本发明涉及以钢为材料经由渗碳、淬火这样的工序固化的钢部件、齿轮部件以及钢部件的制造方法。
背景技术：
以往，公知有在对钢实施了渗碳处理后冷却一次，在冷却后进行高频淬火处理从而抑制热处理形变并且提高硬度的钢部件和钢部件的制造方法。例如国际公开第2006/118243号(现有技术文献)公开了这样的钢部件和钢部件的制造方法。
上述现有技术文献中，通过渗碳处理提高钢表面(表层)的c(碳)浓度，然后以不产生马氏体组织的方式以4～10℃/秒的冷却速度将钢冷却，之后进行高频淬火处理，从而抑制钢产生因热处理引起的形变(热处理形变)。另外，在上述现有技术文献的高频淬火处理中，对冷却的钢进行高频加热来加热表层，然后进行淬火从而使钢的组织进行马氏体转变，提高高频淬火钢部件的表面硬度和疲劳强度。并且，上述现有技术文献公开了对淬火后的高频淬火钢部件实施回火处理、喷丸处理来提高高频淬火钢部件的弯曲疲劳强度。另外，上述现有技术文献的实施例公开了为了提高耐回火软化性而使用含有浓度比较高(0.5％～2.96％)的cr的钢材。
具体而言，例如上述现有技术文献公开了在实施例的表1的发明例14、15中，通过渗碳处理使表面的c浓度达到0.6质量％后进行高频淬火处理和喷丸处理的例子。
日本特许文献1：国际公开第2006-118243号
然而，在上述现有技术文献的进行喷丸处理的试验材1(发明例14、15)中，使渗碳处理后的表面的c浓度为0.6质量％来提高表面硬度，但例如在齿轮部件等要求较高表面硬度的部件中，希望进一步提高表面硬度。
然而，众所周知，一般在对钢实施渗碳处理、渗碳处理后的冷却处理、淬火处理来提高硬度的情况下，渗碳处理后的表面(表层)的c浓度越高，淬火后的硬度越高。然而，若表面的c浓度高于约0.8％(共析点)，则变为被称作所谓的过共析的状态，所以在为了抑制因热处理引起的形变(热处理形变)而在渗碳处理后冷却时，很多渗碳体等碳化物会在晶粒边界析出，存在无法在冷却后的高频加热时溶解碳化物而使c(碳)充分固溶于母材中之虞。而且，若在高频加热时碳没有固溶于母材中，则即使通过加热后的冷却对组织进行马氏体转变，也存在无法得到将所需量的c(碳)固溶的马氏体组织之虞。另外，若在c浓度为过共析且渗碳体等碳化物残存在晶粒边界的状态下对渗碳、淬火后的钢施加喷丸处理，则由于在晶粒边界析出的碳化物(析出物)，会有在表面产生微小裂缝(微裂缝)的情况，结果是存在渗碳高频淬火钢部件的疲劳强度、韧性降低之虞。
另一方面，都知道c浓度为过共析的状态的渗碳、淬火后的钢即使在加热时溶解碳化物而使c(碳)充分固溶于母材中，淬火后的组织也不会充分进行马氏体转变，相比c浓度低于共析点的钢，残留奥氏体量会变多。然而，残留奥氏体组织硬度低于马氏体组织，所以为了提高渗碳高频淬火钢部件的表面硬度，需要在淬火后通过喷丸处理等改性工序的加工诱导转变使组织从残留奥氏体转变为马氏体。
此外，上述现有技术文献的发明例7中公开了将表面的c浓度提高到1.5质量％的试验材，但没有对本发明例7的试验材施以喷丸处理，残留奥氏体量为19％，柔软的残留奥氏体组织有很多残留于表面。这是考虑到上述现有技术文献的钢材除了c浓度高之外还含有浓度较高(1.05％)的cr，因cr产生的碳化物会在渗碳处理后的试验材的晶粒边界析出很多，由于上述理由(产生裂缝)难以进行喷丸处理。
技术实现要素：
本发明是为了解决上述课题而完成的，本发明的一个目的是提供抑制热处理形变并且在表层的c浓度比共析点高的情况(表层为过共析的状态)下也能抑制因在晶粒边界析出的碳化物引起的疲劳强度的降低并且能够充分增大表层的硬度的钢部件、齿轮部件以及该钢部件的制造方法。
为了实现上述目的，本发明的第一方案的钢部件由原料钢形成，该原料钢含有如下化学成分：
c(碳)：0.05质量％以上、0.30质量％以下；
si(硅)：1.0质量％以上、3.0质量％以下；
mn(锰)：0.1质量％以上、3.0质量％以下；
p(磷)：0.03质量％以下；
s(硫)：0.001质量％以上、0.150质量％以下；
cr(铬)：0.01质量％以上、0.20质量％以下；
al(铝)：0.01质量％以上、0.05质量％以下；
n(氮)：0.003质量％以上、0.030质量％以下；以及
fe和作为任意成分的少量其它合金成分及不可避杂质：剩余部分，
上述钢部件的表层的c浓度是比上述原料钢的c浓度高的0.85质量％以上、1.2质量％以下，上述表层残留奥氏体组织的体积率大于0％且小于10％，并且上述表层的剩余部分是马氏体组织，上述表层的晶界碳化物的面积率小于2％，在比上述表层靠内侧的层，比该表层靠内侧的层的残留奥氏体组织的体积率大于上述表层，并且剩余部分是马氏体组织。
此外，本发明中不限定于，“表层(或者比表层靠内侧的层)的剩余部分是马氏体组织”是表层(或者比表层靠内侧的层)的残留奥氏体组织以外的剩余部分完全是马氏体组织的情况，也包括除了残留奥氏体组织以外的剩余部分含有微量的除残留奥氏体组织和马氏体组织以外的不可避免地形成的组织、晶界碳化物等的情况的概念。另外，本发明中，“晶界碳化物”是指钢部件制造时在奥氏体晶界上析出的铁系碳化物(例如渗碳体)和合金碳化物。
本发明的第一方案的钢部件中，如上述那样，将表层的c浓度设为0.85质量％以上(所谓的过共析的状态)，从而与表层的c浓度为0.6质量％的情况相比能够增大表层的硬度。另外，第一方案的钢部件中，将表层的c浓度设为1.2质量％以下，并且以使残留奥氏体组织的体积率大于0％且小于10％，并且表层的剩余部分是马氏体组织的方式构成表层。另外，除了将表层的c浓度设为1.2质量％以下之外，原料钢中，将si浓度设为1.0质量％以上，cr浓度设为0.20质量％以下。由此，使表层的晶界碳化物的面积率小于2％，能够抑制因晶界碳化物引起的钢部件的疲劳强度的降低。其结果，能够抑制钢部件的破损，实现钢部件的长寿化。并且，与表层的c浓度为1.5质量％的情况不同，能够抑制表层残留10％以上的柔软的奥氏体组织(残留奥氏体组织)，所以能够将表层的维氏硬度充分增大到hv800以上。另外，在钢部件中为了使表层的c浓度为0.85质量％以上、1.2质量％以下，而对钢部件进行渗碳处理(热处理)的情况下，由于渗碳处理时的热而容易在钢部件中产生形变(热处理形变)。该情况下，在渗碳处理后，以比钢部件进行马氏体转变的冷却速度小的冷却速度冷却钢部件，从而能够抑制钢部件产生因热处理引起的形变(热处理形变)。上述结果是能够提供抑制热处理形变并且在表层的c浓度比共析点高的情况(表层为过共析的状态)下也能抑制因在晶粒边界析出的碳化物引起的疲劳强度的降低并且能够充分增大表层的硬度的钢部件。
本发明的第二方面的钢部件的制造方法中，该钢部件由原料钢形成，该原料钢含有如下化学成分：
c(碳)：0.05质量％以上、0.30质量％以下；
si(硅)：1.0质量％以上、3.0质量％以下；
mn(锰)：0.1质量％以上、3.0质量％以下；
p(磷)：0.03质量％以下；
s(硫)：0.001质量％以上、0.150质量％以下；
cr(铬)：0.01质量％以上、0.20质量％以下；
al(铝)：0.01质量％以上、0.05质量％以下；
n(氮)：0.003质量％以上、0.030质量％以下；以及
fe和作为任意成分的少量其它合金成分及不可避杂质：剩余部分，所述钢部件的制造方法具备如下工序：
渗碳工序，在该工序中，以使上述钢部件的表面及其附近的c浓度是比原料钢的c浓度高的0.85质量％以上、1.2质量％以下的方式，对上述钢部件施加渗碳处理；
冷却工序，在该工序中，在上述渗碳工序之后，以比上述钢部件进行马氏体转变的冷却速度小的冷却速度，冷却上述钢部件；
