JP2016204697A - 高周波焼入れ部品の素形材、高周波焼入れ部品、及びそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】本発明は、被削性を確保しつつ、曲げ疲労強度及び面疲労強度に優れた高周波焼入れ部品を得るための素形材（高周波焼入れ部品の素形材）を提供することを目的とする。
【解決手段】化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜３．０％、Ｓ：０．０００１〜０．１％、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％を含有し、必要に応じてＢ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅをさらに含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｏ：０．００５０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物であり、鉄窒素化合物層が表面から深さ方向の厚みにして１０μｍ以下に制限され、表面から深さ方向に５０μｍ位置における窒素濃度が０．２０質量％以上、炭素濃度が０．４０質量％以上である。
【選択図】図１

Description

本発明は、高周波焼入れ部品の素形材、及びこの素形材に高周波焼入れを施して得られる高周波焼入れ部品、並びにそれらの製造方法に関する。

自動変速機の歯車や無段変速機のシーブ、等速ジョイント、ハブなどの動力伝達部品は、高い面疲労強度が要求される。従来、一般に上記した部品には、その素材として、ＪＩＳ ＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等のＣ含有量が０．２％前後の肌焼鋼に浸炭焼入れ処理を施すことによって、表面近傍にＣ含有量が０．８％前後のマルテンサイト組織の硬化層を形成させた鋼材が使用されている。表面に上記のような硬化層を有する鋼材を用いて製造された部品は、優れた面疲労強度を有する。しかしながら、浸炭焼入れはオーステナイト変態を伴う９５０℃前後の高温で、５〜１０時間、場合によっては１０時間以上もの長時間の処理となる。そのため、浸炭焼入れを行う場合、結晶粒粗大化による熱処理変形（焼入れ歪）が大きくなるという問題がある。このため高い精度が要求される部品の場合には、浸炭焼入れされた後、研削やホーニング等の仕上げ加工を施さなければならない。
また、歯車等の部品は、過負荷による歯元での曲げ疲労破壊に対する強度が必要なので、高い面疲労強度特性に加えて、高い曲げ疲労強度が要求される場合も多い。

近年、地球環境負荷低減の観点から部品の軽量化による燃費向上のニーズが高まりつつあり、その実現のために、部品の高強度化が求められている。上記のような部品の高強度化において、ネックとなるのは、面疲労強度と歯車などの歯元での曲げ疲労強度である。

このような高強度化要求に対し、ＪＩＳ ＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等を用いて浸炭処理を行う従来の方法から、高周波焼入れや窒化といった新しい熱処理方法を取り入れることによる曲げ疲労強度や面疲労強度、耐食性といった特性の優れる鋼材の開発が検討されている。

しかしながら、高周波焼入れや窒化を行う場合、以下のような問題がある。
（１）高周波焼入れは表層部の必要な部分のみ加熱焼入れを行うため、浸炭プロセスに比べて効率良く表面が硬化した部品を得ることができる。しかしながら、高周波焼入れのみで浸炭焼入れ材と同等の硬さを得るとすれば、Ｃ含有量が０．８％以上の鋼を用いる必要がある。Ｃ含有量を０．８％以上とした場合、面疲労強度の向上には不必要な内部の硬さも上昇するので、被削性が著しく劣化する。すなわち、被削性の観点からＣ含有量を増加できないので、高周波焼入れのみでの面疲労強度向上には限界がある。
（２）窒化は鋼材の変態点以下の５００〜６００℃位の温度域で、主として窒素を鋼材表層部に拡散浸透させることにより硬化層を形成する表面硬化法である。また、軟窒化は同様に窒素と炭素とを同時に鋼材表層部に拡散浸透させることにより硬化層を形成する表面硬化法である。窒化、軟窒化のいずれも、耐摩耗性・耐焼付性・耐疲労性等を向上させる表面硬化法である。窒化、軟窒化の際には、鋼材表層部では拡散浸透した窒素により窒化物が生成する。窒化または軟窒化後の鋼材は、一般的に最表面に主にＦｅ_２−３Ｎ（以下、εと記す場合がある）、Ｆｅ_４Ｎ（以下、γ’と記す場合がある）等のＦｅ窒化物からなる鉄窒素化合物層が形成され、その内部には、Ｎが拡散した窒素拡散層が形成される。
窒化は浸炭の場合と比較して低温で処理ができる事から、低歪が要求される部品への適用が多い。また、窒化処理した鋼材表面では窒素濃度が高くなり、耐食性が向上するというメリットもある。しかしながら、窒化だけでは硬化層深さが小さいので、高い面圧が加わるトランスミッション歯車等への適用は困難である。
そこで、最近では、高周波焼入れ及び窒化のそれぞれの欠点を補い、より優れた機械的性質、特に面疲労強度を発揮する手法として、窒化後に高周波焼入れを施すことが試みられている。

例えば、特許文献１には、高周波焼入れとガス軟窒化を組み合わせることによりそれぞれ単独での欠点を補い、焼戻し軟化抵抗向上によって面疲労強度に優れた機械構造用部品を得ようとする方法が提案されている。しかしながら特許文献１の技術で得られる部品では表面硬度は高いものの、窒化層中のＮ濃度が低いため高温硬さは低い。そのため、稼動中に高温となる歯車等に適用した場合、表面において十分な焼戻し軟化抵抗を発揮することが出来ず、高い面疲労強度を得ることができない。また、特許文献１の技術では、高周波焼入れ時の鉄窒素化合物層（高周波焼入れ前はε主体の相）からの脱窒および酸化の影響を避けることができないので、これに起因した表層部の組織の不均質や表面凹凸が増長され、曲げ疲労強度や面疲労強度が低下することが懸念される。

特許文献２には、窒化層深さが１５０μｍ以上となる条件で窒化処理し、引き続いて高周波焼入れ処理することを特徴とする、面圧疲労強度に優れた機械構造部品の製造方法が提案されている。しかしながら、特許文献２の技術では、窒素濃度の規定が無いため、十分な焼戻し軟化抵抗を発揮することが出来ず、必ずしも良好な面疲労強度を有することができない。また、高周波焼入れ時の鉄窒素化合物層（高周波焼入れ前はε主体の相）からの脱窒および酸化の影響を避けることができないので、これに起因した表層部の組織の不均質や表面凹凸が増長され、曲げ疲労強度や面疲労強度が低下することが懸念される。

特許文献３には、窒化処理で鉄鋼基材の表面に窒素化合物層を形成し、窒素化合物層に覆われた鉄鋼基材の表層部に窒素を拡散浸透させる、焼入れ鉄鋼部材の製造方法及び焼入れ鉄鋼部材が開示されている。この方法では、焼入れ雰囲気をアンモニアガス雰囲気、真空中または低酸素雰囲気等とする高周波焼入れにより、焼入れ後に酸化されていない窒素化合物層を１μｍ以上残存させることが記載されている。また、その結果として、表面に形成する窒素化合物層に２ＧＰａを超える高面圧が作用しても窒素化合物層の鋼素地に対する剥離強度が大きく、摺動性に優れ、摩耗に強く、焼き付き抵抗性が高い特性を有することが記載されている。しかしながら、特許文献３の技術では、脱炭を防止する窒化条件については考慮されていないので、窒化時の脱炭による表面の炭素濃度の低下によって、高周波焼入れ後の鉄鋼基材の硬さが充分に得られずに面疲労強度が低下することが懸念される。

