JP2023037445A - 窒化高周波焼入れ用鋼および窒化高周波焼入れ部品 - Google Patents

Abstract

【課題】本発明は、面疲労強度および高温硬さに優れる窒化高周波焼入れ用鋼および窒化高周波焼入れ部品を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．２５％以上、０．５７％以下、Ｓｉ：０．１０％以上、０．４５％未満、Ｍｎ：０．４０％以上、１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０９５％以下、Ｃｒ：１．１５％以上、１．９５％未満、Ｖ：０．０５％超、０．５０％未満、Ａｌ：０．１００％以下、及びＮ：０．０２５０％以下を含有し、Ｃｒ、Ｖが下記式（１）を満たし、残部がＦｅ及び不純物であることを特徴とする、窒化高周波焼入れ用鋼。１．９０≦Ｃｒ＋３Ｖ≦３．００ ・・・ 式（１）ただし、上記式（１）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。【選択図】なし

Description

本発明は、窒化高周波焼入れ用鋼および窒化高周波焼入れ部品に関する。

自動車や各種産業機械などに使用される鋼部品、例えばトランスミッションの歯車やＣＶＴ（Continuously Variable Transmission）のプーリー、軸受などの動力伝達部品には、高い面疲労強度や曲げ疲労強度、耐摩耗性等が要求される。そのため、これらの部品には、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０やＳＮＣＭ４２０といった機械構造用合金鋼が素材として用いられ、所定形状に加工された後、浸炭焼入れ処理により部品表層に硬化層が付与され、疲労強度の向上が図られてきた。

近年、ＣＯ_２排出量の削減のため、自動車産業では内燃機関に代わり動力の電動化が推進されてきている。そのため、歯車等の鋼部品、特に動力伝達部品に要求される特性が今後劇的に変化する可能性がある。例えば電気自動車（ＥＶ）では、動力源であるモータの直下にトルクの確保のため減速機を組み込む例が多く見られる。これらユニットの小型化は、車体の軽量化や設計自由度の向上に繋がるため、今後さらに需要が伸びる領域であると考えられる。しかし、例えば、モータを小型化しつつ出力を確保するためにその回転数を上げること、そして歯車を小型化することの両方を勘案すると、ＥＶの減速機ではガソリン車の変速機以上に、歯車同士の接触による歯面での摩擦発熱が懸念される。そのため今後、高温環境下での疲労強度の確保が歯車等の鋼部品の課題になることが示唆される。

浸炭焼入れは、鋼部品をオーステナイト域まで加熱して、部品表層のＣ（炭素）濃度を高濃度にした後急冷することで、部品表層に硬質なマルテンサイトを生成させる方法であり、高い面疲労強度が得られる。一方で、浸炭焼入れは、部品の芯部まで焼入れる熱処理であり、処理後の歪（熱処理歪）が大きくなりやすいため、後工程での研削コストが嵩む。加えて、Ｃ濃度の高いマルテンサイト組織で硬化された部品を高温環境下で使用すると、セメンタイトが析出しマルテンサイト組織中のＣ濃度が低下するため、部品の硬さが低くなる。そのため摩擦熱に関する上記課題の顕在化に伴い、浸炭部品では疲労強度、特に面疲労強度の確保が困難になる可能性がある。

このような背景から近年では、浸炭焼入れ処理よりも熱処理歪が小さい表面硬化熱処理である窒化や高周波焼入れが注目されるようになってきている。

窒化は、鋼部品をＡ１点以下のフェライト温度域に加熱し、部品表層のＮ（窒素）濃度を高濃度にして窒素化合物を析出させる方法であり、当該窒素化合物を含む硬化層により部品表層の硬度を上昇させることができる。窒化は相変態を伴わないため、熱処理歪を小さくできる。また、窒化は４５０～６００℃程度の温度域での窒素化合物の析出を利用した処理であるため、その硬化層は浸炭焼入れで形成された硬化層に比べ熱的安定性が高い。窒化によって生成される硬化層は、窒素の拡散層と、拡散層よりも部品表面側に生成する厚さ数μｍ～数十μｍの窒素化合物層で構成される。拡散層は、侵入した窒素や炭素の固溶強化、窒化物の粒子分散強化機構により硬化された層である。窒素化合物層は主に、Ｆｅ_２Ｎ、Ｆｅ_３Ｎ（ε相）とＦｅ_４Ｎ（γ’相）の鉄窒化物で構成されており、母相（非窒化層）に比べて硬さが極めて高い。しかしながら、窒化は、比較的低温で熱処理するため、硬化層深さが小さく、浸炭焼入れと比較して面疲労強度が劣る。このことから、窒化は、高疲労強度が求められる部品への適用は困難である。さらに、窒化部品は、脆性な化合物層や当該化合物層表面近傍に形成される空隙の存在により、面疲労強度が低下しやすい。

高周波焼入れ処理は、鋼部品を短時間でオーステナイト域まで急速加熱して焼入れを施す熱処理であり、浸炭焼入れに比べて焼入れ歪が小さい。しかしながら高周波焼入れは、浸炭焼入れとは異なり、部品表層のＣ濃度を高める熱処理方法ではないため、高い面疲労強度が要求される部品には適さない。

以上のことから、自動車や各種産業機械などに使用される鋼部品に対し、単なる窒化あるいは高周波焼入れを施すだけでは、鋼部品の軽量化、小型化及び高応力負荷に対応できるだけの面疲労強度の向上を発現させることはできない。そこで最近では、窒化や高周波焼入れの欠点である疲労強度、特に面疲労強度を高めるための手法として、窒化と高周波焼入れを組み合わせた複合熱処理が試みられている。

特許文献１には、ベイナイト相を面積率で５０％超とし、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂを添加することで軟窒化後の芯部硬さを確保した軟窒化用鋼が開示されている。

特許文献２には、高い面疲労強度を有し、耐摩耗性にも優れた窒化高周波焼入れ用鋼が提案されている。

国際公開第２０２０／０９０７３９号 特開２０１１－２０８２５０号公報

特許文献１等で開示されている窒化用鋼、軟窒化用鋼の主たる強化機構は、部品表層に侵入拡散させたＮ（窒素）による固溶強化、および合金窒化物の粒子分散強化である。そのため、これら窒化用鋼は、Ａｌ、Ｖ等の窒化物形成元素の多量添加が必須であった。一方、窒化と高周波焼入れを組み合わせた複合熱処理によって得られた鋼部品の表層は、過飽和に固溶したＣ（炭素）および、Ｎ（窒素）を含むマルテンサイト組織により強化されているため、上記の窒化物形成元素を多量に必要としない。このため、窒化高周波焼入れに適した複合熱処理用鋼の提案が望まれている。

さらに、特許文献２で開示されている窒化高周波焼入れ用鋼では、高い面疲労強度を得るためにＡｌを０．５％超とする必要があり、製造性や合金コストの観点から改善の余地がある。