淬火工序，在该工序中，在上述冷却工序之后，通过高密度能量加热来加热上述钢部件，使上述钢部件升温到奥氏体化温度以上的温度后，以在使奥氏体化的上述钢部件进行马氏体转变的冷却速度以上的冷却速度冷却而淬火，由此使上述钢部件的奥氏体组织的局部马氏体化；以及
改性工序，在该工序中，在上述淬火工序之后，向上述钢部件的表面及其附近提供机械能，来将上述钢部件的奥氏体组织改性为马氏体组织，从而在比表层靠内侧的层，残留奥氏体组织的体积率大于上述表层，并且使剩余部分成为马氏体组织。
本发明的第二方面的钢部件的制造方法中，为了增大淬火后的表面硬度，将表层的c浓度设为比共析点的c浓度高的0.85质量％以上、1.2质量％以下，并且为了将在淬火后的钢部件的表面及其附近存在的残留奥氏体组织转变为马氏体组织而提供机械能。这里，使用如下的原料钢：若渗碳工序中将表层的c浓度设为比共析点的c浓度高的0.85质量％以上，则在继渗碳工序之后的冷却工序中容易在晶粒边界生成渗碳体等碳化物，但对于抑制碳化物的生成的si，将si浓度设为1.0质量％以上，对于容易促进碳化物的生成的cr，为了抑制碳化物的生成而将cr浓度设为0.20质量％以下。由此，能够将表层的维氏硬度充分增大到例如hv800以上，并且抑制碳化物的生成，例如使表层的晶界碳化物的面积率小于2％，所以能够抑制因晶界碳化物引起的钢部件的疲劳强度的降低。其结果，能够抑制钢部件的破损，实现钢部件的长寿化。
并且，第二方面的钢部件的制造方法中，通过高密度能量加热来加热钢部件，使钢部件升温到奥氏体化温度以上的温度后，以在临界冷却速度以上的冷却速度将奥氏体化的钢部件冷却(快速冷却)而淬火，由此使钢部件的奥氏体组织局部马氏体化。这里，例如使用约10℃以上、约40℃以下的冷媒快速冷却的(淬火)情况下，与使用约80℃以上、约180℃以下的冷媒冷却(例如油淬)的情况相比，能够使钢部件的奥氏体组织的更多部分马氏体化，能够减小钢部件的残留奥氏体组织的体积率。此外，这一点可通过后述的图7所示的图表(示出了使用25℃的冷媒快速冷却的情况、和使用140℃的冷媒逐渐冷却的情况下的残留奥氏体组织的体积率的表示快速冷却和缓冷的一个例子的图表)来明确。其结果，能够可靠地减小改性工序后的表层的残留奥氏体组织的体积率。
另外，第二方面的钢部件的制造方法中，在渗碳工序之后，以比钢部件进行马氏体转变的冷却速度小的冷却速度冷却钢部件。由此，即使对钢部件进行渗碳处理(热处理)，也能在之后的冷却工序中以比钢部件进行马氏体转变的冷却速度小的冷却速度冷却钢部件，所以能够抑制钢部件产生因热处理引起的形变(热处理形变)。
根据本发明，如上述那样，提供能够抑制热处理形变并且即使在表层的c浓度比共析点高的情况(表层为过共析的状态)下也能抑制因在晶粒边界析出的碳化物引起的疲劳强度的降低并且能够充分增大表层的硬度的钢部件、齿轮部件以及该钢部件的制造方法。
附图说明
图1是第一实施方式的齿轮部件的立体图。
图2是第一实施方式的齿轮部件的剖视图。
图3是第一实施方式的齿轮部件的放大剖视图。
图4是表示c浓度与钢材的硬度的关系的图表。
图5是用于说明第一实施方式的齿轮部件的制造工序的图。
图6是用于说明第一实施方式的齿轮部件的制造工序的图。
图7是表示规定的冷媒温度的c浓度与残留奥氏体组织的体积率的关系的图表。
图8是表示为了确认第一实施方式的效果而进行的与齿轮部件的残留奥氏体组织的体积率有关的测定结果的图表。
图9是表示为了确认第一实施方式的效果而进行的齿轮部件的残余应力的测定结果的图表。
图10是表示为了确认第一实施方式的效果而进行的齿轮部件的齿面的表层的维氏硬度的测定结果的图表。
图11是第二实施方式的轴部件的从轴向观察的俯视图。
图12是沿图11的500-500线的剖视图。
图13是第二实施方式的轴部件的滚动面周边的放大剖视图。
图14是第二实施方式的轴部件的端面部周边的放大剖视图。
图15是表示为了确认第二实施方式的效果而进行的针对轴部件的滚动面的滚动疲劳试验的结果的图表。
具体实施方式
以下，说明实施方式。
[第一实施方式]
[原料钢的组成]
首先，说明第一实施方式的齿轮部件100所使用的原料钢的组成。此外，除了下述组成以外，原料钢还含有剩余部分fe(铁)和不可避杂质。另外，齿轮部件100是权利要求书的“钢部件”的一个例子。
(c(碳)：0.05质量％以上、0.30质量％以下)
c是为了确保原料钢的硬度而添加的元素。因此，第一实施方式中，将c浓度的下限设为0.05质量％，确保原料钢的硬度。另一方面，若c浓度超过0.30质量％，则原料钢的硬度过度变大，其结果是，原料钢的韧性降低，并且切削性降低。因此，将0.30质量％设为c浓度的上限。在确保原料钢的硬度方面，更优选的c浓度的范围是约0.15质量％以上、0.30质量％以下。
(si(硅)：1.0质量％以上、3.0质量％以下)
si是在后述的渗碳处理后的缓冷中为了抑制碳化物在晶粒边界析出以及为了抑制马氏体组织的回火引起的硬度降低而添加的元素。通过si的添加，晶界碳化物的析出被抑制，所以在渗碳处理后的高密度能量加热时，能够得到使c(碳)充分固溶的组织。由此，因晶界碳化物引起的疲劳强度的降低被抑制。此外，第一实施方式中，将si浓度的下限设为1.0质量％，确保了能够抑制碳化物在晶粒边界析出的si浓度。另一方面，若si浓度超过3.0质量％，则原料钢的硬度过度变大，其结果是，原料钢的切削性降低。因此，将3.0质量％设为si浓度的上限。在抑制晶界碳化物析出和抑制韧性、切削性降低方面，更优选的si浓度的范围为1.0质量％以上、约2.5质量％以下，进一步优选为约1.5质量％以上、约2.0质量％以下。此外，si对制钢工序的脱氧也有效。
(mn(锰)：0.1质量％以上、3.0质量％以下)
mn是对制钢工序的脱氧、淬硬性的提高有效的元素。为了得到该效果，mn浓度需要在0.1质量％以上。另一方面，若mn浓度超过3.0质量％，则原料钢的硬度过度变大，其结果是，原料钢的切削性降低。因此，将3.0质量％设为mn浓度的上限。在抑制淬硬性和切削性降低方面，更优选的mn浓度的范围是约0.4质量％以上、约2.0质量％以下。
(p(磷)：0.03质量％以下)
p由于在晶粒边界偏析而使晶粒边界的强度降低并且使原料钢的韧性降低，所以需要尽可能减少。具体而言，需要将p浓度减小到0.03质量％以下。
(s(硫)：0.001质量％以上、0.150质量％以下)
s是在原料钢中生成mns从而对提高原料钢的切削性有效的元素。为了得到该效果，s浓度需要在0.001质量％以上。但是，若s浓度超过0.150质量％，则mns在晶粒边界偏析而使原料钢的韧性降低，所以将0.150质量％设为上限。在提高切削性和抑制韧性降低方面，更优选的s浓度的范围是约0.005质量％以上、约0.060质量％以下。
(cr(铬)：0.01质量％以上、0.20质量％以下)
cr是对提高淬硬性和耐回火软化性有效的元素。为了得到该效果，cr浓度需要在0.01质量％以上。另一方面，若cr浓度超过0.20质量％，则由于渗碳处理后的冷却，晶界碳化物会大量析出。若该晶界碳化物大量析出，则无法得到在渗碳处理后的高密度能量加热时使c(碳)充分固溶的组织，所以钢部件的疲劳强度降低。因此，cr浓度以0.20质量％为上限。在提高淬硬性·耐回火软化性和抑制晶界碳化物的析出方面，更优选的cr浓度的范围是约0.05质量％以上、约0.15质量％以下。
(al(铝)：0.01质量％以上、0.05质量％以下)
