JP4352261B2 - 歯車 - Google Patents

Description

本発明は、ピッチング強度に優れた歯車に関する。より詳しくは、自動車の変速機に使用される歯車やミッションシャフト中の歯車などのように、浸炭焼入れや浸炭窒化焼入れなどの表面硬化処理を施されたピッチング強度に優れた歯車に関する。

従来、自動車の変速機に使用される歯車やシャフトなどの部品は、JIS G 4053(2003)に規定されるＳＣＭ４２０、ＳＣｒ４２０やＳＮＣＭ４２０などの機械構造用合金鋼を素材として成形した後、これに浸炭処理又は浸炭窒化処理を施した後焼入れして、或いは、高周波焼入れして、表面硬化させ（以下、本明細書においては、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れや高周波焼入れなど表面を硬化させる処理を「表面硬化処理」と総称することがある。）、次いで、必要に応じて、２００℃以下の温度で焼戻しを行うことによって使用されてきた。しかしながら、最近のエンジン出力の向上や燃費低減のための部品の小型軽量化により、部品単体にかかる負荷も著しく増加する傾向にある。特に、歯車やミッションシャフト中の歯車では、すべりを伴う転がり疲労によって表面から剥離が生じるいわゆる「ピッチング疲労」が問題となっている。

このため、例えば、非特許文献１には、接触点下の硬さを上昇させることによって、ピッチング疲労防止の効果が得られることが示されており、実際に自動車用駆動伝達系歯車においては、産業界から要望されている高いピッチング強度を満足させるために、浸炭焼入れや浸炭窒化焼入れによって、或いは、浸炭焼入れや浸炭窒化焼入れの後に低温で焼戻しする（以下、本明細書においては、低温で焼戻しする場合も含めて、「浸炭焼入れ」や「浸炭窒化焼入れ」ということがある。）ことによって、接触点下の硬さを母材部の硬さよりも大幅に上昇させることが行われている。

しかし、単に接触点下の硬さを上昇させるだけでは、所望の高いピッチング強度を得ることが難しくなっており、このため、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れ後の歯車の歯面に、二硫化モリブデンのコーティング膜を形成させて固体潤滑効果を高め、ピッチング強度を向上させることが行われており、ある程度の成果を収めてきた。しかしながら、この方法も最近のより一層の部品の小型化及びエンジントルク増大による負荷の増大に対しては、必ずしも対応できなくなってきた。このため、産業界からは二硫化モリブデンのコーティングなど固体潤滑に代わるピッチング強度向上技術に対する要望が大きくなっている。

従来、浸炭焼入れ材又は浸炭窒化焼入れ材の表層部に、マルテンサイト組織に比べて軟質なパーライト組織やベイナイト組織が生成すると、ピッチング強度が著しく低下することが知られている。そして、上記のパーライト組織やベイナイト組織は、表層部に生成した粒界酸化層の近傍に生成することが多く、この原因は焼入れ性を高めるＳｉ、ＭｎやＣｒといった元素がＦｅよりも酸化されやすいために、浸炭処理又は浸炭窒化処理中に優先的に酸化されて、粒界酸化層の近傍にＳｉ、Ｍｎ及びＣｒの欠乏層ができるためと考えられている。

なお、最近の歯車には、歯元疲労強度の向上を目的にショットピーニング処理を施して、歯元に圧縮残留応力を付与することが多くなっている。なお、この場合には表層硬さが同時に上昇するため、ピッチング強度が向上する。これは、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れを行った際に変態せずに残った表層部のオーステナイト（いわゆる「残留オーステナイト」）が、ショットピーニング処理を受けることによって応力誘起マルテンサイト変態を生じると同時に、マルテンサイト中に更に新たな転位が導入されることによるためと考えらている。

次に、特許文献１及び特許文献２には、ピッチング強度を高めて耐ピッチング疲労特性を向上させる技術が提案されている。

すなわち、特許文献１には、機械構造用鋼を歯切り又は、歯切り＋シェービング加工し、次いで、浸炭処理及び／又は窒化処理と焼入れ・焼戻し処理により表面硬化した後、或いは前記表面硬化処理後に更にショットピーニング処理した後、歯面を粗さ（Ｒmax）０．３μｍ以上、２μｍ以下にバレル研磨加工するか、或いは、歯切り又は歯切り＋シェービング加工後に、歯面を粗さ（Ｒmax）０．３μｍ以上、２μｍ以下にバレル研磨加工し、次いで、浸炭処理及び／又は窒化処理と焼入れ・焼戻し処理により表面硬化する「高接触疲労強度歯車の製造方法」が提案されている。

また、特許文献２には、特定の化学組成からなり、表面の圧縮残留応力が４００ＭＰａ以上で、不完全焼入れ層が５μｍ以上１５μｍ以下、表面粗さＲmaxが４．５μｍ以下で、表面粗さ分布の非対称性パラメータであるひずみ度Ｓｋ値が−１．２≦Ｓｋ＜−０．５であり、表面での残留オーステナイトの面積率が１０％以下である「歯元疲労寿命及び接触疲労寿命強度に優れた歯車」が提案されている。

「浸炭焼入の実際第２版」、第２６２ページ、著者：内藤武志、発行日：１９９９年２月２６日、発行所：日刊工業新聞社 特開平６−２４６５４８号公報 特開２００２−１２１６４４号公報

前述の特許文献１及び２で開示された技術は、部品の小型化及びエンジントルク増大による負荷の増大という最近の一層厳しい接触状態の下では、必ずしも優れた耐ピッチング疲労特性を確保することができない。

例えば、自動車変速機において、耐ピッチング疲労特性が重要視されているファイナルギヤの場合、最近では歯車の滑り率は８０％以上と非常に大きくなっており、非常に厳しい接触状態にある。したがって、上述のような厳しい接触状態の下では、接触域内に突起状の「山」部が存在したり、逆に数μｍの「谷」部が存在すると、その周囲に応力集中が生じるためピッチング強度の低下をきたしてしまう。このため、ピッチング強度を高めるには、積極的に粗さ突起の形態を制御して、接触域内における粗さ突起の高さをほぼ一様とする必要がある。

しかしながら、特許文献１で提案された技術において、機械構造用鋼を歯切り又は、歯切り＋シェービング加工し、次いで、浸炭処理及び／又は窒化処理と焼入れ・焼戻し処理により表面硬化した後、或いは前記表面硬化処理後に更にショットピーニング処理した後、歯面を粗さ（Ｒmax）０．３μｍ以上、２μｍ以下にバレル研磨加工する場合、焼入れの際に生じた硬さの低い不完全焼入れ部が残ったままで、その後のショットピーニング処理やバレル研磨処理が行われるために、不完全焼入れ部が優先的に処理されてしまう。そして、その優先的に処理された不完全焼入れ部は、正常部と比較して直径数μｍの「谷」部となるため、接触の際に応力集中が生じてピッチング強度が低下してしまう。一方、歯切り又は歯切り＋シェービング加工後に、歯面を粗さ（Ｒmax）０．３μｍ以上、２μｍ以下にバレル研磨加工し、次いで、浸炭処理及び／又は窒化処理と焼入れ・焼戻し処理により表面硬化する場合には、深さ１５μｍ程度の焼入れの際に生じた硬さの低い不完全焼入れ部が残ったままであるため、やはり、ピッチング強度が低下してしまう。そして、上記いずれの場合においても、特に、工業的な規模での量産品の場合、そのピッチング強度は極めて不安定である。