本発明は上記課題を解決すべくなされたものであって、面疲労強度および高温硬さに優れる窒化高周波焼入れ用鋼および窒化高周波焼入れ部品を提供することを目的とする。

本発明者らは、前述の課題を解決するため、窒化高周波焼入れ用鋼において各種合金成分を独立に変化させ、個々の元素が窒化高周波焼入れ後の部品表層におけるＮ濃度や硬さ、面疲労強度に及ぼす影響を調査し、下記（ａ）～（ｆ）の知見を得た。

（ａ）上記のとおり、動力伝達部品においては高温環境下での疲労強度の低下が懸念される。特に、自動車等に用いられる歯車などの摺動部品では、摩擦熱により部品表面が３００℃付近まで上昇する場合がある。例えば、ＥＶには、その航続距離と出力確保の狙いから、摺動部品の小型化かつ高回転化が要求されるため、部品表面では３００℃超の摩擦発熱が懸念される。そのためガソリン車およびＥＶに適した歯車部品を提供するためには、摩擦発熱による部品表層の軟化を抑制し、高温での硬さ（高温硬さ）を維持する必要がある。炭素鋼を焼入れしてマルテンサイト組織とした部品に比べて、炭素鋼を素材とし、窒化処理で表層にＮを固溶させた後に焼入れして高Ｎ濃度のマルテンサイト組織とした部品では、面疲労強度が高くなることが多い。

（ｂ）この大きな要因は、高Ｎ濃度のマルテンサイト組織で発現する高い焼戻し軟化抵抗にある。一般に、面疲労強度評価後の部品の摺動部の表層は、摩擦発熱により軟化する。しかし、表層が高Ｃ濃度のマルテンサイト組織に比べ、高Ｎ濃度のマルテンサイト組織では、鉄窒化物の析出により３００℃近傍における硬さが担保される。

（ｃ）加えて、炭素鋼を素材として窒化処理で表層にＮを固溶させた後に焼入れしてマルテンサイト組織とした部品の表層では、ＣｒＮ等の合金窒化物の析出により４００℃近傍における硬さが高くなることが多い。そのため、素材のＣｒ量を高めることが軟化抵抗、すなわち摩擦発熱がより大きくなる場合の面疲労強度向上に有効である。

（ｄ）Ｖは、窒化物（ＶＮ）、および炭化物（ＶＣ）を形成する元素であるため、窒化層の硬さのみならず、非窒化層（母相）の硬さの向上にも効果的である。そのため、素材のＶ量を高めることは、摩擦発熱がより大きくなった場合の面疲労強度向上に有効である。

（ｅ）部品同士のヘルツ接触によって生じるせん断応力は、その形状や負荷荷重によって差はあるものの、概ね部品表面から約０．１ｍｍ深さで最大となることが多く、当該深さ位置近傍は、ピッチングの発生に対して最も脆弱となる。そのため、部品表面から０．１ｍｍ深さにおける硬さの確保が重要である。

（ｆ）加えて、先述した窒化物の析出による、より高温域での軟化抵抗を発現させるためには、部品表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において一定以上のＮ濃度の確保が必要となる。

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

（１）本発明の一態様に係る窒化高周波焼入れ用鋼は、質量％で、
Ｃ ：０．２５％以上、０．５７％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上、０．４５％未満、
Ｍｎ：０．４０％以上、１．００％以下、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０９５％以下、
Ｃｒ：１．１５％以上、１．９５％未満、
Ｖ ：０．０５％超、０．５０％未満、
Ａｌ：０．１００％以下、及び
Ｎ ：０．０２５０％以下
を含有し、Ｃｒ、Ｖが下記式（１）を満たし、残部がＦｅ及び不純物である。
１．９０≦Ｃｒ＋３Ｖ≦３．００ ・・・ 式（１）
ただし、上記式（１）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。
（２）上記（１）に記載の窒化高周波焼入れ用鋼は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．１０％未満、
Ｎｉ：０．０５％未満、
Ｍｏ：０．１５％未満、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｂｉ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、及び
Ｂ ：０．００２０％以下
のうち１種または２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の窒化高周波焼入れ用鋼は、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００１０％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｐｂ：０．０８％以下、
Ｓｎ：０．１５０％以下、
Ｓｂ：０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０１００％以下
のうち１種または２種以上を含有してもよい。

（４）本発明の一態様に係る窒化高周波焼入れ部品は、芯部の成分が、質量％で、
Ｃ ：０．２５％以上、０．５７％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上、０．４５％未満、
Ｍｎ：０．４０％以上、１．００％以下、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０９５％以下、
Ｃｒ：１．１５％以上、１．９５％未満、
Ｖ ：０．０５％超、０．５０％未満、
Ａｌ：０．１００％以下、及び
Ｎ ：０．０２５０％以下
を含有し、Ｃｒ、Ｖが下記式（２）を満たし、残部がＦｅ及び不純物であり、
表層に形成された、少なくともＦｅおよびＮを含む窒素化合物層の厚さが５μｍ以下であって、
表面から深さ０．１０ｍｍ位置のビッカース硬さが６７０ＨＶ以上であり、
表面から深さ０．１ｍｍまでの領域における平均のＮ濃度Ｎｓが１．６０原子％以上であり、
Ｎ濃度が０．３Ｎｓ（原子％）となる深さ位置に対して、深さ方向の前後０．０５ｍｍの領域における平均のＮ濃度ＮｈおよびＣ濃度Ｃｈが下記式（３）を満たす。
１．９０≦Ｃｒ＋３Ｖ≦３．００ ・・・ 式（２）
Ｎｈ＋Ｃｈ＞１．８０ ・・・式（３）
ただし、上記式（２）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。
（５）上記（４）に記載の窒化高周波焼入れ部品において、前記芯部の成分が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．１０％未満、
Ｎｉ：０．０５％未満、
Ｍｏ：０．１５％未満、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｂｉ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、及び
Ｂ ：０．００２０％以下
のうち１種または２種以上を含有してもよい。
（６）上記（４）または（５）に記載の窒化高周波焼入れ部品において、前記芯部の成分が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００１０％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｐｂ：０．０８％以下、
Ｓｎ：０．１５０％以下、
Ｓｂ：０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０１００％以下
のうち１種または２種以上を含有してもよい。

本発明によれば、面疲労強度および高温硬さに優れた窒化高周波焼入れ用鋼および窒化高周波焼入れ部品を提供できる。そのため、本発明の窒化高周波焼入れ用鋼は、例えば、自動車や産業機械、特に電動機を動力とする機械の歯車などの素材として好適である。

図１は、ローラピッチング試験用小ローラの一例を示す図である。なお、図中の寸法の単位はｍｍである。 図２は、ローラピッチング試験用大ローラの一例を示す図である。なお、図中の寸法の単位はｍｍである。