al是对于抑制由于氮化物在加工材中析出分散而在渗碳处理时和高密度能量加热时的组织的粗大化从而使组织微细化有效的元素。为了得到该效果，al浓度需要在0.01质量％以上。然而，若al浓度超过0.05质量％，则作为析出物的氮化物容易粗大化，所以以0.05质量％为上限。在组织的微细化方面，更优选的al浓度的范围是约0.02质量％以上、约0.04质量％以下。
(n(氮)：0.003质量％以上、0.030质量％以下)
n是对于抑制生成al等和各种氮化物而在渗碳处理时和高密度能量加热时的组织的粗大化从而使组织微细化有效的元素。为了得到该效果，n浓度需要在0.003质量％以上。然而，若n浓度超过0.030质量％，则原料钢的锻造性降低，所以以0.030质量％为上限。在组织的微细化和抑制锻造性降低方面，更优选的n浓度的范围是约0.005质量％以上、约0.020质量％以下。
另外，原料钢也可以含有以下的元素中的1种或者2种作为任意合金成分。
mo(钼)：约0.01质量％以上、约0.50质量％以下。
b(硼)：约0.0006质量％以上、约0.0050质量％以下。
mo、b是对提高晶粒边界的强度和提高淬硬性有效的元素，为了提高组织的强度也可以少量含有原料钢。为了得到该效果，各元素的浓度需要在上述下限值以上。然而，即使超过各元素的上述上限值添加各元素，效果也饱和，所以优选不超过上述上限值添加。此外，在提高晶粒边界的强度和淬硬性方面，更优选的mo浓度的范围和b浓度的范围分别是约0.03质量％以上、约0.20质量％以下和约0.0010质量％以上、约0.0030质量％以下。
另外，原料钢也可以含有以下元素中的1种或者2种作为任意合金成分。
nb(铌)：约0.01质量％以上、约0.30质量％以下。
ti(钛)：约0.005质量％以上、约0.200质量％以下。
v(钒)：约0.01质量％以上、约0.20质量％以下。
nb、ti、v是对抑制组织的粗大化有效的元素，为了提高组织的强度，原料钢中可以少量含有。为了得到该效果，各元素的浓度需要在上述下限值以上。然而，即使超过各元素的上述上限值添加，效果也饱和，所以优选不超过上述上限值添加。此外，在抑制组织的粗大化方面，更优选的nb浓度的范围、ti浓度的范围以及v浓度的范围分别是约0.03质量％以上、约0.20质量％以下；约0.030质量％以上、约0.100质量％以下以及约0.03质量％以上、约0.10质量％以下。这里，原料钢可以含有mo或者b中的任意1种、以及nb、ti或者v中的任意1种这样2种元素。由此，从晶粒边界的强度的提高和淬硬性的提高、组织的粗大化的抑制双方的观点考虑，能够提高组织的强度。
[齿轮部件的构造]
接下来，参照图1～图3，说明第一实施方式的齿轮部件100的构造。
如图1所示，加工处理上述原料钢而制作的第一实施方式的齿轮部件100是所谓的小齿轮。该齿轮部件100是在进行粗加工和切齿加工的加工处理后按顺序进行渗碳处理、冷却处理、高频淬火处理、回火处理以及喷丸处理而制作。此外，上述处理在制造工序的说明中详述。另外，喷丸处理是权利要求书的“改性处理”的一个例子。
齿轮部件100中，在管部件1的外周面20侧设置有具有向外侧突出的多个齿的齿部2。齿部2具有沿相对于管部件1延伸的方向倾斜的齿条方向延伸的多个齿面21、齿顶面22以及齿底面23。另外，如图2所示，齿面21以连接齿顶面22和齿底面23的方式沿齿形方向延伸而形成。
如图3所示，在齿轮部件100的外周面20侧形成有设于外周面20(齿面21、齿顶面22以及齿底面23)和外周面20的附近的表层31、比表层31靠内侧的第一中间层32、比第一中间层32靠内侧的第二中间层33。另外，齿轮部件100中，在内周面24和内周面24的附近形成有内周面侧层34。另外，齿轮部件100中，在第二中间层33与内周面侧层34之间即齿轮部件100的内侧形成有最内层35。
表层31是在渗碳处理、冷却处理、高频淬火处理、回火处理以及喷丸处理中被处理的区域。具体而言，表层31是从外周面20沿垂直于外周面20的方向具有约20μm以上、约40μm以下的深度的区域。此外，表层31的深度能够根据喷丸处理的条件等而变化。
这里，第一实施方式中，表层31中，在其它齿轮啮合的齿面，通过渗碳处理，c浓度为0.85质量％以上、1.2质量％以下。该c浓度比原料钢的c浓度(0.05质量％以上、0.30质量％以下)高。
另外，表层31的c浓度为0.85质量％以上，从而根据图4所示的c浓度与钢材的硬度的关系(e.c.bainandh.w.paxton,alloyingelementsinsteel，2nded.，americansocietyformetals,metalspark,oh，1961：美国金属学会，金属公园)，与表层的c浓度为0.6质量％那样低的情况相比，能够充分增大硬度。另外，若表层的c浓度超过1.2质量％，则在后述的高频淬火处理中残留奥氏体组织会残留很多，所以表层31的c浓度的上限为1.2质量％。此外，表层31的c浓度优选为0.85质量％以上、约1.1质量％以下，更优选为约0.9质量％以上、约1.05质量％以下。
另外，第一实施方式中，表层31含有残留奥氏体组织和马氏体组织。另外，表层31中，残留奥氏体组织的体积率大于0％且小于10％，剩余部分为马氏体组织。此外，表层31只要大部分由奥氏体组织和马氏体组织构成即可，除了奥氏体组织和马氏体组织以外，也可以含有微量的不可避的组织(例如渗碳体和贝氏体组织等)等。由此，表层31中，柔软的奥氏体组织的残留量很少，不足10％，并且剩余部分为马氏体组织，所以能够得到具有硬度大的表层31的齿轮部件100。此外，这里所说的马氏体组织除了含有通过淬火转变而来的马氏体组织之外，还含有在淬火后进行回火后的回火马氏体组织。
另外，表层31中，残留奥氏体组织和马氏体组织双方中，晶界碳化物的面积率小于2％而形成。此外，晶界碳化物的面积率能够通过观察具有规定大小以上的面积(例如10000μm2以上的面积)的剖面并导出存在于该剖面内的晶界碳化物的面积的比例而取得。
另外，第一实施方式中，原料钢中，为了抑制在渗碳处理后的冷却处理时在晶粒边界产生先共析渗碳体，进行si添加量的增加和cr添加量的减少。
另外，马氏体组织包含通过高频淬火处理时的快速冷却在表层31生成的马氏体组织、和在高频淬火处理中残留的残留奥氏体组织由于施加于表层31的机械能被改性而生成的马氏体组织。此外，第一实施方式中，通过喷丸处理对表层31提供机械能。
另外，利用通过喷丸处理施加于表层31的机械能，在表层31产生约600mpa以上的压缩残余应力。此外，优选为在表层31产生约1100mpa以上的压缩残余应力。并且，通过渗碳处理、高频淬火处理以及喷丸处理，使表层31的硬度(维氏硬度)为hv800以上。此外，表层31的维氏硬度优选为hv850以上。
第一中间层32是在渗碳处理、冷却处理、高频淬火处理、回火处理以及喷丸处理中被处理的区域。此外，能够根据喷丸处理的条件等使第一中间层32的深度变化。
第一中间层32中，通过渗碳处理，c浓度比原料钢的c浓度高。另外，第一中间层32中，通过高频淬火处理主要生成残留奥氏体组织和马氏体组织，并且通过喷丸处理将一些残留奥氏体组织转变(改性)为马氏体组织。其结果，第一中间层32中，残留奥氏体组织的体积率大于表层31，并且剩余部分为马氏体组织。
另外，第一中间层32的表层31侧的层中，残留奥氏体组织的体积率约为15％以上。另外，通过喷丸处理，在第一中间层32产生比第二中间层33和最内层35大的压缩残余应力。此外，由表层31和第一中间层32形成通过喷丸处理被处理的喷丸强化处理层pl。
