表面層を１０００℃に加熱した後に、冷却しながらさらに８００℃で深部にまで誘導加熱する場合のように二種以上の加熱温度でのオーステナイト化を行うことが好ましい。これによって、転動表面層の第１焼入れ硬化層中のマルテンサイトに固溶する炭素の濃度が第２焼入れ硬化層中のマルテンサイトに固溶する炭素の濃度より高濃度となり、より硬質な第１焼入れ硬化層が得られるとともに、その深部においては低炭素で高靭性な第２焼入れ硬化層が形成され、この結果、浸炭焼入れ硬化層に類似の硬度分布をもつ歯車部材を高周波焼入れ法によって製造することができる。
【００５１】
以下において、前記セメンタイトのオーステナイトへの固溶機構（速度）について詳しく検討する。なお、前記セメンタイトの固溶を遅らせることによって、マルテンサイトに固溶する炭素の濃度を調整する（セメンタイトの残留量を調整する）ための合金元素としては、（フェライト＋セメンタイト）および（オーステナイト＋セメンタイト）の少なくとも一方の二相領域での加熱によって、セメンタイト中に顕著に濃縮し、かつ、オーステナイト相中での炭素の活量を低減する作用を有するＣｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗのうち一種以上が添加されることが必要であり、とりわけＣｒの添加が好ましいので、以下においては、ＣｒもしくはＣｒと同様の作用を示す合金元素の添加による制御方法について詳述する。
【００５２】
例えば、７００℃で十分加熱した場合の（フェライト＋セメンタイト）二相領域におけるセメンタイト中のＣｒ濃度は、フェライト中のＣｒ濃度の２８倍に濃縮される（６００℃加熱では約５２倍）。このＣｒもしくはＣｒと類似する合金元素Ｍの濃縮したセメンタイトが急速加熱を伴う焼入れ処理における、加熱中のオーステナイトへ固溶する際のセメンタイトの固溶機構（速度）は、図１に示される加熱温度におけるＦｅ−Ｃ−Ｍ（Ｍ：合金元素）三元系状態図とその図中に示される炭素の等活量線図（等炭素活量線図）の関係から説明することができる。
【００５３】
図１は、炭素との親和力の強いＣｒもしくはＣｒと類似の合金元素（例えば、Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ等）を添加したＦｅ−Ｃ−Ｍ三元系合金の前記誘導加熱温度における状態図を模式的に示したものである。尚、図１中の細線は等炭素活量線である。この図１のＡ点で示す鋼材組成のオーステナイト相（γ相）中の炭素活量と等しい炭素活量は図中のＡ点を通る細線のように、Ｍ元素添加によって炭素活量が低下することから炭素等活量線は右肩上がりに推移し、セメンタイトの固溶度線と交わり、その交点（Ｂ点）と平衡するＭ元素を含有したセメンタイト組成点（Ｃ点）と直線的に結ばれるものである。
【００５４】
図１中のその他の等活量線（細線）は、各炭素活量に応じて計算され、炭素濃度が高くなるほど炭素活量は大きくなるが、Ｆｅ−Ｃ軸（Ｆｅ−Ｃ二元系）での黒鉛の固溶度（Ｄ点）が炭素活量Ａｃ＝１と定義される。
【００５５】
前記図１中に使用する鋼材組成Ａ点における、焼入れ前組織におけるフェライトとセメンタイトの組成はＥ，Ｆ点に与えられ、焼入れ加熱温度に急速に加熱された温度におけるＦ点組成のセメンタイトが合金元素Ｍをその場に残して極めて拡散性の大きい炭素だけが急速にオーステナイト中に固溶する場合のセメンタイト界面と局所平衡するオーステナイト界面組成Ｇ点の炭素活量が鋼材組成のＡ点の炭素活量より大きい。このことから、炭素の化学ポテンシャルの勾配によって急速に拡散し、セメンタイトが固溶した位置と元フェライトであった位置において、まず、図中のＡ，Ｂ点を通る等活量線に沿って炭素が均質化した後に（←、→印）、合金元素が均質化することがわかる。
【００５６】
まず、前述のように合金元素を含有するセメンタイトが急速に固溶していく際の炭素、合金元素の拡散過程を検討するが、この検討は、組成の異なる球状体の単純な拡散過程として近似して扱うことができる。
【００５７】
図２は、合金元素濃度ｃｐ，半径Ｒ０の球状体が合金元素を含まない無限固体母相中に存在する時の均質化過程について半径方向の距離ｒにおける合金元素濃度ｃを計算したものである。この計算結果をオーステナイト相へ固溶していくセメンタイトの炭素と合金元素Ｍの均質化過程に当てはめると、炭素Ｃ，合金元素Ｍがほぼ完全に均質化に要する加熱時間ｔＣ，ｔＭは、その加熱温度による炭素Ｃと合金元素Ｍのオーステナイト相中の拡散係数ＤγＣ，ＤγＭで計算される拡散距離（（ＤγＣ×ｔＣ）１／２、（ＤγＭ×ｔＭ）１／２）と球状セメンタイトの粒子半径Ｒが等しくなる時間から近似的に推測される（図２中の△印）ので、例えば、９００℃では粒子半径０．２μｍのセメンタイトは０．１秒以内で固溶しながらその炭素はほぼ均質化するのに対して、合金元素の均質化には約５０分（２８３５秒）の時間を要することがわかる。また、前記合金元素の拡散距離が粒子半径の１／４の場合（９００℃、１７７秒間の加熱条件）には図２中の◆印で示すように、合金元素はその拡散性が小さいことから、元のセメンタイトの固溶跡周辺に十分限定されて存在することがわかる。
【００５８】
さらに、同じように合金元素の拡散が元のセメンタイト位置に限定される加熱条件（図２中の◆印）に相当する各加熱温度での加熱時間を求め、その結果を図３中の太い実線で示したが、この太い実線範囲内で加熱した後に急冷される場合には、セメンタイトがすばやく固溶した後においても、前記セメンタイトに濃縮した合金元素がすばやく均質化できずにセメンタイト周辺に局在化するため、例えば、鋼の焼入れ性を高めるＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏが固溶したセメンタイト跡に局在化した場合には、この状態からの鋼の焼入れ性が極めて減少されることがわかる。また、セメンタイト粒子半径が０．１μｍに小さくなると、図３中に示されるようにその加熱条件範囲がより狭くなり、焼入れ温度への急速な加熱が必要になる。
【００５９】
なお、粒子半径０．１μｍの不均質１の実線は、 ｔＭ＝（１３５０／（２７３＋Ｔ））２８、粒子半径０．２μｍの不均質２の太い実線は ｔＭ＝（１４１５／（２７３＋Ｔ））２８ で近似的に数式化され、さらに、前記不均質時間ｔＭ（ｓｅｃ）は加熱温度Ｔ(℃)と粒子半径Ｒ（μｍ）を変数として次式によって近似される。
ｔＭ＝（（９８．７９４×Ｌｎ（Ｒ）＋１５７６．６）／（２７３＋Ｔ））２８
【００６０】
また、前述のように、炭素はその拡散性が非常に高く、９００℃では加熱時間が０．１秒でほぼ均質化することから、Ａｃ１またはＡｃ３温度〜１１５０℃の加熱条件範囲では、粒子半径１μｍのセメンタイトであっても、ほぼ２秒間の加熱によって、前記図１のＡ，Ｂ点を通る等炭素活量線に沿ってすばやく拡散し、マルテンサイト母相中に未固溶セメンタイトを残留させる作用がなく、その際のマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度がＥ点の合金組成でのＡ、Ｂ点を通る等炭素活量の炭素濃度で与えられ、この場合の多くはほぼ鋼材の炭素濃度に等しいことがわかる。
【００６１】
さらに、図１にしたがって、セメンタイトの固溶機構を検討すると、鋼中への合金元素添加量がより多く添加され（Ｈ点）、セメンタイト中により多くの合金元素が濃縮する（Ｊ点）場合においては、前記炭素の拡散律速機構でセメンタイトが合金元素Ｍをその場に残して、オーステナイト相に急速に固溶しながらＪ点の合金元素量を含んだオーステナイト中のＫ点に到達し、Ｋ点を通る等炭素活量線に沿って炭素はＬ点濃度まで迅速に拡散するが、Ｋ点は元のＨ点組成の炭素活量より低くなることから、それ以上のセメンタイトの固溶が進行し、セメンタイトが完全に固溶する間にはＫ点からセメンタイトの固溶度線に沿ってのＢ点への合金元素の拡散なしにセメンタイトが固溶出来ないことがわかり、セメンタイトの固溶が合金元素Ｍの拡散に律速されながら顕著に遅くなることがわかる。
【００６２】
したがって、セメンタイトが完全に固溶するための時間は、交点Ｂで示すＭ元素濃度以上にセメンタイト中のＭ元素濃度が大きくなるほど遅くなることは明らかであるが、前記のように炭素が極めて短時間で等炭素活量線に沿って拡散することから、この短時間範囲の加熱後に急冷したマルテンサイト相中の固溶炭素濃度が、前記Ｋ点を通る等炭素活量線上のＬ点の炭素濃度で与えられ、その固溶炭素濃度に等しいセメンタイトが固溶し、鋼材中の炭素濃度と固溶炭素濃度との差に等しい炭素量のセメンタイトを未固溶状態で分散する焼入れ硬化層が得られる。したがって、マルテンサイト中の炭素濃度を調整するには、焼入れ温度（オーステナイト化温度）とその温度におけるＦｅ−Ｃ−Ｍ系状態図のセメンタイト中のＭ濃度（Ｊ点）を管理し、炭素が十分拡散しながら、セメンタイトが残留する加熱条件で高周波焼入れ操作を施せば良い。
【００６３】
また、未固溶状態で分散するセメンタイトの周辺のセメンタイト固溶部位における組成は、ほぼ図中のＫ点組成となり、この部位での合金元素濃度はＬ点、Ｈ点と較べても顕著に高く、炭素濃度も高くなることから、この部位でのマルテンサイト開始温度Ｍｓ点はより低温度化し、未固溶セメンタイト周辺に高靭性で馴染み性に優れた残留オーステナイト相が形成されやすく、このことが強靭性の発現に好ましい。
【００６４】
さらに、図１のマルテンサイト相のＭ合金元素濃度（Ｅ点，Ｉ点）については、（フェライト＋セメンタイト）二相領域で加熱処理した場合の合金元素濃度には次式の関係が成立するので、セメンタイト中の合金元素濃度［Ｍ重量％］をあらかじめ求めておくと、鋼材のＭ元素の添加濃度Ｍ重量％からフェライト中の合金元素濃度＜Ｍ重量％＞を算出することができる。
Ｍ重量％＝（１−ｆ）×＜Ｍ重量％＞＋ｆ×［Ｍ重量％］
ｆ＝Ｃ重量％／６．６７
（ここで、ｆはセメンタイトの分散量（体積％）であり、フェライト中の炭素固溶度が無視され得るほど小さいと近似して求めたものである。）
【００６５】
また、（セメンタイト＋フェライト）の二相組織状態で十分長時間の加熱処理を施した場合における各合金元素のセメンタイト中の合金元素濃度［Ｍ重量％］とフェライト中の合金元素濃度＜Ｍ重量％＞の比（分配係数：αＫＭ）は合金元素に固有で、温度に依存する一定の値を採ることが知られているので、各種合金元素の分配係数を使うことによって、鋼材組成（と分配処理温度）からフェライト中の合金元素濃度を次式から正確に算出することができる。
αＫＭ＝［Ｍ重量％］／＜Ｍ重量％＞
【００６６】
したがって、鋼材に含有されるすべての合金元素についてのフェライト中の合金元素濃度が算出されると、前記焼入れ加熱時のオーステナイト化温度におけるオーステナイト中の炭素濃度が計算されて焼入れ性（ＤＩ値）が計算されることになり、少なくとも図１中の鋼材中のＭ合金濃度（Ａ点、Ｈ点）に相当するＤＩ値に比べ、そのＤＩ値が低減することがわかる。
【００６７】
また、前記セメンタイトがオーステナイト中へ迅速に固溶する場合においても、オーステナイト中の炭素濃度が鋼材炭素濃度にほぼ等しくなるが、セメンタイト固溶跡周辺に合金元素が局在化し、その際のオーステナイト中の合金元素濃度が焼入れ前組織中のフェライトの合金元素濃度に近似されることから、そのＤＩ値が計算され、この場合においても、焼入れ性が顕著に低減することがわかる。
【００６８】
さらに、未固溶セメンタイトを残留させたオーステナイトの焼入れ性を扱う場合には、オーステナイト中の炭素濃度が鋼材炭素濃度に比べて低濃度であることから、そのＤＩ値が元の鋼材のＤＩ値より低減しやすい。
【００６９】
またさらに、本実施の形態のように、セメンタイト中の合金元素濃度を調整した鋼材を使い、二種以上のオーステナイト化温度を選ぶことによって、オーステナイト中の二種類以上の炭素濃度と前記合金元素濃度を調整することによって、前記第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層の焼入れ性を調整することができ、大型歯車においても、歯部のより深部に形成される第２焼入れ硬化層をマルテンサイトもしくはベイナイト相を母相とするための所定のＤＩ値にあらかじめ調整しておくことは重要である。また、このＤＩ値を調整する方法としては、比較的セメンタイトへの濃縮傾向の弱い、Ｍｎ，Ｍｏ，Ｗなどの合金元素を複合添加する方法であってもよいが、後述するように、セメンタイトから排出され、フェライト中に濃縮するＳｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｏを添加して焼入れ性を高めることがより好ましい。
【００７０】
前述のセメンタイトの固溶機構をより具体的に検討するために、図４に示されるＦｅ−Ｃ−Ｃｒ三元系等炭素活量線図（ａｔ１０００℃）を使って１０００℃にすばやく加熱して焼入れ処理を行う高周波焼入れの場合について以下に検討する。
【００７１】
（１）急速にセメンタイトが固溶する場合（セメンタイト中のＣｒ濃度が低い場合）