以下、本発明の一実施形態に係る窒化高周波焼入れ用鋼および窒化高周波焼入れ部品について説明する。

本実施形態に係る窒化高周波焼入れ部品（以下、単に「部品」という場合がある。）は、本実施形態の窒化高周波焼入れ用鋼に対して窒化高周波焼入れ処理した部品であって、部品の深さ方向の中心領域である芯部（以下、単に「芯部」という場合がある。）と、芯部よりも部品表面側に位置する硬化層とを有する。
ここで芯部とは、窒化処理により窒素の侵入が及ばなかった部分、および高周波焼入れにより組織がマルテンサイト変態しなかった部分を指す。すなわち、芯部とは、窒化処理および高周波焼入れ処理を経たにも関わらず、化学組成および金属組織の変動がなく、もしくは変動が無視できる程度に小さい領域であって、部品の母材となる窒化高周波焼入れ用鋼と同等の成分組成を有する部位である。なお、芯部の組成とは、例えば、部品表面から深さ２．０ｍｍにおける組成であるとも言える。
硬化層とは、窒化処理により窒素が侵入した部分、および高周波焼入れ処理により組織がマルテンサイト変態した部分を指す。すなわち、硬化層とは、窒化処理および高周波焼入れ処理の影響によって、化学組成または金属組織が変化した領域である。例えば、部品表面から深さ約１．０ｍｍまでの領域を指す。

［成分組成］
本実施形態の窒化高周波焼入れ用鋼（以下、単に「鋼材」という場合がある。）の成分について説明する。通常、窒化高周波焼入れ部品の芯部も、鋼材と同じ成分になるので、特に断りのない限り、鋼材の成分と部品の芯部における成分は同等である。なお、鋼における各成分元素の含有量の「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味する。

［Ｃ：０．２５％以上、０．５７％以下］
Ｃ（炭素）は、高周波焼入れにおける表層の硬化能、及び芯部強度を確保するために必要な元素である。Ｃの含有量が０．２５％未満では、前記の効果が不十分である。また、Ｃの含有量が０．５７％を超えると、高温（例えば、４００℃程度）下の焼戻し時に、セメンタイトが形成されやすくなる。その結果、高い軟化抵抗を発現させるＣｒ等の窒化物形成元素がセメンタイトに濃化することで十分な高温硬さが得られない場合がある。加えて、窒化後の表層に変形能の低いε相が分厚く形成される場合がある。このε相は割れの起点となりやすく、高周波焼入れ後にもこれが残存することで、面疲労強度が低下する。さらに、Ｃの含有量が過度に多くなると、部品素材となる棒鋼、線材などの強度、ならびに熱間加工後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が大きく低下する。したがって、鋼材のＣ含有量を０．２５％以上、０．５７％以下とする。
なお好ましくは、Ｃ含有量を０．３０％以上、もしくは０．３５％以上としてもよい。また同様に、Ｃ含有量を０．５５％以下、０．５０％以下、もしくは０．４５％以下としてもよい。

［Ｓｉ：０．１０％以上、０．４５％未満］
Ｓｉは、焼入れ性を高める効果を有する。さらにＳｉは、高温（例えば、４００℃程度）下の焼戻し時に炭化物や窒化物の凝集粗大化を抑制し、焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する。これらの効果を得るために、Ｓｉを０．１０％以上含有する。一方、Ｓｉの含有量が過度に高いと、窒化処理の際に表層の侵入Ｎ量が低下し、焼戻し軟化抵抗が低下する場合があるため、Ｓｉ含有量は０．４５％未満にする。
なお好ましくは、Ｓｉ含有量を０．１５％以上、もしくは０．２０％以上としてもよい。また同様に、Ｓｉ含有量を０．４０％以下、もしくは０．３５％以下としてもよい。

［Ｍｎ：０．４０％以上、１．００％以下］
Ｍｎは、焼入れ性を高める効果を有するため、面疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．４０％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が１．００％を超えると、面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、部品素材となる棒鋼、線材の強度、ならびに熱間加工後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が大きく低下する。したがって、鋼材のＭｎ含有量を０．４０％以上、１．００％以下とする。
なお好ましくは、Ｍｎ含有量を０．５０％以上、もしくは０．６０％以上としてもよい。また同様に、Ｍｎ含有量を０．９０％以下、もしくは０．８０％以下としてもよい。

［Ｐ：０．０３０％以下］
Ｐは不純物であって、粒界偏析して部品を脆化させる元素であり、過度に含有させると面疲労強度を低下させる場合があるので、Ｐ含有量は０．０３０％以下にする。Ｐ含有量はできるだけ少ない方が好ましい。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１８％、０．０１５％、０．０１３％、もしくは０．０１０％以下にするとよい。Ｐの含有量は望ましくは０％でもよいが、Ｐを過度に低減することは脱Ｐのための費用の増大につながる。そのため精錬の経済性を考慮し、Ｐ含有量を０．００１％以上、０．００５％以上、もしくは０．００８％以上としてもよい。

［Ｓ：０．０９５％以下］
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる元素である。しかし、Ｓ含有量が高いと、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり、面疲労強度が大きく低下する。そのため、Ｓ含有量は０．０９５％以下にする。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０８０％、０．０６０％、もしくは０．０４０％以下である。Ｓの含有量は０％でもよいが、Ｓを過度に低減することは脱Ｓのための費用の増大につながる。そのため精錬の経済性を考慮し、Ｓ含有量を０．００１％以上、０．００２％％以上、もしくは０．００５％以上としてもよい。

［Ｃｒ：１．１５％以上、１．９５％未満］
Ｃｒは、焼入れ性を高める効果を有することに加え、高温（例えば、４００℃程度）下の焼戻し時に、高Ｎ濃度のマルテンサイト組織中のＮと結合し微細なＣｒＮを析出させ高い軟化抵抗を発現させることで高温硬さの劣化抑制に寄与する元素である。しかしながら、その含有量が１．１５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が１．９５％を超えると、軟化抵抗を高める効果が飽和するだけでなく、表層におけるＮ濃度が高くなることで窒化高周波焼入れ後の表層における残留オーステナイト量が高くなり、その結果、硬さが低下し、面疲労強度の低下を招く。加えて素材となる棒鋼、線材の強度、熱間加工後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が著しく低下する。したがって、鋼材におけるＣｒの含有量を１．１５％以上、１．９５％未満とする。
なお好ましくは、Ｃｒ含有量を１．２５％以上、もしくは１．３５％以上としてもよい。また同様に、Ｃｒ含有量を１．８５%以下、もしくは１．７５％以下としてもよい。

［Ｖ：０．０５％超、０．５０％未満］
Ｖは、焼入れ性を高める効果を有することに加え、高温（例えば、４００℃程度）下の焼戻し時に、高Ｎ濃度のマルテンサイト組織中のＮと結合し微細なＶＮを析出させ高い軟化抵抗を発現させることで高温硬さの劣化抑制に寄与する元素である。さらに、Ｖは、窒化時の温度で母相組織中のＣと結合しＶＣを析出させ、母相の硬さをも向上させることができる。このように、硬さプロファイル全体を高めることから、Ｖは面疲労強度を高めるために有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．０５％以下では前記の効果が不十分である。一方、Ｖ含有量が高いと、鋼材のコストが嵩むほか、母材の熱間加工後の硬さが高くなりすぎるため、母材の被削性が大きく低下する。したがって、鋼材におけるＶの含有量を０．０５％超、０．５０％未満とする。
なお好ましくは、Ｖ含有量を０．１０％以上、もしくは０．１５％以上としてもよい。また同様に、Ｖ含有量を０．４０%以下、もしくは０．３０％以下としてもよい。

