JP2004292945A - 転動部材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 歯面の耐焼付き性を改善し、かつ３００℃での焼戻し硬さがＨＲＣ５０以上となる各種の耐高面圧用の安価な高周波焼入れ歯車等の転動部材を提供する。
【解決手段】 少なくともＣ：０．４５〜１．５重量％を含有するとともに、Ｖ：０．１〜０．５重量％、Ｃｒ：０．３〜１．５重量％の一種以上を含有する鋼材を用い、転動面層が、高周波加熱と冷却により形成された０．３〜０．８重量％の炭素を固溶するマルテンサイト母相中にセメンタイトが０．２〜１８体積％分散されている低温度で焼戻しされた組織からなる転動部材とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、高周波焼入れ法によって転動面層を焼入れ硬化して製造される転動部材に関するもので、より詳しくは、歯車の転動時の滑りによる摩耗とピッチング耐力の低下を防止するために、焼入れ時の加熱によってオーステナイト中に未固溶なセメンタイトを分散させることによって、転動時の滑り中に発生する局部的凝着性を改善し、さらに、３００〜３５０℃での低温焼戻し軟化抵抗性を顕著に高めるＳｉ、Ａｌを含有させた鋼を用いることによって、高周波焼入れ法で歯面を硬化した歯車の耐ピッチング強度を高めた歯車等の転動部材およびその製造方法に関するものである。

従来、建設・土木用機械の減速機などでは、高耐面圧性（２００ｋｇｆ／ｍｍ^２以上）が重要視される観点から、ＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭ系低炭素鋼に浸炭焼入れや浸炭浸窒焼入れ処理を施した歯車が一般的に使用されているが、一部、比較的低面圧（〜１５０ｋｇｆ／ｍｍ^２）条件で使用する場合には、炭素濃度が０．３５〜０．５５重量％の高周波焼入れに適した鋼（非特許文献１参照）に高周波焼入れ等の熱処理を施した歯車が使用されている。

日本鉄鋼協会編、「鋼の熱処理」、株式会社丸善、昭和５４年２月２０日、ｐ１１０、表２・３８、表２・３９、

前記建設・土木用機械に使用されている歯車減速機としては、より高出力化とコンパクト化の観点からより高面圧に耐えるとともに、より高強度で、より低コストな歯車が要望されている。

また、前記建設・土木用機械は走行時において岩石や構造物等の障害物を乗り越えたり、旋回しながらそれら障害物を掘削することが多く、それら走行用、旋回用の歯車減速機の歯車に衝撃的な荷重が作用することによって、浸炭焼入れ歯車の破損が問題になる。

さらに、高周波焼入れ硬化歯車においては、浸炭焼入れ歯車よりも高靭性であるが、前述のように１５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の高面圧下で使用した場合にはピッチング、スカッフィングおよび歯面の摩耗などの耐面圧強度面での不具合が発生し易い問題がある。

本発明は、前述のような問題点を解消するためになされたもので、滑りを伴う転動条件で使用する歯車では、その耐面圧強度が境界潤滑下で滑りに伴う局部的な凝着による摩耗と発熱によって歯面温度が３００℃まで上昇することに着眼し、転動面の高周波焼入れによってオーステナイト中に微細な未固溶なセメンタイトを分散させることによって、転動時の滑り中に発生する局部的凝着性を改善し、さらに、３００℃の低温焼戻しにおける焼戻し軟化抵抗性を効果的に高めるＡｌおよび／またはＳｉを多く添加した鋼材を用いて、３００℃での焼戻し硬さがＨＲＣ５０以上となる各種の耐高面圧用の安価な高周波焼入れ歯車等の転動部材を提供することを目的とし、さらに、オーステナイト中にほとんど固溶しないＴｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆのうちの一種以上の炭化物、窒化物および／または炭窒化物を歯面にあらかじめ０．１〜０．５体積％分散させておくことによって歯面の耐焼付き性を改善し、またＡｌとＮｉをより適正に複合添加することによって、その高硬度状態においても高靭性化させた転動部材およびその製造方法を提供することを目的とするものである。

浸炭焼入れ処理を施したＳＮＣＭ８１５、ＳＣＭ４２０、ＳＣｒ４２０、ＳＭｎＢ４２０鋼（浸炭肌焼鋼）について、それらの滑りを伴う転動面圧強度（ピッチング強度）を面圧３７５〜２２０ｋｇｆ／ｍｍ^２の範囲で予備調査した結果、１０^７回転でピッチングが発生し始める面圧は２１０ｋｇｆ／ｍｍ^２であり、各面圧でピッチングを発生した転動面最表面層のマルテンサイト相のＸ線半価幅は４〜４．２°に減少するとともに転動面最表面層において顕著な軟化が認められる。

また、Ｓ５５Ｃ炭素鋼を焼入れ焼戻し処理によってＨＲＣ６１〜６２に調整した炭素鋼について、面圧２５０ｋｇｆ／ｍｍ^２での転動面圧強度を予備調査した結果、１０^７回転でピッチングが発生し始める面圧がほぼ１８０ｋｇｆ／ｍｍ^２であり、面圧２５０ｋｇｆ／ｍｍ^２でピッチングを発生した転動面のマルテンサイト相のＸ線半価幅は前記浸炭肌焼鋼のそれとほぼ同様に３．６〜４．２°に減少している。

さらに、共析炭素鋼（１）（０．７７重量％Ｃ）についてもその転動面圧強度を予備調査した結果、１０^７回転でピッチングが発生し始める面圧がほぼ２３０〜２４０ｋｇｆ／ｍｍ^２であり、ほぼ同じ炭素量からなる前記浸炭肌焼鋼の転動面圧強度とほぼ同じであり、浸炭肌焼鋼の方が転動表面の粒界酸化層や不完全焼入れ層が存在することによる転動面圧強度のバラツキによる低下が見られることがわかった。

また更に、球状化処理した共析炭素鋼（２）（０．８５重量％Ｃ、０．４３重量％Ｃｒ）の転動面を高周波焼入れしたものの転動面圧強度を予備調査した結果、１０^７回転でピッチングが発生し始める面圧がほぼ２６０〜２７０ｋｇｆ／ｍｍ^２であり、前記共析炭素鋼（１）（０．７７重量％Ｃ）の転動面圧強度に比べ高強度化され、この原因が転動面マルテンサイト相中に微細なセメンタイト粒子が約２体積％分散していることによることがわかった。

さらに、前記微細なセメンタイト粒子を分散させる（約２体積％）と同時にマルテンサイト硬さを高める観点から、約１．０重量％炭素と１．５重量％Ｃｒを含有するＳＵＪ２を８４０℃から焼入れた後にＨＲＣ６２．５になるように焼戻したものの転動面圧強度を予備調査した結果、１０^７回転でピッチングが発生し始める面圧がほぼ２７０ｋｇｆ／ｍｍ^２であり、前記共析鋼のそれとほぼ同じ強度を示し、ピッチングを発生した転動面のマルテンサイト相のＸ線半価幅は前記浸炭肌焼鋼のそれとほぼ同様に４．２〜４．５°に減少していることがわかった。また、前記微細なセメンタイト粒子をより多く分散させるために、球状化処理を施したＳＵＪ２を加熱温度９５０〜９８０℃で高周波焼入れしたものの転動面圧強度が先の８４０℃から焼入れしたものに比べて、２９０ｋｇｆ／ｍｍ^２にまで改善されており、この原因が転動面マルテンサイト相中に微細なセメンタイト粒子が約１０体積％分散していることによることがわかった。

さらに、炭素が０．４６、０．５５、０．６６、０．７７、０．８５重量％含有される炭素鋼を８２０℃から焼入れ、１００〜３５０℃で各３時間焼戻したときの硬さとＸ線半価幅を調査し、さらに、すでに公開されているこれらに関するデータ（例えば材料、第２６巻２８０号、Ｐ２６）を参考にして検討した結果、マルテンサイト相のＸ線半価幅が４〜４．２°になる硬さはほぼＨＲＣ５１〜５３に焼戻される状態に相当し、例えば浸炭肌焼鋼の表面炭素濃度がほぼ０．７〜０．９重量％に調整されていることを参考にすると、その焼戻し温度はほぼ３００℃に相当することがわかった。

以上の予備試験結果から、歯車が高面圧下で噛み合う際に発生する熱によって歯面最表面部が焼戻され、軟化することによって、ピッチングを発生することを明らかにし、さらに、浸炭焼入れ歯車並みのピッチング強度を得るための指標としては３００℃での焼戻し硬さがＨＲＣ５３以上となることが必要であることを明らかにした。