図４中のＡ点（０．８重量％Ｃ，０．４重量％Ｃｒ）で示す鋼を（セメンタイト＋フェライト）共存領域の７００℃で十分加熱するとＢ点（セメンタイト、２．６重量％Ｃｒ）とＣ点（フェライト、０．０９重量％Ｃｒ）の組成になり、この組成状態で、高周波加熱によってオーステナイト状態になる１０００℃に瞬間的に急速加熱すると、Ｂ点，Ｃ点は矢印の方向に沿ってＡ点に向かって均質化していくことになる。前述のように、Ｂ点のセメンタイト中の合金元素がオーステナイト中をほとんど拡散しない間に炭素がフェライト組成を持っていたオーステナイト（Ｃ点）に図中Ｄ点を経由しながら↑↓印のように急速に拡散し、セメンタイトを固溶した後、Ａ点を通る炭素の等活量線でＣｒの拡散を伴いながら、緩やかにＣｒ元素がＡ点に向かって均質化する。より急速な高周波加熱によるセメンタイトの固溶を達成する時点では、マルテンサイト母相の炭素濃度はほぼＡ点と同じ炭素濃度となって、より高硬度なマルテンサイトが得られることがわかる。また、本実施の形態のマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度が０．８重量％となる時のセメンタイト中のＣｒ濃度がほぼ４．５重量％であり、少なくとも、セメンタイト中のＣｒを４．５重量％以下に制御することによって、未固溶セメンタイトが残留しないことがわかる。また、その時のオーステナイトの焼入れ性（ＤＩ値）はＦｅ−０．８重量％Ｃ−０．０９重量％Ｃｒの合金組成から計算され、鋼材（Ｆｅ−０．８重量％Ｃ−０．４重量％Ｃｒ）のＤＩ値と比べて顕著に低減されることがわかる。
【００７２】
（２）セメンタイトの固溶が大きく遅延される場合１
図４中のＥ点（０．８重量％Ｃ，１重量％Ｃｒ）で示す鋼をフェライトとセメンタイト共存領域の７００℃で十分加熱するとＧ点（フェライト、０．２４重量％Ｃｒ）とＦ点（セメンタイト、６．６１重量％Ｃｒ）の組成になり、前記のように高周波加熱によって１０００℃に瞬間的に加熱した場合には、まず、フェライトはオーステナイト状態になるとともに、前述の例のごとくＦ点のＣｒ濃度が同じＨ点を通る等炭素活量線に沿ってセメンタイトの一部が炭素拡散律速機構で急速に固溶しながら、炭素が拡散することがわかる。この時の炭素が前記等炭素活量線に沿ってオーステナイト相中に拡散する時間は、前記９００℃での粒子半径０．２μｍのセメンタイトの均質化拡散時間が０．１秒程度であること、図３に示される合金元素の不均質化時間を考慮すると、少なくとも９００℃以上の加熱温度においては１秒以内に炭素の均質化が完了し、この状態で冷却した場合のマルテンサイト中の炭素濃度はセメンタイト中のＣｒ濃度によって決められることから、焼入れ後のマルテンサイト相中の炭素濃度は約０．５重量％（７．５体積％のセメンタイトが炭素拡散律速で固溶することに相当する）となり、非常に硬質なマルテンサイト中に約５体積％のセメンタイトが未固溶状態で分散することがわかる。また、この高周波焼入れによるオーステナイトの焼入れ性（ＤＩ値）はＦｅ−０．５重量％Ｃ−０．２４重量％Ｃｒの組成から計算され、均質化した鋼材（Ｆｅ−０．８重量％Ｃ−１．０重量％Ｃｒ）のＤＩ値よりも顕著に低下していることがわかる。
【００７３】
また、後述するＳＵＪ３（セメンタイト中のＣｒ濃度約６．８重量％）を１０００℃／ｓｅｃで１０００℃に急速加熱し、急冷した焼入れ硬化層における残留オーステナイト相中の炭素濃度が０．９７重量％であり、この炭素濃度がＳＵＪ３の１０００℃におけるＨ点組成と良く一致することから、前記炭素拡散律速によるセメンタイトの固溶機構が正しいことがわかる。さらに、後述する図１６に示されるように、１０〜４５体積％の残留オーステナイト相が９００℃から１１００℃の焼入れ温度範囲で形成されることからも、セメンタイトの固溶機構が正しいことがわかる。
【００７４】
図５は、加熱温度を７５０〜１１５０℃にしたときのセメンタイト中のＣｒ濃度とマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度との関係を示したものである。このグラフから、加熱温度を調整することによってもマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度が調整され、その結果として分散されるセメンタイト量が正確に調整されることがわかる。また、例えば歯車部材の転動表面層を一旦１０００℃に短時間加熱した後、８００℃でより深部まで高周波加熱し、その後に焼入れした場合においては、１０００℃での加熱によって決まる高炭素濃度なマルテンサイトを母相とする第１焼入れ硬化層とその深部に８００℃での加熱によって決まる低炭素濃度のマルテンサイトを母相とする第２焼入れ硬化層が形成されることがわかる。
【００７５】
なお、図５の０．１〜０．８重量％Ｃ，０．５〜１５重量％Ｃｒの組成範囲のセメンタイト中のＣｒ濃度ＸＣｒΘ（重量％Ｃｒ）とマルテンサイトの固溶炭素濃度ＸＣＭ（重量％）の関係は、ほぼ次式で記述され、図中の細線で記載される。
ＸＣＭ＝Ａｅｘｐ(Ｂ・ＸＣｒΘ)
Ａ＝０．００４１（Ｔ＋２７３）−３．３８０９
Ｂ＝０．０００１８８（Ｔ＋２７３）−０．４２６
ここで、加熱温度Ｔ℃であり、そのＸＣＭ（重量％）の推定誤差は±０．０５重量％Ｃ程度と考えられる。
【００７６】
また、図５中に示す上部破線枠は、Ａｃ１温度（７２５℃）〜１１５０℃の加熱温度範囲で短時間加熱後に焼入れて得られる第１焼入れ硬化層中のマルテンサイト相の固溶炭素濃度が０．３５〜０．８重量％範囲になる時の、セメンタイト中のＣｒ濃度範囲の関係を示したものであって、前記マルテンサイト相中の炭素濃度を０．３５〜０．８重量％に調整するためのセメンタイト中のＣｒ濃度範囲が約３〜１２．５重量％と読み取れる。さらに、加熱温度を変えて、焼入れ加熱温度をＡｃ１温度〜１１２５℃に調整することによって、マルテンサイト相の固溶炭素濃度が０．０７〜０．３重量％の第２焼入れ硬化層と第１焼入れ硬化層が得られるセメンタイト中のＣｒ濃度３．５〜１２重量％が得られることがわかる。より好ましくは、第２焼入れ硬化層のマルテンサイト炭素濃度範囲を０．０７〜０．２重量％、第１焼入れ硬化層のマルテンサイト炭素濃度範囲を０．４〜０．８重量％に設定した場合においては、セメンタイト中のＣｒ濃度は４〜１１重量％の範囲に設定される。さらに、第２焼入れ硬化層を形成させる温度が高すぎた場合においては、歯車部材の変形、焼割れ感受性を高めることから、その第２焼入れ硬化層の上限加熱温度を９５０℃と設定しておくことが好ましい。また、第１焼入れ硬化層の上限加熱温度を１１００℃と設定する場合には、セメンタイト中の上限Ｃｒ濃度を１０重量％にすることが好ましい。また、第２焼入れ硬化層の下限の加熱温度を７５０℃とする場合においては、セメンタイトのＣｒの下限濃度を４重量％とすることが好ましく、焼入れ作業性を考慮した場合においてはセメンタイトのＣｒ濃度を４〜１０重量％の範囲に設定し、第２焼入れ硬化層の形成に対しては７５０〜９５０℃、第１焼入れ硬化層の形成に対しては９００〜１１００℃の加熱温度を選定することが好ましい。
【００７７】
なおさらに、前記炭素拡散律速のセメンタイトの固溶（約７．５体積％のセメンタイト）が終了した後においては、図４中のＨ点（セメンタイトが固溶する場合のセメンタイトと等炭素活量の関係に有るオーステナイト界面）での炭素活量が元のＥ点の炭素活量よりも低いために、セメンタイト／オーステナイト界面のγ相組成（Ｈ点）がセメンタイトの固溶度線に沿ってＥ点と等活量の関係にあるセメンタイトの固溶度線上のＩ点へＣｒの拡散を伴いながら残り５体積％のセメンタイトが固溶し、かつ、マルテンサイトの固溶炭素濃度が高められることがわかる。
【００７８】
（３）セメンタイトの固溶が大きく遅延される場合２
前記（２）のセメンタイトの炭素拡散律速機構によってマルテンサイト中の固溶炭素濃度が決まることは同じであるが、（２）における残りのセメンタイトが合金元素の拡散によって固溶する機構としては、Ｈ点がセメンタイトと異なるＣｒ７Ｃ３炭化物とγ相が平衡域に位置するが、固溶過程においては、非平衡なセメンタイトとγ相の二相平衡がセメンタイトの固溶過程において成り立つと単純に仮定している。この仮定は、このセメンタイトの固溶過程において、セメンタイト消失前に新たにＣｒ７Ｃ３炭化物が形成されるような複雑な拡散過程を経て、自由エネルギーを必要とする反応が起こらないとの考えに基づくものである。この場合においても、Ｃｒ７Ｃ３炭化物の新たな形成を必要としないセメンタイトの合金拡散律速による固溶機構を検討するものであって、セメンタイト／γ相界面のγ相組成は、すくなくともＣｒ７Ｃ３炭化物が析出しなくても良い（γ相＋セメンタイト＋Ｃｒ７Ｃ３）三相共存領域のＫ点組成になる組成的拘束条件が加わるためにセメンタイトの固溶がより遅延される場合が考えられる。
【００７９】
なお、前記（３）の固溶機構にしたがうと、セメンタイトの顕著な固溶遅延が発生する限界点は、１０００℃の加熱条件ではセメンタイト中のＣｒ濃度が約３．５重量％以上に濃縮する場合であるが、９００℃の加熱では約２．５重量％であるので、例えば、０．４重量％のＣおよび０．３重量％のＣｒを含有する鋼を７００℃で加熱する場合のセメンタイト中の[Ｃｒ濃度]＝αＫＣｒ×鋼中のＣｒ濃度／（１−（鋼中の炭素濃度／６．６７）×（１−αＫＣｒ））は３．２重量％と算出されることから、Ｃｒの下限添加量はほぼ０．３重量％であり、好ましくは０．５重量％以上である。
【００８０】
また、前記炭素拡散律速で未固溶セメンタイトを安定して分散させるために必要なセメンタイト中のＣｒ濃度としては３．５〜１２重量％が適性であり、好ましくは４〜１０重量％であることがわかる。さらに、１．５重量％Ｃを含有する鋼におけるＣｒ添加量が約３重量％となるが、経済性を考慮してその上限添加量を２重量％とすることが好ましい。図５を参考にして、少なくともＣｒが３．５〜１２重量％含有されたセメンタイトを含有する鋼材を、７５０〜１１５０℃の温度範囲において、二種以上のオーステナイト化加熱温度にその転動表面層から誘導加熱によって急速加熱後に焼入れることによって、表面層から深部に向かって、二種以上のマルテンサイト相が母相となる焼入れ硬化層を形成することができる。また、隣接する焼入れ硬化層間には遷移的な中間層が形成される。
【００８１】
図６は、前記（２）、図７は前記（３）の固溶モデルに従って、Ｃｒ添加量を１重量％Ｃｒとして、炭素添加量を０．４重量％Ｃ、０．８重量％Ｃ、１．０重量％Ｃと変えて、７００℃で十分加熱してセメンタイト中のＣｒ濃度を１１重量％、７、５重量％に調整した鋼を各焼入れ温度で加熱した時の、粒子径０．４μｍのセメンタイトが完全に固溶する加熱時間を計算によって求めた結果とＳＵＪ２（加熱速度：６℃／ｓｅｃ）とＳＵＪ３（加熱速度：１５０℃／ｓｅｃ、１０００℃／ｓｅｃ）の加熱実験結果を示したものである。図中の矢印は多量のセメンタイトが残留し、固溶させるためにはより長時間加熱が必要であることを示したものである。
【００８２】
まず、図６と図７の計算結果を比較すると、全般的に図６の機構によるセメンタイトの固溶速度の方が幾分速く、１５０℃／ｓｅｃ以下の加熱速度での実験結果とも良く一致していることがわかる。図６の計算結果では１０５０℃での加熱によっては、セメンタイト中のＣｒ濃度が約１０重量％以上でない場合には，セメンタイトが急速に固溶する結果となるのに対して、例えば１秒で１１００℃に加熱したＳＵＪ３においては、顕著にセメンタイトが残留しており、図７の計算結果と良く一致しており、少なくとも１５０℃／ｓｅｃ以上の急速加熱条件においては図７（モデル（３））の固溶機構を採ることがわかり、このような急速加熱を前提とした高周波焼入れ法においては、よりセメンタイトが残留しやすいことがわかる。
【００８３】
したがって、前記結果より、マルテンサイト中に固溶する炭素の濃度を調整し、マルテンサイト中にセメンタイトを残留させるための適正な加熱条件（加熱時間、加熱温度）としては、図７中の実線（ｔ（ｓｅｃ）＝（１４００／（Ｔ（℃）＋２７３））２８）で記述した時間内の急速加熱処理（８５０〜１１００℃の温度範囲）を施すこととした。前記炭素が拡散律速でオーステナイト中へ拡散する速さと較べると、その上限の加熱時間は十分長すぎることがわかり、図７中の破線で示した加熱時間ｔ（ｓｅｃ）＝（１３６０／（Ｔ（℃）＋２７３））２８以内の条件で焼入れ処理することによっても、マルテンサイト中の固溶炭素濃度とセメンタイト量を正確に調整することができる。
【００８４】
さらに、図７の結果から、前記第１焼入れ硬化層を形成するために、例えば歯車部材の歯形に沿って入熱する場合においては、表面層をＡｃ１温度またはＡｃ３温度から９００〜１１００℃の所定のオーステナイト化温度に急速加熱する際の加熱時間は２秒以内が好ましく、第２焼入れ硬化層を第１焼入れ硬化層のより深部まで形成するための、Ａｃ１温度またはＡｃ３温度〜９５０℃への加熱時間は２〜１０００秒間が好ましい。
【００８５】
また、１５０℃／ｓｅｃ以上の急速加熱を実施する場合においては、焼入れ前組織のフェライトがマッシブ的な逆変態（フェライト→オーステナイト相への変態）によって急速にオーステナイト化させる必要性から、焼入れ温度をＡ３温度（約９００℃）以上に設定しておくことが好ましく、第１焼入れ硬化層を形成させるためのオーステナイト化加熱温度を９００〜１１５０℃と設定することとした。