第二中间层33是在渗碳处理、冷却处理、高频淬火处理以及回火处理中被处理的区域。例如第二中间层33是比第一中间层32靠内侧并且从外周面20沿垂直于外周面20的方向具有约0.5mm以上、约1.5mm以下的深度的区域。内周面侧层34是从内周面24沿垂直于内周面24的方向具有约0.5mm以上、约1.5mm以下的深度的区域。此外，能够根据渗碳处理的条件等使第二中间层33的深度变化。在第二中间层33，通过渗碳处理，c浓度比原料钢的c浓度高。此外，由表层31、第一中间层32、第二中间层33形成通过渗碳处理被处理的渗碳层cl。
最内层35是在渗碳处理的热处理、冷却处理、高频淬火处理中被处理的区域。具体而言，最内层35是通过渗碳处理被施加热处理而c浓度相比加工前的原料钢几乎不变化的层。最内层35的硬度大于加工前的原料钢的硬度。此外，以遍及齿轮部件100的整体的方式进行高频淬火处理。
[齿轮部件的制造方法]
接下来，参照图1～图3以及图5～图7，说明第一实施方式的齿轮部件100的制造方法。
(准备和前加工处理)
如图5所示，首先准备具有上述的组成的原料钢(棒钢)。加热该原料钢以达到比与原料钢的c浓度(0.05质量％以上、0.30质量％以下的某一浓度)对应的a3转变点(奥氏体-铁素体转变点)高的温度，从而进行正火。
而且，将原料钢切断为规定的长度后，施加粗加工由此成型为筒状，并且对加工材(对原料钢施以加工的钢材)的外周面20(参照图2)进行切齿(前加工处理)。此时，加工材的整体主要由铁素体组织和珠光体组织构成。
(渗碳处理和冷却处理)
然后，对前加工处理后的加工材进行渗碳处理。该渗碳处理中，在氧浓度低的减压环境的渗碳炉(未图示)内，对加工材进行c(碳)的浸透和扩散。即对加工材进行真空渗碳处理。这里，考虑齿轮部件100完成后的表层31(参照图3)的c浓度决定基于导入渗碳炉内的烃类气体的渗碳时间和扩散时间。
由此，c(碳)从外周面20浸透、扩散，从而形成c浓度比原料钢的c浓度高的渗碳层cl1和内周面侧层。此外，在渗碳层cl1的外周面20侧的部分(完成后的齿轮部件100的与表层31对应的部分)，c浓度为0.85质量％以上、1.2质量％以下。此时，加工材200的整体主要变为奥氏体组织。
然后，在减压环境的渗碳炉内，将奥氏体化的加工材200以小于马氏体转变的临界冷却速度的冷却速度冷却(缓冷)(冷却工序)。由此，加工材200的表面(外周面20和内周面)侧的部分变为主要珠光体组织，铁素体组织向内部增加。这里，在加工材200的表面侧的部分的c浓度高，所以渗碳体等晶界碳化物容易在晶粒边界析出。若该晶界碳化物在晶粒边界过度析出，则无法在之后的高频淬火处理中得到使c充分固溶的组织，不仅是因c的不足引起的硬度降低(转变后的马氏体组织的硬度不足)的原因，还成为加工材的疲劳强度降低的原因。因此，第一实施方式中，原料钢中，将si浓度提高为1.0质量％以上、3.0质量％以下，并且将cr浓度降低为0.01质量％以上、0.20质量％以下，从而抑制晶界碳化物在晶粒边界析出。
另外，冷却工序中，将奥氏体化的加工材200以小于进行马氏体转变的临界冷却速度的冷却速度冷却(缓冷)，从而抑制在加工材200产生体积比珠光体组织大的马氏体组织。由此，抑制由热处理引起的形变(热处理形变)在加工材200产生。
(高频淬火处理和回火处理)
然后，对渗碳处理和冷却处理后的加工材200进行高频淬火处理。首先，如图6所示，通过高密度能量加热来加热加工材200。具体而言，将规定的高频(例如约10khz、约100khz的频率)的高密度能量集中施加于加工材200，从而对加工材200进行感应加热。此时，加热加工材200的整体使其升温以使加工材200的温度达到acm转变点以上。此外，acm转变点是与渗碳层cl1的外周面20侧的部分的c浓度对应的奥氏体化温度。由此，加工材200的整体主要变为奥氏体组织。
然后，快速冷却加工材200。具体而言，使约10℃以上、约40℃以下的水(冷媒)直接接触加工材200来冷却加工材200。例如使用室温左右(约25℃)的冷媒，冷却加工材200。由此，在表面(外周面20和内周面)侧的部分，形成局部奥氏体组织转变为马氏体组织(淬火马氏体组织)的加工材300。此外，加工材300中，渗碳处理后的渗碳层cl1通过淬火固化而变为渗碳层cl2，并且在渗碳层cl2的内部形成硬度比原料钢高的最内层35。另外，内周面侧层134通过淬火而固化，变为内周面侧层34。另外，此时，根据c浓度和冷媒温度，局部奥氏体组织转变为马氏体组织，剩余部分作为奥氏体组织(残留奥氏体组织)而残留。
这里，图7示出了表示规定的冷媒温度的c浓度与残留奥氏体组织的关系的图表。根据该图表能够确认在c浓度高的情况下残留奥氏体组织(γr)的体积率容易变大。
这里，在油冷的情况下，冷媒温度高到140℃左右，所以针对c浓度的残留奥氏体组织(γr)的体积率容易变大。与此相对，在第一实施方式的水冷的情况下，冷媒温度低至25℃左右，所以即使c浓度为0.85质量％以上、1.2质量％以下，也能够可靠地抑制残留奥氏体组织(γr)的体积率变大。
例如在c浓度是1.0质量％的情况下，若使用油冷(冷媒温度t＝140℃)，则残留奥氏体组织(γr)的体积率超过80％而变大。在该情况下，残留奥氏体组织的体积率大幅度超过可通过之后的喷丸处理改性的比例，所以在喷丸处理后残留奥氏体组织会残留很多，其结果是，表层的硬度变小。另一方面，在c浓度是1.0质量％的情况下，通过使用水冷(冷媒温度t＝25℃)，能够将残留奥氏体组织(γr)的体积率抑制在25％左右。由此，能够减少在喷丸处理后残留的残留奥氏体组织的量。
然后，如图6所示，将加工材300的温度加热至低于约600℃的温度，从而将加工材300回火。
此外，通过高频淬火处理和回火处理，在渗碳层cl2的外周面20侧的部分(完成后的齿轮部件100的与表层31对应的部分)，确保韧性并且提高硬度。然而，由于残留奥氏体组织的影响，渗碳层cl2的外周面20侧的部分的硬度不够。
(喷丸处理)
最后，对加工材300的外周面20进行喷丸处理(改性工序)。具体而言，一边使加工材300旋转一边以规定的压力向加工材300的外周面20喷射介质(投射材)。此时，在第一阶段，向加工材300的外周面20喷射介质。由此，使机械能作用到渗碳层cl2的深部。然后，在第二阶段，向加工材300的外周面20喷射直径比第一阶段的介质小的介质。由此，使机械能作用于渗碳层cl2的外周面20侧的部分。由此，在渗碳层cl2的外周面20侧的部分，将残留奥氏体组织局部改性而转变为马氏体组织。其结果，渗碳层cl2的外周面20侧的部分成为含有大于0％且小于10％的体积率的残留奥氏体组织、和作为剩余部分的马氏体组织的表层31。
此时，在与表层31对应的渗碳层cl2，在喷丸处理前的状态下抑制残留奥氏体组织(γr)的体积率变大，从而在之后的喷丸处理中，能够抑制将残留奥氏体组织改性为马氏体组织的量(体积)。由此，即使不将喷丸处理的机械能量(介质的喷射压力的大小等)和处理时间等设定为特别大的值，也能够通过一般的喷丸处理的条件，在表层31充分生成将残留奥氏体组织改性的马氏体组织。
另外，渗碳层cl2中，比表层31靠内侧通过喷丸处理成为被施以机械能的层，作为第一中间层32。这里，比表层31靠内侧的第一中间层32的残留奥氏体组织的体积率大于表层31，并且剩余部分变为马氏体组织。而且，渗碳层cl2中，比第一中间层32靠内侧是未通过喷丸处理成为被施以机械能的层，作为第二中间层33。另外，通过上述喷丸处理，在表层31和第一中间层32(喷丸强化处理层pl)产生压缩残余应力。