また、ＳＣＭ４２０鋼に浸炭焼入れ処理を施した浸炭硬化層の３００℃焼戻し硬さと、単に焼入れ処理を施した共析炭素鋼の３００℃焼戻し硬さの比較において、焼戻し軟化抵抗性に対するＣｒ，Ｍｏの改善がほとんど確認されないために、高周波焼入れ法によって浸炭焼入れ歯車以上のピッチング強度を付与するためには、ほぼ３００℃での低温焼戻しにおける焼戻し軟化抵抗性を高める新たな合金設計が必要となること、および、前記共析炭素鋼（２）（０．８５重量％Ｃ）、ＳＵＪ２の転動面圧強度の改善作用のように粒径が０．１〜１．５μｍの微細で硬質なセメンタイト粒子などをマルテンサイト相中に分散させることが面圧強度を効果的に改善させることを明らかにした。

境界潤滑状態における摺動を伴う転動面での耐焼付き性が硬質なセメンタイトの分散によって顕著に改善され、その転動面における最表面温度の低減と耐摩耗性の改善によることは明らかであり（硬質粒子分散効果と呼ぶ）、その改善効果が０．１体積％以上の硬質粒子の分散によって認められるようになることが知られている。

また、前述の浸炭焼入れによるピッチング強度と同等以上（面圧Ｐｍａｘ＝２３０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上）に耐える高周波焼入れ歯車設計としては、ヘルツ面圧の理論解析に基づいて、面圧値の０．３倍の片振り剪断応力（Ｒ＝０）の疲労強度に耐える硬さが設定されるが、その計算値はほぼＨＲＣ５３．４であり、前述の予備試験においてピッチングが発生した転動面のマルテンサイト相Ｘ線半価幅から求まる硬さ（ＨＲＣ＝５３）と極めてよく合致しており、また、その硬さが滑りを伴う転動によって発生する摩擦熱によって、転動面最表面部がほぼ３００℃に昇温する時点でピッチングが発生することから、３００℃焼戻し硬さが少なくともＰｍａｘ＝２３０ｋｇｆ／ｍｍ^２に耐えるためのＨＲＣ５３以上であるように設定することによって浸炭焼入れ歯車と同等以上の高面圧歯車が開発されることがわかった。

なお、実施例２で後述するように、炭素を０．１〜１．０重量％含有する炭素鋼の３００℃焼戻しマルテンサイト相の硬さが
ＨＲＣ＝３６×√Ｃ（重量％）＋２０．９
で記述され、この硬さを基準にして各種合金元素の３００℃焼戻しマルテンサイト相の硬さに対する影響を調査した結果、３００℃焼戻しマルテンサイト相の硬さが
ＨＲＣ＝（３６×√Ｃ（重量％）＋２０．９）＋４．３３×Ｓｉ（重量％）＋７．３×Ａｌ（重量％）＋３．１×Ｖ（重量％）＋１．５×Ｍｏ（重量％）＋１．２×Ｃｒ（重量％）×（０．４５÷Ｃ（重量％））
で記載され、とりわけフェライトに濃縮するＳｉ、Ａｌが顕著な焼戻し軟化抵抗性を発揮することを明らかにした。

上述の結果に基づいて、本発明においては、前記鋼中の各合金成分の含有量（重量％）を次のように限定した。

要するに、第１発明においては、少なくともＣ：０．４５〜１．５重量％を含有するとともに、Ｖ：０．１〜０．５重量％、Ｃｒ：０．３〜１．５重量％の一種以上を含有する鋼材を用い、転動面層が、高周波加熱と冷却により形成された０．３〜０．８重量％の炭素を固溶するマルテンサイト母相中にセメンタイトが０．２〜１８体積％分散されている低温度で焼戻しされた組織からなることを特徴とする転動部材開発した。

なお、前記硬質粒子分散効果が作用し始めるのは、通常、０．１体積％以上であるが、セメンタイトはその硬さがほぼＨｖ８５０〜１０００であり、マルテンサイト母相硬さと大きな差異がないことから、相手材料に対するアタック性が少なく、前述のＳＵＪ２高周波焼入れ転動面層中のセメンタイト分散量を考慮して０．２〜１８体積％が有効であることは明らかであるが、下限のセメンタイト分散量は２体積％とすることがより好ましいこととした。また、その上限のセメンサイト分散量は、前記鋼材の溶製時に巨大炭化物が発生することを抑制するための上限炭素量１．５重量％として、前記０．３重量％の炭素を固溶するマルテンサイト母相に分散するセメンタイト量を計算し、１８体積％としたものである。さらに、前記マルテンサイト相中の下限炭素濃度としては、焼入れ状態でＨｖ６００以上の硬質なマルテンサイト相が得られるように０．２５重量％以上とするが、０．３重量％以上がより好ましいことは明らかであり、また上限炭素量はマルテンサイト相硬さが飽和する０．８重量％とするが、焼入れ時の焼割れ性や摺動時の耐ヒートクラック性を考慮し、使用する鋼材の共析炭素濃度未満とするが、より具体的には亜共析炭素濃度域の０．６重量％以下とするのが好ましいこととした。

また、前記高周波焼入れ時の加熱温度は浸炭焼入れや単なる炉加熱焼入れ温度と比べ９００〜１１００℃と極めて高いために、例えば前述の高周波焼入れ用鋼を用いた転動部材表面層のマルテンサイト相炭素濃度を調整しながらセメンタイトを分散させる焼入れ硬化層を形成させることが難しい。この問題を解決するために、第２発明においては、セメンタイトに顕著に濃縮する合金元素であるＣｒ、Ｖを添加した鋼を用いて、フェライト相（αＦｅ相）および／またはオーステナイト相（γＦｅ）とセメンタイトが共存する加熱状態において、これらの鋼のセメンタイト中へ、少なくともＣｒを２．５重量％、より好ましくは３重量％以上に高める前熱処理を施すことによって高周波焼入れ加熱中のオーステナイト相へのセメンタイトの固溶を阻害することを図った。

なお、前述の高周波焼入れ処理前の熱処理としては、マルテンサイトやパーライト組織のものを（フェライト＋セメンタイト）二相領域で加熱処理する方法や、パーライト組織形成の段階で例えば空冷、炉冷等の冷却速度で遅く冷却する方法や、Ａ１温度から６００℃の範囲で恒温処理する方法、さらにセメンタイトの球状化を図る球状化焼きなまし処理（前記非特許文献１のｐ４４〜４６を参照）等が好ましい。

さらにまた、共析炭素濃度以上の鋼では、Ａ１温度〜Ａｃｍ温度の（オーステナイト＋セメンタイト）二相領域で加熱保持し、そのセメンタイト中にＣｒを濃縮させた後に冷却し、母相をマルテンサイト、ベイナイトおよび／または微細なパーライト組織にする前熱処理も好ましいことは明らかであり、また前記加熱保持した後に６００℃まで徐冷しながら粒状セメンタイトおよび／またはパーライト状セメンタイトを分散させる前熱処理も好ましい。なお、７５０〜８５０℃の（オーステナイト＋セメンタイト）二相領域におけるセメンタイト中のＣｒ濃度はオーステナイト中のＣｒ濃度の約８〜１０倍に濃縮し、例えばＦｅ−０．９重量％Ｃ−１．５重量％Ｃｒ鋼では、８２０℃に加熱保持することによって、１１重量％のＣｒを含有するセメンタイトが約２体積％分散した組織となり、後述するように高周波焼入れによってこの状態で分散するセメンタイトが未固溶で残留することがわかる。

なお、（フェライト＋セメンタイト）二相組織におけるセメンタイト中のＣｒ濃度は、例えば７００℃において、フェライト中のＣｒ濃度の約２８倍に濃縮することが知られており（６００℃加熱では約５２倍）、このＣｒの濃縮したセメンタイトが高周波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。

図１は、炭素との親和力の強いＣｒと類似の合金元素を添加したＦｅ−Ｃ−Ｍ三元系状態図を模式的に示したものであり、図中のＡ点で示す組成の鋼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等炭素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元素が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。

その他の等炭素活量線（細線）は、各炭素活量に応じて計算されるものであり、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と定義されるものである。

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点、Ｆ点で与えられ、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１中の等炭素活量線に沿って炭素が均質化した後に（矢印←→で示す）、合金元素が均質化することがわかる。