【００８６】
実際の熱処理工程における加熱時間は、Ａｃ１またはＡｃ３温度から焼入れ温度までの昇温時間と冷却開始までの保持時間の合計時間に合金元素が拡散した距離がｔ（ｓｅｃ）＝（１４００／（Ｔ（℃）＋２７３））２８、もしくはｔ（ｓｅｃ）＝（１３６０／（Ｔ（℃）＋２７３））２８で与えられる加熱時間の合金元素の拡散距離内に入るように管理されるべきであるが、前述のように簡略化することができる。
【００８７】
また、図６および図７の結果および先の図３で示した不均質な拡散時間の結果（粒子半径０．２μｍのセメンタイトが固溶した場合）から、例えば９５０℃：１０秒、８５０℃：１００秒、７５０℃：１０００秒の長時間加熱を施した場合においても、セメンタイトが十分残留し、顕著な不均質化が持続される。図５の結果を参考にして、例えばＳＵＪ２のセメンタイト中のＣｒ濃度を８．５重量％に調整した鋼材を８５０℃で１００秒間、表面層から十分深い位置まで加熱した後に、さらに、表面層を１１００℃まで1秒間で加熱した後に焼入れした場合や逆に表面層を１１００℃加熱した後に冷却しながら８００℃で加熱した後に焼入れした場合においては、炭素濃度が約０．５５重量％のマルテンサイト相中に７体積％のセメンタイトが分散した第１焼入れ硬化層と、さらに、その深部に炭素濃度が約０．２重量％のマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方の中に１２体積％のセメンタイトが分散した第２焼入れ硬化層が形成され、さらに第２焼入れ硬化層の深部に焼入れ前組織が存在する高周波焼入れ部材を製造することができる。
【００８８】
このような二種のオーステナイト化温度での加熱を焼入れ部材の表面からの深さを変えることによって得られる転動部材としては、前記歯車部材だけでなく、軸部を持つ歯車部材やベアリングなどの転動部材、さらにはカム、カムシャフト等の転動部材があり、耐面圧性、耐スポーリング性、捩じりおよび曲げ応力に対する強化のために好ましい。なお、前記オーステナイト化温度としては二種以上であっても良い。
【００８９】
なお、前記第２焼入れ硬化層のマルテンサイト相中の炭素濃度としては、浸炭歯車部材の例を参照して０．１〜０．３重量％が好ましいが、０．１〜０．２５重量％がより好ましい。また、生産性を高める観点から、第２焼入れ硬化層を形成させるためのオーステナイト化温度を８００〜９００℃と設定し、セメンタイト中のＣｒ濃度を６〜１２重量％とすることがより好ましい。
【００９０】
機械構造用鋼中に良く含有されているＣｒ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ａｌは、いずれも焼入れ性を高める元素であるが、前記Ｃｒと同様にＭｎ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗはセメンタイト中に濃縮し、Ｎｉ，Ｓｉ，Ａｌはセメンタイトから排出される合金元素であって、７００℃でのセメンタイトとフェライトの合金元素Ｍの分配係数αＫＭ（＝セメンタイト中のＭ重量％／フェライト中のＭ重量％）は、αＫＣｒ：２８、αＫＭｎ：１０．５、αＫＶ：９、αＫＭｏ：７．５、αＫＷ：２、αＫＮｉ：０．３４、αＫＣｏ：０．２３、αＫＳｉ＆αＫＡｌ：０であり、また８５０℃でのセメンタイトとオーステナイトの合金元素Ｍの分配係数γＫＭは、γＫＣｒ：７、γＫＭｎ：２．１、γＫＶ：１２、γＫＭｏ：３．８、γＫＣｏ：０．４２、γＫＮｉ：０．２、γＫＳｉ＆γＫＡｌ：０である。したがって、セメンタイトとフェライトの二相領域およびセメンタイトとオーステナイトの二相領域の少なくとも一方の二相領域でセメンタイト中のＣｒ濃度を調整した場合、共存するＭｎ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗはセメンタイトに濃縮するので、セメンタイトを未固溶状態で焼入れ処理するときの焼入れ性は顕著に低下する。さらに、このＣｒ添加による未固溶セメンタイトを分散させることによって、オーステナイトに固溶する炭素の濃度と合金元素濃度を低く調整し、オーステナイト結晶粒を微細化して焼入れ性を炭素鋼よりも低下させることができる。
【００９１】
次に、各元素の添加の意義について個別に説明する。
【００９２】
Ｃｒ：
Ｃｒは、（フェライト＋セメンタイト）二相領域においてセメンタイト中に最も顕著に濃縮し、（オーステナイト＋セメンタイト）二相領域においても前記のようにセメンタイト中に濃縮するとともにセメンタイト中に約３５重量％まで多量に固溶できる元素であって、前述のようにオーステナイト中の炭素との親和力が強いことによって、セメンタイトのオーステナイト相中への固溶を遅らせる作用を顕著に示す元素である。固溶炭素濃度が０．３５〜０．８重量％のマルテンサイト相中に、少なくとも２体積％以上のセメンタイトを分散させるために、０．４〜１．５重量％Ｃを含有する鋼材に対して０．３〜２重量％Ｃｒを添加し、セメンタイト中のＣｒ濃度を３．５〜１２重量％に調整することが好ましいが、前記予加熱による第２焼入れ硬化層を形成させる観点からはセメンタイト中のＣｒ濃度を４〜１２重量％に調整することがより好ましい。
【００９３】
Ｍｎ：
Ｍｎは、硫化物形成元素として顕著に作用するとともにオーステナイト相中に固溶することによって顕著に焼入れ性を高める元素である。また、Ｍｎは、Ｖ，Ｍｏよりも（フェライト＋セメンタイト）二相領域においてセメンタイト中に顕著に濃縮する元素であるが、通常の鋼材添加の範囲においては、オーステナイト状態での特殊炭化物の存在が無く、かつ、オーステナイト中の炭素活量を下げるＭｎの作用がＣｒの約１／２以下で、セメンタイト中へ８重量％程度固溶しても、前記Ｃｒのようなセメンタイトの固溶遅延作用を示さないが、Ｃｒと共存することによって、Ｃｒによるセメンタイトの固溶遅延作用をより促進する作用を示し、また、前記メカニズムによる残留オーステナイト相の生成と焼入れ性の向上に大きく寄与するので、通常の鋼材添加の範囲（０．１〜２．０重量％）で適時調整されることが好ましい。
【００９４】
また、モジュールが４以下の歯部を高周波加熱によって全体加熱する歯車部材（とりわけリングギヤ）においては、加熱後の急冷（焼入れ処理）によってスルーハード化し、焼き割れが発生しやすく、また、焼入れ硬化層に顕著な引張残留応力が発生し、その部材強度に悪い影響を与えることが多い。従って、このスルーハード化することを避ける観点からは、前記従来の高周波焼入れ用炭素鋼や低合金鋼に含有されるＭｎ量が低めに設定された入手性の悪い鋼材を使用することが必要である。本実施の形態においては、前記低炭素濃度なマルテンサイト相を母相とする第２焼入れ硬化層をその深部に形成させることによって前記スルーハード化を避けることができること、また、セメンタイト中にＭｎを濃縮させて、前記ＤＩ値を低減することができるので、鋼材に添加するＭｎの上限添加量を２．０重量％まで高めることができて、鋼材の入手性を改善することができる。また、Ｍｎはオーステナイト相を顕著に安定化する元素であることから、Ｓｉ，Ａｌ等のフェライト相を安定化する合金元素が添加される場合においては、１重量％以上のＭｎを添加することが好ましいことである。さらに、ＭｎはＡ１温度をより低温度化する元素であり、本発明の前記第２焼入れ硬化層を形成させる下限温度を下げる観点からも積極的に添加されることが好ましい。
【００９５】
Ｍｏ、Ｗ：
Ｍｏは、Ｃｒと同様にセメンタイトに濃縮する元素であって、かつ焼入れ性を高めるとともに、焼入れ鋼材の強靭性を高める元素であるので、本実施の形態においても利用されるが、とりわけ、微量のＭｏ添加（０．０５重量％）によってパーライト変態を顕著に遅延化し、マルテンサイトおよびベイナイト組織を得られやすくする作用を示す合金元素であることから、前記歯車部材の歯部芯部にパーライトが析出することを防止する作用がある。また、Ｍｏはセメンタイトへの最大固溶度が２重量％であって、それ以上に添加した場合にはＦｅ３Ｍｏ３Ｃ等の特殊炭化物として析出するので、例えば０．５５重量％Ｃと１．５重量％Ｃを含有する鋼においては、０．４重量％Ｍｏ、０．７重量％Ｍｏ以上の添加によってＦｅ３Ｍｏ３Ｃが析出するので、Ｍｏ上限添加量を０．７重量％とすることが好ましい。このことは先のセメンタイトの固溶機構（３）のＣｒと同様の遅延作用が０．４重量％以上の添加によって発現するので、その経済性を考慮した場合においては０．４重量％以下であることが好ましい。
【００９６】
また、Ｗは、Ｍｏとほぼ同様の作用を示すので、本実施の形態においては（Ｍｏ＋Ｗ）の上限添加量を０．７重量％とする。これは、比重の違いや経済性などを考慮することにより前記Ｍｏ上限添加量を採用するものである。（例えば、Ｍｏの比重はＷの比重の約１／２であり、前記Ｍｏ上限添加量をＷについて換算すると約１．４重量％となるが、これではＭｏに比べてＷが非常に少ない場合、Ｍｏ添加量が多くなりすぎてしまう。）
【００９７】
Ｖ：
Ｖは、セメンタイトに顕著に濃縮する元素であるが、セメンタイトへの最大固溶限度が０．６重量％と極めて小さいことから、０．５５重量％Ｃ、１．５重量％Ｃを含有する鋼においては、０．１２重量％Ｖ、０．２重量％Ｖ以上の添加によってＶ４Ｃ３炭化物が析出し、前記高周波焼入れ処理によってマルテンサイト相中にはＶがほとんど固溶せず、またセメンタイトの固溶速度を顕著に遅滞させる。また、焼入れ性に対するＶの影響は極めて小さいが、歯車転動面の耐摩耗性および耐焼付き性を高めるために、Ｖ４Ｃ３炭化物を析出させることは好ましく、工具鋼のＶ添加量を参考にしてその上限値を２重量％とすることとしたが、機械加工の経済性から、０．２〜１．０重量％とすることがより好ましい。
【００９８】
さらに、Ｖ４Ｃ３炭化物の析出によって焼入れ処理による旧オーステナイト結晶粒の微細化が起こり、強靭性の改善と焼入性の低減に作用することから、Ｖはより積極的に添加されることが好ましい元素である。
【００９９】
なお、高周波焼入れ用炭素鋼を誘導加熱する際には、加熱温度８７５℃で数秒の短時間加熱された場合においても、旧オーステナイト結晶粒がＡＳＴＭ７番にまで粗大化するために、本実施の形態においては０．１〜２重量％のＶを添加し、ＡＳＴＭ９番以上、より好ましくはＡＳＴＭ１０番以上に微細化することが、歯車部材においては耐摩耗性、耐焼付き性、耐面圧強度の向上、焼入性の抑制による小モジュールの高周波一発焼入れの実施を容易にする。
【０１００】
Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ等：
さらに、前記高周波焼入れによる結晶粒の微細化を促進する合金元素として、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒの一種以上が０．０１〜０．５重量％の範囲で添加されることが好ましい。
【０１０１】
Ｂ：
Ｂは、０．０００３〜０．０１重量％が添加されると、パーライト変態が顕著に遅延化されて、焼入性が顕著に高くなり、また、前記表面層からより深部に形成される低炭素濃度のマルテンサイト相を母相とする第２焼入れ硬化層の形成に極めて好ましい元素であって、かつ、Ｍｏと同様にパーライトが析出することを防止するとともに、微量のＭｏと共存することによって、高靭性なベイナイト組織化する作用があるので、本実施の形態の高周波焼入れ処理する鋼材には好ましい元素である。
【０１０２】
Ｓｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｏ：
Ｓｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｏはセメンタイトから排出され、マルテンサイト中に濃縮するが、Ｃｒとは逆に炭素活量を高める合金元素である。とりわけ、Ｓｉはオーステナイト中の炭素の活量を顕著に高める元素であって、前記マルテンサイト相に固溶する炭素の濃度を低減する作用（例えば、△Ｃ＝０．１重量％Ｃ／重量％Ｓｉ）を有することから、結果的には焼入性を高める作用は軽微である。
【０１０３】
また、Ｓｉ，Ａｌは１００〜４００℃の低温側での焼戻し軟化抵抗性を顕著に高める元素であるから、各種歯車やベアリング等の転動部材、耐摩耗部材や耐摩耗摺動部材には積極的に添加されて好ましい合金元素であり、０．０５〜２重量％添加されるが、多量の添加はフェライトを顕著に安定化し、前記Ａｃ１温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の第２焼入れ硬化層を形成させるためのオーステナイト化処理温度がより高温化し、フェライト相が混在しやすくなることから、（Ｓｉ＋Ａｌ）の上限添加量を２．０重量％とした。また、セメンタイト中へのＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等を濃縮させた本実施の形態の高周波焼入れ歯車部材では、転動面のマルテンサイト相の焼戻し軟化抵抗性を改善するＣｒ，Ｍｏ，Ｖの作用が極めて小さいために、（Ｓｉ＋Ａｌ）を０．５重量％以上添加することが好ましい。さらに、ＡｌはＳｉよりもよりフェライト安定化元素であることから、その上限添加量を１．０重量％と設定したが、同時にオーステナイトを安定化するＮｉ、Ｍｎ、Ｃｕを共存するように添加しておくことは好ましい。