另外，为了使通过喷丸处理形成于外周面20的凹凸平整(平坦)，可以在喷丸处理后对外周面20实施镜面精加工等精加工。此外，可以使用磨石研磨来进行镜面精加工。由此，制作图1～图3所示的齿轮部件100。
(第一实施方式的效果)
第一实施方式中，能够得到以下那样的效果。
第一实施方式中，如上述那样，将表层31的c浓度设为0.85质量％以上，从而与表层的c浓度为0.6质量％的情况相比，能够增大表层31的硬度。另外，表层31的c浓度为1.2质量％以下，并且表层31的残留奥氏体组织的体积率大于0％且小于10％，表层31的剩余部分为马氏体组织而构成。另外，除了表层31的c浓度为1.2质量％以下之外，原料钢中，si浓度为1.0质量％以上，cr浓度为0.20质量％以下。由此，表层31的晶界碳化物的面积率小于2％，能够抑制因晶界碳化物引起的齿轮部件100的疲劳强度的降低。其结果，能够抑制齿轮部件100的破损，实现齿轮部件100的长寿化。并且，与表层31的c浓度为1.5质量％的情况不同，能够抑制柔软的奥氏体组织(残留奥氏体组织)在表层31残留10％以上，所以能够将表层31的维氏硬度充分增大到hv800以上。
另外，第一实施方式中，如上述那样，若将表层31的c浓度设为约0.9质量％以上，则能够更有效地增大表层31的硬度。
另外，第一实施方式中，如上述那样，若将表层31的c浓度设为约1.1质量％以下，则能够进一步抑制柔软的残留奥氏体组织在表层31上残留很多，并且能够进一步抑制碳化物等碳化物在晶粒边界析出。
另外，第一实施方式中，如上述那样，第一中间层32的表层31侧的层含有约15％以上的体积率的奥氏体组织。由此，利用马氏体组织在一定程度上增大第一中间层32的硬度并且使柔软的奥氏体组织的量比表层31多，从而能够确保齿轮部件100的硬度与韧性双方。
另外，第一实施方式中，如上述那样，表层31产生约1100mpa(约600mpa)以上的压缩残余应力。由此，即使在使用齿轮部件100时表层31产生龟裂，也能够利用约600mpa以上的压缩残余应力有效抑制龟裂的进行。由此，能够实现齿轮部件100的长寿化。
另外，第一实施方式中，如上述那样，若将原料钢的si浓度设为约1.5质量％以上，则能够有效抑制渗碳体残留在晶粒边界。另外，若将原料钢的si浓度设为约2.0质量％以下，则能够有效抑制原料钢的硬度过度变大。
另外，第一实施方式中，如上述那样，原料钢含有以下的元素中的1种或者2种作为任意成分。
mo(钼)：约0.01质量％以上、约0.50质量％以下。
b(硼)：约0.0005质量％以上、约0.0050质量％以下。
通过这样构成，齿轮部件100中，能够实现晶粒边界的强度的提高和淬硬性的提高，所以能够提高组织的强度。
另外，第一实施方式中，如上述那样，原料钢含有以下的元素中的1种或者2种作为任意成分。
nb(铌)：约0.01质量％以上、约0.30质量％以下。
ti(钛)：约0.005质量％以上、约0.200质量％以下。
v(钒)：约0.01质量％以上、约0.20质量％以下。
通过这样构成，齿轮部件100中，能够实现抑制组织的粗大化，所以能够提高组织的强度。
另外，在第一实施方式的制造方法中，如上述那样，为了增大淬火后的表面硬度，将表层31的c浓度设为比共析点的c浓度高的0.85质量％以上、1.2质量％以下，并且为了将存在于淬火后的加工材300的外周面20及其附近的残留奥氏体组织转变为马氏体组织而提供机械能。这里，使用如下的原料钢：在渗碳工序中若将表层31的c浓度设为比共析点的c浓度高的0.85质量％以上，则在继渗碳工序之后的冷却工序中容易在晶粒边界生成渗碳体等碳化物，但对于抑制碳化物的生成的si，将si浓度设为1.0质量％以上，对于容易促进碳化物的生成的cr，为了抑制碳化物的生成而将cr浓度设为0.20质量％以下。由此，能够将表层31的维氏硬度充分增大到hv800以上，并且抑制碳化物的生成，能够使表层31的晶界碳化物的面积率小于2％，所以能够抑制因晶界碳化物引起的齿轮部件100的疲劳强度的降低。其结果，抑制齿轮部件100的破损，能够实现齿轮部件100的长寿化。
另外，第一实施方式的制造方法中，如上述那样，通过高密度能量加热来加热加工材200(钢部件)，使加工材200升温到acm转变点以上的温度后，以使奥氏体化的加工材200进行马氏体转变的临界冷却速度以上的冷却速度冷却(快速冷却)而淬火，由此使加工材200的奥氏体组织局部马氏体化。由此，使用约10℃以上、约40℃以下的水(冷媒)将被加热的加工材200淬火，从而与利用约140℃的冷媒将被加热的加工材淬火的情况相比，能够使加工材200的奥氏体组织的更多部分马氏体化，减小加工材300的残留奥氏体组织的体积率。其结果，能够可靠地减小喷丸处理后的表层31的残留奥氏体组织的体积率。
另外，第一实施方式的制造方法中，如上述那样，在渗碳工序之后，以比加工材200马氏体转变的冷却速度小的冷却速度，冷却加工材200。由此，即使对加工材200进行渗碳处理(热处理)，在之后的冷却工序中，也能以比加工材200马氏体转变的冷却速度小的冷却速度冷却加工材200，所以能够抑制加工材200(齿轮部件100)产生因热处理引起的形变(热处理形变)。
另外，第一实施方式的制造方法中，如上述那样，通过改性工序，将表层31形成为残留奥氏体组织的体积率大于0％且小于10％并且剩余部分为马氏体组织。由此，能够抑制在表层31残留很多柔软的奥氏体组织(残留奥氏体组织)，所以能够将表层31的维氏硬度充分增大到hv800以上。
另外，第一实施方式的制造方法中，如上述那样，通过喷丸处理，使渗碳层cl2的外周面20侧的部分(完成后的齿轮部件100的与表层31对应的部分)的残留奥氏体组织改性。由此，能够容易将渗碳层cl2的外周面20侧的部分的奥氏体组织改性，生成马氏体组织。
另外，第一实施方式的制造方法中，如上述那样，使残留奥氏体组织改性后，为了使因喷丸处理形成的凹凸平整，可以追加对表层31的外周面20实施镜面精加工等精加工。由此，能够提高齿轮部件100的啮合效率。
另外，第一实施方式的制造方法中，如上述那样，淬火工序中，使用约10℃以上、约40℃以下的冷媒(约25℃的冷媒)将奥氏体化的加工材200(钢部件)快速冷却而淬火。由此，能够使加工材200的奥氏体组织局部充分进行马氏体转变。
另外，第一实施方式的制造方法中，如上述那样，在高频淬火处理后并且在喷丸处理前，将加工材300(钢部件)回火。由此，能够使因淬火降低的马氏体组织(淬火马氏体组织)的韧性通过回火来恢复，所以能够提高齿轮部件100的韧性。
另外，第一实施方式的制造方法中，如上述那样，在渗碳工序中，在减压环境下对加工材(齿轮部件)施加渗碳处理。由此，抑制由于渗碳处理时的热在加工材的表面的晶界等形成si的氧化物等，从而能够抑制表面的晶界强度降低。
[第一实施例]
接下来，作为第一实施例，说明为了确认上述第一实施方式的效果而进行的残留奥氏体组织的体积率的测定、硬度测定、残余应力测定、疲劳强度测定以及晶界碳化物的面积率测定。
(实施例1的齿轮部件的结构)
首先，制作与第一实施方式对应的实施例1的齿轮部件100(参照图1～图3)。具体而言，首先，准备由表1所示的钢号a的化学成分构成并进行了正火的原料钢(棒钢，参照图5)。此外，该钢号a的原料钢包含在本实施方式所示的组成范围内。另外，钢号a的原料钢的维氏硬度为hv140左右。然后，对原料钢进行切断、粗加工以及切齿。
[表1]
然后，对前加工处理后的加工材进行渗碳处理，从而将表层31的c浓度设为1.0质量％。然后，在渗碳炉内将加工材200(参照图5)缓冷。