［Ａｌ：０．１００％以下］
Ａｌは、脱酸元素であるが、特に含有しなくてもよい。しかし、Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト粒のピンニング作用により、窒化処理前の母材の組織を微細化し、窒化処理部品の機械的特性のばらつきを低減する効果を持つ。この効果を得るためには、Ａｌの含有量は０．００１％以上にすることが好ましく、さらに好ましくは０．００２％以上、０．００３％以上、０．００４％以上、もしくは０．００５％以上にするとよい。
一方で、Ａｌは硬質な酸化物系介在物を形成しやすい元素であり、Ａｌ含有量が高いと、面疲労強度の低下が著しくなるおそれがある。さらに、Ａｌ含有量が過度に高いと他の要件を満たしていても所望の面疲労強度が得られなくなることがあるので、Ａｌ含有量は０．１００％以下にする。面疲労強度の低下を防止するためＡｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％、もしくは０．０４０％にするとよい。

［Ｎ：０．０２５０％以下］
Ｎ（窒素）は特に含有しなくてもよい。しかし、Ｎは、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌのそれぞれと結合してＭｎ_３Ｎ_２、ＣｒＮ、ＡｌＮを形成し、特にＡｌＮは、オーステナイト粒のピンニング作用により、窒化処理前の母材の組織を微細化し、窒化処理部品の機械的特性のばらつきを低減する効果を持つ。この効果を得る観点から、Ｎ含有量を０．００１０％以上、０．００１５％以上、０．００２０％以上、０．００２５％以上、０．００３０％以上、０．００３５％以上、もしくは０．００４０％以上としてもよい。
一方で、Ｎ含有量が高いと、粗大なＡｌＮが形成されやすくなり、粗大なＡｌＮによる面疲労強度の低下が著しくなるおそれがある。さらにＮ含有量が過度に高いと他の要件を満たしていても所望の面疲労強度が得られなくなることがあるため、Ｎ含有量は０．０２５０％以下にするとよい。好ましくは、Ｎ含有量を０．０２００％以下、０．０１５０％以下、もしくは０．０１００％以下としてもよい。

［１．９０≦Ｃｒ＋３Ｖ≦３．００］
上述の通り、ＣｒおよびＶはいずれも、部品の面疲労強度や高温環境下（例えば、４００℃程度）における軟化抵抗を高める元素である。焼戻し軟化抵抗を確保するためには、ＣｒおよびＶの個別の含有量の下限に加え、これら２元素を総合した含有量（Ｃｒ＋３Ｖ）を所定量以上にする必要である。一方、ＣｒおよびＶの含有量が高くなりすぎると表層でＮをトラップすることで表層のＮ量が高くなり、高周波焼入れ後の表層で残留オーステナイト量が多くなり、内部への窒素拡散を阻害するため面疲労強度が低下する。そのため、面疲労強度を確保するため、ＣｒおよびＶの個別の含有量の上限に加え、これら２元素を総合した含有量（Ｃｒ＋３Ｖ）の上限を設定することが必要である。本実施形態では、鋼材の組成において、ＣｒおよびＶに関する式（１）を満足する組成に規定する。具体的には、下記式（１）を１．９０以上３．００以下にする。下記式（１）は当該範囲内であれば、面疲労強度および高温環境下における焼戻し軟化抵抗を安定して高めることができる。式（１）が１．９０に満たないと、焼戻し軟化抵抗が確保できない。式（１）が３．００を超えると、表層のみでＮ量が高くなり、Ｎの侵入深さが著しく小さくなることで面疲労強度が低下する。好ましくは、式（１）の下限を２．１０以上、２．３０以上、または２．８０以上としてもよく、上限を２．８０以下、２．６０以下、または２．３０以下としてもよい。

１．９０≦Ｃｒ＋３Ｖ≦３．００ ・・・ 式（１）
ただし、上記式（１）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。

本実施形態の窒化高周波焼入れ用鋼の成分組成において、上記元素の他の残部は、基本的にＦｅおよび不純物からなる。不純物とは、原材料に含まれる成分、あるいは製造の過程で混入する成分等であって、意図的に含有されたものではない元素も含み、本実施形態に係る窒化高周波焼入れ用鋼や窒化高周波焼入れ部品の特性を損なわない範囲のものであれば許容される。

本実施形態の鋼材、すなわち部品の母材がさらに含有しうる成分として、以下の任意元素が挙げられる。つまり、本実施形態の鋼材が、Ｆｅの一部に代えて以下の元素を含有することができる。ただし、以下に例示される元素を含むことなく、本実施形態に係る鋼材および部品はその課題を解決することができる。従って、以下に例示される元素の含有量の下限値は０％である。

［Ｃｕ：０．１０％未満］
Ｃｕは、焼入れ性を確保したり、固溶強化によって芯部硬さを高めたりできる元素である。この効果を確実に得るためにＣｕ含有量を、０．０１％以上にしてもよい。一方、Ｃｕ含有量が高いと、母材の熱間加工後の硬さが高くなりすぎるため、母材の被削性が大きく低下するので、Ｃｕ含有量は０．１０％未満にするとよい。
Ｃｕを含有する場合、好ましくはＣｕ含有量を０．０２％以上、もしくは０．０３％以上にするとよい。また同様に、Ｃｕ含有量を０．０９％以下、もしくは０．０８％以下にするとよい。

［Ｎｉ：０．０５％未満］
Ｎｉは、焼入れ性を確保したり、固溶強化によって芯部硬さを高めたりできる元素である。この効果を確実に得るためにＮｉ含有量を、０．０１％以上にしてもよい。一方、Ｎｉ含有量が高いと、母材の熱間加工後の硬さが高くなりすぎるため、母材の被削性が大きく低下するので、Ｎｉ含有量は０．０５％未満にするとよい。
Ｎｉを含有する場合、好ましくはＮｉ含有量を０．０２％以上にするとよい。また同様に、Ｎｉ含有量を０．０４％以下、もしくは０．０３％以下にするとよい。

［Ｍｏ：０．１５％未満］
Ｍｏは、焼入れ性を高める効果があることに加え、高温（例えば、４００℃程度）下での焼戻し時に、高Ｎ濃度のマルテンサイト組織中のＮと結合し微細なＭｏ_２Ｎを析出させ軟化抵抗を発現させる元素である。これらの効果を得るために、Ｍｏ含有量は０．０１％以上にしてもよい。一方、Ｍｏ含有量が高いと、鋼材のコストが嵩むほか、母材の熱間加工後の硬さが高くなりすぎるため、母材の被削性が大きく低下するので、Ｍｏ含有量は０．１５％未満にするとよい。
なおＭｏを含有する場合、好ましくは、Ｍｏ含有量を０．０３％以上、もしくは０．０５％以上にするとよい。また同様に、Ｍｏ含有量を０．１０％以下、もしくは０．０８％以下にするとよい。