しかし、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、セメンタイトが合金元素Ｍをその場に残して炭素だけが固溶するとした時のセメンタイトと平衡するオーステナイト中の炭素活量が（Ｋ点）、元のＡ点組成の炭素活量より低くなることから、Ｋ点を通る等炭素活量線に沿って極短時間で炭素は拡散するが、それ以上の固溶が進行し、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できないことがわかり、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急速に遅くなることがわかる。また、セメンタイトが完全に固溶するための時間は、元のＣ点組成を通る等炭素活量線とセメンタイト固溶度線との交点とセメンタイト中のＢ点との合金元素濃度差が大きくなるほど遅くなることが明らかであり、高周波加熱・焼入れによるセメンタイトの分散が容易に行われることがわかる。

さらに、オーステナイト（γ相）領域での加熱が数秒以内に制御される高周波加熱・焼入れ処理が施された場合に、前述のセメンタイトが未固溶状態で分散しているマルテンサイト母相中の炭素濃度は、炭素拡散で支配されるＫ点を通る等炭素活量線上のＩ点の合金組成に対応する位置の炭素濃度とほぼ等しくなり、それに応じたマルテンサイトの硬さが得られるが、そのマルテンサイト母相組成の焼入れ性は、元のフェライト中の合金濃度（Ｉ点）と前記炭素濃度によって決まり、鋼材の組成（Ｈ点）から計算される焼入れ性（ＤＩ値）より大きく低下することがわかる。また、その焼入れ性の低下する割合は、焼入れ前組織中のセメンタイトに合金元素が濃縮するほど大きくなり、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏのセメンタイトに濃縮し易い合金元素ほどその低下は顕著に起こることも明らかである。

より具体的にするために、図２に示すＦｅ−Ｃ−Ｃｒ三元系状態図と等炭素活量線図（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を以下に検討する。

（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２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、この状態で例えば高周波加熱によってオーステナイト状態になる１０００℃に急速加熱すると、Ｂ点，Ｃ点はＡ点に向かって均質化していくことになるが、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Ｄ点を経由しながら矢印（↑↓）で示す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（等炭素活量線）で平衡化し、その後の加熱によってＣｒ元素がＡ点に向かって均質化することで、より迅速なセメンタイトの固溶を達成することができ、マルテンサイト母相の炭素濃度もほぼ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。

（２）セメンタイトの固溶が大きく遅延される場合１
図２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、この状態で例えば高周波加熱によってオーステナイト状態になる１０００℃に急速加熱すると、前述の例のごとく、Ｆ点はＨ点に向かって固溶していくことになるが、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あ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くなるために、まずＨ点を通る等炭素活量線までセメンタイトが炭素拡散律速機構で固溶した後、セメンタイトと平衡するγ相組成（Ｈ点）がセメンタイトの固溶度線に沿ってＥ点と等炭素活量の関係にあるセメンタイトの固溶度線上のＩ点にＣｒの拡散を伴いながらセメンタイトを固溶し、オーステナイト（γ）組成がＩ点に到達した時点でセメンタイトが完全に固溶することがわかる。また、焼入れ後のマルテンサイト母相中の炭素濃度は約０．６重量％、Ｃｒ濃度は０．２４重量％となり、非常に硬質なマルテンサイト中に約３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が、マルテイサイト相の焼入れ性（ＤＩ値）は鋼材組成（Ｅ点、０．８重量％Ｃ、１重量％Ｃｒ）のＤＩ値の約１／５に低下することがわかる。またさらに、未固溶のセメンタイト周辺の溶解部においては、高炭素濃度、高合金濃度であることから、未固溶のセメンタイト周辺では安定な残留オーステナイト相が形成され易くなるとともに、未固溶のセメンタイト界面からの不完全焼入れ層の形成が抑制されることがわかる。

（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）の場合におけるＨ点は、セメンタイトと異なるＣｒ_７Ｃ_３炭化物とオーステナイト（γ相）が平衡し、非平衡なセメンタイトとオーステナイト（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仮定しているが、このセメンタイトの固溶過程において、Ｃｒ_７Ｃ_３炭化物の固溶度線上のＪ点を通る等炭素活量線（約０．２）までは、炭素拡散律速でセメンタイトが固溶するが、それ以後のセメンタイトの固溶は、セメンタイト消失前にＣｒ_７Ｃ_３炭化物が形成される必要性のないように、オーステナイト（γ相）界面組成は、少なくともＣｒ_７Ｃ_３炭化物が析出しなくても良い（オーステナイト（γ相）＋セメンタイト＋Ｃｒ_７Ｃ_３）三相共存領域のＫ点に到達する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ことがわかる。この場合の前記高周波加熱・焼入れによって得られるマルテンサイト母相中の炭素濃度は約０．４５重量％となり、硬質な（ＨＲＣ５７〜６１）マルテンサイト母相中に約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。

なお、前述の検討結果から、セメンタイトの顕著な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重量％に濃縮する（Ｊ点）場合であることは明らかであり、９００℃の加熱では約２．５重量％であるので、例えば、Ｃ：０．５５重量％、Ｃｒ：０．３重量％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２．６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０．４重量％以上であることがわかる。ここで、αＫＣｒはフェライト相とセメンタイト間のＣｒの濃縮性をあらわす分配係数であって、分配係数αＫＭ＝セメンタイト中のＭ元素濃度（重量％）÷フェライト中のＭ元素濃度（重量％）と定義されるものであり、各合金元素の分配係数（７００℃での）は、
αＫＣｒ＝２８、αＫＭｎ＝１０．５、αＫｖ＝９．０、αＫＭｏ＝７．５、αＫＷ＝２．０、αＫＮｉ＝０．３４、αＫＳｉ，Ａｌ≒０であることが知られており、Ｃｒが各種合金中で最もセメンタイトへ濃縮することがわかる。

さらに、前記９００〜１１００℃で高周波加熱・焼入れ法を転動部材に適用するために、その焼入れ後に１４０℃以上での低温焼戻し処理したマルテンサイト母相硬さを少なくともＨＲＣ５５以上に高める必要があることから、マルテンサイト母相中の炭素濃度を０．３重量％以上に高めるために、セメンタイト中の平均Ｃｒ濃度が１０重量％以下（例えば図２中のＬ点）となるように調整することが必要であることがわかる。よって、第２発明においては、高周波焼入れ前組織におけるセメンタイト中の平均Ｃｒ濃度が２．５〜１０重量％の範囲で調整されるものとした。

また、前述のように（オーステナイト＋セメンタイト）二相領域で加熱保持した状態でのセメンタイト中のＣｒ濃度が約１１重量％にまで濃縮され、高周波焼入れによってこれらのセメンタイトが未固溶状態で分散するが、高周波焼入れ前組織としてはフェライトと平衡するセメンタイトも析出した状態にあり、本発明はこれらのセメンタイトの平均的なＣｒ濃度で定義するものであり、マルテンサイト母相中の炭素濃度が０．３重量％以上となるためのものであることは明らかである。またさらに、マルテンサイト母相中の炭素濃度を０．４重量％以上にして、より面圧強度を高めることがより好ましく、その時の好適なセメンタイト中の平均Ｃｒ濃度が２．５〜９重量％であることは明らかである。

また、前記炭素拡散律速で拡散固溶する時のマルテンサイト母相中の炭素濃度が約０．８重量％以上になると、前記高周波加熱・焼入れによる残留オーステナイト相が多くなり過ぎ、マルテンサイト相の硬さが飽和することから、その炭素濃度が０．３〜０．８重量％となるように調整されることが好ましいので、鋼材炭素量は未固溶セメンタイト量を１〜１８体積％とすると、０．４５〜１．５重量％で適用できることがわかるが、０．５３〜１．５重量％がより好ましいことは明らかである。

したがって、０．５３〜１．５重量％の炭素量を添加するときのＣｒ量としては１．８重量％以下であることが好ましいが、経済的な観点からは１．５重量％以下で調整されることが好ましい。さらには、後述するように前述の鋼材を歯車用鋼材に適用し、高周波焼入れによって歯形に沿った焼入れ硬化層を形成する歯車を製造する場合には、セメンタイトが分散するマルテンサイト相（高周波加熱状態ではオーステナイト相）の焼入れ性を抑えるために、０．８重量％Ｃｒ以下で使用されることが好ましい。