然后，对渗碳处理和冷却处理后的加工材200进行高频淬火处理。首先，以使温度达到比acm转变点(约800℃)高的1000℃的方式感应加热加工材200，以使得加工材200奥氏体化。然后，使25℃的水直接连续地与加工材200接触来冷却加工材200，从而快速冷却加工材200。
然后，使快速冷却后的加工材300(参照图6)的温度成为比600℃低的150℃来进行回火。
最后，对加工材300的外周面20进行喷丸处理。首先，在第一阶段，将具有0.8mm直径的介质喷射至加工材300的外周面20。然后，在第二阶段，将具有0.2mm直径的介质喷射至加工材300的外周面20。最后，利用磨石研磨加工材300的外周面20，从而对外周面20进行镜面精加工。由此，制作出实施例1的齿轮部件100。
(体积率和残余应力的测定)
首先，测定实施例1的齿轮部件100的残留奥氏体组织(γr)的体积率和残余应力。具体而言，首先，对齿面21进行电解研磨，从而将齿面除去规定的厚度。然后，在露出的表面(剖面)通过x射线衍射法测定残留奥氏体组织的体积率和残余应力。另外，针对残余应力，测定在齿面21的齿条方向(参照图1)作用的残余应力。此外，作为参考例1，对于进行喷丸处理前的加工材300，也和实施例1的齿轮部件100同样地进行残留奥氏体组织的体积率的测定。
(体积率的测定结果)
图8表示残留奥氏体组织的体积率的测定结果。在距离齿面21(外周面20)的深度为35μm以内的表层31，在喷丸处理前多达近23％的体积率的残留奥氏体组织的体积率在喷丸处理后减少了10％以上，变为1％以上、不足10％。可以认为这是因为通过喷丸处理，表层31的残留奥氏体组织转变成了马氏体组织。
另外，在距离齿面21(外周面20)的距离为200μm以内并且除去表层31之外的第一中间层32，残留奥氏体组织的体积率达到10％以上。即在第一中间层32，残留奥氏体组织的体积率大于表层31。另外，第一中间层32中，在距离齿面21(外周面20)的距离为50μm以上、100μm以下的区域(第一区域)，残留奥氏体组织的体积率达到15％以上。另一方面，在第一中间层32的除此以外的区域(第二区域和第三区域)，残留奥氏体组织的体积率小于15％。此外，认为通过高频淬火处理，在与表层31和第一中间层32对应的部分(渗碳层cl2，参照图6)的大致整体，除了残留奥氏体组织之外，都变为马氏体组织。
此外，在实施例1的齿轮部件100的表层31，残留奥氏体组织的平均体积率达到5％。
(残余应力的测定结果)
图9表示齿面21的残余应力的测定结果。此外，正的残余应力是朝相互离开的方向作用的拉伸残余应力，负的残余应力是朝相互靠近的方向作用的压缩残余应力。
表层31的残余应力是1100mpa以上的压缩残余应力(-1100mpa以下的残余应力)，能够确认产生了非常大的压缩残余应力。由此能够确认，通过喷丸处理，能够在表层31产生很大的压缩残余应力。并且，根据在表层31产生了很大的压缩残余应力，能够确认龟裂的发展被抑制。另外，能够确认在表层31侧产生了很大的压缩残余应力作为第一中间层32的残余应力。
(硬度测定)
接下来，根据jisz2244测定上述实施例1的齿轮部件100的维氏硬度。具体而言，分别测定进行了喷丸处理的外周面中的齿面21的表层31的维氏硬度(齿面21的维氏硬度)。另外，使用加热到300℃后冷却的热处理后的实施例1的齿轮部件100，测定齿轮部件100的齿面21的表层31的维氏硬度。此时，施加于测定的剖面的试验力为300gf。
根据图10所示的维氏硬度的测定结果，能够确认表层31的维氏硬度为hv800以上(hv890)。由此，能够确认在齿轮部件100的最外层即表层31具有足够硬度。其结果，认为能够有效抑制齿轮部件100的破损。
另外，即使在300℃的热处理后，表层31也获得了hv790左右的维氏硬度。即热处理后的表层31的硬度相比热处理前的表层31只减少一成左右。认为这是因为在原料钢中增加了si的量。此外，该硬度的减少量的多少在其它层(第一中间层32、第二中间层33、最内层35)中也同样。由此，确认即使在齿轮部件100配置于高温环境下的情况下、以及齿轮部件100与其它齿轮部件啮合而发热的情况下等，也能够抑制齿轮部件100硬度的降低。
(c浓度的测定)
接下来，使用电子束微量分析仪测定上述实施例1的齿轮部件100的c浓度。具体而言，实施例1的齿轮部件100中，测定进行了喷丸处理的外周面20中的齿面21的表层31的c浓度(齿面21的c浓度)。
测定结果确认了实施例1的表层31的c浓度为0.99％，是能够兼得足够的硬度和适当的残留奥氏体组织的体积率的c浓度。
(疲劳强度测定)
接下来，评价上述实施例1的齿轮部件100的疲劳强度。具体而言，使用动力循环式齿轮试验机，评价齿轮部件100的齿根(齿面21与齿底面23的边界)的弯曲疲劳强度和齿面21的面疲劳强度。此时，使用自动变速箱油作为润滑油，在润滑油温80℃和转速2000rpm的条件下进行试验。另外，将齿根的弯曲应力为500mpa、齿面的最大面压为2000mpa的扭矩施加于齿轮部件100，以1000万次为目标循环。
弯曲疲劳强度的评价和面疲劳强度的评价都是在施加了1000万次应力后实施例1的齿轮部件100仍不产生破损。其结果能够确认实施例1的齿轮部件100具有能够承受反复施加1000万次的应力那么高的疲劳强度。认为这主要是因为基于表层31的硬度大而齿轮部件100的疲劳强度变大。
(晶界碳化物的面积率测定)
接下来，测定实施例1的齿轮部件100的表层31的晶界碳化物的面积率。具体而言，首先，垂直于齿面21将齿轮部件100切断，镜面研磨露出的剖面。然后，使用硝酸酒精液(添加了硝酸的酒精溶液)将剖面腐蚀，从而使剖面出现晶界碳化物。然后，使用光学显微镜按照500倍的倍率拍摄表层31的剖面。然后，对拍摄的具有规定大小面积的剖面进行图像处理，从而通过二值化区别晶界碳化物和其它的部分。然后，导出晶界碳化物的面积率(＝(剖面的晶界碳化物的面积/剖面整体的面积)×100)(％)。
面积率的测定结果是在实施例1的齿轮部件100的表层31观察不到晶界碳化物，其结果是，晶界碳化物的面积率为0％。认为这是因为将si浓度设为1.0质量％以上，cr浓度设为0.20质量％以下，由此能够抑制碳化物在晶粒边界析出。
[第二实施例]
接下来，作为第二实施例，为了确认上述第一实施方式的效果，使用多个原料钢制作齿轮部件，比较各齿轮部件的表层的c浓度、残留奥氏体组织的体积率、晶界碳化物的面积率、齿面的表层的硬度和疲劳强度。
(原料钢的组成)
首先，作为原料钢(棒钢)，除了上述的原料钢a以外，准备表1所示的原料钢b～l。
这里，原料钢a～j包含在本实施方式所示的组成范围内，另一方面，原料钢k和l不包含在本实施方式所示的组成范围内。具体而言，原料钢k中，si浓度小于本实施方式所示的组成范围(1.0质量％以上、3.0质量％以下)，原料钢l中，cr浓度大于本实施方式所示的组成范围(0.01质量％以上、0.20质量％以下)。
而且，与上述第一实施例的实施例1相同地制作齿轮部件。具体而言，使用原料钢b～l分别制作实施例1～10、比较例1和2的齿轮部件。另外，使用原料钢a而使渗碳处理的条件与上述第一实施例的实施例1不同，来制作比较例3和4的齿轮部件。具体而言，作为比较例3，以使c浓度小于0.85质量％(0.74质量％)的方式进行渗碳处理，来制作比较例3的齿轮部件。另外，作为比较例4，以使c浓度超过1.2质量％(1.25质量％)的方式进行渗碳处理，来制作比较例4的齿轮部件。另外，作为参考例2，除了使用原料钢a并且不进行喷丸处理以外，其它与上述第一实施例的实施例1相同来制作参考例2的齿轮部件。