特許文献２で提案された技術の場合、表面粗さ分布の非対称性パラメータであるひずみ度Ｓｋ値を−１．２≦Ｓｋ＜−０．５とすることにより、突起高さのばらつきは小さくなるものの、この範囲のＳｋ値を有する表面においては粗さ突起がほとんど平坦化されているため、油溜まりとなる箇所が少ない。このため、最近の自動車変速機の最終段に使用されるファイナルギヤの様な滑り率が８０％以上という非常に厳しい接触条件下では、損傷形態が焼付きとなるので、前記特許文献１の場合と同様にピッチング強度を高めることは難しい。更に、工業的な規模での量産品の場合、浸炭焼入れの際に発生する深さ１５μｍ程度の不完全焼入れ層を完全に除去することは難しいため、そのピッチング強度は不安定である。

本発明の目的は、表面硬化処理を施された歯車、なかでも、自動車の変速機に使用される歯車やミッションシャフト中の歯車など、二硫化モリブデンのコーティングなど固体潤滑処理を施さない場合にも高いピッチング強度を有する表面硬化処理を施された歯車を提供することである。なお、本発明の歯車における具体的な耐ピッチング疲労特性の目標は、後述するローラーピッチング試験において２０００ＭＰａを超えるピッチング強度を有することである。

本発明者らは、上述のような問題点を解決するために、表層部におけるパーライト組織及びベイナイト組織の生成を安定して抑制することが可能な条件について、種々調査・研究を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。

（ａ）マルテンサイト組織中に存在するパーライト組織やベイナイト組織の大きさが、たとえ直径１０μｍ程度の微小なものであっても、ピッチング強度は大きく低下する。

（ｂ）粒界酸化層を低減するにはＳｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量を低減すればよい。しかしながら、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量を低減しても、粒界酸化層を完全になくすることはできず、また、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒ含有量の低減による焼入れ性の低下とも相俟って、パーライト組織及びベイナイト組織が生成することも完全には抑制することはできない。

（ｃ）パーライト組織及びベイナイト組織は粒界酸化層近傍の全ての部分に生じているのではなく、その一部分に生成している。そして、粒界酸化層の近傍でパーライト組織及びベイナイト組織が生成した部分は、粒界酸化層の近傍でマルテンサイト組織が生成した部分に比べて、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの濃度が低い。

（ｄ）したがって、表層部におけるパーライト組織及びベイナイト組織の生成を安定かつ確実に抑制するためには、焼入れ性向上元素であるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの素材における平均含有量を管理するだけでは不十分で、負偏析部で、かつ粒界酸化層によってＳｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量が減少している領域においてもマルテンサイトが生成するために十分な量のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏを含有している必要がある。

また、本発明者らは表層部のパーライト組織及びベイナイト組織の生成を抑制した場合においても、ピッチング強度が低い場合があったため、試験片の表面状況及び潤滑条件がピッチング強度に影響すると考えて、種々検討を行った。その結果、下記（ｅ）〜（ｇ）の結論に達した。

（ｅ）歯車運転時の接触する二面間の潤滑モードは混合潤滑や境界潤滑といった、潤滑油膜を介さない過酷な潤滑状態である。そして、上記のような潤滑状態においては、接触する二面の「山」部同士の「直接接触」が生じるので、表面粗さ曲線の「山」部を適正に表現可能なパラメータを決定する必要がある。

（ｆ）従来、表面粗さのパラメータとして使用されてい最大高さ「Ｒｚ」は、JIS B 0601(2001)で定義されているが、「山」部及び「谷」部のいずれをも含んだパラメータであり、「山」部のみの影響を表現するものとはいえない。すなわち、表面を研磨した面は「山」部を優先的に摩耗させた面であり、その粗さ曲線は「山」部に対して「谷」部が大きくなっており、したがって、最大高さ「Ｒｚ」では「山」部の影響を直接的に表現することはできない。

（ｇ）一方、JIS B 0671-2(2002)では、粗さパラメータ「Ｒｐｋ」、「Ｒｋ」及び「Ｒｖｋ」が使用されている。上記の「Ｒｐｋ」、「Ｒｋ」及び「Ｒｖｋ」は、それぞれ、荷重移動方向の表面粗さ負荷曲線中の突出山部高さ、コア部のレベル差及び突出谷部高さを分離して表現したものである。このため、「山」部の影響を直接的に表現するためには前記JIS B 0671-2(2002)で規定された荷重移動方向の表面粗さ負荷曲線を用いるのがよい。

そこで、本発明者らは、
（ｈ）突出谷部高さ「Ｒｖｋ」は、粗さ曲線中の谷底を表すものであるため、「直接接触」には関与しない。

（ｉ）これに対して、突出山部高さ「Ｒｐｋ」は、粗さ曲線中の特に高さの高い突起を表すものであるため「直接接触」に大きな影響を及ぼす。また、コア部のレベル差「Ｒｋ」は、「Ｒｖｋ」と「Ｒｐｋ」の中間の粗さ分布を表すものであり、「Ｒｋ」のうちの特定領域が「直接接触」に影響すると考えて、「山」部の影響を直接的に表現するために、「Ｒｐｋ」と「Ｒｋ」の特定領域との関係について更に詳細な検討を行った。その結果、下記の知見（ｊ）を得た。

（ｊ）潤滑油膜を介さない過酷な潤滑状態においては、「Ｒｐｋ」と「Ｒｋ」の特定領域としての「０．５Ｒｋ」との和、つまり「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」によって「直接接触」における「山」部の影響を直接的に評価することができる。

次いで、本発明者らは、上記知見（ｊ）に基づいて、更に、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れの条件、表面研削、ショットピーニング条件と回数、バレル研磨実施の有無を種々に組み合わせることによって、荷重移動方向の表面粗さにおける「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」の値を種々変化させるとともに、ショットピーニング後に二硫化モリブデンでコーティングして潤滑条件を変えることも行って後述するローラーピッチング試験を実施した。その結果、更に、下記（ｋ）〜（ｎ）の知見を得た。