［Ｗ：０．５０％以下］
Ｗは、固溶強化により芯部硬さを向上させる作用を有する。Ｗの作用を確実に得るためには、Ｗ含有量を０．０１％以上にするとよい。一方、Ｗ含有量が高いと、母材の熱間加工後の硬さが高くなりすぎるため、母材の被削性が大きく低下するので、Ｗ含有量は０．５０％以下にするとよい。
Ｗを含有する場合、好ましくはＷ含有量を０．０５％以上、０．１０％以上、もしくは０．１５％以上にするとよい。また同様に、Ｗ含有量を０．４５％以下、０．４０％以下、０．３５％以下、もしくは０．３０％以下にするとよい。

［Ｂｉ：０．５０％以下］
Ｂｉは、切削抵抗を低下させ工具を長寿命化させる作用を有する。この作用を確実に得るためには、Ｂｉ含有量を０．０１％以上にするとよい。一方、Ｂｉ含有量が高いと、熱間加工時に割れや疵を生じやすくなるので、Ｂｉ含有量は０．５０％以下にするとよい。
Ｂｉを含有する場合、好ましくはＢｉ含有量を０．０５％以上、０．１０％以上、もしくは０．１５％以上にするとよい。また同様に、Ｂｉ含有量を０．４５％以下、０．４０％以下、０．３５%以下、もしくは０．３０％以下にしてもよい。

［Ｃｏ：０．５０％以下］
Ｃｏは、固溶強化によって芯部硬さを高める元素である。この効果を確実に得るためには、Ｃｏ含有量を０．０１％以上にするとよい。一方、Ｃｏの含有量が高いと、母材の熱間加工後の硬さが高くなりすぎるため、母材の被削性が大きく低下するので、Ｃｏ含有量を０．５０％以下にするとよい。
Ｃｏを含有する場合、好ましくはＣｏ含有量を０．０５％以上、０．１０％以上、もしくは０．１５％以上にするとよい。また同様に、Ｃｏ含有量を０．４５％以下、０．４０％以下、０．３５%以下、もしくは０．３０％以下としてもよい。

［Ｔｉ：０．１００％以下］
Ｔｉは、窒化時に母材の表層に侵入したＮや、母材中のＣと結合し、微細な窒化物（ＴｉＮ）や炭化物（ＴｉＣ）を形成し、表面硬さや芯部硬さを向上させることができる。この効果を確実に得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上にするとよい。一方、Ｔｉの含有量が高いと、粗大な窒化物、炭化物が生成し易くなるため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下にするとよい。
Ｔｉを含有する場合、好ましくはＴｉ含有量を０．００７％以上、０．０１０％以上、０．０１５％以上、もしくは０．０２０％以上にするとよい。また同様に、Ｔｉ含有量を０．０７５％以下、０．０５０％以下、もしくは０．０２５％以下にするとよい。

［Ｎｂ：０．１００％以下］
Ｎｂは、窒化時に鋼の表層に侵入したＮや、母相のＣと結合し、微細な窒化物（ＮｂＮ）や炭化物（ＮｂＣ）を形成し、表面硬さや芯部硬さを向上させることができる効果を有する。この効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上にするとよい。一方、Ｎｂ含有量が高いと、粗大な窒化物、炭窒化物の生成し易くなるのでＮｂ含有量を０．１００％以下にするとよい。
Ｎｂを含有する場合、好ましくはＮｂ含有量を０．０１０％以上にするとよい。また同様に、Ｎｂ含有量を０．０５０％以下にするとよい。

［Ｂ：０．００２０％以下］
固溶Ｂは、焼入れ性を高める効果に加え、Ｐの粒界偏析を抑制し、靭性を向上させる効果を持つ。また、Ｎと結合して析出するＢＮは被削性を向上させる。これらの作用を確実に得るため、Ｂ含有量は０．０００５％（５ｐｐｍ）以上にするとよい。一方、Ｂの含有量が高いと、多量のＢＮの偏析が促進され、鋼材の割れにつながる可能性があるので、Ｂ含有量を０．００２０％以下にするとよい。
Ｂを含有する場合、好ましくはＢ含有量を０．００１０％以上するとよい。また同様に、Ｂ含有量を０．００１５％以下にするとよい。

［Ｃａ：０．００１０％以下］
Ｃａは、ＭｎＳを微細化して面疲労強度を向上させる働きがある。Ｃａのこの作用を確実に得るためには、Ｃａ含有量を０．０００１％以上にするとよい。一方、Ｃａ含有量が高いと、効果が飽和し経済性が損なわれるため、Ｃａ含有量は０．００１０％以下にするとよい。
Ｃａを含有する場合、好ましくはＣａ含有量を０．０００２％以上、０．０００３％以上、もしくは０．０００４％以上にするとよい。また同様に、Ｃａ含有量を０．０００９％以下、０．０００８％以下、もしくは０．０００７％以下にするとよい。

［Ｍｇ：０．０１００％以下］
Ｍｇは、ＭｎＳを微細化して面疲労強度を向上させる作用を有する。Ｍｇの作用を確実に得るためには、Ｍｇ含有量を０．００１０％以上にするとよい。一方、Ｍｇ含有量が高いと、効果が飽和し経済性が損なわれるので、Ｍｇ含有量を０．０１００％以下にするとよい。
Ｍｇを含有する場合、好ましくはＭｇ含有量を０．００２０％以上、０．００３０％以上、もしくは０．００４０％以上にするとよい。また同様に、Ｍｇ含有量を０．００９０％以下、０．００８０％以下、もしくは０．００７０％以下にするとよい。

［Ｔｅ：０．１００％以下］
Ｔｅは、ＭｎＳを微細化して面疲労強度を向上させる働きがある。Ｔｅの作用を確実に得るためには、Ｔｅ含有量を０．０１０％以上にするとよい。一方、Ｔｅの含有量が高いと、効果が飽和し経済性が損なわれるためＴｅ含有量を０．１００％以下にするとよい。
Ｔｅを含有する場合、好ましくはＴｅ含有量を０．０２０％以上、０．０３０％以上、もしくは０．０４０％以上にするとよい。また同様に、Ｔｅ含有量を０．０９０％以下、０．０８０％以下、もしくは０．０７０％以下にするとよい。

［Ｐｂ：０．０８％以下］
Ｐｂは、切削抵抗を低下させ工具を長寿命化させる作用を有するが、Ｐｂの含有量を高くすると、効果は飽和し経済性が損なわれ、また環境負荷にもつながるため、Ｐｂ含有量は０．０８％以下にするとよい。
Ｐｂを含有する場合、環境負荷を抑制する点からは、Ｐｂ含有量を０．０７％以下、０．０６％以下、もしくは０．０５％以下にするとよい。

［Ｓｎ：０．１５０％以下］
Ｓｎは、切削抵抗を低下させ工具を長寿命化させる作用を有する。この効果を確実に得るためには、Ｓｎ含有量を０．０１００％以上にするとよい。一方、Ｓｎ含有量が高いと、効果が飽和し経済性が損なわれるので、Ｓｎ含有量は０．１５０％以下にするとよい。
Ｓｎを含有する場合、好ましくはＳｎ含有量を０．０２０％以上、０．０３０％以上、もしくは０．０４０％以上にするとよい。また同様に、Ｓｎ含有量を０．１２０％以下、０．１００％以下、もしくは０．０８０％以下にするとよい。