【０１０４】
また、Ｎｉは焼入れ性を高める元素であるとともに強靭性を高める元素である。セメンタイト中へＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等を濃縮させた本実施の形態の高周波焼入れ歯車部材では、大型になるほど第２焼入れ硬化層をより深部まで形成させるために焼入れ性を高める必要性があることから、Ｎｉをより積極的に添加することとするが、Ｎｉの上限添加量としては３重量％とするのが好ましい。これは前記高周波焼入れ処理によって形成される残留オーステナイトが形成されすぎることと経済性を考慮して設定したものである。なお、前記Ａｌ、Ｓｉと共存させることによって、より焼戻し軟化抵抗性が高まるとともに、顕著に靭性が改善される。
【０１０５】
Ｃｏは焼入性を低減する合金元素であるが、Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏ等の合金元素のαＫＭを増大させる機能を有し、かつマルテンサイトの焼戻し軟化抵抗性を顕著に改善する有効な元素であるが、極めて高価であることから、本実施の形態においては、３重量％以内で添加されることが好ましい。
【０１０６】
Ｃｕはオーステナイトを安定化するとともに、耐候性を高める元素であることから、素材鍛造時の赤熱脆性の発生しやすさを考慮して、１重量％以下であることが好ましい。
【０１０７】
なお、Ｎ，Ｐ，Ｓ，Ｏはそれぞれ０．０５重量％以下の通常範囲で不純物元素として含有されるが、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ，Ａｌなどの合金元素が添加される場合においては、これらの合金元素を主体とする窒化物を分散させることを考慮して、Ｎ濃度は０．３重量％以下で調整され、また、快削鋼としてＳを添加する場合においては、Ｓ濃度が０．５重量％以下で調整されることが好ましい。
【０１０８】
次に、図８に示される歯部焼入れ後組織の模式図を用いて、本発明の第１の実施の形態について説明する。なお、図８（ａ）（ｂ）は本実施の形態に係る歯車部材の高周波焼入れ後組織の模式図、図８（ｃ）は従来の歯形に沿った高周波焼入れ（輪郭焼入れ）組織の模式図である。
【０１０９】
本実施の形態の歯車部材は、セメンタイト中のＣｒ濃度を３．５〜１２重量％に調整した鋼材を利用し、ビッカース硬さＨｖ６００以上に硬化された、セメンタイトの残留しないマルテンサイト相を母相とする第１焼入れ硬化層１と、Ｈｖ３００〜５００に硬化された第２焼入れ硬化層２とにより構成される。第２焼入れ硬化層２は、マルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を母相とし、焼入れ前組織中のセメンタイトが残留しているものである。また、第２焼入れ硬化層２の深部においては焼入れ前組織３としての（フェライト＋セメンタイト）二相組織部が残留している。
【０１１０】
また、その歯車モジュール（ｍ）に対して前記マルテンサイト相中の炭素濃度と合金元素濃度、および、旧オーステナイト結晶粒度の関係から計算される第２焼入れ硬化層２の焼入れ性（ＤＩ値（ｉｎ．））が、式
ＤＩ≧０．１２×ｍ＋０．２
を満たすようにＤＩ値を制御することによって、ピッチ円位置の歯部中心位置５において、マルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を含有する母相とする第２焼入れ硬化層２が形成されるようにすることが好ましい。
【０１１１】
なお、前記第１焼入れ硬化層１におけるマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度は０．４〜０．８重量％に調整されることが好ましい。また、前記第２焼入れ硬化層２のマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方の中に固溶する炭素の濃度は０．０７〜０．５重量％、好ましくは０．０７〜０．３重量％であり、未固溶のセメンタイトは平均粒径が１μｍ以下の粒状セメンタイトである。また、焼入れ後においては、１００〜３５０℃での適正な焼戻し処理が施されていることが好ましい。
【０１１２】
本実施の形態の歯車装置の製造に際しては、セメンタイトの粒状化処理や焼入れ焼戻し処理によって（フェライト＋セメンタイト）二相領域でセメンタイト中にＣｒを濃縮させた鋼材（鋼材硬さ：Ｈｖ１６０〜２６０）を用い、歯車加工した素材に、図９に示される代表的な熱処理パターンもしくはその原理的類似性を持つ熱処理パターンにしたがった処理がなされる。図９に示される（ａ）型は、歯部の表面層に第１焼入れ硬化層１を形成させるオーステナイト化温度（１）にまで歯形に沿って表面層を加熱した後に冷却させながら、第１焼入れ硬化層１の深部に第２焼入れ硬化層２を形成させるためのオーステナイト化温度（２）により深部まで加熱した後に急冷する方法である。また、（ｂ）型は（ａ）型とは逆に、第２焼入れ硬化層２を形成させるためのオーステナイト化温度（２）により深部まで加熱した後に、歯部の表面層に第１焼入れ硬化層１を形成させるオーステナイト化温度（１）にまで歯形に沿って表面層を急速加熱した後に急冷する方法である。また、（ｃ）型は、（ａ）型に予備加熱工程を設けたものである。このような予備加熱工程を設けることは、歯型に沿っての入熱性を高める上で好ましく、その加熱温度は、Ａｃ１温度以下の温度域であることが好ましい。また、（Ｃ−３）型は、オーステナイト化温度（１）への加熱・冷却後に、別工程でオーステナイト化温度（２）への加熱と急冷処理を施すことによっても、本発明の主旨に沿った熱処理が可能であることを示唆しており、また、オーステナイト化温度（２）への加熱手段が前記誘導加熱にこだわるものでなく、例えば塩浴炉などの加熱手段を用いることができる。
【０１１３】
また、（ａ）型のオーステナイト化温度（１）からオーステナイト化温度（２）への冷却速度を適正にするか、もしくは、（ｄ）型のように第１焼入れ硬化層１と第２焼入れ硬化層２の境界部の硬さ変化をスムーズ化するように３種以上の焼入れ硬化層を形成させることは、浸炭焼入れ歯車の硬化パターンに近づけられることから好ましい。
【０１１４】
なお、オーステナイト化温度（１）は９００〜１１５０℃であり、オーステナイト温度（２）はＡｃ１温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の範囲であることが好ましいことは前述のとおりであるが、本実施の形態において、オーステナイト化温度（１）としては、焼入れ前組織中のセメンタイトのほぼ全量がオーステナイト（残留セメンタイト量：２体積％未満）に固溶する温度が選定される。
【０１１５】
また、歯形の沿った入熱方式としては、前記二周波高周波焼入れや大電力を瞬間的に投入する高周波焼入れ方法が実施できる。
【０１１６】
また、本実施の形態においては、第１焼入れ硬化層１の耐摩耗性と耐焼付き性を改善する観点からＶ４Ｃ３，ＴｉＣ等の特殊炭化物が適量分散されることが好ましい。
【０１１７】
さらに、本実施の形態においては、第１焼入れ硬化層１にセメンタイトがほとんど残留しないようにするために、０．４〜０．８重量％のＣ、０．１〜２重量％のＭｎ、０．３〜２重量％のＣｒを含有し、さらに、０．０５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）、０．０１〜１重量％のＡｌ、３．０重量％以下のＮｉ、０．０１重量％以下のＢ、２重量％以下のＶ、０．７重量％以下の（Ｍｏ＋Ｗ）、０．２重量％以下の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上を含有するのが好ましい。
【０１１８】
また、本実施の形態における歯車部材は、ピッチ円４上の第１焼入れ硬化層１の表面部分の硬さがＨｖ：６００以上で、その硬化層１（Ｈｖ５１３以上）の深さが（０．２〜０．６）×ｍ（モジュール）であり、歯元部の第１焼入れ硬化層１の表面部分の硬さがＨｖ：６００以上で、その硬化層１（Ｈｖ５１３以上）の深さが（０．１５〜０．６）×ｍ（モジュール）であり、第２焼入れ硬化層２の硬さがＨｖ３００〜５００で、ピッチ円中心位置５は第２焼入れ硬化層２に形成されているのが好ましい。
【０１１９】
また、歯元曲げ疲労強度や耐面圧強度、さらに軸部の捩じり強度を改善する観点から、第１焼入れ硬化層１の表面部にショットピーニング等の加工処理を施して、その表面部に５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の大きな圧縮残留応力を付加することが好ましい。
【０１２０】
次に、第２の実施の形態について説明する。
この第２の実施の形態の歯車部材においては、前記第１の実施の形態における第１焼入れ硬化層１中に焼入れ前組織３中に分散させたセメンタイトを２〜１７体積％残留、分散させることによって、歯車のピッチング強度および耐摩耗性を改善した歯車部材を提供するものである。また、第１焼入れ硬化層１の深部において形成させる第２焼入れ硬化層２においても３〜２０体積％のセメンタイトを残留、分散させたものである。この歯車部材は、第１の実施の形態と同様、焼入れ後に１００〜３５０℃の適正な焼戻し処理が施され、ピッチ円４上の第１焼入れ硬化層１の表面部分の硬さがＨｖ：６００以上で、その硬化層１（Ｈｖ５１３以上）の深さが（０．２〜０．６）×ｍ（モジュール）であり、歯元部の第１焼入れ硬化層１の表面部分の硬さがＨｖ：６００以上で、その硬化層１（Ｈｖ５１３以上）の深さが（０．１５〜０．６）×ｍ（モジュール）であり、第２焼入れ硬化層の硬さがＨｖ３００〜５００で、ピッチ円中心位置５は第２焼入れ硬化層２に形成されているのが好ましい。
【０１２１】
また、使用する鋼材としては、０．５５〜１．５重量％のＣ、０．１〜２重量％のＭｎ、０．３〜２重量％のＣｒを含有し、さらに、０．０５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）、０．０１〜１重量％のＡｌ、３．０重量％以下のＮｉ、０．０１重量％以下のＢ、２重量％以下のＶ、０．７重量％以下の（Ｍｏ＋Ｗ）、０．２重量％以下の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上を含有するのが好ましい。
【０１２２】
さらに、第１焼入れ硬化層１中に残留オーステナイトを１０〜５０体積％形成させることによって、靭性を付加するとともに、耐摩耗性、耐焼付き性、耐面圧性を改善することが好ましい。なお、残留オーステナイト量が５０体積％を越えると、焼入れ硬化層に軟化傾向がみられ、耐摩耗性や耐面圧強度が劣化する。
【０１２３】
なお、前記マルテンサイト中に固溶する炭素の濃度と合金元素濃度、および、旧オーステナイト結晶粒度の関係から計算される、第２焼入れ硬化層２の焼入れ性（ＤＩ値（ｉｎ．））が、式
ＤＩ≧０．１２×ｍ＋０．２
を満たすようにＤＩ値を制御することによって、前記ピッチ円上の中心位置５がマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を母相とする第２焼入れ硬化層２に形成されるようにするのが好ましい。
【０１２４】
本実施の形態の歯車部材は、前記第１の実施の形態と同様の熱処理パターンの高周波熱処理によって製造されるが、第１焼入れ硬化層１を形成させるオーステナイト化温度（１）に加熱する状態で２体積％以上のセメンタイトが残留するようにされている。また、前記Ｖ４Ｃ３，ＴｉＣ等の特殊炭化物が適量分散されてよいのは第１の実施の形態と同様である。
【０１２５】
また、図１０（ａ）（ｂ）に示されるような軸部６，７を持つ歯車部材（ピニオンギヤ類）では、トルク伝達する際にかかる捩じり応力や曲げ応力に対して十分な強度を有する必要があるが、前記第１，２の実施の形態に示された方法をそれら軸部６，７の高周波焼入れに適用することによって、より深い焼入れ強化層を形成することができる。このように前記第１、第２の実施の形態の高周波焼入れ方法は、これらの軸付きギヤ部材の高周波焼入れ方法としても好適である。なお、図１０において、符号８，９は歯部、符号１０はスプラインをそれぞれ示す。
【０１２６】
また、歯元曲げ疲労強度や耐面圧強度、さらに軸部の捩じり強度を改善する観点から、第１焼入れ硬化層１の表面部にショットピーニング等の加工処理を施して、その表面部に５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の大きな圧縮残留応力を付加することが好ましい。
【０１２７】
続いて、第３の実施の形態について説明する。