（ｋ）二硫化モリブデンコーティング品の荷重移動方向の表面粗さにおける「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」の初期変化を調査するために、ローラーピッチング試験開始前と０．５×１０⁵回の繰返しの後に「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」を測定したところ、試験前の８．１８μｍから０．８１μｍまで低減した。なお、ＥＰＭＡで調査した結果、転動面には二硫化モリブデンは検出されなかった。このことから、二硫化モリブデンコーティングは摩耗によって除去されてしまうことが明らかである。

（ｌ）研削、研磨によって、荷重移動方向の表面粗さにおける「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」を０．２〜０．８μｍの範囲に調整することによって、殆どの場合に、１．０×１０⁷回の繰返しの後、二硫化モリブデンコーティング品と同等以上のピッチング強度を確保することができる。但し、非金属介在物よる内部起点によって、早期にスポーリング破壊を生じる場合がある。なお、スポーリング破壊とは、亀裂が試験片内部から発生し、表面と平行に進展した後、剥離に至ったものをいう。

（ｍ）研磨によって荷重移動方向の表面粗さにおける「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」を０．２μｍ未満とした場合には、ピッチングを生じる前に試験片に焼付きが生じる。

（ｎ）荷重移動方向の表面粗さにおける「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」が０．８μｍを超える場合には、１．０×１０⁷回の繰返しの後、ピッチング強度は二硫化モリブデンコーティング品（初期摩耗調査品とは別に試験を実施した。）以下となって所望のピッチング強度（２０００ＭＰａを超えるピッチング強度）が得られない。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたもので、その要旨は、下記（１）〜（５）に示す歯車にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０２〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｓ：０．００３〜０．０５０％、Ｃｒ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％及びＮ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＯ（酸素）は０．００２％以下、Ｐは０．０２５％以下である鋼材を母材部とする表面硬化処理された歯車であって、歯車表面の荷重移動方向の表面粗さが下記(1)式を満足することを特徴とする歯車。
０．２μｍ≦Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ≦０．８μｍ・・・(1)。
なお、Ｒｐｋ及びＲｋはそれぞれ、歯車表面の荷重移動方向の表面粗さ負荷曲線における、突出山部高さ（μｍ）及びコア部のレベル差（μｍ）を表す。

（２）母材部が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．１〜０．８％を含有することを特徴とする上記（１）に記載の歯車。

（３）下記(2)式で表されるＡの値が１３以上であることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の歯車。
Ａ＝（１＋０．６８１Ｓｉ）×（１＋３．０６６Ｍｎ＋０．３２９Ｍｎ²）×（１＋２．００７Ｃｒ）×（１＋３．１４Ｍｏ）・・・(2)。
なお、(2)式中の元素記号は、歯車の表面から深さ０．１ｍｍ以内の領域におけるその元素の質量％での含有量のうち最低値を表す。

（４）母材部が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％及びＶ：０．０１〜０．２０％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の歯車。

（５）下記(2)式で表されるＡの値が１５以上であることを特徴とする上記（４）に記載の歯車。
Ａ＝（１＋０．６８１Ｓｉ）×（１＋３．０６６Ｍｎ＋０．３２９Ｍｎ²）×（１＋２．００７Ｃｒ）×（１＋３．１４Ｍｏ）・・・(2)。
なお、(2)式中の元素記号は、歯車の表面から深さ０．１ｍｍ以内の領域におけるその元素の質量％での含有量のうち最低値を表す。

「母材部」とは表面硬化処理によって硬化していない部分を指す。したがって、その化学組成は表面硬化処理する前の鋼材、すなわち、素材である鋼の化学組成と同じものである。

また、「表面硬化処理された」とは、具体的には、表面から１００μｍピッチで深さ５００μｍの位置までの試験力２．９４２Ｎで測定したビッカース硬さの平均値が６５０以上であることを指す。

以下、上記 （１）〜（５）の歯車に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（５）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明の表面硬化処理を施された歯車は、ピッチング強度に優れ、後述するローラーピッチング試験において２０００ＭＰａを超えるピッチング強度を有するので、自動車の変速機に使用される歯車やミッションシャフト中の歯車などに用いることができる。また、この表面硬化処理を施された歯車は、二硫化モリブデンコーティングなど固体潤滑処理を省略できるので、製品コスト削減の効果も大きい。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）母材部の化学組成
Ｃ：０．１〜０．３％
Ｃは、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れや高周波焼入れなど表面硬化処理を行った歯車の母材部強度を確保するために必須の元素である。しかし、Ｃの含有量が０．１％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃの含有量が０．３％を超えると、熱間圧延を始めとする熱間加工した後の鋼の硬さが高くなりすぎ、その後の切削加工性が著しく低下する。したがって、Ｃの含有量を０．１〜０．３％とした。

Ｓｉ：０．０２〜０．６％
Ｓｉは、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れや高周波焼入れなど表面硬化処理を行った歯車の母材部焼入れ性を確保するために有効な元素であり、少なくとも０．０２％含有させる必要がある。しかし、その含有量が０．６％を超えると、熱間加工後の鋼の硬さが高くなりすぎ、その後の切削加工性が著しく低下する。しかも、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れによって表面硬化させる場合には、浸炭処理或いは浸炭窒化処理の際、粒界酸化層の著しい増加を招き、ピッチング強度が大きく低下する。したがって、Ｓｉの含有量を０．０２〜０．６％とした。なお、Ｓｉの含有量は０．０２〜０．５％とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｍｎは、表面硬化層の焼入れ性を高める作用を有し、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れによって表面硬化させる場合にも、浸炭層又は浸炭窒化層の焼入れ性を高める効果が、粒界酸化層の増加に及ぼす悪影響よりも大きい。このため、ピッチング強度を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．３％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、ピッチング強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間加工後の鋼の硬さが高くなりすぎて、切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．３〜１．５％とした。なお、Ｍｎ含有量が０．４％以上になると、ピッチング強度の向上が顕著になる。このため、Ｍｎの含有量は０．４〜１．５％とすることが望ましい。

Ｓ：０．００３〜０．０５０％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を高める作用を有する。しかし、その含有量が０．００３％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなってピッチング強度を低下させる傾向があり、特に、その含有量が０．０５０％を超えると、内部起点のスポーリング破壊が生じるようになって、所望のピッチング強度（後述するローラーピッチング試験において２０００ＭＰａを超えるピッチング強度）が得られない。したがって、Ｓの含有量を０．００３〜０．０５０％とした。なお、Ｓの含有量は０．００３〜０．０２５％とすることが好ましい。

Ｃｒ：０．２〜２．０％
Ｃｒは、表面硬化層の焼入れ性を高める作用を有し、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れによって表面硬化させる場合にも、浸炭層又は浸炭窒化層の焼入れ性を高める効果が、粒界酸化層の増加に及ぼす悪影響よりも大きい。このため、ピッチング強度を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．２％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、ピッチング強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間加工後の鋼の硬さが高くなりすぎて、切削加工性が著しく低下する。したがって、Ｃｒの含有量を０．２〜２．０％とした。