特許第３１４５５１７号公報 特開平６−３４６１４２号公報 特開２０１１−０３２５３６号公報

本発明は、上記の実情に鑑みてなされた。本発明は、被削性を確保しつつ、曲げ疲労強度及び面疲労強度に優れた高周波焼入れ部品を得るための素形材（高周波焼入れ部品の素形材）を提供することを課題とする。
また、本発明は、上記の素形材を高周波焼入れすることによって得られる高周波焼入れ部品であって、曲げ疲労強度及び面疲労強度に優れた高周波焼入れ部品を提供することを課題とする。
さらに、本発明は、上記の高周波焼入れ部品の素形材及び高周波焼入れ部品の製造方法を提供することを課題とする。

本発明者らは、高周波焼入れ部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度向上を向上させるためには、表面硬さの向上、表面異常層の抑制、適正な硬化層深さの確保、及び稼働中に最大で３００℃程度まで温度上昇する稼働面での高温強度維持のための焼戻し軟化抵抗の向上が有効であることを見出した。
具体的には、鋼部品の表面硬さについては、表面から５０μｍ深さにおける窒素濃度を０．２０質量％以上、かつ、炭素濃度を０．４０質量％以上とした素形材に高周波焼入れを施すことによって、表面から５０μｍ深さにおいてビッカース硬度で７００Ｈｖ以上の硬さ有する鋼部品が得られることを見出した。また、上述のような表面から５０μｍ深さにおける窒素濃度及び炭素濃度を有する素形材は、０．４０質量％以上のＣ含有量を有する鋼材に対し、脱炭を抑制しつつ窒化を行うことよって得られることを見出した。また、窒化により表層部に浸入した窒素は焼戻しによる軟化を防止する効果を有する。そのため、上記の鋼部品は、３００℃で焼戻しが行われても、表面から５０μｍ深さにおいてビッカース硬度で７００Ｈｖ以上の硬さを確保できることを見出した。
また、本発明者らは、窒化時に素形材の表層部に形成する鉄窒素化合物層が厚い場合には、脱窒反応に起因する窒素濃度の不均質組織の形成や脱窒反応で形成したボイドに酸素が侵入することで粒界酸化を生じることを明らかにした。さらに、このような窒素濃度の不均質組織や粒界酸化が表層に存在すると、高周波焼入れ後の面疲労強度や曲げ疲労強度が低下することを明らかにした。
さらに、高周波焼入れ後の硬化層深さは高周波焼入れ条件によって変化することが知られているが、高温あるいは長時間加熱すると、高周波焼入れ時に脱窒および酸化による表面軟化を避けることができない。したがって、一般的に、高周波焼入れ条件を緩和（焼入れ時の最高到達温度の低減、短時間加熱など）しない限り、高周波焼入れ後の組織を均質にすることができないと考えられていた。しかしながら、本発明者らは、窒化時に表層部に形成する鉄窒素化合物層の厚みを低減することで上記の異常組織の発生を防止することが可能となり、十分な硬化層深さを得たうえで面疲労強度や曲げ疲労強度を向上することができることを見出した。

本発明は上記の知見に基づいて完成したものであり、その発明の要旨は以下のとおりである。

（１）化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜３．０％、Ｓ：０．０００１〜０．１％、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｗ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜１．０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｔｉ：０〜０．２０％、Ｚｒ：０〜０．０５％、Ｓｂ：０〜０．１０％、Ｓｎ：０〜０．１０％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ｍｇ：０〜０．０１０％、Ｔｅ：０〜０．１０％を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｏ：０．００５０％以下、に制限し、残部がＦｅ及び不純物であり、鉄窒素化合物層が表面から深さ方向の厚みにして１０μｍ以下に制限され、表面から深さ方向に５０μｍ位置における窒素濃度が０．２０質量％以上、炭素濃度が０．４０質量％以上であることを特徴とする高周波焼入れ部品の素形材。
（２）前記化学成分が、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｗ：０．００２５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％から選択される１種以上を含有していることを特徴とする（１）に記載の高周波焼入れ部品の素形材。
（３）前記化学成分が、質量％で、Ｓｂ：０．０００５〜０．１０％、Ｓｎ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％から選択される１種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の高周波焼入れ部品の素形材。
（４）前記化学成分が、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、Ｔｅ：０．０００５〜０．１０％から選択される１種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか一項に記載の高周波焼入れ部品の素形材。
（５）（１）〜（４）のいずれか一項に記載の高周波焼入れ部品の素形材に、最高加熱温度が８５０〜１１００℃である高周波焼入れを施して得られることを特徴とする高周波焼入れ部品。
（６）（１）〜（４）のいずれか一項に記載の化学成分を有する鋼を、雰囲気ガスがＮＨ_３、ＣＯ及びＣＯ_２を含有する雰囲気の中で、５００℃〜６００℃の第１の温度域で１時間以上保定することによって軟窒化する窒化工程を有し、前記窒化工程では、炭素ポテンシャルを０．０３以上に設定し、かつ、前記第１の温度域が、５００℃〜５５０℃未満の場合には、下記式（ａ）で示される窒化ポテンシャルＫ_Ｎが下記（ａ１）式を満足し、前記第１の温度域が５５０℃〜６００℃の場合には、前記窒化ポテンシャルＫ_Ｎが下記（ａ２）式を満足するように設定することを特徴とする高周波焼入れ部品の素形材の製造方法。
Ｋ_Ｎ＝Ｐ_ＮＨ３／Ｐ_Ｈ２ ^３／２ （ａ）
｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．２９｝×１．２５ （ａ１）
｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧０．２１×１．２５ （ａ２）
ここで、Ｐ_ＮＨ３は雰囲気ガスのＮＨ_３分圧であり、Ｐ_Ｈ２は雰囲気ガスのＨ_２分圧であり、Ｔは単位℃での前記窒化工程での前記雰囲気ガスの温度である。
（７）（１）〜（４）のいずれか一項に記載の化学成分を有する鋼を、雰囲気ガスがＮＨ_３、ＣＯ及びＣＯ_２を含有する雰囲気の中で、５００℃〜６００℃の第１の温度域で１時間以上保定することによって軟窒化する窒化工程と、軟窒化された前記鋼を、８５０℃〜１１００℃の第２の温度域に加熱した後に冷却する高周波焼入れを行う工程とを有し、前記窒化工程では、炭素ポテンシャルを０．０３以上に設定し、かつ、前記第１の温度域が５００℃〜５５０℃未満の場合には、下記式（ａ）で示される窒化ポテンシャルＫ_Ｎが下記（ａ１）式を満足し、前記第１の温度域が５５０℃〜６００℃の場合には、前記窒化ポテンシャルＫ_Ｎが下記（ａ２）式を満足するように設定することを特徴とする高周波焼入れ部品の製造方法。
Ｋ_Ｎ＝Ｐ_ＮＨ３／Ｐ_Ｈ２ ^３／２ （ａ）
｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．２９｝×１．２５ （ａ１）
｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧０．２１×１．２５ （ａ２）
ここで、Ｐ_ＮＨ３は雰囲気ガスのＮＨ_３分圧であり、Ｐ_Ｈ２は雰囲気ガスのＨ_２分圧であり、Ｔは単位℃での前記窒化工程での前記雰囲気ガスの温度である。