然后，对制作的各齿轮部件，与上述第一实施例相同地测定(评价)表层的c浓度、残留奥氏体组织的体积率、晶界碳化物的面积率、齿面的表层的硬度和疲劳强度。测定(评价)结果如表2所示。
[表2]
测定(评价)结果如实施例1～10那样，使用上述实施方式所示的组成范围内所含的原料钢，并且将表层的c浓度设为0.85质量％以上、1.2质量％以下，以临界冷却速度以上的冷却速度冷却而淬火，对外周面侧的奥氏体组织提供机械能，从而能够使残留奥氏体组织的体积率大于0％且小于10％，使表层的晶界碳化物的面积率小于2％，其结果是能够确认能够使表层的维氏硬度达到hv800以上。另外，能够确认除了实施例9之外，在实施例1～8和10中，能够使表层的维氏硬度进一步增大到hv850以上。另外，具有上述特性的实施例1～10的齿轮部件中，疲劳强度的评价中，即使施加1000万次应力后也没有产生破损。即能够确认实施例1～10的齿轮部件具有高的疲劳强度。
另一方面，像比较例1和2那样，使用不包含在上述实施方式所示的组成范围内的原料钢的情况下，即使通过与实施例1～10相同的制造方法制作齿轮部件，表层的晶界碳化物的面积率也是2％以上。而且，在疲劳强度的评价中，比较例1和2的齿轮部件没有承受1000万次的应力外加，在试验中途齿根折断而破损。其结果能够确认，在使用不包含在上述实施方式所示的组成范围内的原料钢的情况下，无法制作具有足够疲劳强度的齿轮部件。
另外，像比较例3和4那样，即使包含在使用上述实施方式所示的组成范围内的原料钢，在表层的c浓度小于0.85质量％的情况下或者超过1.2质量％的情况下，表层的维氏硬度也是小于hv800。而且，在疲劳强度的评价中，比较例3和4的齿轮部件中，由于齿面的表层的维氏硬度小，试验中途在齿面形成孔(凹痕)。其结果能够确认，在表层的c浓度小于0.85质量％的情况下或者超过1.2质量％的情况下，无法制作具有足够疲劳强度的齿轮部件。特别是在表层的c浓度超过1.2质量％的比较例4中，残留奥氏体组织的体积率大幅度变大为58％，齿面的表面的维氏硬度也大幅度减小到hv522。
另外，像参考例2那样，即使使用包含在上述实施方式所示的组成范围内的原料钢，在不进行像喷丸处理那样的对外周面侧的奥氏体组织提供机械能的处理的情况下，残留奥氏体组织的体积率也变大为19％，表层的维氏硬度达到hv720。而且，在疲劳强度的评价中，参考例2的齿轮部件中，由于齿面的表层的维氏硬度小，在试验中途形成凹痕。其结果能够确认，在不进行对外周面侧的奥氏体组织提供机械能的处理的情况下，无法制作具有足够疲劳强度的齿轮部件。
[第二实施方式]
接下来，说明第二实施方式。第二实施方式中，说明不使用齿轮部件100而是使用轴部件400作为权利要求书的“钢部件”的例子。
[轴部件的构造]
首先，参照图11～图14，说明第二实施方式的轴部件400的构造。此外，适当省略与第一实施方式的齿轮部件100相同的结构的说明。
对与上述第一实施方式中齿轮部件100使用的原料钢的组成相同的原料钢进行加工处理而制作的第二实施方式的轴部件400如图11和图12所示是所谓的小齿轮轴。该轴部件400与上述第一实施方式的齿轮部件100相同，在进行粗加工作为加工处理后，按顺序进行渗碳处理、冷却处理、高频淬火处理、回火处理以及喷丸处理来制作。
轴部件400沿圆柱状的支承轴401的轴向延伸的外周面作为滚动面402。在支承轴401形成有油路孔403。油路孔403包含在径向的中心沿轴向延伸的主油路孔403a、和在滚动面402开口并向滚动面402供给润滑油的分支油路孔403b。主油路孔403a在轴向的一侧的端面部404a开口并且延伸到轴向的另一侧的端面部404b附近。此外，端面部404a和404b是权利要求书的“轴向端面部”的一个例子。
如图13所示，在轴部件400的外周面侧形成有滚动面402和在滚动面402的附近设置的表层431、比表层431靠径向内侧的第一中间层432、比第一中间层432靠径向内侧的第二中间层433、比第二中间层433靠径向内侧的最内层435。另外，如图14所示，在端面部404a和端面部404b形成有端面侧层441。此外，最内层435位于比端面侧层441靠轴向内侧。另外，对滚动面402、端面部404a和404b施加镜面精加工等来研磨。
表层431具有与上述第一实施方式的表层31相同的性质。即表层431通过渗碳处理，c浓度为0.85质量％以上、1.2质量％以下。另外，表层431中，残留奥氏体组织的体积率大于0％且小于10％，剩余部分是马氏体组织。另外，表层431形成为残留奥氏体组织和马氏体组织双方的晶界碳化物的面积率小于2％。
第一中间层432具有与上述第一实施方式的第一中间层32相同的性质。即在第一中间层432，残留奥氏体组织的体积率大于表层431，并且剩余部分是马氏体组织。另外，第二中间层433和最内层435分别具有与上述第一实施方式的第二中间层33和最内层35相同的性质。
如图14所示，端面侧层441是在渗碳处理、冷却处理、高频淬火处理以及回火处理中被处理的区域。即与对外周面实施的处理比较，端面侧层441是进行除了喷丸处理之外的处理的区域。此外，在端面侧层441，通过渗碳处理，从轴向外侧朝内侧，c浓度变高而构成。
另外，如上所述，不对端面部404a和404b附近的端面侧层441进行喷丸处理。因此，在端面部404a和404b存在由奥氏体组织的局部转变的淬火马氏体组织，另一方面，与滚动面402的表层431等不同，不存在因机械能形成的马氏体组织。其结果，端面侧层441(端面部表层442)的残留奥氏体组织的体积率比滚动面402的表层431的残留奥氏体组织的体积率大。另外，端面部表层442的硬度比滚动面402的表层431的硬度小。并且，在端面部404a和404b不产生因机械能形成的压缩残余应力。
此外，第二实施方式的轴部件400的制造方法的渗碳处理、冷却处理、高频淬火处理、回火处理以及喷丸处理分别与上述第一实施方式的渗碳处理、冷却处理、高频淬火处理、回火处理以及喷丸处理相同，所以省略说明。
(第二实施方式的效果)
第二实施方式中，能够得到以下那样的效果。
第二实施方式中，如上述那样，在滚动面402，将表层431的c浓度设为0.85质量％以上，并且将表层431的c浓度设为1.2质量％以下，并且表层431的残留奥氏体组织的体积率大于0％且小于10％，并且表层431的剩余部分是马氏体组织而构成。另外，除了将表层431的c浓度设为1.2质量％以下之外，原料钢中，将si浓度设为1.0质量％以上，cr浓度设为0.20质量％以下。由此，与上述第一实施方式相同，能够抑制轴部件400的破损，实现轴部件400的长寿化。并且，与表层431的c浓度为1.5质量％的情况不同，能够抑制在表层431残留10％以上柔软的奥氏体组织(残留奥氏体组织)，所以能够充分将表层431的维氏硬度增大到hv800以上。
另外，第二实施方式中，如上述那样，使端面部表层442的残留奥氏体组织的体积率比滚动面402的表层431的残留奥氏体组织的体积率大。另外，使端面部表层442的硬度比滚动面402的表层431的硬度小。由此，能够充分提高滚动面402的表层431的硬度。另外，通过减小端面部表层442的硬度，能够容易进行用于将轴部件400与其它部件接合的铆接加工和激光焊接等。此外，第二实施方式的其它效果与上述第一实施方式的效果相同。
接下来，说明为了确认上述第二实施方式的效果而进行的轴部件400的滚动疲劳试验。
(实施例11的轴部件的结构)