Ａｌ：０．００５〜０．０５％
Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。また、Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすい元素である。そして、ＡｌＮは表面硬化層の結晶粒微細化に有効で、ピッチング強度を高める効果がある。しかし、Ａｌの含有量が０．００５％未満では前記した効果は得難い。一方、０．０５％を超えてＡｌを含有すると、前記の効果が飽和することに加えて、粗大なＡｌＮが形成されて内部起点のスポーリング破壊が生じるようになる。したがって、Ａｌの含有量を０．００５〜０．０５％とした。

Ｎ：０．００５〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ、Ｎｂ、Ｖ及びＴｉと結合してＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮ及びＴｉＮを形成しやすく、このなかで、ＡｌＮ、ＮｂＮ及びＶＮは表面硬化層の結晶粒微細化に有効で、ピッチング強度を高める効果がある。しかし、Ｎの含有量が０．００５％未満では前記の効果が得難く、一方、０．０２５％を超えるとその効果は飽和する。したがって、Ｎの含有量を０．００５〜０．０２５％とした。なお、Ｎの含有量が０．０１０％以上になると、結晶粒微細化によるピッチング強度の向上が顕著になる。このため、Ｎの含有量は、０．０１０〜０．０２５％とすることが望ましい。

本発明においては、不純物元素としてのＯ（酸素）及びＰの含有量を下記のとおりに制限する。

Ｏ（酸素）：０．００２％以下
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、ピッチング強度を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が０．００２％を超えると、内部起点のスポーリング破壊が生じるようになって、所望のピッチング強度（後述するローラーピッチング試験において２０００ＭＰａを超えるピッチング強度）が得られない。したがって、Ｏの含有量を０．００２％以下とした。不純物元素としてのＯの含有量はできる限り少なくすることが望ましい。なお、製鋼でのコストを考慮すると、Ｏの含有量は０．００１％以下にすることが好ましい。

Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、粒界に偏析して粒界を脆化させ、ピッチング強度を低下させてしまう。特に、Ｐの含有量が０．０２５％を超えると、ピッチング強度の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０２５％以下とした。不純物元素としてのＰの含有量はできる限り少なくすることが望ましい。なお、製鋼でのコストを考慮すると、Ｐの含有量は０．０２０％以下にすることが好ましい。

したがって、本発明（１）に係る歯車の母材部の化学組成を、上述した範囲のＣからＮまでの元素を含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＯ（酸素）は０．００２％以下、Ｐは０．０２５％以下であることと規定した。

なお、本発明に係る歯車の母材部には、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、後述する第１群及び第２群のうちの少なくとも１群のうちから選んだ１種以上の元素を任意添加元素として添加し、含有させてもよい。

以下、任意添加元素に関して説明する。

第１群：Ｍｏ：０．１〜０．８％
Ｍｏは、焼入れ性及びピッチング強度を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．１％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｍｏの含有量が０．８％を超えると、ピッチング強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間加工後の鋼の硬さが高くなりすぎて、切削加工性が著しく低下する。したがって、Ｍｏの含有量を０．１〜０．８％とした。

第２群：Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％及びＶ：０．０１〜０．２０％
Ｎｂは、Ｃ又は／及びＮと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ及びＮｂ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすい元素である。そして、ＮｂＣ、ＮｂＮ及びＮｂ（Ｃ、Ｎ）は、前述したＡｌＮによる表面硬化層の結晶粒微細化を補完するのに有効で、ピッチング強度を高める効果がある。この効果を確実に得るには、Ｎｂは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｂの含有量が０．０８％を超えても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、添加する場合のＮｂの含有量を０．０１〜０．０８％とした。

Ｔｉは、Ｃと結合してＴｉＣを形成しやすく、このＴｉＣは前述したＡｌＮによる表面硬化層の結晶粒微細化を補完するのに有効で、ピッチング強度を高める効果がある。この効果を確実に得るには、Ｔｉは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。一方、Ｔｉの含有量が０．２０％を超えると、前記の効果が飽和してコストが嵩むことに加えて、粗大なＴｉＯ２が形成されて内部起点のスポーリング破壊が生じるようになる。したがって、添加する場合のＴｉの含有量を０．０１〜０．２０％とした。

Ｖは、Ｃ及びＮと結合してＶＣ及びＶＮを形成しやすい元素である。上記のうちで、ＶＮは、前述したＡｌＮによる表面硬化層の結晶粒微細化を補完するのに有効で、ピッチング強度を高める効果がある。この効果を確実に得るには、Ｖは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｖの含有量が０．２０％を超えても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、添加する場合のＶの含有量を０．０１〜０．２０％とした。

なお、上記のＮｂ、Ｔｉ及びＶはいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で添加することができる。

上記の理由から、本発明（２）に係る歯車の母材部の化学組成を、本発明（１）における歯車の母材部のＦｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．１〜０．８％を含有することと規定した。

また、本発明（４）に係る歯車の母材部の化学組成を、本発明（１）又は本発明（２）における歯車の母材部のＦｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％及びＶ：０．０１〜０．２０％のうちの１種又は２種以上を含有することと規定した。

なお、鋼中に不純物として混入するＣｕ及びＮｉについては、その含有量は特に規定するものではない。

（Ｂ）歯車表面の荷重移動方向の表面粗さ
本発明に係る歯車は、歯車表面の荷重移動方向の表面粗さにおいて、「０．２μｍ≦Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ≦０．８μｍ」で示される(1)式を満足する必要がある。

先ず、「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」に着目するのは、例えば、最近の自動車変速機において耐ピッチング特性が重要視されているファイナルギヤの場合、歯車の滑り率は８０％以上と非常に大きく歯車運転時の接触する二面間の潤滑モードが潤滑油膜を介さない状態となって接触する二面の「山」部同士の直接接触が生じるので、表面粗さ曲線の「山」部を適切に評価するためである。

すなわち、先にも述べたように、従来表面粗さのパラメータとして使用されている最大高さ「Ｒｚ」は、JIS B 0601(2001)で定義されているが、「山」部及び「谷」部のいずれをも含んだパラメータで、表面を研磨した面は「山」部を優先的に摩耗させた面であり、その粗さ曲線は「山」部に対して「谷」部が大きくなっている。このため、最大高さ「Ｒｚ」では、「山」部のみの影響を直接的に表現することができない。

これに対して、JIS B 0671-2(2002)で定義された粗さパラメータである突出谷部高さ「Ｒｖｋ」、突出山部高さ「Ｒｐｋ」及びコア部のレベル差「Ｒｋ」のうちで、「Ｒｖｋ」は粗さ曲線中の谷底を表すものであるため、「直接接触」には関与しないが、「Ｒｐｋ」は、粗さ曲線中の特に高さの高い突起を表すものであって「直接接触」に大きな影響を及ぼす。また、コア部のレベル差「Ｒｋ」は、「Ｒｖｋ」と「Ｒｐｋ」の中間の粗さ分布を表すもので、「Ｒｋ」のうちの特定領域が「直接接触」に影響を及ぼし、「Ｒｋ」の特定領域としての「０．５Ｒｋ」と「Ｒｐｋ」との和、つまり「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」によって、潤滑油膜を介さない過酷な潤滑状態である「直接接触」における「山」部の影響を直接的に評価することができる。