本発明の上記各態様によれば、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ、軸受等の自動車等の動力伝達部品に好適な、高い面疲労強度及び曲げ疲労強度を有した高周波焼入れ部品を得るための素形材（高周波焼入れ部品の素形材）及び、この素形材を用いて得られる、高い面疲労強度及び曲げ疲労強度を有した高周波焼入れ部品を提供することができる。そのため、本発明は自動車の高出力化および低コスト化等に大きく寄与することができ、産業上の利用可能性が高い。

曲げ疲労試験に用いた試験片の形状を示す図である。

本発明の一実施形態に係る高周波焼入れ部品の素形材（以下、本実施形態に係る素形材と言う場合がある）及び、本発明の別の実施形態に係る高周波焼入れ部品（以下、本実施形態に係る高周波焼入れ部品と言う場合がある）について、説明する。
本実施形態に係る素形材は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜３．０％、Ｓ：０．０００１〜０．１％、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％を含有し、必要に応じてさらに、Ｂ：０．００５０％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｎｂ：０．３０％以下、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｓｂ：０．１０％以下、Ｓｎ：０．１０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０１０％以下、Ｔｅ：０．１０％以下から選択される１種以上を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｏ：０．００５０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物であり、鉄窒素化合物層が表面から深さ方向の厚みにして１０μｍ以下に制限され、表面から深さ方向に５０μｍ位置における窒素濃度が０．２０質量％以上、炭素濃度が０．４０質量％以上である。
本実施形態において、高周波焼入れ部品とは、高周波焼入れ部品の素形材に高周波焼入れ（ただし、高周波焼入れ後に焼戻ししても良い）を施したものを指し、例えば、自動車用の動力伝達に使用される歯車等の高い面疲労強度が要求される部品を想定している。また、高周波焼入れ部品の素形材は、高周波焼入れ部品を得るために高周波焼入れに供される素材であって、窒化処理（軟窒化、プラズマ窒化など窒化方法を問わず、また、窒化後に研削等の機械加工を施してもよい。）が施されたものを指す。
また、本実施形態に係る高周波焼入れ部品は、本実施形態に係る素形材に最高加熱温度が８５０〜１１００℃である高周波焼入れを施して得られる。本実施形態に係る高周波焼入れ部品は、残留γや窒化物、及び粒界酸化等から成る不均質な表層異常層を含まない、または、表層異常層の生成が最小限に留められている。

先ず、本実施形態に係る素形材の化学組成の規定理由を説明する。本実施形態において、化学組成は、表面から厚みの（断面が円形の場合には、直径の）１／４の位置において測定される値であり、窒化層などの表層部において測定される値ではない。以下の説明において、化学成分における質量％は、単に％と記載する。

＜Ｃ：０．４０〜０．７０％＞
Ｃは、鋼の強度を得るために重要な元素である。また、Ｃは、高周波焼入れ前の組織においてフェライト分率を低減し、高周波焼入れ時の硬化能を向上させて、硬化層深さを大きくするために必要な元素である。Ｃ含有量が０．４０％未満ではフェライト分率が高くなり、高周波焼入れ時の硬化能が不足する。よって、Ｃ含有量を０．４０％以上とする。好ましくは０．４５％以上、より好ましくは０．５０％以上である。一方、Ｃ含有量が多すぎると被削性や鍛造性を著しく害するだけでなく、高周波焼入れ時に焼割れの発生する可能性が大きくなる。そのため、Ｃ含有量は０．７０％以下とする。

＜Ｓｉ：０．０１〜３．０％＞
Ｓｉは、焼入層の焼戻し軟化抵抗を向上させることにより、焼入れ後の面疲労強度を向上させる効果を有する元素である。その効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると鍛造時の脱炭が著しくなる。よって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。

＜Ｍｎ：０．１〜２．０％＞
Ｍｎは、焼入れ性の向上、焼戻し軟化抵抗の増大により焼入れ後の面疲労強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．１％以上とする。好ましくは０．４％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、母材の硬さは大幅に上昇し、窒化前の被削性が著しく劣化する。このため、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。

＜Ｃｒ：０．０１〜３．０％＞
Ｃｒは、窒化物を形成し、窒化時の窒素濃度向上に寄与するとともに、焼戻し軟化抵抗を向上させ、面疲労強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るため、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０．２０％以上である。さらに好ましくは０．４０％以上である。但し、Ｃｒ含有量が３．０％を超えると被削性が悪化するため、Ｃｒ含有量は３．０％以下とする。好ましくは２．０％以下である。
鋼がＳｎを含有する場合には、Ｃｒ含有量が０．０５％以上であると、腐食環境下での面疲労強度がさらに向上する。

＜Ｓ：０．０００１〜０．１％＞
Ｓは、鋼材の表面に濃化することにより窒化時にＮの鋼材への侵入を妨げる。そのため、Ｓを含有すると、鋼材の窒化が阻害される。Ｓ含有量が０．１％を超えると窒化の阻害が著しくなり、さらに、鍛造性も著しく劣化する。従って、Ｓ含有量を０．１％以下とする。一方、Ｓは被削性を向上させる効果がある。そのため、Ｓ含有量を、０．０００１％以上としてもよい。

＜Ａｌ：０．００１〜０．５０％＞
Ａｌは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織の細粒化に有効な元素である。また、Ａｌは、焼入れ性を高めて硬化層深さを大きくする元素である。またＡｌは、被削性向上にも有効な元素である。これらの効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。さらにＡｌは、窒化時にＮと化合物を形成し、表層部のＮ濃度を高める効果があり、面疲労強度向上にも有効な元素である。この点からも、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．５０％を超えると、高周波加熱時にオーステナイトへの変態が完了しにくく、焼入れ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．５０％以下とする。