首先，制作与第二实施方式对应的实施例11的轴部件400(参照图11和图12)。具体而言，首先准备由表1所示的钢号b的化学成分构成并进行了正火的原料钢。此外，该钢号b的原料钢包含在本实施方式所示的组成范围内。然后，对原料钢进行切断和粗加工。
然后，对前加工处理后的加工材进行渗碳处理，从而使表层431的c浓度为1.0质量％。然后，在渗碳炉内将加工材缓冷。
然后，对渗碳处理和冷却处理后的加工材进行高频淬火处理。首先，以使温度达到比acm转变点(约800℃)高的1000℃的方式将加工材感应加热，以使加工材奥氏体化。然后，使25℃的水直接地连续与加工材接触来冷却加工材，从而快速冷却加工材。
然后，使快速冷却后的加工材的温度达到比600℃低的150℃来进行回火。
最后，对加工材的滚动面402进行喷丸处理。首先，在第一阶段，将具有0.8mm直径的介质向加工材的滚动面402喷射。然后，在第二阶段，将具有0.2mm直径的介质向加工材的滚动面402喷射。最后，利用磨石研磨加工材的滚动面402，从而对滚动面402进行镜面精加工。另外，对端面部404a和404b进行微镜面精加工。由此，制作实施例11的轴部件400。
另外，作为针对实施例11的比较例5，准备由采用suj2(依据jis48052008)的钢材构成并具有与实施例11的轴部件400相同的外形形状的轴部件。而且，对由suj2构成的轴部件在1000℃下进行高频淬火后，在150℃下进行回火，从而制作比较例5的轴部件。即比较例5的轴部件中，原料钢的组成与实施例11的轴部件400不同，并且不进行渗碳处理和喷丸处理。
(滚动疲劳试验)
然后，对实施例11的轴部件400和比较例5的轴部件进行滚动疲劳试验。滚动疲劳试验中，使用圆筒型滚动疲试验机(ntn制)，在负载为600kgf/mm2和转速46240rpm的试验条件下进行循环试验。此时，使圆筒型滚动疲试验机的旋转部件抵接于作为轴部件的滚动面的轴部件的外周面。然后，将在滚动面产生剥落(剥离)时的总转速(循环数)作为实施例11的轴部件400和比较例5的轴部件的滚动面的耐久性的指标。
(滚动疲劳试验的结果)
图15表示滚动疲劳试验的结果。滚动疲劳试验的结果是实施例11的轴部件400的循环数是比较例5的轴部件的循环数的17倍左右。由此，能够确认实施例11的轴部件400的滚动面402与比较例5的轴部件的滚动面相比具有非常大的滚动耐久性。认为这是由于因表层431的晶界碳化物的面积率小而抑制疲劳强度的降低、以及因表层431的残留奥氏体组织的体积率的降低和马氏体组织的体积率的提高而使表层431的硬度变大。
[变形例]
此外，应当认为这次公开的实施方式和实施例的全部内容都是例示而非限制。本发明的范围由权利要求书阐述而非上述实施方式和实施例的说明，而且包含与权利要求书均等的意思和范围内的全部改变(变形例)。
例如上述第一实施方式中，作为权利要求书的“钢部件”一个例子，示出了齿轮部件，上述第二实施方式中，作为权利要求书的“钢部件”一个例子，示出了轴部件(小齿轮轴)，但本发明不限于此。权利要求书的“钢部件”除了齿轮部件和轴部件以外，也可以是轴承等轴承部件等。另外，齿轮部件也可以是除了上述第一实施方式以外的齿轮部件，例如也可以是轴向长度短(厚度薄)的齿轮部件等。并且，轴部件也可以是除了上述第二实施方式(小齿轮轴)以外的轴。另外，权利要求书的“钢部件”也可以是轴以外的驱动部件。
另外，上述第一实施方式中，示出了除了表层和比表层靠内侧的层(第一中间层)以外，在齿轮部件上还形成有第二中间层、内周面侧层以及最内层的例子。另外，上述第二实施方式中，示出了除了表层和比表层靠内侧的层(第一中间层)以外，在轴部件的滚动面上还形成有第二中间层和最内层的例子，但本发明不限于此。在齿轮部件上只要形成c浓度为0.85质量％以上、1.2质量％以下、残留奥氏体组织的体积率大于0％且小于10％、晶界碳化物的面积率小于2％的表层；和残留奥氏体组织的体积率比表层大并且剩余部分为马氏体组织的比表层靠内侧的层即可。
另外，上述第一和第二实施方式中，作为对残留奥氏体组织施加机械能的方法，示出了对加工材进行喷丸处理的例子，但本发明不限于此。作为施加机械能方法，也可以代替喷丸处理，而进行例如利用气泡溃灭的空化喷丸强化处理、使用激光的激光喷丸强化处理、在施加压力的状态下研磨的清漆研磨、使用磨石的研磨等研磨处理、以及将加工材冷却到0℃以下的所谓的深冷处理等。另外，也可以将上述处理组合，对残留奥氏体组织施加机械能。
另外，上述第一和第二实施方式中，示出了在高频淬火处理、回火处理后进行喷丸处理的例子，但本发明不限于此。例如也可以在喷丸处理前且高频淬火处理或者回火处理后，施加研磨加工材的研磨工序。
另外，上述第一和第二实施方式中，示出了对加工材进行高频加热作为高密度能量加热的例子，但本发明不限于此。例如作为高密度能量加热，也可以代替高频加热，进行激光照射或者电子束照射来加热加工材。
另外，上述第一和第二实施方式中，示出了在高频淬火处理中，加热加工材的整体的例子，但本发明不限于此。只要至少在表层和比表层靠内侧的层进行高频淬火处理即可。此时，通过进行高密度能量加热，能够仅对与表层和比表层靠内侧的层对应的部分集中加热而升温至acm转变点以上。具体而言，上述第一实施方式中，也可以仅对齿轮部件的形成有齿的一侧进行淬火处理，也可以仅对内周面进行淬火处理。另外，上述第二实施方式中，也可以仅对滚动面进行淬火处理。
另外，上述第一和第二实施方式中，示出了在高频淬火处理中，使用约25℃的水作为冷媒快速冷却加工材(以临界冷却速度以上的冷却速度冷却)的例子，但本发明不限于此。例如在高频淬火处理中，也可以利用水以外的冷媒快速冷却。具体而言，也可以利用加入添加剂的水、油快速冷却加工材。
另外，上述第一和第二实施方式中，示出了利用磨石研磨加工材的外周面进行镜面精加工的例子，但本发明不限于此。例如也可以使用与磨石不同的研磨装置研磨来进行镜面精加工。具体而言，也可以通过滚磨、化学研磨以及喷射研磨材进行的研磨等，研磨加工材的外周面进行镜面精加工。
另外，上述第二实施例中，示出了使用10种原料钢的例子，但本发明不限于此。原料钢不限于含有实施例记载的化学成分的原料钢，只要是实施方式记载的化学成分的范围内的原料钢即可。
另外，上述第一和第二实施方式中，示出了在高频淬火处理后且喷丸处理(施加机械能的处理)前将加工材回火的例子，但本发明不限于此。例如也可以在施加机械能的处理后将加工材(钢部件)回火，也可以在施加机械能的处理前将加工材(钢部件)回火后，在施加机械能的处理后再次将加工材(钢部件)回火。另外，也可以不对加工材进行回火，而仅进行高频淬火处理和施加机械能的处理。
另外，上述第二实施方式中，示出了不对轴部件的轴向端面部进行喷丸处理的例子，但本发明不限于此。不仅是轴部件的滚动面，也可以对轴向端面部进行喷丸处理。在该情况下，在轴向端面部形成与滚动面相同的层构造，轴向端面部的疲劳强度变大并且耐磨性提高。
另外，上述第二实施方式的结构中，也可以对轴部件的轴向端面部进行切削加工，从而将由端面部表层及其内侧的层构成的端面部侧层的局部或者全部除去。由此，使切削后的轴向端面部的表面的硬度小于切削前的轴向端面部的表面的硬度，从而在轴向端面部，能够更容易进行用于将轴部件固定于其它部件的凿密加工、激光焊接等。
附图标记的说明
31、431表层
32、432第一中间层(比表层靠内侧的层)
33、433第二中间层
35、435最内层
100齿轮部件(钢部件)
400轴部件(钢部件)
402滚动面(外周面)
404a、404b端面部(轴向端面部)
442端面部表层。