この第３の実施の形態は、前記第１、第２の実施の形態の歯車部材における製造技術を、図１１（ａ）に示されるベアリング部材１１、減速機キャリヤピンのような軸部材１２および歯車部材１３や、図１１（ｂ）に示されるカム１４，１５およびカムシャフト部材１６に適用したものである。
【０１２８】
ここで、歯車、ベアリング、ベアリングケース、シャフト等の高い焼戻し軟化抵抗性が必要とされる高周波焼入れ部材においては、Ｓｉ，Ａｌのうちの一種以上が０．５〜１．５重量％の範囲で含有されているのが好ましい。また、使用条件において滑りを伴う部材においては、Ｖ，Ｔｉのうちの一種以上が０．１〜２．０重量％含有され、Ｖ，Ｔｉを主体とする特殊炭化物がわずかに分散されているのが好ましい。
【０１２９】
本実施の形態においては、焼入れ硬化層のマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度を目的に応じて０．３５〜０．８重量％の範囲に調整したマルテンサイト相中に２〜２０体積％のセメンタイトを分散させることが好ましい。また、１０〜５０体積％の残留オーステナイトを形成させることによって、耐摩耗性、耐焼付き性、耐面圧性の改善を目的とした高周波焼入れ部材を製造することがより好ましい。なお、残留オーステナイト量が５０体積％を越えると、焼入れ硬化層に軟化傾向がみられ、耐摩耗性や耐面圧強度が劣化する。
【０１３０】
滑り時のヒートクラック性を重要視するカム等に適用する場合においては、滑り面における焼入れ硬化層中のマルテンサイト相に固溶する炭素の濃度を０．３５〜０．５５重量％の範囲に調整し、セメンタイトを５〜２０体積％分散させることが好ましく、さらに耐摩耗性と耐焼付き性改善するために、０．１〜２．０重量％のＶを添加してＶ４Ｃ３炭化物をあらかじめ分散させておくことが好ましい。
【０１３１】
また、歯車部材の耐面圧強度、耐摩耗性、耐焼付き性を改善する観点からも、歯面焼入れ硬化層においては０．４〜０．８重量％の炭素が固溶したマルテンサイト母相中に５〜２０体積％のセメンタイトとＶ４Ｃ３、ＴｉＣ等の硬質な特殊炭化物を５体積％未満の範囲で分散させることが好ましい。なお、５体積％以上の特殊炭化物が存在する場合においては、相手材料に対するアタック性が顕著になる危険性がある。
【実施例】
【０１３２】
[実施例１；ピッチング強度（予備試験）]
本実施例では、歯車の歯面における滑りを伴う転動疲労強度を調べるために、図１２に示される試験片を用いてローラピッチング試験を実施し、各種の焼入れ焼戻し炭素鋼および浸炭焼入れ肌焼き鋼のピッチング強度を調べた。表１は本実施例に用いた各種炭素鋼、肌焼き鋼の化学成分を示したものであり、各種鋼材は図１２（ａ）に示される小ローラ試験片１７の形状に加工した後、Ｎｏ．１、２、４は８２０℃で３０分加熱後に水焼入れし１６０℃で３ｈｒ焼戻し処理を施して、試験に供した。また、Ｎｏ．３とＮｏ．４は素材調質処理後に転動面を４０ｋＨｚ、２００ｋＷの高周波電源を用いて９５０℃に加熱した後に焼入れ硬化し、前述と同様の焼戻し処理を施した。さらに、Ｎｏ．５は９３０℃で５ｈｒの浸炭処理（炭素ポテンシャル０．８）を施した後８５０℃に冷却し、８５０℃で３０分保持した後に６０℃の焼入れ油に焼入れ、その後、前述と同様の焼戻し処理を施した。
【０１３３】
【表１】
【０１３４】
なお、Ｎｏ．４の球状化処理したＳＵＪ２を高周波加熱によって８００℃以上の温度域において６℃／ｓｅｃで比較的遅く昇温し、所定の加熱温度で約５秒間保持した後に水焼入れし、その時の焼き入れ層の硬さとＸ線解析によるマルテンサイト相中の炭素濃度と未溶解のセメンタイト量の関係を調査した結果を図１３（ａ），（ｂ），（ｃ）に示した。この結果から明らかにＣｒのセメンタイトへの濃縮（約７．８重量％Ｃｒ）によって、オーステナイトへのセメンタイトの固溶が遅延しており、浸炭焼入れ硬化層と同等な十分な硬さ（Ｈｖ６５０以上）のマルテンサイト（固溶炭素濃度０．３５重量％）を得るためには、少なくとも、９００℃以上に加熱温度を設定することが必要であり、１０００℃に加熱温度を高めた場合においても８体積％のセメンタイトが未固溶状態で残留することがわかる。なお、Ｎｏ．３、Ｎｏ．４の高周波焼入れ温度を９５０〜９８０℃となるように焼入れ処理を施した後１６０℃で３ｈｒ焼戻したところ、残留するセメンタイト量は試験片Ｎｏ．３が２体積％であり、試験片Ｎｏ．４が１０体積％であった。
【０１３５】
図１２（ｂ）に示される大ローラ試験片１８はＮｏ．４のＳＵＪ２材を８２０℃で３０分加熱後に水焼入れし１６０℃で３ｈｒ焼戻したものを使用する。
【０１３６】
ローラピッチング試験は、平行な２つの回転軸を持つ試験機に、小ローラ試験片１７および大ローラ試験片１８を、中心軸２１，２２がその２つの回転軸の中心に一致するように固定し、それぞれの試験面１９，２０を所定の面圧がかかるように接触させ、試験面１９，２０が接触する部分で同じ方向へ進行するように中心軸２１，２２についてそれぞれ所定の回転数で回転させて実施する。ここでは、７０℃の＃３０エンジンオイルで潤滑しながら、回転数を小ローラが１０５０ｒｐｍ、大ローラ（負荷ローラ）が２９２ｒｐｍとして４０％の滑り率を与え、面圧を３７５〜２２０ｋｇｆ／ｍｍ２の種々の条件で与えてローラピッチング試験を実施した。
【０１３７】
図１４は各種面圧でピッチングが発生した繰り返し回数（小ローラ１回転を１回とする）をまとめて示したものであり、横軸をピッチングが発生した繰り返し回数、縦軸をその試験時の面圧としている。まず、基準とする浸炭肌焼き鋼（Ｎｏ．５）における各面圧における最小繰り返し回数をつないだ寿命線を図中に示した。ピッチングが発生した繰り返し回数が１０７回となる時の面圧を転動面疲労強度（ピッチング強度）と定義した場合、そのピッチング強度は約２１０ｋｇｆ／ｍｍ２となることがわかった。また、同様の整理の仕方で検討すると、Ｎｏ．１：１７５ｋｇｆ／ｍｍ２、Ｎｏ．２：２４０ｋｇｆ／ｍｍ２、Ｎｏ．３（高周波焼入れ）：２６０ｋｇｆ／ｍｍ２、Ｎｏ．４：２７０ｋｇｆ／ｍｍ２およびＮｏ．４（高周波焼入れ）：２９０ｋｇｆ／ｍｍ２となり、高周波焼入れによって、セメンタイト粒子を約２体積％、約１０体積％を分散させたＮｏ．３，Ｎｏ．４の転動面疲労強度が顕著に改善されていることがわかる。さらに、浸炭肌焼き鋼はバラツキが多少大きく、この原因が転動面での浸炭時の粒界酸化や不完全焼き入れ層の存在や残留オーステナイト量が多いこと等によるもので、平均的なピッチング発生回数で比較した場合には、Ｎｏ．２のピッチング強度と変わらないことがわかる。
【０１３８】
また、ピッチングを発生した転動面のマルテンサイト相のＸ線半価幅を調査した結果、Ｎｏ．１：３．６〜４．０°、Ｎｏ．２：４〜４．２°、Ｎｏ．３：４．２〜４．４°、Ｎｏ．４：４．３〜４．６°、Ｎｏ．５：４〜４．２°であった。
【０１３９】
さらに、前記熱処理を施したＮｏ．１〜５の試験片を２５０〜３５０℃で各３ｈｒ焼戻した時のＸ線半価幅を調査した結果、前記ピッチング発生転動面の半価幅はほぼ３００℃で焼戻した半価幅と合致し、公知文献（例えば「材料」、第２６巻、２８０号、Ｐ２６）で報告されている各種炭素濃度の炭素鋼の焼戻し硬さと半価幅の関係ともほぼ合致することがわかる。
【０１４０】
また前述の結果から、固溶炭素濃度０．４重量％以上のマルテンサイト母相中にセメンタイト粒子を２体積％以上、好ましくは６体積％以上分散させた焼入れ硬化層が優れた耐面圧強度を有し、ベアリング、ベアリングリテーナ、ベアリングと転動しあうシャフト部および歯車部材へのセメンタイト粒子を残留させる高周波焼入れ方法が好ましいことがわかる。
【０１４１】
[実施例２；高周波加熱条件の確認]
実施例１の図１３（ａ），（ｂ），（ｃ）は、表２中のＮｏ．１鋼材（表１のＮｏ．４のＳＵＪ２相当材）を８１０℃に２ｈｒ加熱し、６００℃まで徐冷するセメンタイトの粒状化処理（徐冷法）を施した後、高周波加熱によって６℃／ｓｅｃの加熱速度で８００〜１０５０℃の各温度に加熱した後に水焼入れし、その焼入れ層硬さとＸ線解析によるマルテンサイト中の炭素濃度およびそれから算出される未固溶セメンタイト量の関係を調査した結果を示したものである。この図から、Ｃｒのセメンタイトへの濃縮（約７．８重量％Ｃｒ）によって、前記転動部材や歯車部材として必要な十分な硬さのマルテンサイトを得るためには、前述のように、少なくとも９００〜１１００℃の範囲に加熱温度を設定することが好ましいこと、その時のマルテンサイト中の炭素濃度が約０．３５〜０．８重量％であり、２〜１０体積％の硬質なセメンタイト粒子が分散していることが必要である。歯車部材などの転動面のピッチング強度を高めるためには、転動面のマルテンサイト中の炭素濃度を０．４〜０．８重量％と設定することがより好ましい。浸炭歯車部材よりもピッチング強度の優れた本実施の形態の歯車部材を製造するに際しては、１００〜３５０℃の低温焼戻し処理後の転動面硬さをＨｖ６５０以上に調整することが好ましいことがわかる。
【０１４２】
【表２】
【０１４３】
また、図１３（ｂ）中の破線は、前記図５に示される関係から求めたマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度を示したものであり、９５０℃以下の実測データと極めてよく一致する。また、これ以上のオーステナイト化温度においては実測されたマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度がより多いことがわかる。これは本実施例の加熱速度が遅く、前記合金拡散律速によるセメンタイトの固溶が進行したことによるものであって、９５０℃以上、好ましくは９００℃以上でオーステナイト化して形成させるマルテンサイト相中の炭素濃度をより正確に制御するためには、Ａｃ１温度またはＡｃ３温度から９００〜１１５０℃の所定のオーステナイト化温度までの昇温時間と冷却開始までの保持時間の総時間が５秒以内であることが好ましく、さらに、前記第１焼入れ硬化層を歯形に沿って形成させるためには、２秒以内で実施されることが好ましいことがわかる。
【０１４４】
さらに、Ｃｒ添加量を低減した表２中のＮｏ．２供試鋼（ＳＵＪ３相当材、セメンタイト中のＣｒ：約６．５重量％）を、前記球状化処理（徐冷法）したものと、８２０℃で１．５ｈｒ保持した後に放冷し、パーライト状セメンタイトと粒状セメンタイトを分散させたものを準備し、通常の高周波加熱速度よりも極めて速い加熱速度１０００℃／ｓｅｃで９００〜１１００℃の各温度に加熱した後に焼き入れた摺動面の組織を調査した。
【０１４５】
図１５は前記球状化処理（徐冷法）したものの１０００℃のオーステナイト化温度から焼き入れた組織を示したものであり、粒状セメンタイトが極めて多量に分散しており、図１６に示されるようにその焼入れ層中における硬さ（１０００℃）は、残留オーステナイトが３０〜４５体積％を含有するにもかかわらず、最大Ｈｖ８８０にまで顕著に硬化されていることがわかる。また、オーステナイト化温度を１１００℃とした場合においても、５０体積％の残留オーステナイトを含有してもＨｖ８３０に硬化し、耐摩耗性に問題なく利用できることがわかる。
【０１４６】
また、図１７は、前記パーライト状セメンタイト（３．９重量％Ｃｒ）と粒状セメンタイトを分散させたものを１０００℃に加熱した後に焼き入れた摺動面の組織を示したものである。この図から明らかに、マルテンサイト母相中にパーライト組織状の板状セメンタイトが分散しており、またその焼入れ硬化層の硬さは、図５の関係から明らかなように、マルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度が顕著に高まり（０．８７重量％Ｃ）、図１５の焼入れ硬化層の硬さ（Ｈｖ８８０）より顕著（Ｈｖ９４０）に硬化していることがわかる。
【０１４７】
また、パーライト前組織を含む表２のＮｏ．２鋼材を使って、パーライト状セメンタイトが分散する加熱速度と加熱温度の関係を調査した結果、加熱速度１５０℃／ｓｅｃ、加熱温度９００℃の焼入れ組織でもパーライト状セメンタイトが分散し、その時の焼入れ硬化層の硬さはＨｖ９４５にまで顕著に硬化することがわかり、少なくとも約４重量％Ｃｒのパーライト状セメンタイトを安定して分散させるためには、８５０℃を加熱温度の下限とした場合には、加熱速度が１００℃／ｓｅｃ以上、９００℃を加熱温度の下限とした場合には、加熱速度が１５０℃／ｓｅｃ以上であることが好ましいことがわかる。
【０１４８】
図１８は、表２のＮｏ．３鋼材を９５０℃×１ｈｒ均質化後油焼入れし、７００℃で２ｈｒ焼戻した後（セメンタイト中のＣｒ濃度９．８重量％）、前述したのと同じ１０００℃と１１００℃に１０００℃／ｓｅｃで高周波加熱・焼入れし、１６０℃で１ｈｒ焼戻した試験片の硬さ分布を示したものである。前記図５を参照すると、１０００℃からの焼入れではマルテンサイトに固溶する炭素の濃度が約０．２３重量％不足して十分に硬化しないが、１１００℃ではマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度が約０．３５重量％に高まり、十分な硬さが得られることがわかる。
【０１４９】