＜Ｎ：０．００１〜０．０２０％＞
Ｎは、各種窒化物を形成して高周波加熱時のオーステナイト組織の細粒化に有効に働く。そのため、Ｎ含有量を、０．００１％以上とする。一方、Ｎは鋼の硬さを上昇させるとともに、Ａｌと結合してＡｌＮを生成し、被削性向上に有効な固溶Ａｌを減少させてしまう。そのためＮ含有量が過剰であると、被削性は劣化する。また、Ｎは、高温域の延性を低下させ、更に粗大ＡｌＮや粗大ＢＮが生成することにより、母材を著しく脆化させる。母材が脆化すると、圧延や鍛造時に割れが発生する。Ｎ含有量が、０．０２０％超の場合に、被削性の劣化及び母材の脆化が著しいのでＮ含有量を０．０２０％以下に制限する。

＜Ｐ：０．０５％以下＞
Ｐは不純物として含有される。Ｐは、粒界に偏析して鋼の靭性を低下させるので、極力低減する必要があり、少ないほど好ましい。Ｐ含有量が０．０５％を超えると靭性の低下が著しいので、Ｐ含有量を０．０５％以下に制限する。Ｐ含有量を０％とすることは困難なので、Ｐ含有量の下限を、工業的限界の０．０００１％としてもよい。

＜Ｏ：０．００５０％以下＞
Ｏは、Ａｌ_２Ｏ_３やＳｉＯ_２等の酸化物系介在物として鋼中に存在する。Ｏが多いと上記酸化物が大型化してしまい、これを起点として動力伝達部品の破損に至る。そのため、Ｏ含有量は少ないほど好ましいが、Ｏ含有量が０．００５０％を超えるとその影響が特に大きくなるので、Ｏ含有量を０．００５０％以下に制限する。Ｏ含有量は０．００２０％以下が望ましく、０．００１５％以下がより望ましい。Ｏ含有量を０％とするのは困難なので、Ｏ含有量の下限を、工業的限界の０．０００１％としてもよい。

本実施形態に係る素形材は、上記の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。しかしながら、本実施形態に係る素形材は、必要に応じて、鋼材強化元素であるＢ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、酸化抑制による曲げ疲労強度向上元素であるＳｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、硫化物微細化による曲げ疲労強度向上元素である、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅの１種以上を以下に示す範囲で、Ｆｅの一部に代えてさらに含んでもよい。
ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないので、その下限は０％である。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の環境から混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［鋼材強化元素］
本実施形態に係る素形材は、さらに、次に示す鋼材強化元素の内の１種または２種以上を含有してもよい。

＜Ｂ：０．０００３〜０．００５０％＞
Ｂは、鋼中のＮと結合することにより、ＢＮとして析出して被削性向上に寄与する。また、Ｂは、高周波加熱時にＢＮが分解してＢとなり、焼入れ性を大きく向上させることで、面疲労強度向上に寄与する。これらの効果を得る場合には、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えてもその効果は飽和し、むしろ圧延や鍛造時の割れの原因ともなる。そのため、Ｂを含有させる場合でも、Ｂ含有量を０．００５０％以下とする。

＜Ｗ：０.００２５〜０．５０％＞
Ｗは、鋼の焼入性を向上させて面疲労強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得る場合、Ｗ含有量を０．００２５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０１％以上、さらに好ましくは、０．０３％以上である。一方、Ｗ含有量が０．５０％を超えると被削性が劣化する。そのため、Ｗを含有させる場合でも、Ｗ含有量を０．５０％以下とする。

＜Ｍｏ：０.０５〜１．０％＞
Ｍｏは、焼入層の焼戻し軟化抵抗を向上させることにより、面疲労強度を向上させる効果を有する。また、Ｍｏは、焼入層を強靭化して曲げ疲労強度を向上する効果も有する。これらの効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、その効果が飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｍｏを含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を１．０％以下とする。

＜Ｖ：０．０５〜１．０％＞
Ｖは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｖ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量が１．０％を超えるとその効果は飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｖを含有させる場合でも、Ｖ含有量を１．０％以下とする。

＜Ｎｂ：０．００５〜０．３０％＞
Ｎｂは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．３０％を超えるとその効果は飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．３０％以下とする。

＜Ｔｉ：０．００５〜０．２０％＞
Ｔｉは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると析出物が粗大化して鋼が脆化する。そのため、Ｔｉを含有させる場合でも、Ｔｉ含有量を０．２０％以下とする。

＜Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％＞
Ｚｒは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｚｒ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｚｒ含有量が０．０５％を超えると析出物が粗大化して鋼が脆化する。そのため、Ｚｒを含有させる場合でも、Ｚｒ含有量を０．０５％以下とする。

［酸化抑制による曲げ疲労強度向上元素］
本実施形態に係る素形材は、さらに、次に示す、酸化抑制による曲げ疲労強度向上元素の内、１種または２種以上を含有してもよい。

＜Ｓｂ：０．０００５〜０．１０％＞
Ｓｂは、表面偏析傾向の強い元素であり、外部からの酸素の吸着による酸化を防止するのに有効な元素である。この酸化防止効果を確実に発揮させるためには、Ｓｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｂ含有量が０．１０％を超えるとその効果は飽和する。そのため、効率性を考慮して、Ｓｂを含有させる場合でも、Ｓｂ含有量を０．１０％以下とする。

＜Ｓｎ：０．０１〜０．１０％＞
Ｓｎは、単独で含有された場合、及び／またはＣｒと同時に含有された場合に、耐食性を向上させる元素である。この耐食性向上効果を確実に発揮させるためには、Ｓｎ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｎ含有量が過剰になると熱間延性が低下し、鋼材製造時の鋳造、圧延で疵を発生させる原因となることがある。そのため、Ｓｎを含有させる場合でも、Ｓｎ含有量を０．１０％以下とする。

＜Ｃｕ：０．０１〜２．０％＞
Ｃｕは、酸化する際に鋼材表面に濃化し、後続の酸化反応を抑制する効果を有する。この効果を確実に発揮させるためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、機械的性質の点では効果が飽和する上、熱間延性が低下するため、圧延時に疵が形成されやすくなる。そのため、Ｃｕを含有させる場合でも、Ｃｕ含有量を２．０％以下とする。

＜Ｎｉ：０．０１〜２．０％＞
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、酸化する際に鋼材表面に濃化し、後続の酸化反応を抑制する効果を有する元素である。この効果を確実に発揮させるためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、被削性が悪化する。そのため、Ｎｉを含有させる場合でも、Ｎｉ含有量を２．０％以下とする。
また、Ｎｉは、熱間延性を改善させる元素として機能し、ＣｕやＳｎによる熱間延性の低下を抑制できる。この効果を得る場合、Ｎｉ含有量とＳｎ含有量とＣｕ含有量とが下記１式を満たすことが好ましい。
０．１２×Ｃｕ＋Ｓｎ−０．１×Ｎｉ≦０．１５・・・（１）
式中のＣｕ、Ｓｎ、Ｎｉはそれぞれの元素の含有量（質量％）である。

［硫化物微細化による曲げ疲労強度向上元素］
本実施形態に係る素形材は、さらに、部品で曲げ疲労強度の向上も求められる場合に、次に示す、硫化物微細化によって曲げ疲労強度向上させる元素を含有させてもよい。