そして、荷重移動方向の表面粗さにおける「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」が０．２μｍ未満の場合には焼付きが生じる。一方、０．８μｍを超えると、接触面の摩耗量が大きくなることに加えて、所望のピッチング強度（後述するローラーピッチング試験において２０００ＭＰａを超えるピッチング強度）が得られない。

したがって、本発明に係る歯車について、歯車表面の荷重移動方向の表面粗さにおける「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」を０．２〜０．８μｍと規定した。「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」の好ましい範囲は、０．２〜０．６μｍである。

なお、歯車表面の荷重移動方向の表面粗さにおける「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」を０．２〜０．８μｍとするには、例えば、後述の実施例に示すような特定の条件下で、歯車形状に粗加工して表面硬化処理を施した後、ホーニング及びショットピーニングを行い、その後に最終仕上げとしてバレル研磨を行えばよい。

（Ｃ）歯車表面から深さ０．１ｍｍ以内の領域における化学成分
本発明（１）又は本発明（２）に係る歯車は、歯車表面から深さ０．１ｍｍ以内の領域（以下、「歯車表層部」ともいう。）における化学成分を適正化することによって、具体的には、前記(2)式で表されるＡの値を１３以上とすることによって、表層部におけるパーライト組織及びベイナイト組織の生成を安定かつ確実に抑制することができる。

また、本発明（４）に係る歯車は、歯車表層部における化学成分を適正化することによって、具体的には、前記(2)式で表されるＡの値を１５以上とすることによって、表層部におけるパーライト組織及びベイナイト組織の生成を安定かつ確実に抑制することができる。

以下、上記の事柄に関して詳しく説明する。

本発明者らは、表１に示す鋼ａ〜ｋを１５０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、鋳型に鋳鉄（以後、鋳鉄の鋳型を「通常鋳型」という。）を用いて、インゴットに鋳造した。なお、溶解の際、不純物元素が十分低減するように原料の選定に十分注意を払った。

次いで、上記の各インゴットを１２００〜１２８０℃で１０時間以上保持して溶体化処理した後、室温まで放冷し、その後、再び１２５０℃に加熱して１時間保持してから、仕上げ温度が９００〜１０００℃となるように熱間鍛造し、室温まで放冷して、直径３５ｍｍの棒鋼を作製した。

次いで、これらの各棒鋼に、９２５℃で１時間保持する加熱処理を施し、室温まで放冷し、更に、直径２５ｍｍにピーリング加工した。

このようにして得た直径２５ｍｍの各棒鋼を、長さ３００ｍｍに切断し、更にセンタ穴加工を施した後、表２の番号１に示す条件でガス浸炭焼入れ及び焼戻しを行った。なお、表２における「ＣＰ」は「カーボンポテンシャル」を意味し、「ＮＰ」は「窒素ポテンシャル」を意味する。

次いで、各棒鋼を長さ１５０ｍｍに切断し、切断面から更に長さ１０ｍｍのサンプルを採取後、軸心に平行に中心を通って切断した。この面が観察面となる様に樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの各元素についてＥＰＭＡを用いて線分析を行った。ＥＰＭＡによる線分析は、ビーム直径を１μｍ、走査速度を２００μｍ／分として、走査長さ１００μｍで、表面から軸心に垂直に１０箇所を測定した。なお、Ｃも偏析しやすい元素として知られているが、オーステナイト域に加熱すると容易かつ均一に拡散しやすいため、Ｃの測定は行わなかった。

ＥＰＭＡでの測定結果から、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏのそれぞれの含有量が最も低かった位置について、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を数値化した。ここで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの偏析傾向は同じであるため、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏのそれぞれの含有量が最も低かった位置についてＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を数値化しておけば、前記(2)式で表されるＡの値として評価することができる。

なお、焼入れ性は、例えば、井上毅の第１３１・１３２回西山記念講座「鉄鋼材料の材質予測・制御技術の現状と将来」、第２１５〜２１７ページ（日本鉄鋼協会編、平成元年９月２５日発行）に示されるように、Ｃ及びその他の合金元素の含有量並びにオーステナイト結晶粒度から見積もることができ、本発明の目指すピッチング強度の向上のためには、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れや高周波焼入れなど表面硬化処理した表層部の焼入れ性が重要な意味を持つ。そして、特に、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れによって表面硬化させる場合には、表層部の一般的なＣ含有量は０．８％程度であることが多く、また、そのオーステナイト結晶粒度は、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのいずれをも含有しない場合には粒度番号９程度、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの１種以上を含有する場合には粒度番号１１程度であることが多いので、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのいずれをも含まない場合と、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの１種以上を含む場合とを区別すれば、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量から焼入れ性を評価することができる。

そこで、前記井上の「鉄鋼材料の材質予測・制御技術の現状と将来」に基づいて、焼入れ性の評価基準として、本発明者らは、前記(2)式の値、つまりＡの値を採用した。

表３に、各サンプルについて、前記(2)式で表されるＡの値、その値に対応するＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を示す。

また、前記の鏡面研磨したサンプルをナイタール腐食し、次いで、表層から１００μｍの領域をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて観察して、ベイナイト組織とパーライト組織の存在の有無を調査することも行った。

表３に、上記のベイナイト組織とパーライト組織の存在に関する調査結果を併せて示した。また、図１に、上記のベイナイト組織とパーライト組織の存在に関する調査結果を前記(2)式で表されるＡの値で整理して示す。

なお、表３の「パーライト組織、ベイナイト組織」欄における「無し」及び「有り」は、それぞれ、「ベイナイト組織とパーライト組織のいずれもが存在しないこと」及び「ベイナイト組織とパーライト組織のいずれか一方または双方が存在すること」を意味する。

更に、図１における「○：パーライト、ベイナイト無し」及び「×：パーライト、ベイナイト有り」も、それぞれ、「ベイナイト組織とパーライト組織のいずれもが存在しないこと」及び「ベイナイト組織とパーライト組織のいずれか一方または双方が存在すること」を意味する。なお、図１においては、Ｎｂ、Ｖ及びＴｉのいずれをも含まない場合を、「Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ無し」と表記し、また、Ｎｂ、Ｖ及びＴｉの１種以上を含む場合を、「Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ有り」と表記した。

なお、前記(2)式で表されるＡの値は、図１においては単に「Ａ値」と表記した。

表３及び図１から、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのいずれをも含まない場合、前記(2)式で表されるＡの値が１３以上であれば、ベイナイト組織とパーライト組織のいずれもが存在しないことが明らかである。また、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの１種以上を含む場合には、前記(2)式で表されるＡの値が１５以上であれば、ベイナイト組織とパーライト組織のいずれもが存在しないことが明らかである。