［Ｓｂ：０．０１００％以下］
Ｓｂは、切削抵抗を低下させ工具を長寿命化させる作用を有する。この効果を確実に得るためには、Ｓｂ含有量を０．００１０％以上にするとよい。一方、Ｓｂ含有量が高いと、効果が飽和し経済性が損なわれるため、Ｓｂ含有量を０．０１００％以下にするとよい。
Ｓｂを含有する場合、好ましくはＳｂ含有量を０．００２０％以上、０．００３０％以上、もしくは０．００４０％以上としてもよい。また同様に、Ｓｂ含有量を０．００９０％以下、０．００８０％以下、もしくは０．００７０％以下にするとよい。

［ＲＥＭ：０．０１００％以下］
ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指す。また本実施形態でいう「ＲＥＭ」は、これら希土類元素から選択される１種以上で構成されるものであり、ＲＥＭ含有量とは、これらの１７元素の合計含有量を意味する。ランタノイドをＲＥＭとして用いる場合、工業的には、ＲＥＭはミッシュメタルの形で添加される。

ＲＥＭは、ＭｎＳを微細化して面疲労強度を向上させる働きがある。ＲＥＭの作用を確実に得るためには、ＲＥＭ含有量を０．００１０％以上にするとよい。一方、ＲＥＭ含有量が高いと、効果が飽和し経済性が損なわれるため、ＲＥＭ含有量を０．０１００％以下にするとよい。
ＲＥＭを含有する場合、好ましくはＲＥＭ含有量を０．００２０％以上、０．００３０％以上、もしくは０．００４０％以上にするとよい。また同様に、ＲＥＭ含有量を０．００９０％以下、０．００８０％以下、もしくは０．００７０％以下にするとよい。

次に、本実施形態の窒化高周波焼入れ部品について説明する。

部品の表層硬さと面疲労強度には一定の相関がある。しかし本発明者らの検討の結果、部品表面温度（例えば、部品が歯車の場合は、歯面温度）が高くなるほど表層が軟化するため、表層硬さのみでは部品が持つ面疲労強度は正確には評価できず、また、面疲労強度を高めるためには、部品表層のＮ濃度が一定量必要であることが分かった。また、表面よりも深い領域では表面ほど温度の影響は受けないものの、ヘルツ接触によるせん断応力が発生している。そのため、窒化によるＮの侵入量の低い領域における硬さを母材の炭素（Ｃ）で担保する必要がある。加えて、窒化時に生成した窒素化合物層が高周波焼入れ後にも厚く残存していると、その直下で軟質なオーステナイト組織が生成し面疲労強度が低下する場合がある。
以上の得られた新たな知見から、窒化高周波焼入れ部品に必要な特性を以下に挙げる。

［窒化高周波焼入れ後の窒素化合物層］
部品表層において、少なくともＦｅおよびＮを含む窒素化合物層の厚さは、５μｍ以下とする。ここでいう「窒素化合物層」は、Ｆｅ_３ＮおよびＦｅ_４Ｎを主な構成相とする化合物層であり、他に、Ｆｅ、Ｎ、および母材の合金元素から成る窒素化合物を有していてもよい。
鋼に窒化処理を施すと、鋼の表面から窒素が侵入し、最表層に窒素化合物層が形成されるとともに、窒素化合物層より内側（芯部側）に拡散層（鋼のマトリックスに窒素が拡散した層）が形成される。窒化時に鋼の表面に形成された窒素化合物層は、高周波焼入れ処理の加熱時に母相への窒素の供給源として作用しつつ、その厚さが減少し、場合によっては消失する。しかしながら、高周波焼入れ後にも厚い窒素化合物層が残存していると、窒素化合物層の直下で残留オーステナイト層が厚く形成される。この残留オーステナイト層の硬さはその周囲（窒素化合物層や残留オーステナイト層直下の硬化層）に比べ低いため、窒化部品の面疲労強度が低下する。
高周波焼入れ後の窒素化合物層が５μｍ以下であれば残留オーステナイト層がほとんど形成されず、良好な面疲労強度が得られる。好ましくは、３μｍ以下である。なお、高周波焼入れ後の部品に窒素化合物層がなくとも問題なく、したがって、窒素化合物層厚さは０μｍであってもよい。

［窒化高周波焼入れ後の表層部におけるビッカース硬さ（表層硬さ）］
部品において、表面から深さ０．１０ｍｍ位置のビッカース硬さ（表層硬さ）を６７０ＨＶ以上とする。この表層硬さは、部品の面疲労強度に影響を及ぼす。表層硬さが６７０ＨＶ以上であれば、面疲労強度が良好である。一方で、表層硬さが６７０ＨＶ未満であると、部品の面疲労強度が低位となる。そのため、窒化高周波焼入れ部品の表層硬さは６７０ＨＶ以上とする。表層硬さの好ましい下限は６９０ＨＶ以上であり、さらに好ましくは７１０ＨＶ以上である。なお本実施形態におけるビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９「ビッカース硬さ試験－試験方法」に準拠したビッカース硬さ（ＨＶ）を指す。また、本実施形態で「表面から深さ０．１０ｍｍ位置」は、硬化層内に位置する。

表層硬さとは、窒化高周波焼入れ後の部品を主軸方向あるいは長手方向に対し垂直に切断することで現出した断面を鏡面研磨し、部品表面から０．１０ｍｍ（１００μｍ）深さ位置（部品表面に垂直方向の位置）における任意の１０点を試験力１．９６Ｎで測定し算出したビッカース硬さの平均値を指す。

［窒化高周波焼入れ後の表層部におけるＮ濃度（Ｎｓ）］
部品において、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域における平均のＮ濃度Ｎｓ（原子％）が１．６０％以上である。
窒化高周波焼入れ後の部品の表層部におけるＮ濃度とは、窒化高周波焼入れを行った後の部品の表面から深さ０．１ｍｍまでの領域から、旋盤による旋削等で切粉を採取し化学分析によって測定したＮの含有量（原子％）を指し、本実施径形態ではＮｓと呼称する。

このＮｓは、部品の面疲労強度に影響を及ぼす。Ｎｓが１．６０原子％以上であれば、部品の表層におけるマルテンサイト組織中のＮ濃度が十分高くなることで、焼入れ後の硬さが高くなり面疲労強度が高くなる。加えて、部品の表層に４００℃程度の焼戻しが入る場合には合金窒化物が析出するため、焼戻しによる軟化が抑制される。そのため、Ｎｓは１．６０原子％以上であるとよい。Ｎｓの好ましい下限は１．８０原子％以上であり、さらに好ましくは２．００原子％以上である。Ｎｓの上限は特に限定せず、５．００原子％以下としてよい。なお、部品表層に窒素化合物層を有する場合には、Ｎｓには、窒素化合物層中のＮ含有量も含まれる。