＜Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％＞
＜Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％＞
＜Ｔｅ：０．０００５〜０．１０％＞
Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅは、圧延時にＭｎＳが延伸するのを抑制し、曲げ疲労強度をさらに向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、単独でまたは複合的に、Ｃａ含有量を０．０００５％以上、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上、Ｔｅ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、各元素の含有量が上記を超えると、その効果が飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｃａ、Ｍｇ及び／またはＴｅを含有させる場合でも、Ｃａ含有量を０．０１０％以下、Ｍｇ含有量を０．０１０％以下、Ｔｅ含有量を０．１０％以下とする。

本実施形態に係る素形材に高周波焼入れを行っても、化学組成は変化しない。そのためので、本実施形態に係る高周波焼入れ部品の化学組成は、本実施形態に係る素形材の化学組成と同じである。

次に、本実施形態に係る素形材において、鉄窒素化合物層の厚み、表面から深さ方向に５０μｍ位置における窒素濃度及び炭素濃度を限定した理由を説明する。

＜鉄窒素化合物層＞
鋼材を窒化した場合、表層部に鉄窒素化合物層が生成する。この鉄窒化物層は、γ´相（ガンマプライム：Ｆｅ_４Ｎ）及びε相（Ｆｅ_２−３Ｎ）である。本発明者らは、この鉄窒素化合物層の厚みが大きい場合には、次工程で高周波焼入れを行った際に、残留γや窒化物、及び粒界酸化を含む不均質な表層異常層が生成することを明らかにした。また、この表層異常層の生成を防止するためには、窒化後の鉄窒素化合物層の厚みを充分に小さくする必要があり、具体的には窒化後の鉄窒素化合物層の厚みを１０μｍ以下に制限する必要があることを明らかにした。窒化時に表層部に形成する鉄窒素化合物層の厚みが大きい場合には、脱窒反応に起因する窒素濃度の不均質組織や脱窒反応で形成したボイドに酸素が侵入することで生じる粒界酸化等が原因となり、高周波焼入れ後の組織に異常層を生じる。このような異常層は、曲げ疲労や面疲労強度を大きく低下させる原因となる。そのため、本実施形態に係る素形材では、表層部に生成する鉄窒素化合物層を表面から深さ方向の厚みにして１０μｍ以下に制限することを特徴とする。鉄窒素化合物層の厚みを１０μｍ以下に抑制することで、高周波焼入れ後の異常組織の形成を防止し曲げ疲労強度及び面疲労強度を向上させることができる。鉄窒素化合物の厚みは、好ましくは５μｍ以下、より好ましくは３μｍ以下、さらに好ましくは２μｍ以下であり、最も好ましくは、鉄窒素化合物層の厚みが０μｍ、すなわち、鉄窒素化合物層が生成されないことである。

＜表面から深さ方向に５０μｍ位置における窒素濃度及び炭素濃度＞
鋼部品の面疲労強度の向上には、３００℃焼戻し後の硬さをビッカース硬度で７００Ｈｖ以上とすることが重要である。本発明者らは、高周波焼入れ部品の素形材の段階で、表面から５０μｍ深さの位置において、窒化によって窒素濃度を０．２０質量％以上とし、同時に、脱炭を抑制することで炭素濃度を０．４０質量％以上とすれば、高周波焼入れ後に、十分な表面硬さが得られ、さらに、３００℃焼戻しを行った後でもビッカース硬度で７００Ｈｖ以上を確保できることを明らかにした。
素形材の段階で、表面から５０μｍ深さの位置において、窒素濃度が０．２０質量％未満であると、高周波焼入れ後の軟化抵抗が不足する。また、炭素濃度が０．４０質量％未満であると、高周波焼入れ後の硬さが低下し、３００℃焼戻しを行った後の硬さも不足する。
表面から５０μｍの位置（表面から深さ方向に５０μｍ位置）としたのは、マイクロビッカース等で硬さを測定する場合の工業的な限界距離という理由による。ここで、表面から５０μｍとは、表面の外周方向から法線方向に５０μｍ内側の位置を指す。

本実施形態に係る高周波焼入れ部品は、本実施形態に係る素形材に高周波焼入れを行って得られる。したがって、本実施形態に係る高周波焼入れ部品は、残留γや窒化物、及び粒界酸化を含む不均質な表層異常層を有していない、または、表層異常層の生成が最小限に抑制されている。
また、本実施形態に係る高周波焼入れ部品は、３００℃焼戻しを行った後でも表面から５０μｍ深さにおいて、ビッカース硬度で７００Ｈｖ以上の硬さを有する。

本実施形態に係る素形材及び本実施形態に係る高周波焼入れ部品の製造方法について説明する。

＜本実施形態に係る素形材の製造方法＞
上述したように、本実施形態に係る素形材は、表層部に深さ方向の厚みにして１０μｍ以下の鉄窒素化合物層を有し、表面から深さ方向に５０μｍ位置における窒素濃度が０．２０質量％以上、炭素濃度が０．４０質量％以上である。

窒化後の素形材において、表面から５０μｍ深さの炭素濃度を０．４０質量％以上とするためには、母材（窒化に供する鋼）の炭素濃度を０．４０質量％以上とした上で、窒化時の脱炭を小さくする必要がある。
窒化時の脱炭を抑制する方法として、鉄窒素化合物層を積極的に成長させることで保護膜として作用させ、地鉄からの脱炭を抑制する手法も考えられる。しかしながら、本実施形態では、高周波焼入れ後の異常組織の原因となる鉄窒素化合物の厚みを小さくしなければ、目的とする高疲労強度が得られない。そのため、１つの手法として、窒化中に一酸化炭素および二酸化炭素ガスを流入させる手法（一般的に軟窒化と呼ばれる）の適用を検討した。検討の結果、軟窒化で炭素ポテンシャルを適切に制御すれば脱炭抑制が可能となることを明らかにした。具体的には、軟窒化時には一般的には制御されない炭素ポテンシャルを０．０３以上に制御することで脱炭を抑制して、素形材の表面から５０μｍ深さの炭素濃度を０．４０質量％以上とすることが可能であることを確認した。
ここで、炭素ポテンシャルＫｃは、鋼を加熱する雰囲気の浸炭能力を示す指標であり、その温度で、そのガス雰囲気と平衡に達したときの鋼の表面の炭素濃度で表される。炭素ポテンシャルは雰囲気のＣＯ濃度、Ｈ_２Ｏ濃度、Ｈ_２濃度から下記の式で求められる。
Ｋｃ＝（（ＣＯ濃度）×（Ｈ_２濃度））／（Ｈ_２Ｏ濃度）