また、実施例１と同様のローラピッチング試験の結果は、１０００℃焼入れ品のピッチング強度が約２００ｋｇｆ／ｍｍ２、１１００℃焼入れ品のピッチング強度が約２４０ｋｇｆ／ｍｍ２（図１４参照）となり、マルテンサイト相中にセメンタイト粒が分散する組織のマルテンサイト相の固溶炭素濃度が０．３５重量％以上、より好ましく０．４重量％以上であることが必要である。
【０１５０】
さらにまた、急速加熱焼入れしたＮｏ．１鋼材（球状化処理ＳＵＪ２）のマルテンサイト相の格子定数測定から求めたマルテンサイト相中の炭素濃度は約０．４８重量％であり、図５のセメンタイト中のＣｒ濃度（７．８重量％）から求まるマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度（０．４６重量％）と良く一致することから、前記急速加熱焼入れによってマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度が精度良く調整できることがわかる。同じことは、Ｎｏ．４の球状化処理したＳＵＪ３（セメンタイト中のＣｒ濃度は約６．５重量％）についても確認され、また、残留オーステナイト相中の炭素濃度が０．９７重量％と求まり、この結果が図４中のセメンタイトのＣｒ濃度と同じ組成のオーステナイト相中の炭素濃度にほぼ等しいことも確認される。このことから、マルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度を調整する高周波誘導加熱条件としては、前記加熱温度：８５０〜１１００℃、加熱速度：１００℃／ｓｅｃ以上が好ましいことがわかる。また、より精度良くその固溶炭素濃度を調整するためには、下限加熱温度を９００℃（ほぼＦｅのＡ３変態温度）として、１５０℃／ｓｅｃ以上、もしくは、９００℃〜１１５０焼入れ温度の間を２秒以内に加熱して、焼入れることがより好ましい。
【０１５１】
また、前記約９５０℃以下の焼入れ温度においては合金元素Ｃｒの拡散が遅いために、加熱速度の影響が小さくなり、穏やかな高周波誘導加熱によってもマルテンサイト相の固溶炭素濃度、未固溶セメンタイトの分散、焼入れ性の抑制、旧オーステナイト結晶粒の微細化の調整が容易に行える。
【０１５２】
したがって、前記第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層を形成させた歯車部材などの転動部材が、Ａｃ１温度またはＡｃ３温度〜９５０℃間の所定のオーステナイト化加熱（２）と９００〜１１５０℃間の所定のオーステナイト化加熱（１）を組み合わせて実施した後に、急冷処理することにより製造されることがわかる。例えば、
タイプＡ:歯形に沿って表面層をオーステナイト化温度（１）にすばやく誘導加熱した後に、誘導電力を落としてオーステナイト化温度（２）に降温させ、急冷するか、もしくは
タイプＢ：歯部内部までオーステナイト化温度（２）に加熱した後に、歯形に沿って表面層をオーステナイト化温度（１）にすばやく誘導加熱して急冷することによって製造することができる。
【０１５３】
なお、前記タイプＡにおいては、オーステナイト化温度（１）からオーステナイト化温度（２）への降温速度を調整することによって、前記第１焼入れ硬化層から第２焼入れ硬化層への中間層中のマルテンサイト相中の炭素濃度がより連続的に調整され、さらに、オーステナイト化温度（２）の深さ方向への温度分布によって第２焼入れ硬化層中のマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方の中の炭素濃度が調整される。
【０１５４】
また、前記タイプＢにおいては、オーステナイト化温度（１）に加熱する際にオーステナイト化温度（２）との中間位置に形成される温度分布によって中間層中に前記マルテンサイト相が形成される。
【０１５５】
また、第１焼入れ硬化層を歯形に沿って形成させるには、誘導電流の浸透深さが浅いフェライトに急速な誘導加熱を施すことが好ましいので、タイプＡとタイプＢの各熱処理方法を比較した場合、タイプＡがより好ましい。さらに、タイプＢのオーステナイト化温度（２）に加熱した後に一旦Ａ１温度以下に冷却し、フェライトを析出させた後に歯形に沿ってオーステナイト化温度（１）にすばやく誘導加熱する方法が考えられるが、この場合には第１焼入れ硬化層の深部に明確な第２焼入れ硬化層が形成されず、第１焼入れ硬化層と素地硬さの境界部において顕著な引張残留応力が発生し、前記面圧強度（スポーリング強度）の低下につながることから、好ましい焼入れ方法ではない。
【０１５６】
またさらに、前記誘導加熱周波数としては、歯底から歯先にわたってほぼ同時加熱できる適正周波数を用いる場合や前記二重周波のように１〜１０ｋＨｚと１００〜１０００ｋＨｚの周波数を用いることができる。
【０１５７】
また、前記製造方法において、オーステナイト化温度（２）の加熱方式としては、前記誘導加熱に限るものではなく、塩浴炉を用いた加熱方式も有用であって、例えば、オーステナイト化温度（１）に急速に誘導加熱した後に、すばやく、塩浴炉浸漬してオーステナイト化温度（２）に加熱するか、もしくは塩浴炉で加熱した後にオーステナイト化温度（１）に表面層をすばやく誘導加熱して利用できる。しかし、誘導加熱方式で一貫して製造する方式が最も生産性の観点から好ましい。
【０１５８】
[実施例３；焼戻し軟化抵抗性の確認]
表３は本実施例で使用した合金組成を示したものであり、熱処理は９５０℃で焼ならし処理後に８１０〜８７０℃で３０分加熱後水冷し、２５０、３００、３５０℃で３ｈｒ焼戻しした試験片のロックウェル硬さＨＲＣを調査し、さらに、これらの硬さに対する各合金元素添加量の影響を解析した。
【０１５９】
【表３】
【０１６０】
なお、予備実験として、０．１〜１．０重量％の炭素と０．３〜０．９重量％のＭｎを含有する炭素鋼についても調査し、前記合金元素の影響の解析のベースデータとした。その結果、
２５０℃では ＨＲＣ＝３４×√Ｃ（重量％）＋２６．５
３００℃では ＨＲＣ＝３６×√Ｃ（重量％）＋２０．９
３５０℃では ＨＲＣ＝３８×√Ｃ（重量％）＋１５．３
の近似式で記述されることがわかった。
【０１６１】
また、これらの炭素鋼の硬さをベースに合金元素の影響を解析した結果、焼戻し軟化抵抗△ＨＲＣは、例えば３００℃で、次式で記述できることがわかった。
△ＨＲＣ＝４．３×Ｓｉ（重量％）＋７．３×Ａｌ（重量％）＋１．２×Ｃｒ（重量％）×（０．４５÷Ｃ（重量％））＋１．５×Ｍｏ（重量％）＋３．１×Ｖ（重量％）
【０１６２】
この結果から、ＡｌはＳｉの１．７倍の焼戻し軟化抵抗性を発現することがわかり、転動面圧強度の改善元素として極めて効果的であることがわかった。
【０１６３】
図１９は、前記解析結果から求まる焼戻し硬さと実測した焼戻し硬さの合致性を示したものであり，そのバラツキ幅がＨＲＣ±１の範囲で精度良く予測できることがわかる。また、実施例１のＳＣＭ４２０（Ｎｏ．５）の浸炭層（０．８重量％炭素）の３００℃焼戻し硬さについても図１９の☆印で示しており、計算値と良く合致していることがわかる。
【０１６４】
[実施例４；高周波焼入れ性の確認]
表４は本実施例で使用する鋼材の合金成分を示したものである。９５０℃で焼ならし処理を施した後に、直径３０ｍｍ長さ１００ｍｍの円柱状試験片に機械加工し、８５０〜９００℃で１ｈｒ加熱した後に水冷したものと、水冷した後に６５０℃で５ｈｒ焼戻し処理を施したものを、３ｋＨｚの高周波加熱設備を使い、１５秒間で８７０℃にほぼ均一加熱状態にした後水冷したものの焼入れ硬化深さを求めた。さらに、表４の化学成分からもとまるＤＩ値１と前記６５０℃の焼戻し処理から計算されるマルテンサイトの化学組成から計算されるＤＩ値２と焼入れ硬化層深さの関係を図２０に示したが、明らかに、高周波焼入れ前組織のセメンタイト中に合金元素を濃縮させることによって高周波焼入れ時の焼入れ性が顕著に低減され、かつ正確に制御されていることがわかる。なお、同図中のＮｏ．Ｐ６がとりわけ、図中の直線性から大きくずれているが、これは、焼入れ前組織中のセメンタイトが約１０体積％未固溶状態で残留し、そのセメンタイト中に多くの合金元素を含有し、かつ、マルテンサイト中の炭素濃度が少なくなることによってＤＩ値２が小さくなるためであり、さらに、結晶粒の微細化による焼入れ性がより低下していることがわかる。
【０１６５】
【表４】
【０１６６】
図２１は、モジュールｍ＝３．２５の歯車を９００℃に全体加熱した後、水スプレー冷却に相当する冷却能（４ｉｎ−１）で冷却した時の歯底（◇印）、ピッチ円上の歯面（□印）、歯元（△印）、歯先（○印）位置での焼入れ硬化深さと鋼材のＤＩ値（ｉｎ）との関係の計算結果を示したものであり、（１）ピッチ円上歯面ではＤＩ＝０．６（ｉｎ）以上においてはスルーハード化する、（２）スルーハード化するまでは、歯元部と歯先部の焼入れ硬化深さは、それぞれピッチ円上の焼入れ硬化深さの約３０％、約２００％以上であって、歯先部およびピッチ円上の焼入れ硬化層深さに対して歯元部の焼入れ硬化深さの浅い特有の焼入れ硬化層分布を持ち、かつ、歯先硬化層深さがモジュールｍ以上により深なるにしたがって、歯先に近い歯面から、歯元部近傍までの歯面に引張り残留応力が発生するが、歯元、歯底部表面においては大きな圧縮残留応力が発生することがわかった。
【０１６７】
また、ピッチ円位置がスルーハード化する鋼材の焼入れ性（ＤＩ値）は、前記計算をモジュールｍが２〜１５（ｍｍ）の歯車について検討した結果から、ほぼ、ＤＩ≧０．１２×ｍ＋０．２の条件を満足することが必要であることがわかった。
【０１６８】
図２２はｍ＝３．５歯車のピッチ円上の位置に２４０ｋｇｆ／ｍｍ２のヘルツ面圧が作用したときのその内部位置における剪断応力とその応力のスポーリング強度に耐えるビッカース硬さ分布（Ｈｖ＝１０．９×剪断応力）を示したものである。また、図２３は同じ歯車の歯元表面に１００ｋｇｆ／ｍｍ２の曲げ応力が作用したときのその内部位置における応力分布とその応力の疲労強度に耐えるビッカース硬さ分布（Ｈｖ＝６×曲げ応力）を参考例として示したものである。これらの図中にはＳＣＭ４２０材の浸炭焼入れ歯車の硬さ分布および球状化処理したＳＵＪ３材（Ｈｖ＝２１０）の歯形に沿って高周波焼入れした歯車部材（図２４参照）の硬さ分布を合わせて示してある。
【０１６９】
まず図２２に基づいてスポーリング強度について検討すると、前記ＳＵＪ３高周波焼入れ歯車は浸炭焼入れ歯車に比べ、その素地（焼入れ前組織）の硬さが低いことによって耐スポーリング強度が弱いことが明らかである。浸炭焼入れ歯車と同等のスポーリング強度を得るためには、（１）その焼入れ硬化層深さを３〜３．５ｍｍ（モジュール相当）まで深くする、（２）素地硬さを例えばＨｖ３５０程度にまで硬くすることが必要であることがわかる。前記のように焼入れ硬化層深さをより深くする場合には、歯面において引張残留応力が発生すること、素地をより硬くする場合には、歯車部材の加工コストの点で経済的でない問題があるので、前記第１焼入れ硬化層の深部に、図中の破線もしくは一点鎖線で示すような硬質な第２焼入れ硬化層を形成させることによって、これらの問題点を解決することが非常に好ましいことがわかる。なお、一点鎖線で示す第２焼入れ硬化層はベイナイトとパーライト組織を主体とし、破線はマルテンサイトおよびベイナイトの少なくとも一方の組織を主体とするものであって、第２焼入れ硬化層が浸炭焼入れ歯車と同様に、マルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方が主体となることがより好ましく、またこの第２焼入れ硬化層が十分に形成されるように、前記第２焼入れ硬化層のＤＩ値がＤＩ≧０．１２×ｍ＋０．２を満足するように調整されることが好ましい。また、より大型の歯車部材においてはセメンタイト中に濃縮しない、Ｓｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｏの添加によって調整されることがより好ましい。
【０１７０】
また、前記ＳＵＪ３の高周波焼入れ歯車では歯面に４０ｋｇｆ／ｍｍ２の圧縮残留応力が発生しているが、焼入れ硬化層と素地部の境界部においては２０〜３０ｋｇｆ／ｍｍ２の引張残留応力が発生するために、スポーリング強度がさらに浸炭焼入れ歯車に比べて低下することが危惧される。第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層を形成させる本実施例の歯車部材においては、この引張り残留応力の発生を低減できることから、よりスポーリング強度を高めることができる。
【０１７１】
また、第１焼入れ硬化層の硬さとその深さは、従来の浸炭焼入れ硬化層の基準（Ｈｖ：６００〜８５０、硬化層深さ：（０．２０〜０．６）×ｍ）に準じて規定されることが好ましい。
【０１７２】
次に、図２３に基づいて歯車部材の歯元曲げ強度について検討すると、前記スポーリング強度で検討した結果とほぼ同じことがあてはまり、第１焼入れ硬化層の硬さとその深さが、前記浸炭焼入れ歯車の焼入れ硬化層の基準（Ｈｖ：６００〜８５０、硬化層深さ：（０．１５〜０．６）×ｍ）で、第２焼入れ硬化層の硬さがＨｖ３００〜５００となることが好ましいことがわかる。