したがって、本発明（３）に係る歯車は、本発明（１）又は本発明（２）に係る歯車において、前記(2)式で表されるＡの値を１３以上と規定した。

また、本発明（５）に係る歯車は、本発明（４）に係る歯車において、前記(2)式で表されるＡの値を１５以上と規定した。

なお，鋼材断面における前記(2)式で表されるＡの値には、鋼の平均組成、凝固速度及
び凝固形態などが影響する。また、製鋼の設備によっても影響を受ける。

このため、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのいずれをも含まない歯車における前記(2)式で表されるＡの値を１３以上にするためには、例えば、連続鋳造で４００ｍｍ×３００ｍｍ角という大断面のブルームを製造する場合、先ず、鋼の平均組成を前記(2)式で表されるＡの値が２０以上となるように溶製する。そして、溶鋼の電磁攪拌を十分に行ってから連続鋳造し、更に、ブルームに１２００〜１２８０℃で８時間以上の均質化熱処理を行い、そのブルームを一辺が２００ｍｍ以下の角ビレットにした後、ビレットを１２００〜１２８０℃で２時間以上加熱してから圧延仕上げ温度が８５０〜１０００℃になるように熱間圧延すればよい。

また、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの１種以上を含む歯車における前記(2)式で表されるＡの値を１５以上にするためには、例えば、連続鋳造で４００ｍｍ×３００ｍｍ角という大断面のブルームを製造する場合、先ず、鋼の平均組成を前記(2)式で表されるＡの値が２３以上となるように溶製する。そして、溶鋼の電磁攪拌を十分に行ってから連続鋳造し、更に、ブルームに１２００〜１２８０℃で８時間以上の均質化熱処理を行い、そのブルームを一辺が２００ｍｍ以下の角ビレットにした後、ビレットを１２００〜１２８０℃で２時間以上加熱してから圧延仕上げ温度が８５０〜１０００℃になるように熱間圧延すればよい。

本発明に係る歯車に対する「表面硬化処理」は、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れや高周波焼入れなど通常の表面硬化処理であればよい。

前記の「表面硬化処理」として浸炭焼入れや浸炭窒化焼入れを施す場合には、例えば、部品を切削加工した後、９３０℃に加熱し、カーボンポテンシャルが１．１％の雰囲気に保持して、浸炭及び拡散処理した後、８５０℃に冷却し、カーボンポテンシャルが０．８％の雰囲気に保持して、表面炭素濃度を調整してから油温６０℃の油中に浸漬して油焼入れし、その後、１２０℃で２時間焼き戻しすればよい。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

表４示す化学成分を有する鋼Ａ〜Ｐを溶解した。

上記の鋼のうち、鋼Ａ、鋼Ｂ、鋼Ｄ〜Ｆ、鋼Ｋ及び鋼Ｌは１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、通常鋳型を用いてインゴットに鋳造した。また、鋼Ｇ〜Ｉ及び鋼Ｍは３０ｋｇ真空溶解炉にて溶解し、通常鋳型を用いてインゴットに鋳造した。

鋼Ｎ〜Ｐは、３ｔ（トン）大気溶解炉で溶解し、通常鋳型を用いて４５０ｍｍ×５５０ｍｍのインゴットを製造した。

更に、鋼Ｃ及び鋼Ｊは、７０ｔ（トン）転炉で溶解し、二次精錬でＲＨ真空脱ガス処理を長時間実施し、更に、溶鋼の電磁攪拌を十分に行った後、連続鋳造によって４００ｍｍ×３００ｍｍ角のブルームを製造した。

なお、表４中の鋼Ａ〜Ｊは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、表４中の鋼Ｋ〜Ｐは、化学組成が本発明の規定から外れた鋼である。

上記のようにして得たインゴットとブルームについて次に示す処理を行った。

先ず、１５０ｋｇ真空炉溶製した鋼Ａ、鋼Ｂ、鋼Ｄ〜Ｆ、鋼Ｋ及び鋼Ｌのインゴットは、１２５０℃で８時間加熱した後、仕上げ温度が９００〜１０００℃となるように熱間鍛造し、室温まで放冷して直径３５ｍｍの棒鋼を作製した。次いで、これらの各棒鋼に、９２５℃で１時間保持する加熱処理を施し、室温まで放冷した。

３０ｋｇ真空炉溶製した鋼Ｇ〜Ｉ及び鋼Ｍのインゴットも、１２５０℃で８時間加熱した後、仕上げ温度が９００〜１０００℃となるように熱間鍛造し、室温まで放冷して直径３５ｍｍの棒鋼を作製した。次いで、これらの各棒鋼に、９２５℃で１時間保持する加熱処理を施し、室温まで放冷した。

３ｔ（トン）大気炉溶製した鋼Ｎ〜Ｐのインゴットは、１３５０℃で４時間加熱した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍの角ビレットにした。次いで、上記の角ビレットを１２５０℃で２時間加熱した後、８５０〜１０００℃の圧延仕上げ温度で、直径が３５ｍｍの棒鋼に熱間圧延し、室温まで放冷した後、更に、９２５℃で１時間保持する加熱処理を施し、室温まで放冷した。

更に、鋼Ｃ及び鋼Ｊのブルームは、１２５０℃で１０時間加熱した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍの角ビレットにした。次いで、その角ビレットを１２５０℃で２時間加熱した後、８５０〜１０００℃の圧延仕上げ温度で、直径が３５ｍｍの棒鋼に熱間圧延し、室温まで放冷した後、更に、９２５℃で１時間保持する加熱処理を施し。室温まで放冷した。

このようにして得た鋼Ａ〜Ｐの直径３５ｍｍの各棒鋼から、図２に示す直径２６ｍｍで長さ２８ｍｍの試験部１及び長さ５１ｍｍの掴み部２からなるローラーピッチング試験用の小ローラー粗形品を切り出し、表２及び図３に示す条件で浸炭処理又は浸炭窒化処理を行って油焼入れし、その後、１８０℃で２時間の焼戻しを行った。既に述べたように、表２における「ＣＰ」及び「ＮＰ」はそれぞれ、「カーボンポテンシャル」及び「窒素ポテンシャル」を意味する。

上記焼戻し処理の後、掴み部２の仕上げ加工を行い、更に、試験部１に、研削、ショットピーニングやバレル研磨を施して、表面を仕上げた。なお，掴み部２はマスキングして、ショットピーニングやバレル研磨の影響を受けないようにした。