また、鉄窒素化合物層の厚みを抑制し、且つ、窒素濃度を高くするには、窒化処理温度での窒化ポテンシャルを厳格に制御することが最も重要である。
縦軸に窒化ポテンシャル、横軸に温度をとり、窒化処理の際の窒化ポテンシャル及び温度条件で生成される窒化物の状態を示す図、すなわち鉄−窒素二元系の温度と窒化ポテンシャルとで生成する相を示す平衡状態図として、レーラー線図（例えば、“鉄の窒化と軟窒化”，アグネ技術センター刊，ｐ．１３１）が知られている。一般に窒化ポテンシャルが上昇するとα相からγ´相へと、平衡状態で存在する相が変化する。窒化ポテンシャルが上昇すると、窒素濃度が高くなるが、鉄窒素化合物層の厚みも大きくなる。本発明者らは、鉄窒素化合物層の厚みを小さく抑制しつつ、５０μｍ深さ位置において０．２０質量％以上の窒素濃度を得る１つの方法として、窒化ポテンシャルＫ_Ｎがγ´相の生成範囲内でα相とγ´相の境界付近で且つ０．２１以上となるように温度やガス雰囲気を調整する方法が有効であることを確認した。レーラー線図のα／γ´の境界線を数値化した後、上方に平行移動させた線分上の点で実験を行い、５００℃〜６００℃の温度域について、温度域毎に適正な領域について定式化すると、以下の（ｂ１）式、及び（ｂ２）式の通りとなる。
＜５００℃〜５５０℃未満の場合＞
−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４≧Ｋ_Ｎ≧−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．２９ （ｂ１）
＜５５０℃〜６００℃の場合＞
−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４≧Ｋ_Ｎ≧０．２１ （ｂ２）
ここで、Ｋ_Ｎ＝Ｐ_ＮＨ３／Ｐ_Ｈ２ ^３／２ （Ｐ_ＮＨ３：雰囲気ガスのＮＨ_３分圧、Ｐ_Ｈ２：雰囲気ガスのＨ_２分圧）、Ｔ：単位℃での前記窒化工程での前記雰囲気ガスの温度。

しかしながら、本実施形態においては、窒化のうち、窒化中に一酸化炭素および二酸化炭素ガスを流入させる軟窒化を行う。軟窒化の場合、二酸化炭素の流入により、ＣＯ_２＋Ｈ_２→ＣＯ＋Ｈ_２Ｏの反応が進行し、炉内の水素濃度が減少することに起因して窒化ポテンシャルＫ_Ｎ＝Ｐ_ＮＨ３／ＰＨ_２ ^３／２が影響を受けることが考えられる。窒化ポテンシャルはアンモニア投入量と炉内センサで測定された水素分圧を元に算出されるが、軟窒化の場合には、上記の影響で窒化ポテンシャルが高めに算出される。そのため、狙いの窒化ポテンシャルＫ_Ｎ＝Ｐ_ＮＨ３／Ｐ_Ｈ２ ^３／２を上方に補正した値を採用することで狙いの窒素濃度、鉄窒素化合物層厚さに調整することを検討した。

本発明者らは、上記の式を基に、さらに実験を行った結果、上述した軟窒化の場合の水素濃度の低下の影響等も考慮し、上述した化学組成を有する鋼に窒化を行う場合、窒化ポテンシャルＫ_Ｎが以下の式（ａ１）及び（ａ２）式を満足する必要があることを明らかにした。
＜５００℃〜５５０℃未満の場合＞
｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．２９｝×１．２５ （ａ１）
＜５５０℃〜６００℃の場合＞
｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧０．２１×１．２５・・・（ａ２）
ここで、式中の１．２５は、補正係数であり、種々の検討の結果導き出した値である。
窒化ポテンシャルＫ_Ｎが式の左辺よりも大きい場合、鉄窒化物層厚みが大きく成長する。また、窒化ポテンシャルＫ_Ｎが式の右辺よりも小さい場合、窒化後に目標となる窒素濃度が得られない。

すなわち、本実施形態に係る素形材は、上記の化学成分を有する鋼を、雰囲気ガスがＮＨ_３、ＣＯ、ＣＯ_２を含有する雰囲気の中で、５００℃〜６００℃の温度域（第１の温度域）で１時間（６０分）以上保定することによって軟窒化する窒化工程を含む製造方法によって得ることができる。また、窒化（軟窒化）に際しては、炭素ポテンシャルを０．０３以上に設定すること、かつ、前記第１の温度域が、５００℃〜５５０℃未満の場合には、Ｋ_Ｎ＝Ｐ_ＮＨ３／Ｐ_Ｈ２ ^３／２で示される窒化ポテンシャルＫ_Ｎが下記（ａ１）式を満足すること、前記第１の温度域が５５０〜６００℃の場合には、前記窒化ポテンシャルＫ_Ｎが下記（ａ２）式を満足することが重要である。
＜５００℃〜５５０℃未満の場合＞
｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．２９｝×１．２５ （ａ１）
＜５５０℃〜６００℃の場合＞
｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧０．２１×１．２５・・・（ａ２）
ここで、Ｐ_ＮＨ３は雰囲気ガスのＮＨ_３分圧、ＰＨ_２は雰囲気ガスのＨ_２分圧、Ｔは単位℃での前記窒化工程での前記雰囲気ガスの温度である。

ただし、本実施形態に係る素形材の製造方法は脱炭を抑制し、所定の炭素濃度、窒素濃度を得ることができ、かつ、表層の鉄窒素化合物層の厚みを所定の厚み以内に抑制することができれば、上記の軟窒化に限定されない。上記要件を満たす窒化処理であれば、ガス窒化、プラズマ窒化、イオン窒化等の軟窒化以外の手段を用いて構わない。
さらには、本願記載の化学成分からなる鋼を窒化処理後に所定の炭素濃度、窒素濃度を満足すれば、窒化処理後に鉄窒素化合物層を研磨して本願規定の範囲内に調整する方法を用いてもよい。
また、軟窒化工程以外の鋳造、圧延、鍛造などの工程については、要求される機械的特性等に応じて、公知の方法で行えばよい。

＜本実施形態に係る高周波焼入れ部品の製造方法＞
本実施形態に係る高周波焼入れ部品は、上記の製造方法で得られた高周波焼入れ部品の素形材に、高周波焼入れを行うことによって得られる。
すなわち、上述した高周波焼入れ部品の素形材の製造方法が含む、鋼を軟窒化する工程に加えて、高周波焼入れを行う工程を含む。
高周波焼入れを行う工程では、焼入れ温度（最高加熱温度）を８５０〜１１００℃とし、この温度域（第２の温度域）から、冷却を行う。焼入れ温度が８５０℃未満であると、高周波焼入れにより素形材に十分な焼入れを施すことができず、初析フェライトが出現し、表面硬化層の硬さが不均一になり、面疲労強度は向上しない。また、表層部が十分にオーステナイト化せず、所望の焼入れ層深さを得ることができない。一方、焼入れ温度が１１００℃を超えた場合には、表層部の酸化が著しくなり、表面性状の円滑さは充分に確保されない。この場合、面疲労強度が低下する。
また、十分に表層をオーステナイト化するため、８５０℃以上となる時間が、０．５秒以上１分以内であることが好ましい。