またさらに、前述のフェライトとセメンタイト間の合金元素の分配係数αＫＭが大きいＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗがセメンタイトへの濃縮傾向が大きいだけでなく、前記（３）の関係で記載したようなＣｒ_７Ｃ_３炭化物の存在と同様に、Ｆｅ_２１Ｍｏ_２Ｃ_６、Ｖ_４Ｃ_３、ＷＣ特殊炭化物が存在することから、Ｃｒ_７Ｃ_３と同様の検討がされ、セメンタイト中のＶ、Ｍｏ、Ｗ濃度がそれぞれ０．３重量％Ｖ、１重量％Ｍｏ、１重量％Ｗ以上に調整されることが必要とわかり、その結果、Ｖ：０．１重量％以上、Ｍｏ：０．３重量％以上およびＷ：０．５重量％以上の添加によって前記セメンタイトの固溶遅延が発現されるので、本発明においては少なくともＣｒが０．３重量％以上および／またはＶが０．１重量％以上添加されるものとし、Ｍｏ、Ｗが必要に応じて複合添加されることが好ましいものとした。

さらに、Ｖは０．３重量％を越えるとＶ_４Ｃ_３炭化物が高周波焼入れ後のマルテンサイト母相中に残留するようになり、かつ、Ｖ_４Ｃ_３が顕著な前述の硬質粒子分散効果（〜０．４体積％）を発揮することから、Ｖ添加量範囲としては０．１〜０．５重量％が好ましいことがわかる。

また、ＭｎはＶ，ＭｏよりもαＫＭｎが大きく、セメンタイト中に顕著に濃縮する元素であるが、オーステナイト状態での特殊炭化物の存在が無く、かつ、通常添加される鋼組成範囲（〜１．５重量％）においては（セメンタイト中〜８．５重量％Ｍｎ）、セメンタイトの炭素の流出を阻害するＭｎによる炭素活量の低下も顕著でないことは明らかであるので、Ｍｎは１．５重量％以下を適量とできることは明らかである。なお、後述するように歯形に沿った焼入れ硬化層を形成させる歯車部材に適用する場合においては、マルテイサイト相の焼入れ性を抑えるために、０．５重量％以下で使用されることが好ましい。

なお、前記セメンタイトとフェライト間の分配係数αＫＭは前述のように７００℃で十分加熱したときのものであって、例えば加熱温度を６００℃に下げた時にはそれらの分配係数はより大きくなり、Ｃｒ、Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏはよりセメンタイトに濃縮されるが、その加熱が短時間すぎた場合には十分に濃縮されないので、あらかじめ鋼の共析温度以下で加熱処理しておくことが好ましいことは明らかである。

さらに、前記転動面層のマルテンサイト母相中に分散するセメンタイトは、パーライト組織の板状セメンタイトや粗大な粒状セメンタイト（平均粒径１．５〜３μｍ）であっても転動面強度に良いことは明らかであるが、歯車等の曲げ応力に対する強度的観点からは、さらに後述するショットピーニングによるセメンタイトの破損を避ける観点からも、高周波焼入れの前処理として、セメンタイトを粒状化し、平均粒径が１．５μｍ以下に微細化しておくことがより好ましいことは明らかであるが、そのセメンタイト粒子の微細化はαＫＭ、γＫＭの大きな元素を添加することが好ましく、セメンタイトへの濃縮傾向が大きいＣｒを添加することが好ましいことは明らかである。

また、前述のように高周波焼入れ前組織をセメンタイト球状化組織とする場合においては、素材調質（焼入れ焼戻し熱処理）による球状化を図る場合には、一旦深いマルテンサイト層を形成する必要があるために、必然的に焼入れ性の高い鋼を使う必要があるが、本発明においては球状化焼きなまし処理によって実施されることが好ましい。また、共析温度（Ａ１温度）を顕著に高めるＳｉ、Ａｌを多量に添加する鋼においては、素材調質の焼戻し温度もしくは球状化温度を高めることができることから、その熱処理時間が大幅に短縮できる特徴を有している（第７発明）。

なお、前記転動部材を歯車に適用する場合においては、前記セメンタイトに起因する内部切欠き作用で歯元曲げ疲労強度の低下が危惧されるので、第３発明においては、前記転動面層を高周波焼入れ後も、転動面層中に平均粒径が０．１〜１．５μｍの粒状セメンタイトが１体積％以上分散するようにして、かつ、セメンタイトの内部切欠き作用を低減し、靭性を高めるために残留オーステナイト相を１０〜６０体積％残留させ（第５発明）、さらに旧オーステナイト結晶粒径をＡＳＴＭ１０番以上に微細化し（第６発明）、かつ５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力を付加すること（第１３発明）によって対策することとした。さらに、歯先、ピッチ円、歯元、歯底からなる歯形表面層へのショットピーニング処理等の物理的加工処理を施すことによって、転動面層の最表面部において、５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力を確実に付与することとした（第１４発明）。またさらに、歯の端面部へもショットピーニング処理等の物理的加工処理を施すことによって、端面部の焼入れ境界部からのスポーリング的な破損を防止することとした（第１５発明）。

また、滑り性が大きく、スコーリング等の破損が問題となりやすい歯車部材においては、転動面における潤滑油による潤滑性の改善が必要となる場合においては、前記マルテンサイト母相中のパーライト組織状に分散するセメンタイトの分散が歯面でのオイルポケットの形成に適していることから、第４発明においては、転動面中にパーライト状板状セメンタイトが少なくとも含有されることを特徴とし、耐焼付き性、耐摩耗性に優れた転動部材を開発した。前記オイルポケットはマルテンサイト相よりも硬質な板状セメンタイトに挟まれたマルテンサイト相部がオイル溜りになり、潤滑性を改善するものである。

また、マルテンサイト母相中にパーライト組織状のセメンタイトが分散する転動部材においては、歯車同士が噛み合う際の振動に対する制振性に優れることは容易に想像されることであり、第４発明における転動部材は制振性に優れた歯車部材に好適であることは明らかである。なお、前記マルテンサイト母相中にパーライト組織状に板状セメンタイトが分散した組織の転動面ピッチング強度は粒状セメンタイトが分散した組織のそれと比べて優れた耐久性を示すが、それは、明らかに転動滑り面における潤滑性の改善によることは明らかであり、高負荷なベアリング部材としても好適であることは明らかであり、本発明はそれを含んだものである。

前記高周波焼入れを実施して利用する転動部材は、その際の加熱均質時間が数秒以内であることが多く、前述のようにセメンタイトにＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｍｎ等を濃縮して高周波焼入れした場合に、マルテンサイト母相内での合金元素の均質化はほとんど進まないことが多く、焼戻し軟化抵抗性が低下することによって、前述の転動面強度に対するセメンタイトによる粒子分散効果が十分に発現されず、浸炭焼入れ転動部材に較べてもその面圧強度が改善されないことが危惧されるために、第７発明においては、セメンタイト中にほとんど濃縮せず、マルテンサイト母相に効率良く残留して、マルテンサイト母相の焼戻し軟化抵抗性を高める、Ｓｉ：０．５〜３．０重量％もしくはＡｌ：０．２５〜１．５重量％のいずれか一方または（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．５〜３．０重量％を含有し、さらに、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｂ，Ｃａの一種以上の合金元素とＰ，Ｓ，Ｎ，Ｏ等の不可避的不純物元素が含有され、残部が実質的にＦｅからなるとともに、
５≦４．３×Ｓｉ（重量％）＋７．３×Ａｌ（重量％）＋３．１×Ｖ（重量％）＋１．５×Ｍｏ（重量％）＋１．２×Ｃｒ（重量％）×（０．４５÷Ｃ（重量％））
の関係を満足するように調整されてなる鋼材を焼入れ処理もしくは高周波焼入れ処理後に３００℃以下の焼戻し処理を施し、その表面硬化層が３００℃の焼戻し処理によってもＨＲＣ５０以上の硬さが確保されるようにしたことを特徴とする鋼材を用いること特徴とする高周波焼入れ転動部材を開発した。

また、本発明では、Ｓｉ，Ａｌ等のフェライト安定化元素を多量に添加するので、高周波焼入れ時においてフェライト相が焼入れ硬化層に残留する危険性がまず検討される必要があるが、図３に示すように３重量％Ｓｉを添加した鋼においては炭素量を０．３５重量％以上で、より好ましくは０．４５重量％以上に添加することによって高周波焼入れ時の加熱温度（９００〜１１００℃）において十分にオーステナイト化することがわかる。また、Ｓｉの代わりにＡｌを添加する場合においては、ＡｌはＳｉの２倍以上のフェライト安定化能力を持つことから、本発明においては１．５重量％をＡｌ上限添加量とすることが好ましいことは明らかである。