［窒化高周波焼入れ後の硬化層の芯部側におけるＮ濃度とＣ濃度の和］
部品表面から測定して、Ｎ濃度が前記Ｎｓの０．３倍となる深さ位置（０．３Ｎｓとなる深さ位置）に対して、深さ方向の前後０．０５ｍｍの領域における平均のＮ濃度ＮｈおよびＣ濃度Ｃｈが下記式（２）を満たす。

Ｎｈ＋Ｃｈ＞１．８０ ・・・式（２）
ただし、式（２）中の元素記号は当該元素の含有量（原子％）を示す。

窒化高周波焼入れ後の硬化層の芯部側におけるＮ濃度とＣ濃度の和とは、Ｎ濃度が０．３Ｎｓとなる深さを中心として、部品表面側の０．０５ｍｍと芯部側の０．０５ｍｍの合計０．１ｍｍの領域における平均のＮ濃度およびＣ濃度の総和を指し、本実施形態ではこの時のＮ濃度およびＣ濃度をＮｈおよびＣｈと呼称する。これらの値は高温硬さおよび面疲労強度に影響を及ぼす。硬化層の中でもＮ侵入量が小さい領域、即ち硬化層のうち、部品表面側よりも芯部側の領域では、侵入したＮと母材のＣ濃度が重畳することでマルテンサイト組織の硬さが高まる。すなわち、硬化層の中でも芯部側に行くほどＮ侵入量は低下するものの、母材中のＣによって、マルテンサイトの硬さを担保できる。そのため、Ｎｈ＋Ｃｈが下記式（２）を満たせば、十分な高温硬さおよび面疲労強度を得られる。一方でＮ侵入量が低かったり、母材のＣ濃度が低かったりすることで式（２）を満たさなければ、たとえ部品表面から０．１ｍｍにおけるＮ濃度や表層硬さが十分に高くても、高温硬さおよび面疲労強度が低くなる場合がある。Ｎｈ＋Ｃｈの好ましい下限は２．００原子％以上であり、さらに好ましくは２．２０原子％以上である。

［窒化高周波焼入れ部品の製造方法］
本実施形態に係る窒化高周波焼入れ用鋼およびそれを用いた部品の製造方法の一態様について説明する。ただし、本実施形態に係る窒化高周波焼入れ用鋼およびその部品の製造方法は、この態様に限定されることはない。

まず、上述した化学成分を有する鋼を常法により溶製し、インゴット、スラブ、ビレットなどの鋼材を製造する。次にこれらの鋼材を用いて、例えば以下の方法により加工および熱処理を施すことにより部品を製造することができる。

［熱間加工］
上述した化学成分を有する鋼材を適当な大きさに切断した後、１０５０～１２５０℃の温度域に加熱して保持し、その後、粗形状に熱間加工する。なお、鋼の均熱不足や表面酸化被膜低減のため、加熱保持時間は０．５時間（３０分）～４．０時間とすることが好ましい。熱間加工は、主に熱間圧延や熱間鍛造であるが、特にこの加工方法に限定されることもなく、前述の方法に準じて熱間加工すればよい。

なお、熱間加工後の組織の結晶粒径を均一化させる目的で、後述する切削加工前にＪＩＳ Ｂ ６９１１：２０１０「鉄鋼の焼ならしおよび焼なまし加工」に準拠した焼きならしを行ってもよい。熱間加工後もしくは焼ならし後の組織はフェライト＋パーライト、もしくはフェライト＋パーライト＋ベイナイトの混合組織であり、平均のビッカース硬さは２１０～２９０ＨＶであることが好ましい。

［切削加工］
熱間加工後の鋼材を旋盤などで切削加工した後、所定の部品形状へ加工する。例えば、部品が歯車の場合には、ブローチ加工等により加工する。

［窒化処理］
切削加工により所定形状に加工された部品に窒化処理を施す。
本実施形態における窒化処理方法は特に限定されるものではなく、周知のガス窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化、プラズマ窒化等を適用できる。窒化処理に用いるガスは、ＮＨ_３のみであってもよいし、ＮＨ_３に加え、Ｎ_２、Ｈ_２、ＣＯ_２を含有する混合気体であってもよい。また、部品を、Ｆｅ－Ｎ二元系におけるＡ１点（約５９０℃）を大きく超えた温度で熱処理（例えば、浸窒焼入れ）し、表層にＮを侵入させた後に後述の高周波焼入れを行ってもよい。窒化処理における処理時間（保持時間）も特に限定されず、例えば、０．５時間～１０．０時間としてよい。さらに、窒化処理の前処理や後処理として、窒化処理温度を超えない範囲であれば、被膜除去等の化学処理や酸化処理を実施してもよい。

なお、ガス窒化や浸窒焼入れの際には、表層におけるボイドを抑制する目的で、下記式（３）によって求められる窒化ポテンシャルＫ_Ｎ（ａｔｍ^－１／２）が０．１５以上０．４０以下の範囲で施すとよい。
Ｋ_Ｎ＝Ｐ_ＮＨ３／Ｐ_Ｈ２ ^３／２・・・ 式（３）
ここで、式（３）中のＰ_ＮＨ３は、雰囲気ガスのＮＨ_３分圧［ａｔｍ］であり、Ｐ_Ｈ２は雰囲気ガスのＨ_２分圧［ａｔｍ］である。

［高周波焼入れ処理］
窒化処理の後工程として、面疲労強度を高める目的で、高周波焼入れを施してもよい。高周波焼入れを施すことで、表層部は、窒化物形成元素の固溶した高Ｎ濃度のマルテンサイト組織からなる硬化層になる。そのため、面疲労における接触摩擦による部品の温度上昇（約２００～４００℃）域で、ＣｒやＶなどの合金が窒化物のクラスタを生成することで硬さが低下しにくく、高い面疲労強度を得られる。加えて、硬化層が深くなることで、内部起点破壊を抑制できる。これらの効果を得るため、部品の表面から１００μｍ以上の深さに高周波焼入れを施すことが好ましい。また、高周波焼入れ処理の加熱温度は１０００℃以上１２００℃以下にし、室温から加熱温度に昇温するのに要する時間を４秒以内とするとよい。１０００℃以上１２００℃以下の温度域に鋼材が保持される時間は０．２秒以上２秒以下とするとよい。

［焼戻し処理］
本実施形態に係る窒化高周波焼入れ部品は、高周波焼入れ処理後に焼戻し処理を行って製造してもよい。焼戻し処理を行う場合は、２００℃以下の温度で、６０分～１５０分保持するものであることが好ましい。４００℃を超える温度で焼戻しを行うと、表層硬さが失われるため好ましくない。また、焼戻し処理は必須ではなく、これを経ずとも部品として使用可能である。

以上、本実施形態の窒化高周波焼入れ用鋼および窒化高周波焼入れ部品について説明したが、本実施形態によれば、面疲労強度、および、高温環境（例えば、４００℃程度）下における軟化抵抗に優れた窒化高周波焼入れ用鋼および窒化高周波焼入れ部品を提供できる。そのため、本実施形態の窒化高周波焼入れ用鋼は、例えば、自動車や産業機械、特に電動機を動力とする機械の歯車などの素材として好適である。