【０１７３】
[実施例５；耐摩耗性の改善]
通常、高周波焼入れした転動部材の耐摩耗性が十分でないことから、本実施例においては、その耐摩耗性に対するセメンタイト分散の影響を前記実施例のローラピッチング試験を用いて評価した。ローラピッチング試験方法は前述のとおりであって、摩耗量は面圧２５０ｋｇｆ／ｍｍ２の条件で２×１０６回の試験後の小ローラの摩耗深さ(μｍ)で評価した。使用した供試鋼は表５に示すとおりであって、高周波焼入れした後、セメンタイト量、残留オーステナイト量および摩耗量を表５に合わせて示したが、明らかにセメンタイトの分散によって顕著に耐摩耗性が改善されていることがわかる。また、Ｎｏ．Ｗ３では粒状セメンタイトよりもパーライト組織状に板状セメンタイトが分散した場合の方が耐摩耗性に優れているが、これは滑りを伴う転動面でのオイルポケットの形成によって潤滑状況が改善されたことによるものであり、この組織形態は歯車部材に限らず、ベアリングなどの転がり部材にも好適であることがわかる。
【０１７４】
【表５】
【図面の簡単な説明】
【０１７５】
【図１】Ｆｅ−Ｃ−Ｍ状態図と等炭素活量線図を使ったγ相へのセメンタイトの固溶機構図。
【図２】合金元素濃度の異なる球状体が無限固体母相中に存在する時の均質化過程を示すグラフ。
【図３】固溶した球状セメンタイト中の合金元素の均質化を示すグラフ。
【図４】Ｆｅ−Ｃ−Ｃｒ三元系等炭素活量線図（ａｔ１０００℃）。
【図５】加熱温度を７５０〜１１５０℃にしたときのセメンタイト中のＣｒ濃度とマルテンサイト相中の固溶炭素濃度の関係を示すグラフ。
【図６】１重量％Ｃｒ鋼中のセメンタイトの固溶条件（１）を示すグラフ。
【図７】１重量％Ｃｒ鋼中のセメンタイトの固溶条件（２）を示すグラフ。
【図８】（ａ），（ｂ）は第１の実施の形態に係る歯車部材の高周波焼入れ後組織の模式図であり、（ｃ）は従来の歯形に沿った高周波焼入れ（輪郭焼入れ）組織の模式図。
【図９】第１の実施の形態における代表的な高周波焼入れパターンを示す図。
【図１０】（ａ），（ｂ）は軸付きギヤ部材の例を示す断面図。
【図１１】（ａ），（ｂ）は歯車部材以外への適用例を示す図。
【図１２】ローラピッチング試験用試験片を示すものであり、（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。
【図１３】（ａ）は高周波加熱温度と焼入れ硬さとの関係を示すグラフであり、（ｂ）は高周波加熱温度とマルテンサイトＣ濃度（６℃／ｓｅｃ）との関係を示すグラフであり、（ｃ）は高周波加熱温度とθ相体積％との関係を示すグラフ。
【図１４】ローラピッチング強度の予備試験結果を示すグラフ。
【図１５】球状化処理Ｎｏ．４材料の急速高周波焼入れ組織を示す写真。
【図１６】（ａ）は加熱温度と焼入れ硬さとの関係を示すグラフであり、（ｂ）は加熱温度と残留オーステナイト量との関係を示すグラフ。
【図１７】パーライト状セメンタイトと粒状セメンタイトを分散させたＮｏ．４試料の急速高周波焼入れ組織を示す写真。
【図１８】Ｎｏ．３鋼材の高周波焼入れ硬さ分布を示すグラフ。
【図１９】焼戻し硬さの実測値と計算値の比較（３００℃）を示すグラフ。
【図２０】ＤＩ値と焼入れ硬化層深さの関係を示すグラフ。
【図２１】モジュール３．２５の歯車の焼入れ深さを示すグラフ。
【図２２】歯車部材の耐スポーリング強度に必要な硬さ分布を示すグラフ。
【図２３】耐歯元曲げ応力の硬さ分布（ｍ＝３．５）を示すグラフ。
【図２４】高周波焼入れ歯車の硬化パターンを示す図。
【図２５】非特許文献１に示された代表的な歯車の高周波焼入れ方式を示す図。
【図２６】歯部二重周波加熱の効果を示す図。
【符号の説明】
【０１７６】
１ 第１焼入れ硬化層
２ 第２焼入れ硬化層
３ 焼入れ前組織
４ ピッチ円
５ ピッチ円中心位置
６，７ 軸部
８，９ 歯部
１０ スプライン
１１ ベアリング部材
１２ 軸部材
１３ 歯車部材
１４，１５ カム
１６ カムシャフト部材
【特許請求の範囲】
【請求項１】
少なくとも０．４〜１．５重量％のＣを含有する鋼材を用い、表面層から内部中心に向かって二種以上の焼入れ処理によって形成される硬化層とその内の1種以上の焼入れ処理によって形成される硬化層において２体積％以上のセメンタイトが分散されている組織を有することを特徴とする転動部材。
【請求項２】
表面層に形成され、０．３５〜０．８重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相を母相とする第１焼入れ硬化層と、
前記第１焼入れ硬化層より深い層に形成され、０．０７〜０．３重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を含有する母相中に、セメンタイトが２〜２０体積％分散された第２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３】
請求項２において、前記第２焼入れ硬化層より深い層に残留され、フェライト中にセメンタイトが分散された焼入れ前組織をさらに具備することを特徴とする転動部材。
【請求項４】
請求項２において、前記第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層との間に形成された中間層をさらに具備し、前記中間層は第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層の中間的硬さを有することを特徴とする転動部材。
【請求項５】
請求項２乃至４のいずれか一項において、前記第１焼入れ硬化層および前記第２焼入れ硬化層は高周波焼入れによって形成されたものであることを特徴とする転動部材。
【請求項６】
請求項２乃至５のいずれか一項において、前記転動部材は、０．４〜１．５重量％のＣと２重量％以下のＣｒを含有する鋼材からなることを特徴とする転動部材。
【請求項７】
請求項６において、前記鋼材は、０．１〜２重量％のＭｎ、０．０５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）、０．７重量％以下のＭｏ、１．４重量％以下のＷ、２重量％以下のＶ、１重量％以下のＡｌ、３重量％以下のＮｉ、０．０１重量％以下のＢ、１重量％以下の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上が含有されていることを特徴とする転動部材。
【請求項８】
請求項６又は７において、前記鋼材にはＣｒが０．３〜２重量％含有され、前記鋼材中のセメンタイト中にＣｒが３〜１２重量％含有されていることを特徴とする転動部材。
【請求項９】
請求項２乃至８のいずれか一項において、前記転動部材には、０．５〜１．５重量％のＣおよび０．５〜２重量％のＣｒを含有する鋼材が用いられ、前記第１焼入れ硬化層にはセメンタイトが２〜１７体積％分散され、前記第２焼入れ硬化層にはセメンタイトが４〜２０体積％分散されていることを特徴とする記載の転動部材。
【請求項１０】
請求項２乃至９のいずれか一項において、前記第１焼入れ硬化層中には、１０〜５０体積％の残留オーステナイトが分散されていることを特徴とする転動部材。
【請求項１１】
請求項２乃至１０のいずれか一項において、前記第１焼入れ硬化層中には、Ｖ４Ｃ３、ＴｉＣ、ＮｂＣおよびＺｒＣのうち一種以上が分散されていることを特徴とする転動部材。
【請求項１２】
請求項６乃至１０のいずれか一項において、前記鋼材には０．５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）を含有し、さらに、０．１〜２重量％のＭｎ、３重量％以下のＮｉ、０．０５〜０．７重量％のＭｏ、０．２〜１重量％のＶ、０．１〜０．５重量％の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上が含有されていることを特徴とする転動部材。
【請求項１３】
請求項２乃至１２のいずれか一項において、前記転動部材は歯車部材に適用され、前記歯車部材の歯部ピッチ円位置での前記第１焼入れ硬化層の深さが歯車モジュールの０．１５〜０．６倍の範囲にあり、前記第１焼入れ硬化層より深い層もしくは前記歯車部材の歯部中心位置に、ビッカース硬さＨｖ２６０〜５００の前記第２焼入れ硬化層が形成されていることを特徴とする転動部材。
【請求項１４】
請求項２乃至１２のいずれか一項において、前記転動部材はベアリング部材もしくはカムシャフト部材に適用されることを特徴とする転動部材。
【請求項１５】
請求項２乃至１４のいずれか一項において、前記第１焼入れ硬化層もしくは第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層が１００〜３５０℃の焼戻し処理されていることを特徴とする転動部材。
【請求項１６】
請求項２乃至１５のいずれか一項において、前記第１焼入れ硬化層の表面部に加工処理が施され、前記第１焼入れ硬化層の表面部には５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の圧縮残留応力が付加されていることを特徴とする転動部材。
【請求項１７】
０．４〜１．５重量％のＣと２重量％以下のＣｒを含有する鋼材であって、前記鋼材中のセメンタイト中の合金元素の濃度に等しい合金組成のオーステナイトと平衡するセメンタイトの固溶度の炭素活量が、前記鋼材のオーステナイトの炭素活量より低くなるようにセメンタイト中の合金組成を調整した鋼材を用意する工程と、
Ａｃ１温度〜１１５０℃の温度範囲またはＡｃ３温度〜１１５０℃の温度範囲において、二種以上の加熱温度に前記鋼材を表面層から誘導加熱した後に急冷する焼入れ工程と、
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１８】
請求項１７において、前記鋼材は、それぞれ２重量％以下のＭｎ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗのうち一種以上の合金元素が含有されていることを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項１９】
請求項１７又は１８において、前記鋼材を用意する工程は、０．４〜１．５重量％のＣおよび０．３〜２重量％のＣｒを含有する鋼材を、前記鋼材中のセメンタイト中にＣｒが３．５〜１２重量％含有されるように熱処理する工程を有し、
前記焼入れ工程は、前記鋼材の表面層を９００〜１１５０℃の高温域に加熱することと、前記鋼材における前記表面層より深部をＡｃ１温度〜９５０℃の低温域またはＡｃ３温度〜９５０℃の低温域に加熱することの二種類の誘導加熱を行った後に急冷する工程であることを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項２０】
請求項１７乃至１９のいずれか一項において、前記焼入れ工程は、前記鋼材の表面層を９００〜１１５０℃に加熱した後に、冷却しながら、その加熱温度より低い温度であってＡｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の範囲の温度に加熱もしくは保持して前記鋼材を前記表面層より深部まで加熱した後に急冷する工程、もしくは、前記鋼材をＡｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の範囲の温度に加熱した後に、前記温度に保持して前記鋼材を表面層より深部まで加熱し、加熱温度より高い温度であって９００〜１１５０℃の温度に前記鋼材の表面層を加熱した後に急冷する工程であることを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項２１】
請求項１７乃至２０のいずれか一項において、前記焼入れ工程におけるＡｃ１温度またはＡｃ３温度から焼入れ温度Ｔ（℃）に到達し、冷却するまでの時間ｔ（ｓｅｃ）が、下記式を満足することを特徴とする転動部材の製造方法。
ｔ≦（１３５０／（Ｔ＋２７３））２８
【請求項２２】
請求項１７又は１８において、前記鋼材を用意する工程は、前記鋼材中のセメンタイト中にＣｒが４〜１１重量％含有されるように熱処理する工程を有し、
前記焼入れ工程は、前記鋼材に、Ａｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度で２〜１０００秒間の誘導加熱、および９００〜１１５０℃の範囲で０．１〜５秒間の誘導加熱を行った後に急冷することを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項２３】