前記高周波焼入れの前組織として、（フェライト＋パーライト）組織であっても、粗大なフェライトが存在する場合には、短時間の高周波加熱によって均質化され難いことから、本発明のように前記Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの炭化物、炭窒化物を含有し、（フェライト＋パーライト）組織を細かくし、粗大フェライトの発生を抑えることや鋼中の炭素量を０．６重量以上に調整することが好ましいことは明らかである。

なお、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの一種以上の合金元素からなる炭化物、窒化物および／または炭窒化物は前記セメンタイトに比べ、高周波加熱時のオーステナイトにほとんど固溶せず、かつ極めて硬質であり、鋼に対する耐焼付き性に極めて優れた化合物であることから、それらの微量の添加によってオーステナイト結晶粒の微細化とセメンタイトに代わる前記硬質粒子分散効果が優れることは明らかであり、本発明においては経済性を考慮して、０．２重量％を上限添加量とした（第８発明）。

また、前記硬質粒子を、例えばＴｉＣとした場合には、ＴｉＣの比重がほぼ４．９ｇｒ／ｃｍ^３であることから、０．２重量％のＴｉ添加によって０．２５重量％のＴｉＣが形成され、その体積％（０．４体積％）が、相手摺動材料に対するアタック性の小さいことがわかる。

また、前記転動面での耐焼付き性や耐摩耗性を効率的に改善するためには、前記鋼の溶製段階で析出分散させる炭化物、窒化物および／または炭窒化物が比較的大きいことが好ましいことであって、それらの平均粒径としては、高速度鋼炭化物の分布に見られるように０．１μｍ以上が好ましく、かつ摺動時の相手材へのアタック性を考慮した場合には５μｍ以下にしておくことが望まれる。

Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏは鋼の焼入れ性を顕著に高め、高濃度な炭素（一般的には０．５５重量％Ｃ以上）を含有する鋼においては高周波焼入れ時の焼割れ性が高まることや、歯車ピッチ円での硬化深さが深くなり過ぎて、スルーハード化した場合、そのピッチ円位置の歯面表面に引張残留応力が発生するために、歯面強度が低下し易い問題を起し易い。そこで、第９発明では、前記球状化熱処理やＡ１〜５５０℃の（フェライト＋セメンタイト）二相領域で加熱処理によってＣｒ、Ｍｎ、Ｍｏをセメンタイト中に濃縮させ、フェライト中のＣｒ、Ｍｎ、Ｍｏ濃度を大幅に低減させることによって、そのセメンタイトを残留させる前記高周波焼入れする際の加熱によって炭素のみを０．３重量％以上に固溶したオーステナイト相の焼入れ性を大幅に低減し、少なくとも、歯車ピッチ円での硬化深さがスルーハード化しないようにして、焼割れ性と引張残留応力の発生を抑制することとして、熱処理計算から、その際の歯車モジュール（Ｍ＝ピッチ円長さ÷歯数（ｍｍ））とＤＩ値（ｉｎｃｈ）の関係を解析し、式
ＤＩ≦０．１２×Ｍ＋０．２０
の条件を満足させる前記オーステナイト相の焼入れ性（ＤＩ値）を持つものとした。

例えば、上式の関係に従えば、Ｍ＝６の歯車では、ＤＩ＝０．９２（ｉｎｃｈ）以下の焼入れ性を持つ前記オーステナイト相が高周波加熱によって形成されるように、前記のようにしてフェライト相中の合金元素濃度を調整することによって達成されることは明らかである。実際のところ、多量に使われる歯車サイズとしては、Ｍ≦６であることから、第１０発明においては、マルテンサイト相中の固溶炭素量を０．３〜０．８重量％とした場合においては、元フェライト相であったマルテンサイト相中のＣｒ：０．０５〜０．２重量％、Ｍｎ：０．１〜０．３重量％、Ｍｏ：０〜０．１重量％が含有されることが好ましく、さらに、３５０℃の焼戻し軟化抵抗性を高める場合においては、Ｓｉ：０．５〜２重量％が含有されるようにしたＤＩ＝０．９２以下に調整されることが好ましいことは明らかである。

また、より具体的には、少なくともＣ：０．５３〜１．５重量％とＣｒ：０．３〜１．５重量％および／またはＶ：０．１〜０．３重量％を不可避的に含有し、かつＭｎを０．２〜０．５重量％に抑制してＳｉ：０．５〜２重量％、ＭｏおよびＷをそれぞれ０．２重量％以下の範囲に調整した鋼材を利用することとした。また、より耐摩耗性と耐面圧強度を重要視する場合においては、少なくともＣ：１．２〜１．５重量％とＣｒ：０．６〜１．５重量％および／またはＶ：０．１〜０．３重量％を不可避的に含有し、かつＭｎ：０．２〜０．５重量％に抑制してＳｉ：０．５〜２重量％、ＭｏおよびＷをそれぞれ０．２重量％以下の範囲に調整された鋼材を利用することがより好ましいことは明らかである（第１１発明）。

なお、前記第１発明〜第１５発明のいずれかに記載の転動部材用および／または歯車部材用の鋼材においては、炭素量が高いことから、その部材の機械加工性が経済的でないことは明らかであり、とりわけ０．６重量％Ｃ以上でパーライト組織状の板状セメンタイトが分散する前記部材などでは経済的に不利であり、この場合においては、炭素添加量が０．１〜０．４５重量％で、その他合金元素が前記第１発明〜第１５発明のいずれかの範囲にある鋼材を利用して、前記部材を機械加工し、その後に浸炭および／または浸炭浸窒処理によって、少なくとも表面の炭素濃度が０．６〜１．５重量％で、０．４５重量％炭素濃度位置が表面から０．４ｍｍ以上になるように調整した後に、前記粒状および／またはパーライト状のセメンタイトに分散処理し、それらセメンタイトにＣｒを濃縮させ、高周波焼入れしたことを特徴とする転動部材および／または歯車部材が開発できることは明らかであり、第１６発明では、少なくともＣ：０．１〜０．４５重量％を含有するとともに、Ｖ：０．１〜０．５重量％、Ｃｒ：０．３〜１．５重量％の一種以上を含有する鋼材を用い、浸炭または浸炭浸窒処理によって転動面表面炭素濃度が０．６〜１．５重量％で、０．４５重量％の炭素濃度位置が表面からの深さ０．４ｍｍ以上になるように調整され、転動面層が、高周波焼入れにより形成された０．３〜０．８重量％の炭素を固溶するマルテンサイト母相中にセメンタイトが２〜１８体積％分散されている低温度で焼戻しされた組織からなることを特徴とした。なお、そのマルテンサイト母相中の上限炭素濃度が利用する鋼材の共析炭素濃度未満、もしくは、０．６重量％であることが好ましいことは前述の第１発明と同じであり、さらに、セメンタイトへのＣｒの濃縮に関しては第２発明と同じである。また、転動面圧が作用する際の計算される最大せん断応力深さとその応力分布を考慮して、前記０．４５重量％炭素濃度位置を０．４ｍｍ以上とした。

また、少なくともＣ：０．４５〜１．５重量％を含有するとともに、Ｖ：０．１〜０．５重量％またはＣｒ：０．３〜１．５重量％の一種以上を含有する鋼材を用いる転動部材の製造方法として、第１７発明では、その鋼材中のセメンタイトの平均Ｃｒ濃度が２．５〜１０重量％になるように加熱処理するＣｒ濃化処理工程と、加熱時間１０秒以下でＡ１温度以下の温度から９００〜１１００℃の焼入れ温度まで誘導加熱し急冷する高周波焼入れ処理工程と、１００〜３００℃の温度で加熱する焼戻し処理工程とを有することを特徴としている。これにより、０．３〜０．８重量％の炭素が固溶するマルテンサイト母相中に０．２〜１８体積％のセメンタイトが分散した低温焼戻し組織からなる転動部材の製造方法を開発した。ここで、その鋼材中のセメンタイトの平均Ｃｒ濃度が２．５〜１０重量％になるように熱処理するＣｒ濃化処理工程と加熱時間１０秒以下でＡ１温度以下の温度から９００〜１１００℃の焼入れ温度まで誘導加熱し急冷する高周波焼入れ処理工程によって、セメンタイトのオーステナイトへの固溶速度を遅らせることと生産性を考慮し、十分なオーステナイト相での炭素拡散時間が確保されるものとした。また、前記Ｃｒ濃化処理工程は、加熱温度がＡ１温度〜９００℃である［セメンタイト＋オーステナイト］二相領域での加熱処理および／または加熱温度が３００℃〜Ａ１温度である［セメンタイト＋フェライト］二相領域での加熱処理であることを特徴とし（第１８発明）、さらに、前記鋼材は、少なくともＣ：０．８〜１．５重量％を含有するものであって、前記Ｃｒ濃化処理工程のＣｒをセメンタイトへ濃化する加熱温度がＡ１温度〜９００℃である［セメンタイト＋オーステナイト］二相領域での加熱処理の後に、徐冷またはＡ１温度以下への冷却とＡ１温度以上への再加熱とを施すことにより平均粒径が０．１〜１．５μｍの粒状セメンタイトを分散させる粒状化処理工程を有することを特徴としている（第１９発明）。ここで、高周波焼入れ処理工程の急冷とは、所定温度まで加熱した転動部材の表面層をオーステナイト化するために必要な冷却能力を持つ冷却剤（例えば、水、水溶性焼入れ液、油など）により冷却することをいう。