以下に本発明を実施例によって具体的に説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した１条件例であり、本発明は、この１条件例のみに限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。

表１に示す化学組成を有する鋼材を作製した。表１に示す化学組成を有する鋳片を熱間鍛造にてφ４０ｍｍに鍛伸し、８５０℃で１時間の加熱後に空冷を行う焼ならしを行った。その後、面疲労強度評価のためのローラーピッチング疲労試験用には、上記の熱処理後のφ４０ｍｍの中心から直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する小ローラー試験片に切削加工した。

小ローラー試験片は同一条件での軟窒化処理、高周波焼入れ、焼戻しを複数行い各条件について１２本ずつ作製した。その内、各条件２本ずつを硬度測定などの材質調査用に使用し、残りの１０本をローラーピッチング試験で面疲労強度を評価した。
具体的には、まず、小ローラー試験片について、軟窒化処理（各温度、各時間条件での軟窒化後、Ｎ_２ガス冷却、浸炭ガス組成：ＣＯ＋ＣＯ_２流量調整、窒化ガス組成：Ｎ_２＋ＮＨ_３流量調整により窒化ポテンシャルを制御）を施した。
この小ローラー試験片に対し、材質調査用の小ローラーを各１本ずつ使用し、ＥＰＭＡにより窒素濃度と炭素濃度の線分析を行い、断面から５０μｍ深さの窒素濃度と炭素濃度を測定した。また、同じ小ローラーを用いてＳＥＭで観察を行い、鉄窒素化合物層の厚みを測定した。
次に、残りの小ローラー試験片に対し、表３に示す条件で高周波焼入れを施した後、１５０℃で１ｈｒの焼戻し処理を行った。
次に、焼入れ焼戻しを行った小ローラー試験片１０本を後述するローラーピッチング試験に供した。また、材質調査用の小ローラーの残り１本ずつを使用して３００℃で６０分の焼戻し処理を行った後、断面から５０μｍ深さのビッカース硬度を測定した。ローラーピッチング疲労試験での鋼材の耐久性は、３００℃焼戻し硬さと正の相関があることが一般に知られている。本発明では、３００℃焼戻し硬さが、ビッカース硬さで７００Ｈｖ以上を目標とした。

上記で作製した小ローラー試験片と別途作製した大ローラー試験片（ＳＣＭ７２２の浸炭後表面研削）とを用いて標準的な面疲労強度試験であるローラーピッチング疲労試験を行った。ローラーピッチング疲労試験は、小ローラー試験片に種々のヘルツ応力の面圧で大ローラー試験片を押し付けて、接触部での両ローラー試験片の周速方向を同一方向とし、滑り率を−４０％（小ローラー試験片よりも大ローラー試験片の方が接触部の周速が４０％大きい）として回転させて試験を行った。上記接触部に潤滑油として供給するＡＴＦ（ＡＴ用潤滑油）の油温は８０℃とし、大ローラー試験片と小ローラー試験片との接触応力を３５００ＭＰａとした。試験打ち切り回数を１０００万回（１０^７回）とし、小ローラー試験片においてピッチングが発生せずに１０００万回の回転数に達した場合、面疲労強度が十分高く、小ローラー試験片の耐久性（ローラーピッチング疲労耐久性）が十分確保されたと判断した。ピッチング発生の検出は試験機に備え付けてある振動計によって行い、振動検出後に両ローラーの回転を停止させてピッチングの発生と回転数を確認した。

また、上記に示すローラーピッチング疲労試験片と同様の条件で窒化処理、高周波焼入れ、および焼き戻しを行なった素材から、図１に示す寸法で環状Ｖ字型切欠き形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を作成し、この試験片を用いて回転曲げ疲労試験を行った。試験条件として、回転曲げ疲労曲げ応力を７６０ＭＰａとした。また、試験打ち切り回数を１０万回（１０^５回）とし、破断せずに１０万回に達した場合に耐久性が十分確保されたと判断した。
表２に窒化条件及び高周波条件、並びに材質調査結果及びローラーピッチング試験の結果、曲げ疲労強度試験結果を示す。

試験Ｎｏ．１〜１３は、本発明の化学成分範囲内にある表１の鋼材Ｎｏ．ａ〜ｋの鋼を用いた例であり、窒化後の表面から深さ方向に５０μｍ位置の炭素濃度及び窒素濃度、並びに、鉄窒素化合物層の厚みも本発明の範囲内であった。また、試験Ｎｏ．１〜１３は高周波焼入れ後において、いずれもローラーピッチング疲労試験において３５００ＭＰａの応力条件で１０００万回耐久を確保している。また、曲げ疲労試験において、１０万回耐久を確保している。
一方、試験Ｎｏ．１４〜２１の比較例のうち、試験Ｎｏ．１７を除くすべての比較例において１０００万回に到達する前に損傷が発生し、ローラーピッチング疲労試験において、ローラーピッチング疲労耐久性が不十分であった。試験Ｎｏ．１７については、熱間鍛造時に割れが発生し試験片採取が不可能であったため、評価を行わなかった。
また、試験Ｎｏ．１４〜２１の比較例のうち、試験Ｎｏ．１５、１７、２０を除くすべての比較例において１０万回に到達する前に損傷が発生し、曲げ疲労試験において、曲げ疲労耐久性が不十分であった。試験Ｎｏ．１７については、熱間鍛造時に割れが発生し試験片採取が不可能であったため、評価を行わなかった。

ここで一方、試験Ｎｏ．１４〜１７に示す鋼材Ｎｏ．ｌ〜Ｏの鋼は、いずれかの化学成分が本発明範囲を逸脱していた。
試験Ｎｏ．１４についてはＣ含有量が本発明の範囲より少ないため、窒化後の５０μｍ深さの炭素濃度も本発明の範囲を下回っており、３００℃焼戻し後の硬さが目標値であるビッカース硬さの７００より低く、ローラーピッチング疲労耐久性が不十分であった。
試験Ｎｏ．１５についてはＣｒ含有量が本発明の範囲より少ないため、窒化後の５０μｍ深さの窒素濃度が本願規定を下回っていた。その結果、十分な焼戻し軟化抵抗が得られず、３００℃焼戻し後の硬さが、目標値であるビッカース硬さ７００Ｈｖより低く、ローラーピッチング疲労耐久性が不十分であった。
試験Ｎｏ．１６についてはＳ含有量が本発明の範囲より多いため、ＭｎＳを起点とした損傷が発生し、ローラーピッチング疲労耐久性、曲げ疲労耐久性が不十分であった。
試験Ｎｏ．１７についてはＣ含有量が本発明の範囲より多いため、熱間鍛造時に割れが発生し、その後の試験評価ができなかった。
試験Ｎｏ．１８については、窒化が軟窒化ではなかったため、脱炭を抑制できず、窒化後の５０μｍ深さの炭素濃度が本発明の範囲を下回っていた。その結果、３００℃焼戻し後の硬さが目標値であるビッカース硬さ７００Ｈｖより低く、ローラーピッチング疲労耐久性が不十分であった。また、炭素濃度が低くなった結果、表層硬度が低く、曲げ疲労耐久性が不十分であった。
試験Ｎｏ．１９については、窒化時の窒化ポテンシャルが高く、鉄窒素化合物層の厚みが本発明の範囲を上回っていた。その結果、高周波焼入れ後に異常組織が発生し、ローラーピッチング疲労耐久性、曲げ疲労耐久性が不十分であった。
試験Ｎｏ．２０については、窒化時の窒化ポテンシャルが低く、窒化後の５０μｍ深さの窒素濃度が本発明の範囲を下回っていた。その結果、十分な焼戻し軟化抵抗が得られず、３００℃焼戻し後の硬さが目標値であるビッカース硬さ７００Ｈｖより低く、ローラーピッチング疲労耐久性が不十分であった。
試験Ｎｏ．２１については、素形材の段階では、５０μｍ深さの窒素濃度、炭素濃度、及び鉄窒化物層の厚みが、本発明を満足していた。しかしながら、この素形材に対して行った高周波焼入れ温度が高すぎたため、表層が著しく酸化し、凹凸を生じた。そのため、高周波焼入れ後の特性（高周波焼入れ部品の特性）において、ローラーピッチング疲労耐久性、曲げ疲労耐久性が不十分であった。