請求項１７乃至２２のいずれか一項において、前記焼入れ工程により、前記鋼材の表面層に、０．３５〜０．８重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相を母相とする第１焼入れ硬化層が形成されるとともに、前記鋼材の前記第１焼入れ硬化層より深い層に、０．０７〜０．３重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方が母相とされ、セメンタイトが２〜２０体積％分散された第２焼入れ硬化層が形成されることを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項２４】
請求項２３において、前記鋼材には０．５〜１．５重量％のＣおよび０．５〜２重量％のＣｒが含有されており、前記第１焼入れ硬化層にはセメンタイトが２〜１７体積％分散され、前記第２焼入れ硬化層にはセメンタイトが４〜２０体積％分散されていることを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項２５】
請求項２３又は２４において、前記焼入れ工程の後に、前記第１焼入れ硬化層および前記第２焼入れ硬化層に１００〜３５０℃の温度で焼戻し処理を施す工程をさらに具備することを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項２６】
請求項１７乃至２５のいずれか一項において、前記焼入れ工程の後に、前記第１焼入れ硬化層の表面部に加工処理を施すことにより、前記表面部に圧縮残留応力を付与する工程をさらに具備することを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項１】
少なくとも０．４〜１．５重量％のＣを含有する鋼材を用い、表面層から内部中心に向かって二種以上の焼入れ処理によって形成される硬化層とその内の1種以上の焼入れ処理によって形成される硬化層において２体積％以上のセメンタイトが分散されている組織を有することを特徴とする転動部材。
【請求項２】
表面層に形成され、０．３５〜０．８重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相を母相とする第１焼入れ硬化層と、
前記第１焼入れ硬化層より深い層に形成され、０．０７〜０．３重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を含有する母相中に、セメンタイトが２〜２０体積％分散された第２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３】
請求項２において、前記第２焼入れ硬化層より深い層に残留され、フェライト中にセメンタイトが分散された焼入れ前組織をさらに具備することを特徴とする転動部材。
【請求項４】
請求項２において、前記第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層との間に形成された中間層をさらに具備し、前記中間層は第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層の中間的硬さを有することを特徴とする転動部材。
【請求項５】
請求項２乃至４のいずれか一項において、前記第１焼入れ硬化層および前記第２焼入れ硬化層は高周波焼入れによって形成されたものであることを特徴とする転動部材。
【請求項６】
請求項２乃至５のいずれか一項において、前記転動部材は、０．４〜１．５重量％のＣと２重量％以下のＣｒを含有する鋼材からなることを特徴とする転動部材。
【請求項７】
請求項６において、前記鋼材は、０．１〜２重量％のＭｎ、０．０５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）、０．７重量％以下のＭｏ、１．４重量％以下のＷ、２重量％以下のＶ、１重量％以下のＡｌ、３重量％以下のＮｉ、０．０１重量％以下のＢ、１重量％以下の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上が含有されていることを特徴とする転動部材。
【請求項８】
請求項６又は７において、前記鋼材にはＣｒが０．３〜２重量％含有され、前記鋼材中のセメンタイト中にＣｒが３〜１２重量％含有されていることを特徴とする転動部材。
【請求項９】
請求項２乃至８のいずれか一項において、前記転動部材には、０．５〜１．５重量％のＣおよび０．５〜２重量％のＣｒを含有する鋼材が用いられ、前記第１焼入れ硬化層にはセメンタイトが２〜１７体積％分散され、前記第２焼入れ硬化層にはセメンタイトが４〜２０体積％分散されていることを特徴とする記載の転動部材。
【請求項１０】
請求項２乃至９のいずれか一項において、前記第１焼入れ硬化層中には、１０〜５０体積％の残留オーステナイトが分散されていることを特徴とする転動部材。
【請求項１１】
請求項２乃至１０のいずれか一項において、前記第１焼入れ硬化層中には、Ｖ４Ｃ３、ＴｉＣ、ＮｂＣおよびＺｒＣのうち一種以上が分散されていることを特徴とする転動部材。
【請求項１２】
請求項６乃至１０のいずれか一項において、前記鋼材には０．５〜１．５重量％の（Ｓｉ＋Ａｌ）を含有し、さらに、０．１〜２重量％のＭｎ、３重量％以下のＮｉ、０．０５〜０．７重量％のＭｏ、０．２〜１重量％のＶ、０．１〜０．５重量％の（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ）のうち一種以上が含有されていることを特徴とする転動部材。
【請求項１３】
請求項２乃至１２のいずれか一項において、前記転動部材は歯車部材に適用され、前記歯車部材の歯部ピッチ円位置での前記第１焼入れ硬化層の深さが歯車モジュールの０．１５〜０．６倍の範囲にあり、前記第１焼入れ硬化層より深い層もしくは前記歯車部材の歯部中心位置に、ビッカース硬さＨｖ２６０〜５００の前記第２焼入れ硬化層が形成されていることを特徴とする転動部材。
【請求項１４】
請求項２乃至１２のいずれか一項において、前記転動部材はベアリング部材もしくはカムシャフト部材に適用されることを特徴とする転動部材。
【請求項１５】
請求項２乃至１４のいずれか一項において、前記第１焼入れ硬化層もしくは第１焼入れ硬化層と第２焼入れ硬化層が１００〜３５０℃の焼戻し処理されていることを特徴とする転動部材。
【請求項１６】
請求項２乃至１５のいずれか一項において、前記第１焼入れ硬化層の表面部に加工処理が施され、前記第１焼入れ硬化層の表面部には５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の圧縮残留応力が付加されていることを特徴とする転動部材。
【請求項１７】
０．４〜１．５重量％のＣと２重量％以下のＣｒを含有する鋼材であって、前記鋼材中のセメンタイト中の合金元素の濃度に等しい合金組成のオーステナイトと平衡するセメンタイトの固溶度の炭素活量が、前記鋼材のオーステナイトの炭素活量より低くなるようにセメンタイト中の合金組成を調整した鋼材を用意する工程と、
Ａｃ１温度〜１１５０℃の温度範囲またはＡｃ３温度〜１１５０℃の温度範囲において、二種以上の加熱温度に前記鋼材を表面層から誘導加熱した後に急冷する焼入れ工程と、
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１８】
請求項１７において、前記鋼材は、それぞれ２重量％以下のＭｎ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗのうち一種以上の合金元素が含有されていることを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項１９】
請求項１７又は１８において、前記鋼材を用意する工程は、０．４〜１．５重量％のＣおよび０．３〜２重量％のＣｒを含有する鋼材を、前記鋼材中のセメンタイト中にＣｒが３．５〜１２重量％含有されるように熱処理する工程を有し、
前記焼入れ工程は、前記鋼材の表面層を９００〜１１５０℃の高温域に加熱することと、前記鋼材における前記表面層より深部をＡｃ１温度〜９５０℃の低温域またはＡｃ３温度〜９５０℃の低温域に加熱することの二種類の誘導加熱を行った後に急冷する工程であることを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項２０】
請求項１７乃至１９のいずれか一項において、前記焼入れ工程は、前記鋼材の表面層を９００〜１１５０℃に加熱した後に、冷却しながら、その加熱温度より低い温度であってＡｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の範囲の温度に加熱もしくは保持して前記鋼材を前記表面層より深部まで加熱した後に急冷する工程、もしくは、前記鋼材をＡｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度またはＡｃ３温度〜９５０℃の範囲の温度に加熱した後に、前記温度に保持して前記鋼材を表面層より深部まで加熱し、加熱温度より高い温度であって９００〜１１５０℃の温度に前記鋼材の表面層を加熱した後に急冷する工程であることを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項２１】
請求項１７乃至２０のいずれか一項において、前記焼入れ工程におけるＡｃ１温度またはＡｃ３温度から焼入れ温度Ｔ（℃）に到達し、冷却するまでの時間ｔ（ｓｅｃ）が、下記式を満足することを特徴とする転動部材の製造方法。
ｔ≦（１３５０／（Ｔ＋２７３））２８
【請求項２２】
請求項１７又は１８において、前記鋼材を用意する工程は、前記鋼材中のセメンタイト中にＣｒが４〜１１重量％含有されるように熱処理する工程を有し、
前記焼入れ工程は、前記鋼材に、Ａｃ１温度〜９５０℃の範囲の温度で２〜１０００秒間の誘導加熱、および９００〜１１５０℃の範囲で０．１〜５秒間の誘導加熱を行った後に急冷することを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項２３】
請求項１７乃至２２のいずれか一項において、前記焼入れ工程により、前記鋼材の表面層に、０．３５〜０．８重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相を母相とする第１焼入れ硬化層が形成されるとともに、前記鋼材の前記第１焼入れ硬化層より深い層に、０．０７〜０．３重量％の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方が母相とされ、セメンタイトが２〜２０体積％分散された第２焼入れ硬化層が形成されることを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項２４】
請求項２３において、前記鋼材には０．５〜１．５重量％のＣおよび０．５〜２重量％のＣｒが含有されており、前記第１焼入れ硬化層にはセメンタイトが２〜１７体積％分散され、前記第２焼入れ硬化層にはセメンタイトが４〜２０体積％分散されていることを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項２５】
請求項２３又は２４において、前記焼入れ工程の後に、前記第１焼入れ硬化層および前記第２焼入れ硬化層に１００〜３５０℃の温度で焼戻し処理を施す工程をさらに具備することを特徴とする転動部材の製造方法。
【請求項２６】
請求項１７乃至２５のいずれか一項において、前記焼入れ工程の後に、前記第１焼入れ硬化層の表面部に加工処理を施すことにより、前記表面部に圧縮残留応力を付与する工程をさらに具備することを特徴とする転動部材の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図１２】
【図１３】
【図１４】
【図１５】
【図１６】
【図１７】
【図１８】
【図１９】
【図２０】
【図２１】
【図２２】
【図２３】
【図２４】
【図２５】
【図２６】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図１２】
【図１３】
【図１４】
【図１５】
【図１６】
【図１７】
【図１８】
【図１９】
【図２０】
【図２１】
【図２２】
【図２３】
【図２４】
【図２５】
【図２６】
【公開番号】特開２００６−９１４５（Ｐ２００６−９１４５Ａ）
【公開日】平成１８年１月１２日（２００６．１．１２）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００５−１３１６０５（Ｐ２００５−１３１６０５）
【出願日】平成１７年４月２８日（２００５．４．２８）
【出願人】（０００００１２３６）株式会社小松製作所 (1,686)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１８年１月１２日（２００６．１．１２）
【国際特許分類】
【出願日】平成１７年４月２８日（２００５．４．２８）
【出願人】（０００００１２３６）株式会社小松製作所 (1,686)
【Ｆターム（参考）】
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