さらに、歯車表面からの誘導加熱深さをできるだけ浅くして、高周波焼入れによる歯車ピッチ円位置の焼入れ硬化深さがスルーハード化せず、その歯形に沿って焼入れ硬化層が形成されるように、前記高周波焼入れ処理工程の前に、３００℃〜Ａ１温度の加熱温度で予備加熱する前加熱処理工程を有し、前記高周波焼入れ処理工程のＡ１温度以下の温度から９００〜１１００℃の焼入れ温度までの加熱速度が１５０℃／ｓｅｃ以上であることを特徴とし（第２０発明）、高周波焼入れ時の焼割れや焼入れ変形を抑制している。

さらに、少なくともＣ：０．１〜０．４５重量％を含有するとともに、Ｖ：０．１〜０．５重量％またはＣｒ：０．３〜１．５重量％の一種以上を含有する鋼材を用いる転動部材の製造方法として、第２１発明では、転動面表面の炭素濃度を０．６〜１．５重量％、炭素濃度０．４５重量％の位置を表面からの深さ０．４ｍｍ以上となるように調整する浸炭または浸炭浸窒処理工程と、浸炭または浸炭浸窒層中のセメンタイトの平均Ｃｒ濃度が２．５〜１０重量％になるように加熱処理するＣｒ濃化処理工程および／または、徐冷またはＡ１温度以下への冷却とＡ１温度以上への再加熱とを施すことにより平均粒径が０．１〜１．５μｍの粒状セメンタイトを分散させる粒状化処理工程と、加熱時間１０秒以下でＡ１温度以下の温度から９００〜１１００℃の焼入れ温度まで誘導加熱し急冷する高周波焼入れ処理工程と、１００〜３００℃の温度で加熱する焼戻し処理工程とを有することを特徴としている。これにより、前記第１７発明に記載の鋼材よりも炭素含有量の少ない鋼材を用いて転動部材が製造されることから、例えば歯車部材の機械加工に関する経済性が改善されることは明らかであるとともに、前記第２０発明のような急速加熱のための高価な高周波焼入れ処理設備が不要となることによる経済性が改善されることは好ましいことである。ここで、より好ましくは転動面表面の炭素濃度は０．９〜１．５重量％である。

さらに、前記高周波焼入れ処理工程以降に、転動部材の一部または全部の表面層において５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力を発生させるショットピーニング等の物理的加工処理工程を有することを特徴としても良い（第２２発明）。これにより、転動部材表面層の曲げ疲労強度、ピッチング強度を高めることができる。

なお、前記各発明につながる各合金元素の働きについてまとめて次に記述する。

Ｓｉ：０．５〜３．０重量％
Ｓｉは３００〜３５０℃以下の低温焼戻し温度域での焼戻し軟化抵抗性を顕著に高める元素であり、その焼戻し軟化抵抗性を高める機構としては低温度で析出するε炭化物をより安定化し、セメンタイトの析出をより高温度側に引き上げることによって軟化を防止することが示されている。

Ｓｉの下限添加量は、１重量％当りのＳｉの３００℃焼戻しでの軟化抵抗△ＨＲＣが４．３であることと、０．５５重量％炭素から求まる３００℃焼戻しのベース硬さがＨＲＣ４７．６であることから、３００℃焼戻し硬さＨＲＣ５０を確保するためのＳｉ添加量は約０．５重量％であり、さらに、０．１５重量％のＳｉが共存する場合のＡｌ添加量は約０．２５重量％であることから、Ｓｉ、Ａｌ添加下限量と設定した。

また、そのＳｉ上限量は前述の炭素量０．３〜０．８重量％の範囲でＡｃ３変態温度が９００℃を越えないようにし、むやみに高周波焼入れ温度を高くしないようにするために３．０重量％としたが、浸炭、浸炭浸窒処理後に油焼入れする場合においては、その鋼材の炭素量を０．２〜０．８重量％にする必要があることから、焼入れ温度がむやみに高くなり過ぎないようにその上限値を２重量％に抑えることが好ましいことは明らかである。

Ａｌ：０．２５〜１．５重量％
Ａｌは強力な脱酸作用を示すことおよび、鋼中に含有される不純物元素であるＰ，Ｓを結晶粒界から排斥する作用が強力であることから鋼材の清浄度化に有効であること、さらに、本発明では、ＡｌがＳｉよりも低温焼戻し軟化抵抗性を高める元素であることを確認し（△ＨＲＣ＝７．３）、Ａｌを単独に添加する場合の添加量を０．２５〜１．５重量％とし、Ｓｉの一部を０．１５〜１．５重量％のＡｌで置き換えて利用する場合には（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．５〜３．０重量％とすることを特徴としたが、前述のようにＡｌはＳｉよりもさらに強力なフェライト安定化元素であり、Ａｃ３温度をＳｉに比べて約１．６倍より高める作用を有するので、その最大の添加量を１．５重量％以下とした（２．５重量％／１．６）。また、焼入れ温度がむやみに高くなり過ぎないようにその上限値を１重量％に抑えることが好ましいことは明らかである。

Ｎｉ：
前記添加量のＡｌとＮｉ：０．３〜２．５重量％を共存させることにより、顕著な強靭性作用が発現することをすでに特願２００２−２４０９６７号で報告しており、とりわけ、０．６重量％および１．２重量％炭素を含有する高硬度マルテンサイト組織が優れたシャルピー衝撃特性を示すことは、歯車の耐衝撃荷重を画期的に改善できることは歯車材料として有効であることは明らかである。第１２発明ではＮｉ添加が鋼材をより高価なものとするために、１．５重量％以下とした。

Ｃｒ：
Ｃｒは焼入れ性を顕著に高める元素であるが、高周波焼入れ法を利用して歯車歯面部を焼入れ硬化する場合には、高周波加熱によってＡｃ３変態温度以上に加熱された表面層部のみが急速に冷却されれば良いので、歯車材としての焼入れ性（ＤＩ値）は、通常の炭素鋼レベルの焼入れ性ＤＩ値：２．０ｉｎｃｈ以上を越える必要性が無いために、前述のようにセメンタイトを分散させない歯車材料としては、その焼割れ性を軽減するために、Ｃｒは０．５重量％以下に調整されることが多いが、前述のように高周波焼入れ法によってセメンタイトを分散させる場合においては、微細なセメンタイトを残留させるために０．３〜１．５重量％Ｃｒを添加することが好ましい。また、この場合においてはセメンタイトの球状化処理によって、Ｃｒをセメンタイト中に十分に濃縮させておき、高周波加熱時に発生するオーステナイト中への合金元素の固溶を抑えて、実質的なオーステナイト相の焼入れ性を抑えることによって焼割れ性を抑制することが好ましいが、焼入れ性にほとんど影響を与えないＶによってセメンタイトの分散を図り、Ｃｒ添加量を０．５重量％以下に留めることも好ましいことは明らかである。

Ｍｎ：
Ｍｎは、顕著な脱硫作用を示すだけでなく、前述のように鋼の焼入れ性を顕著に高める元素であるために、目的に応じて適量添加されるが、高周波焼入れによって利用する本歯車部材においては、前記マルテンサイト相の焼入れ性を調整するために、Ｍｎ：０．２〜０．５重量％に抑えて、Ｓｉ：０．５〜２重量％を積極的に添加し、焼戻し軟化抵抗性を高めることが好ましい。

Ｍｏ：
Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させる有効な元素であるとともに、焼戻し脆性を抑える元素であることから、本発明では通常肌焼きＳＣＭ鋼と同レベルの０．３５重量％以下の範囲で添加されるが、前述の高周波焼入れ法が適用される転動部材においては、０．３重量％以上の添加によって高周波加熱時のオーステナイトへのセメンタイトの固溶を遅延するが、その役割と経済的な観点を考慮して不可欠な添加元素でないことは明らかであることから、０．２重量％以下に抑えて利用するものとした。Ｗについてもほぼ同様である。