ローラーピッチング試験用小ローラーの試験部１の具体的な表面仕上げ方法は以下の（イ）〜（ヘ）に示すとおりである。

（イ）直径５０〜１００μｍの炭化珪素系の砥粒と水を混合し、加工圧を３ＭＰａ、試験片回転速度を１５０回毎分（以下、「ｒｐｍ」と記載する。）として２０分間液体ホーニングを実施。次いで、直径５〜５０μｍの炭化珪素系の砥粒と水を混合し、加工圧を３ＭＰａ、試験片回転速度を１５０ｒｐｍとして３０分間液体ホーニングを実施し、鏡面仕上げした後、直径０．６ｍｍのショット球（鋼線）を投射圧が０．３５ＭＰａ、カバレージが３００％の条件でショットピーニングを実施。最後に、直径３００〜２０００μｍのアルミナ系砥粒を用いてジャイロ式バレル研磨機で６０分間バレル研磨を実施。

（ロ）直径５０〜１００μｍの炭化珪素系の砥粒と水を混合し、加工圧を３ＭＰａ、試験片回転速度を１５０ｒｐｍとして２０分間液体ホーニングを実施。次いで、直径５〜５０μｍの炭化珪素系の砥粒と水を混合し、加工圧を３ＭＰａ、試験片回転速度を１５０ｒｐｍとして３０分間液体ホーニングを実施し、鏡面仕上げした後、直径０．６ｍｍのショット球（鋼線）を投射圧が０．３５ＭＰａ、カバレージが３００％の条件でショットピーニングを実施し、その後更に、直径０．３ｍｍのショット球（鋼線）を投射圧が０．３５ＭＰａ、カバレージが３００％の条件でショットピーニングを実施。最後に、直径３００〜２０００μｍのアルミナ系砥粒を用いてジャイロ式バレル研磨機で６０分間バレル研磨を実施。

（ハ）直径５０〜１００μｍの炭化珪素系の砥粒と水を混合し、加工圧を３ＭＰａ、試験片回転速度を１５０ｒｐｍとして２０分間液体ホーニングを実施。次いで、直径３００〜２０００μｍのアルミナ系砥粒を用いてジャイロ式バレル研磨機で６０分間バレル研磨を実施。

（ニ）円周方向、軸方向に加工目が残るように砥石の回転方向を変更して、固形砥石によるホーニングを実施。次いで、直径０．６ｍｍのショット球（鋼線）を投射圧が０．３５ＭＰａ、カバレージが３００％の条件でショットピーニングを実施。最後に、直径３００〜２０００μｍのアルミナ系砥粒を用いてジャイロ式バレル研磨機で６０分間バレル研磨を実施。

（ホ）円周方向、軸方向に加工目が残るように砥石の回転方向を変更して、固形砥石によるホーニングを実施。次いで、直径０．６ｍｍのショット球（鋼線）を投射圧が０．３５ＭＰａ、カバレージが３００％の条件でショットピーニングを実施し、その後更に、直径０．３ｍｍのショット球（鋼線）を投射圧が０．３５ＭＰａ、カバレージが３００％の条件でショットピーニングを実施。最後に、直径３００〜２０００μｍのアルミナ系砥粒を用いてジャイロ式バレル研磨機で６０分間バレル研磨を実施。

（ヘ）直径０．６ｍｍのショット球（鋼線）を投射圧が０．３５ＭＰａ、カバレージが３００％の条件でショットピーニングを実施。

なお、上記（イ）及び（ロ）のように、ショットピーニング前に液体ホーニングを行うことで、小ローラー粗形品における試験部１の粗加工の影響を除去し、ショットピーニング後の粗さのバラツキを抑えることが可能となる。

表面仕上げを施した各小ローラについて、試験部１の種々の表面粗さを測定した。すなわち、試験部１の円周方向に速度０．３ｍｍ／秒、走査長さ３ｍｍで表面粗さを測定し、JIS B 0671-2(2002)で定義された突出山部高さ「Ｒｐｋ」とコア部のレベル差「Ｒｋ」 、特許文献２に記載された表面粗さ分布の非対称性パラメータであるひずみ度「Ｓｋ」及び「Ｒmax」を求めた。上記の「Ｓｋ」及び「Ｒmax」には、JIS B 0601(2001)で定義された歪み度Ｒｓｋ、最大高さＲｚをそれぞれ使用した。

「Ｒｐｋ」、「Ｒｋ」、「Ｓｋ」及び「Ｒmax」は、上述のようにして測定した表面粗さに最小自乗曲線補正を行うことで円周面周りの粗さに変換した。

また、上述のようにして作製した小ローラーとJIS G 4805(1999)で規定されたＳＵＪ２製の大ローラーを用いて、表５に示す条件でローラーピッチング試験を行った。

ＳＵＪ２製の大ローラーは図４に示す直径が１３０ｍｍで、接触部長さが７ｍｍ形状のものであり、球状化焼鈍、試験片加工、焼入れ、焼戻し後に、直径５０〜１００μｍの炭化珪素系の砥粒と水を混合し、加工圧を３ＭＰａ、試験片回転速度を１５０回毎分として２０分間液体ホーニングを実施し、次いで、直径５〜５０μｍの炭化珪素系の砥粒と水を混合し、加工圧を３ＭＰａ、試験片回転速度を１５０ｒｐｍとして３０分間液体ホーニングを実施して作製した。

ローラーピッチング試験における試験数は各７とし、縦軸に面圧、横軸に破壊までの繰り返し数をとったＳ−Ｎ線図を作成し、繰り返し数１．０×１０⁷回での面圧を、ピッチング強度とした。

小ローラーとして、試験部１の表面仕上げを前記（ヘ）の方法で行った鋼Ｊに二硫化モリブデンコーティングを施したものを用いた場合のピッチング強度を基準値とし、これを超えることを目標とした。なお、上記鋼Ｊに二硫化モリブデンコーティングを施した小ローラーについては、繰り返し数１．０×１０⁷回までの耐久試験とは別に途中止め試験を実施し、繰り返し数０．５×１０⁵回後における「Ｒｐｋ」と「Ｒｋ」も測定した。また、同サンプルの転動面をＥＰＭＡで分析することにより、転動面にＭｏ及びＳの濃化層が無くなっていることを確認した。

ローラーピッチング試験後、各小ローラーの試験部１を切り出し、軸心と平行に軸心を通って切断した断面を鏡面研磨し、端部から５ｍｍの部位（大ローラーと非接触の部位）におけるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの各元素についてＥＰＭＡを用いて線分析を行った。ＥＰＭＡによる線分析は、ビーム直径を１μｍ、走査速度を２００μｍ／分として、走査長さ１００μｍで、軸心に垂直に、浸炭面側の表面から１０箇所を測定した。ＥＰＭＡでの測定結果から、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏのそれぞれの含有量が最も低かった位置について、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を数値化した。また，上記サンプルを用いて、浸炭面側の表面からビッカース硬さ（以下、Ｈｖ硬さという。）を測定した。表面から１００μｍピッチで深さ５００μｍの位置までのＨｖ硬さを試験力２．９４２Ｎで測定し、５点の平均値を算出した。