本発明によれば、自動車等の動力伝達部品用に適用できる高い面疲労強度、曲げ疲労強度を有した、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ、軸受等の高周波焼入れ部品の素形材及びその製造方法を提供することができ、これにより自動車の高出力化および低コスト化等に大きく寄与する。

Claims (7)

1. 化学成分が、質量％で、
   Ｃ：０．４０〜０．７０％、
   Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
   Ｍｎ：０．１〜２．０％、
   Ｃｒ：０．０５〜３．０％、
   Ｓ：０．０００１〜０．１％、
   Ａｌ：０．００１〜０．５０％、
   Ｎ：０．００１〜０．０２０％、
   Ｂ：０〜０．００５０％、
   Ｗ：０〜０．５０％、
   Ｍｏ：０〜１．０％、
   Ｖ：０〜１．０％、
   Ｎｂ：０〜０．３０％、
   Ｔｉ：０〜０．２０％、
   Ｚｒ：０〜０．０５％、
   Ｓｂ：０〜０．１０％、
   Ｓｎ：０〜０．１０％、
   Ｃｕ：０〜２．０％、
   Ｎｉ：０〜２．０％、
   Ｃａ：０〜０．０１０％、
   Ｍｇ：０〜０．０１０％、
   Ｔｅ：０〜０．１０％
   を含有し、
   Ｐ：０．０５％以下、
   Ｏ：０．００５０％以下、
   に制限し、
   残部がＦｅ及び不純物であり、
   鉄窒素化合物層が表面から深さ方向の厚みにして１０μｍ以下に制限され、
   表面から深さ方向に５０μｍ位置における窒素濃度が０．２０質量％以上、炭素濃度が０．４０質量％以上である
   ことを特徴とする高周波焼入れ部品の素形材。
2. 前記化学成分が、質量％で、
   Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
   Ｗ：０．００２５〜０．５％、
   Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
   Ｖ：０．０５〜１．０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．３０％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、
   Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％
   から選択される１種以上を含有している
   ことを特徴とする請求項１に記載の高周波焼入れ部品の素形材。
3. 前記化学成分が、質量％で、
   Ｓｂ：０．０００５〜０．１０％、
   Ｓｎ：０．０１〜０．１０％、
   Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
   Ｎｉ：０．０１〜２．０％
   から選択される１種以上を含有する
   ことを特徴とする請求項１または２に記載の高周波焼入れ部品の素形材。
4. 前記化学成分が、質量％で、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、
   Ｔｅ：０．０００５〜０．１０％
   から選択される１種以上を含有する
   ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の高周波焼入れ部品の素形材。
5. 請求項１〜４のいずれか一項に記載の高周波焼入れ部品の素形材に、最高加熱温度が８５０〜１１００℃である高周波焼入れを施して得られることを特徴とする高周波焼入れ部品。
6. 請求項１〜４のいずれか一項に記載の化学成分を有する鋼を、雰囲気ガスがＮＨ_３、ＣＯ及びＣＯ_２を含有する雰囲気の中で、５００℃〜６００℃の第１の温度域で１時間以上保定することによって軟窒化する窒化工程を有し、
   前記窒化工程では、炭素ポテンシャルを０．０３以上に設定し、かつ、前記第１の温度域が５００℃〜５５０℃未満の場合には、下記式（ａ）で示される窒化ポテンシャルＫ_Ｎが下記（ａ１）式を満足し、前記第１の温度域が５５０℃〜６００℃の場合には、前記窒化ポテンシャルＫ_Ｎが下記（ａ２）式を満足するように設定する
   ことを特徴とする高周波焼入れ部品の素形材の製造方法。
   Ｋ_Ｎ＝Ｐ_ＮＨ３／Ｐ_Ｈ２ ^３／２ （ａ）
   ｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．２９｝×１．２５ （ａ１）
   ｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧０．２１×１．２５ （ａ２）
   ここで、Ｐ_ＮＨ３は雰囲気ガスのＮＨ_３分圧であり、Ｐ_Ｈ２は雰囲気ガスのＨ_２分圧であり、Ｔは単位℃での前記窒化工程での前記雰囲気ガスの温度である。
7. 請求項１〜４のいずれか一項に記載の化学成分を有する鋼を、雰囲気ガスがＮＨ_３、ＣＯ及びＣＯ_２を含有する雰囲気の中で、５００℃〜６００℃の第１の温度域で１時間以上保定することによって軟窒化する窒化工程と、
   軟窒化された前記鋼を、８５０℃〜１１００℃の第２の温度域に加熱した後に冷却する高周波焼入れを行う工程と
   を有し、
   前記窒化工程では、炭素ポテンシャルを０．０３以上に設定し、かつ、前記第１の温度域が５００℃〜５５０℃未満の場合には、下記式（ａ）で示される窒化ポテンシャルＫ_Ｎが下記（ａ１）式を満足し、前記第１の温度域が５５０℃〜６００℃の場合には、前記窒化ポテンシャルＫ_Ｎが下記（ａ２）式を満足するように設定する
   ことを特徴とする高周波焼入れ部品の製造方法。
   Ｋ_Ｎ＝Ｐ_ＮＨ３／Ｐ_Ｈ２ ^３／２ （ａ）
   ｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．２９｝×１．２５ （ａ１）
   ｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧０．２１×１．２５ （ａ２）
   ここで、Ｐ_ＮＨ３は雰囲気ガスのＮＨ_３分圧であり、Ｐ_Ｈ２は雰囲気ガスのＨ_２分圧であり、Ｔは単位℃での前記窒化工程での前記雰囲気ガスの温度である。

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