なお、高周波焼入れ法を利用して歯車歯面部を焼入れ硬化する場合には、高周波加熱によってＡｃ３変態温度以上に加熱された表面層部のみが焼入れ硬化されれば良いので、歯車材としての焼入れ性（ＤＩ値）は、通常の炭素鋼レベルの焼入れ性２．０ｉｎｃｈ以上を越える必要性はあまり無く、安価な鋼材が利用できる特徴があるので、本発明ではＭｎ，Ｃｒ添加量をより低く調整し、Ｓｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｖ等の合金元素を調整して鋼材のＤＩ値が２．０ｉｎｃｈ以下となるようにすることがより好ましいことは明らかである。

以上に述べたように、本発明によれば、高面圧下における転動面での耐焼付き性に優れ、さらに耐ピッチング強度が高められた転動部材を提供することができる。

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例について、図面を参照しつつ説明する。

［実施例１：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（予備試験）］
本実施例では、歯車で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４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４（ａ）の小ローラ形状に加工した後、Ｎｏ．１、２、４は８２０℃で３０分加熱後に水焼入れし１６０℃で３時間焼戻して、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高周波電源を用いて焼入れ硬化し、前述と同様の焼戻し処理を施した。さらに、Ｎｏ．５は９３０℃で５時間の浸炭処理（炭素ポテンシャル０．８）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た後、前述と同様の焼戻し処理を施した。

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５℃／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、その時の焼入れ層硬さからマルテンサイト中の炭素濃度と未固溶のセメンタイト量の関係を調査した結果が図５（ａ）（ｂ）（ｃ）に示されている。このグラフから明らかに、Ｃｒのセメンタイトへの濃縮によって、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、十分な硬さのマルテンサイトを得るためには、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６体積％以上のセメンタイトが未固溶状態で残留するので、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３時間焼戻しした。このとき残留するセメンタイト量はＮｏ．３：２体積％、Ｎｏ．４：１０体積％であった。

また、大ローラはＮｏ．４のＳＵＪ２材を８２０℃で３０分加熱後に水焼入れし１６０℃で３時間焼戻したものを使用し、ローラピッチング試験は７０℃の＃３０エンジンオイルで潤滑しながら、小ローラを１０５０ｒｐｍ、大ローラ（負荷ローラ）を２９２ｒｐｍとして４０％の滑り率を与え、面圧を３７５〜２２０ｋｇｆ／ｍｍ^２の種々の条件で負荷を与えて実施した。

図６は各種面圧でピッチングが発生した繰り返し回数をまとめて示したものであり、基準とする浸炭肌焼き鋼における各面圧における最小繰り返し数をつないだ寿命線を図中の実線で示したが、ピッチング発生繰り返し数が１０^７回となる時の面圧を転動面疲労強度と定義した場合、そのピッチング強度は約２１０ｋｇｆ／ｍｍ^２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／ｍｍ^２、Ｎｏ．２：２４０ｋｇｆ／ｍｍ^２、Ｎｏ．３（高周波焼入れ）：２６０ｋｇｆ／ｍｍ^２、Ｎｏ．４：２７０ｋｇｆ／ｍｍ^２およびＮｏ．４（高周波焼入れ）：２９０ｋｇｆ／ｍｍ^２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。

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。

さらに、前記熱処理を施したＮｏ．１〜５の試験片を２５０〜３５０℃で各３時間焼戻した時の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、また「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。

［実施例２：焼戻し軟化抵抗性の確認］
表２は本実施例で使用した合金組成を示したものである。熱処理は８１０〜８７０℃で３０分加熱後に水冷し、３００℃、３５０℃で３時間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。

なお、予備実験としては、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
で近似されることがわかった。

また、これらの炭素鋼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。
ΔＨＲＣ＝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％）

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。

図７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７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。

［実施例３：焼戻し軟化抵抗性に優れた鋼材によるピッチング強度の改善１］
表３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。各試験片は実施例１と同じ高周波加熱条件で高周波焼入れした後、１６０℃で３時間焼戻ししたものをローラピッチング試験に供したものである。

なお、転動表面層中のセメンタイト分散量は表３に併記し、ピッチング強度の試験は実施例１とほぼ同じ条件で実施し、その結果を図８に示した。また同図中の実線で実施例１で求めたピッチング発生線を図８の実線で示し、さらに、本実施例で求めたピッチング発生線を破線で示した。

これらの結果から、セメンタイト粒子分散効果およびＡｌ，Ｓｉ，Ｖ，Ｔｉの単独もしくは複合添加により、転動面の耐ピッチング強度が画期的に改善されることがわかった。

［実施例４：炭化物、窒化物、炭窒化物分散による摺動特性の改善１］
本実施例は実施例３と同じ鋼材を用いて、図９に示されるような定速摩擦摩耗摺動試験片を用いて８０℃のエンジンオイル＃３０で潤滑しながら、周速度が１０ｍ／ｓｅｃ、また、相手材料にＳＣＭ４２０に浸炭焼入れ焼戻しの処理を施して、表面硬さがＨＲＣ６０になるように調整したものを使い、同じ押し付け圧を５分間保持し、押し付け圧力を２５ｋｇｆ／ｃｍ^２毎に増加させて急激に摩擦係数が増大する時点（焼き付き状態）の押し付け圧力（ｋｇｆ／ｃｍ^２）を測定した。

本発明の表３中の摺動試験片は実施例３と同じ高周波焼入れ焼戻ししたものであり、また、比較材料としてＳＣＭ４２０の浸炭焼入れ焼き戻したもの（ＳＣＭ４２０＋ＧＣＱＴ）、ＳＣＭ４４０４０（ＳＣＭ４４０＋ＱＴ）、Ｓ５５Ｃ（Ｓ５５Ｃ＋ＱＴ）、ＳＵＪ２（ＳＵＪ２＋ＱＴ）を焼入れ焼戻ししたものを使った。

この結果は、表３に合わせて示してあるが、明らかに、Ｎｏ．Ｐ１〜５において硬質粒子の分散効果によって耐焼付き性が顕著に改善されている。とりわけ、Ｔｉ添加による耐焼付き性の改善は顕著であることがわかる。

［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はよく知られていることであるから、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２×１０^６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４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４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が優れているが、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は明らかである。

図１０（ａ）（ｂ）は、表４中のＮｏ．Ｗ３を、球状化処理したもの（図１０（ａ））と、８２０℃で１．５ｈｒ保持した後に放冷したもの（図１０（ｂ））を、通常の高周波加熱よりも極めて速い加熱速度１０００℃／ｓｅｃで１０００℃に加熱した後に焼入れたときの転動面の組織を示したものであるが、明らかに図１０（ｂ）では焼入れ前組織に影響を受けて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いることがわかる。

さらに、パーライト組織状のセメンタイトや粒状セメンタイト中のＣｒ濃度を調査した結果も図１０中に示したが、パーライト組織状のセメンタイトにおいても３．９重量％までＣｒが濃縮され、前述したように、高周波焼入れによって十分残留する条件を満たしていることがわかる。なお、図１０（ｂ）の組織を持つ鋼を電解抽出法によってセメンタイトの平均Ｃｒ濃度を求めた結果は６．３２重量％であった。

さらに、パーライト状の板状セメンタイトを含むＮｏ．Ｗ３鋼材を使って、パーライト状の板状セメンタイトが分散する加熱速度と焼入れ温度（９００℃、９５０℃、１０００℃）の関係を調査した結果、加熱速度１５０℃／ｓｅｃ、焼入れ温度９００℃の焼入れ組織でもパーライト状の板状セメンタイトが確認され、その時の焼入れ硬化層の硬さはＨｖ９４５まで顕著に硬化することがわかり、少なくともパーライト状の板状セメンタイトをマルテンサイト母相中に安定して分散させるためには８５０℃を焼入れ温度の下限とした場合には１００℃／ｓｅｃ以上の加熱速度が必要であることが明らかであるが、加熱速度が１５０℃／ｓｅｃ以上で焼入れ温度が９００℃以上であることが好ましいことは明らかである。

Ｆｅ−Ｃ−Ｍ系状態図と炭素の等炭素活量線図を使ったγ相への固溶機構図 Ｆｅ−Ｃ−Ｃｒ系等炭素活量線図 Ｆｅ−３重量％に対する合金元素の影響を示した状態図 ローラピッチング試験用試験片を示す図 高周波加熱温度と焼入れ硬さ、マルテンサイトＣ濃度およびθ相体積％との関係を示すグラフ ローラピッチング強度の予備試験結果を示すグラフ 焼戻し硬さの実測値と計算値の比較を示すグラフ 本発明転動部材のピッチング強度を示すグラフ 定速摩擦摩耗試験片の形状を示す図 高速度高周波焼入れ組織を示す写真