表６及び表７に、上記の各試験結果を示す。なお、表６及び表７の「表面硬化処理条件」欄における番号は表２の処理番号に対応するものである。また、「表面仕上げ」欄は、前記（イ）〜（ヘ）の表面仕上げ方法によって試験部１の表面仕上げを行ったことを意味する。なお、表６及び表７においては、「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」はJIS B 0671-2(2002)で定義された表面粗さパラメータ「Ｒｐｋ」と「Ｒｋ」から計算した。「表層部のＨｖ硬さ」欄は、前記したＨｖ硬さの５点の平均値を示すものである。

表６及び表７から、本発明で規定する条件から外れた試験番号７、試験番号８、試験番号１８〜２３及び試験番号２５〜３１の場合には、ローラーピッチング試験におけるピッチング強度は、基準とする試験番号３２のピッチング強度である２０００ＭＰａに達しない低いものであることが明らかである。

すなわち、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼Ｂ及び鋼Ｊを用いたため、母材部の化学組成も本発明で規定する範囲内にある試験番号７、試験番号１８及び試験番号２２の場合、液体ホーニング後にショットピーニングによって表面を荒らすことなくバレル研磨する（ハ）の方法によって表面仕上げしたため、その荷重移動方向の表面粗さにおける「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」はそれぞれ、０．１３μｍ、０．１２μｍ及び０．１２μｍと低い。このため、焼付きが頻発して、ピッチング強度は目標に達しなかった。

鋼Ｂ及び鋼Ｊを用いたため、母材部の化学組成が本発明で規定する範囲内にある試験番号８、試験番号１９、試験番号２１、試験番号２３及び試験番号２５の場合、ショットピーニング後に研削を施さない（ヘ）の方法によって表面仕上げしたため、その荷重移動方向の表面粗さにおける「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」はそれぞれ、２．５２μｍ、３．３１μｍ、２．３０μｍ、２．８４μｍ及び２．２２μｍと大きい。このため、ピッチング強度は目標に未達であった。

また、鋼Ｊを用いたため、母材部の化学組成が本発明で規定する範囲内にある試験番号２０の場合、油焼入れの際の油温が２００℃で浸炭焼入れ後に不完全焼入れ組織が生成し、これを液体ホーニングで除去しきれなかったために、油温６０℃の油で焼入れした浸炭焼入れ品に対し、ショットピーニングで表面が荒れ、「Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ」が０．８以上となったので、ピッチング強度は目標に未達であった。

更に、化学組成が本発明の規定から外れた鋼Ｋ〜Ｐを用いたため、母材部の化学組成も本発明で規定から外れる試験番号２６〜３１のうちで、試験番号２６〜３０は内部の非金属介在物を起点とするスポーリング破壊を生じ、ピッチング強度は目標に達しなかった。また、試験番号３１は、Ｐの含有量が本発明の規定を超えるために、ピッチング強度は目標に未達であった。

これに対して、本発明で規定する条件を満たす試験番号１〜６、試験番号９〜１７及び試験番号２４の場合には、ローラーピッチング試験におけるピッチング強度は、基準とする試験番号３２のピッチング強度である２０００ＭＰａを超える大きな値であることが明らかである。なお、試験番号２４は、油焼入れの際の油温が２００℃であったが、表面硬化処理として浸炭窒化焼入れを用いたので、不完全焼入れ組織は生成しなかった。

上記の本発明で規定する条件を満たす試験番号のうちでも、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのいずれをも含まない場合に前記(2)式で表されるＡの値の最小値が１３以上である試験番号９、試験番号１１及び試験番号１３のピッチング強度は一層良好であり、また、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの１種以上含む場合に前記(2)式で表されるＡの値の最小値が１５以上である試験番号２〜６、試験番号１２、試験番号１４〜１７及び試験番号２４のピッチング強度は一層良好である。

以上、本発明を１実施例を用いて具体的に説明したが、本発明はもとより前記実施例によって制限を受けるものではなく、既に述べた趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することが可能であり、それらはいずれも本発明の技術範囲に含まれる。

本発明の表面硬化処理を施された歯車は、ピッチング強度に優れ、ローラーピッチング試験において２０００ＭＰａを超えるピッチング強度を有するので、自動車の変速機に使用される歯車やミッションシャフト中の歯車などに用いることができる。また、この表面硬化処理を施された歯車は、二硫化モリブデンコーティングなど固体潤滑処理を省略できるので、製品コスト削減の効果も大きい。

(2)式で表されるＡの最小値（図では「Ａ値」と表記）と、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの含有とが、表層から１００μｍの領域をＳＥＭ観察した場合のベイナイト組織とパーライト組織の存在の有無に及ぼす影響について示す図である。 ローラーピッチング試験で用いた小ローラーの形状を示す図である。 実施例で実施した浸炭処理又は浸炭窒化処理を説明する図である。 ローラーピッチング試験で用いた大ローラーの形状を示す図である。

符号の説明

１：ローラーピッチング試験用小ローラーの試験部、
２：ローラーピッチング試験用小ローラーの掴み部

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０２〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｓ：０．００３〜０．０５０％、Ｃｒ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％及びＮ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＯ（酸素）は０．００２％以下、Ｐは０．０２５％以下である鋼材を母材部とする表面硬化処理された歯車であって、歯車表面の荷重移動方向の表面粗さが下記(1)式を満足することを特徴とする歯車。
   ０．２μｍ≦Ｒｐｋ＋０．５Ｒｋ≦０．８μｍ・・・(1)
   なお、Ｒｐｋ及びＲｋはそれぞれ、歯車表面の荷重移動方向の表面粗さ負荷曲線における、突出山部高さ（μｍ）及びコア部のレベル差（μｍ）を表す。
2. 母材部が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．１〜０．８％を含有することを特徴とする請求項１に記載の歯車。
3. 下記(2)式で表されるＡの値が１３以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の歯車。
   Ａ＝（１＋０．６８１Ｓｉ）×（１＋３．０６６Ｍｎ＋０．３２９Ｍｎ²）×（１＋２．００７Ｃｒ）×（１＋３．１４Ｍｏ）・・・(2)
   なお、(2)式中の元素記号は、歯車の表面から深さ０．１ｍｍ以内の領域におけるその元素の質量％での含有量のうち最低値を表す。
4. 母材部が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％及びＶ：０．０１〜０．２０％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の歯車。
5. 下記(2)式で表されるＡの値が１５以上であることを特徴とする請求項４に記載の歯車。
   Ａ＝（１＋０．６８１Ｓｉ）×（１＋３．０６６Ｍｎ＋０．３２９Ｍｎ²）×（１＋２．００７Ｃｒ）×（１＋３．１４Ｍｏ）・・・(2)
   なお、(2)式中の元素記号は、歯車の表面から深さ０．１ｍｍ以内の領域におけるその元素の質量％での含有量のうち最低値を表す。
   

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