Claims (22)

1. 少なくともＣ：０．４５〜１．５重量％を含有するとともに、Ｖ：０．１〜０．５重量％、Ｃｒ：０．３〜１．５重量％の一種以上を含有する鋼材を用い、転動面層が、高周波加熱と冷却により形成された０．３〜０．８重量％の炭素を固溶するマルテンサイト母相中にセメンタイトが０．２〜１８体積％分散されている低温度で焼戻しされた組織からなることを特徴とする転動部材。
2. 焼入れ硬化層中に分散するセメンタイト中の平均Ｃｒ濃度が２．５〜１０重量％に調整されていることを特徴とする請求項１に記載の転動部材。
3. 焼入れ硬化層中に分散するセメンタイトがほぼ粒状化されており、その平均粒径が０．１〜１．５μｍであることを特徴とする請求項１または２に記載の転動部材。
4. 焼入れ硬化層中に分散するセメンタイトが、少なくともパーライト組織状に形成されている部分を持つことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の転動部材。
5. 前記焼入れ硬化層には、残留オーステナイトが１０〜６０体積％含有されていることを特徴とする請求項２〜４のいずれかに記載の転動部材。
6. 前記転動面層の成分とほぼ同じ組成鋼材を用いて、その転動面層が高周波焼入れ処理によってマルテンサイト組織化され、旧オーステナイト結晶粒がＡＳＴＭ粒度番号１０以上に微細化された組織となっていることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の転動部材。
7. 前記鋼材として、Ｓｉ：０．５〜３．０重量％もしくはＡｌ：０．２５〜１．５重量％のいずれか一方または（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．５〜３．０重量％を含有し、さらに、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｂ，Ｃａの一種以上の合金元素とＰ，Ｓ，Ｎ，Ｏ等の不可避的不純物元素を含有し、残部が実質的にＦｅからなる鋼材を用いることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の転動部材。
8. 少なくともＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆの一種以上の合金元素を０．０５〜０．２重量％含有するとともに、それらの合金元素が主体となる平均粒径が０．１〜５μｍの炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上が０．１〜０．５体積％分散されている鋼材を用いて、転動面層においてＣ:０．５〜１．５重量％を含有し、転動面層が焼入れられた後、低温で焼戻されたマルテンサイト組織の母相となっていることを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載の転動部材。
9. 歯車に使用され、前記０．３〜０．８重量％の炭素を含有する元フェライト相であるマルテンサイト相の焼入れ性を示すＤＩ値が歯車モジュールＭに対して、式
   ＤＩ≦０．１２×Ｍ＋０．２
   の関係を満足することを特徴とする請求項１〜８のいずれかに記載の転動部材。
10. 前記鋼材は、少なくともＣ：０．５３〜１．５重量％とＣｒ：０．３〜１．５重量％および／またはＶ：０．１〜０．３重量％を含有し、かつＭｎ：０．２〜０．５重量％、Ｓｉ：０．５〜２重量％、ＭｏおよびＷをそれぞれ０．２重量％以下含有することを特徴とする請求項９に記載の転動部材。
11. 前記鋼材は、少なくともＣ：１．２〜１．５重量％とＣｒ：０．６〜１．５重量％および／またはＶ：０．１〜０．３重量％を含有し、かつＭｎ：０．２〜０．５重量％、Ｓｉ：０．５〜２重量％、ＭｏおよびＷをそれぞれ０．２重量％以下含有することを特徴とする請求項９に記載の転動部材。
12. 前記Ａｌを０．２５重量％以上含有する鋼において、０．３〜１．５重量％のＮｉが添加されることを特徴とする請求項１〜１１のいずれかに記載の転動部材。
13. 前記転動部材である歯車部材であって、少なくともその歯元部表面において５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力が残留していることを特徴とする請求項１〜１２のいずれかに記載の転動部材。
14. 前記圧縮残留応力を発生させるショットピーニング等の物理的加工手段を用いて、歯先、ピッチ円、歯元、歯底からなる歯形表面層に５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力が残留していることを特徴とする請求項１３に記載の転動部材。
15. 前記圧縮残留応力を発生させるショットピーニング等の物理的加工手段を用いて、歯形端面の表面層に５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力が残留していることを特徴とする請求項１３または１４に記載の転動部材。
16. 少なくともＣ：０．１〜０．４５重量％を含有するとともに、Ｖ：０．１〜０．５重量％、Ｃｒ：０．３〜１．５重量％の一種以上を含有する鋼材を用い、浸炭または浸炭浸窒処理によって転動面表面炭素濃度が０．６〜１．５重量％で、０．４５重量％の炭素濃度位置が表面からの深さ０．４ｍｍ以上になるように調整され、転動面層が、高周波焼入れにより形成された０．３〜０．８重量％の炭素を固溶するマルテンサイト母相中にセメンタイトが２〜１８体積％分散されている低温度で焼戻しされた組織からなることを特徴とする転動部材。
17. 少なくともＣ：０．４５〜１．５重量％を含有するとともに、Ｖ：０．１〜０．５重量％またはＣｒ：０．３〜１．５重量％の一種以上を含有する鋼材を用いる転動部材の製造方法であって、その鋼材中のセメンタイトの平均Ｃｒ濃度が２．５〜１０重量％になるように加熱処理するＣｒ濃化処理工程と、加熱時間１０秒以下でＡ１温度以下の温度から９００〜１１００℃の焼入れ温度まで誘導加熱し急冷する高周波焼入れ処理工程と、１００〜３００℃の温度で加熱する焼戻し処理工程とを有することを特徴とする転動部材の製造方法。
18. 前記Ｃｒ濃化処理工程は、加熱温度がＡ１温度〜９００℃である[セメンタイト＋オーステナイト]二相領域での加熱処理および／または加熱温度が３００℃〜Ａ１温度である［セメンタイト＋フェライト］二相領域での加熱処理であることを特徴とする請求項１７に記載の転動部材の製造方法。
19. 前記鋼材は、少なくともＣ：０．８〜１．５重量％を含有するものであって、前記Ｃｒ濃化処理工程のＣｒをセメンタイトへ濃化する加熱温度がＡ１温度〜９００℃である[セメンタイト＋オーステナイト]二相領域での加熱処理の後に、徐冷またはＡ１温度以下への冷却とＡ１温度以上への再加熱とを施すことにより平均粒径が０．１〜１．５μｍの粒状セメンタイトを分散させる粒状化処理工程を有することを特徴とする請求項１７または１８に記載の転動部材の製造方法。
20. 前記高周波焼入れ処理工程の前に、３００℃〜Ａ１温度の加熱温度で予備加熱する前加熱処理工程を有し、前記高周波焼入れ処理工程のＡ１温度以下の温度から９００〜１１００℃の焼入れ温度までの加熱速度が１５０℃／ｓｅｃ以上であることを特徴とする請求項１８に記載の転動部材の製造方法。
21. 少なくともＣ：０．１〜０．４５重量％を含有するとともに、Ｖ：０．１〜０．５重量％またはＣｒ：０．３〜１．５重量％の一種以上を含有する鋼材を用いる転動部材の製造方法であって、転動面表面の炭素濃度を０．６〜１．５重量％、炭素濃度０．４５重量％の位置を表面からの深さ０．４ｍｍ以上となるように調整する浸炭または浸炭浸窒処理工程と、浸炭または浸炭浸窒層中のセメンタイトの平均Ｃｒ濃度が２．５〜１０重量％になるように加熱処理するＣｒ濃化処理工程および／または、徐冷またはＡ１温度以下への冷却とＡ１温度以上への再加熱とを施すことにより平均粒径が０．１〜１．５μｍの粒状セメンタイトを分散させる粒状化処理工程と、加熱時間１０秒以下でＡ１温度以下の温度から９００〜１１００℃の焼入れ温度まで誘導加熱し急冷する高周波焼入れ処理工程と、１００〜３００℃の温度で加熱する焼戻し処理工程とを有することを特徴とする転動部材の製造方法。
22. 前記高周波焼入れ処理工程以降に、転動部材の一部または全部の表面層において５０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力を発生させるショットピーニング等の物理的加工処理工程を有することを特徴とする請求項１７〜２１のいずれかに記載の転動部材の製造方法。