以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。

表１に示す化学成分を有する鋼ａ～ａｉを、５０ｋｇ真空溶解炉で溶解して溶製し、鋳造してインゴットを製造した。また、表１に示す鋼ａ～ａｉの成分のうち、表１に示す成分以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。なお、全ての鋼ａ～ａｉにおいて、Ｏ（酸素）が不純物として約１０ｐｐｍ含まれていた。表１における空欄は、合金元素を意図的に添加していないことを示し、下線は本発明の範囲外であることを示す。

表１に示す各鋼のインゴットを熱間鍛造して直径４０ｍｍの丸棒とした。熱間鍛造は、前記インゴットを加熱炉で１１００℃から１２００℃の間の温度にて２時間保定し、次いで鍛造により直径４０ｍｍの丸棒に加工し、鍛造後は大気中で放冷した。

続いて、熱間鍛造後の各丸棒に切削加工を施し、図１に示す面疲労強度を評価するためのローラピッチング試験用の小ローラを作製した。一つのインゴットから、ローラピッチング試験のために複数の小ローラを作製するが、その際、ローラ断面における硬さを調査するため、ローラピッチング試験に必要な数よりも多く小ローラを作製した。なお、インゴットから小ローラを作製する際、長手方向が、丸棒の長手方向と一致するように小ローラを採取した。

採取された小ローラ（試験片）に対して、ガス窒化処理、ガス軟窒化処理、プラズマ窒化処理、浸炭窒化焼入れ、および浸窒焼入れを実施した。表２に、熱処理の各条件を示す。いずれの熱処理においても、温度を５５０～８５０℃、窒化処理時間を１時間～１０時間とした。窒化処理後の試験片を８０℃の油を用いて油冷却した。

なお、窒化処理のうち、ガス窒化処理および浸窒焼入れについては、試験片をガス窒化炉に装入し、炉内にＮＨ_３、Ｈ_２、Ｎ_２の各ガスを導入し、ガス軟窒化処理についてはこれらのガスに加え、ＣＯ_２ガスを体積比率で３％導入した。

雰囲気中のＨ_２分圧は、ガス窒化炉体に直接装着した熱伝導式Ｈ_２センサを用いて測定した。標準ガスと測定ガスとの熱伝導度の違いをガス濃度に換算して測定した。Ｈ_２分圧は、ガス窒化処理の間、継続して測定した。

また、ＮＨ_３分圧は、炉外に取り付けた赤外線吸収式ＮＨ_３分析計を用いて測定した。ＮＨ_３分圧は、ガス窒化処理の間継続して測定した。なお、ＣＯ_２ガス混合の雰囲気下である試験番号５については、赤外線吸収式ＮＨ_３分析計内に（ＮＨ_４）_２ＣＯ_３が析出し、装置が故障する恐れがあったため、ガラス管式ＮＨ_３分析計を用いて、１０分毎にＮＨ_３分圧を測定した。

ガス窒化処理、浸窒焼入れ及びガス軟窒化処理の平均窒化ポテンシャルＫ_Ｎ（ａｔｍ^－１／２）は、下記式（３）で定義される。
Ｋ_Ｎ＝Ｐ_ＮＨ３／Ｐ_Ｈ２ ^３／２・・・ 式（３）
ここで、式（３）中のＰ_ＮＨ３は、雰囲気ガスのＮＨ_３分圧（ａｔｍ）であり、Ｐ_Ｈ２は雰囲気ガスのＨ_２分圧（ａｔｍ）である。

装置内で演算された窒化ポテンシャルＫ_Ｎが目標値に収束するように、ＮＨ_３流量およびＮ_２流量を制御した。１０分毎に窒化ポテンシャルＫ_Ｎを記録し、処理時間中に測定したＫ_Ｎの平均値を算出した。
プラズマ窒化処理については、試験片をプラズマ窒化設備に装入し、炉内にＨ_２、Ｎ_２の各ガスを導入し、Ｈ_２ガスとＮ_２ガスの分圧比が３：１で一定となるようガス流量を制御した。

これら窒化試験片に、高周波焼入れを施した。いずれの処理においても、加熱温度を１００～１２００℃、室温から加熱温度に昇温するのに要する時間を３秒、窒化試験片を保持する時間を１～１０秒とし、高周波焼入れの後直ちに室温の水で急冷した。その後、１７０℃で１．５時間の焼戻しを行った。

[表層における化合物層厚さの測定]
上記高周波焼入れ処理を施した小ローラの、長手方向に垂直な方向の断面を鏡面研磨し、エッチングした。走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｎｉｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）を用いてエッチングされた断面を観察し、窒素化合物層厚さを測定した。エッチングは、３％ナイタール溶液で２０～３０秒間行った。

窒素化合物層は、表層に存在する白い未腐食の層として確認可能である。４０００倍で撮影した組織写真１０視野（視野面積：６．６×１０^２μｍ^２）から窒素化合物層を観察し、それぞれ１０μｍ毎に３点の化合物層の厚さを測定した。そして、測定された３０点の平均値を、窒素化合物厚さ（μｍ）と定義した。

［Ｎ、Ｃ濃度の測定］
上記窒化高周波焼入れ処理を施した各小ローラの試験部（φ２６ｍｍ）の表面から深さ１．５ｍｍまでの領域である表層部について、旋盤加工を施し０．０５ｍｍピッチで切粉の採取を行い、化学分析によってＮおよびＣの含有量（原子％）を測定した。そして、試験部の表面から０．１ｍｍ深さまでの領域における平均のＮ濃度Ｎｓを算出した。同様に、Ｎ濃度が０．３Ｎｓとなる深さにおいて、その深さ方向前後０．０５ｍｍにおける平均のＮ濃度ＮｈおよびＣ濃度Ｃｈの和を算出した。

［表層硬さの測定］
上記窒化高周波焼入れ処理を施した各小ローラの試験部（φ２６ｍｍ）から、長手方向に垂直な断面を有する試料（厚み：１０ｍｍ）を採取した後、その断面を鏡面研磨した。その後、断面（研磨面）から０．１ｍｍ（１００μｍ）深さ位置における任意の１０点のビッカース硬さを、マイクロビッカース硬度計（島津製作所製；ＨＭＶ－Ｇ３１－ＦＡ）を用いて試験力１．９６Ｎの条件にて測定した。この１０点の平均値を、表層硬さと定義した。

［面疲労強度評価試験］
面疲労強度は、ローラピッチング試験機（小松設備社製；ＲＰ１０２）により、次の方法で評価した。鋼ａ～ａｉを用いてローラピッチング試験用小ローラを作製し、さらに熱処理ひずみを除く目的で掴み部の仕上げ加工を行った後、それぞれローラピッチング試験片に供した。仕上げ加工後の形状を図１に示す。

ローラピッチング試験片である小ローラは、図１に示すように、中央の直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの試験面部と、その両側部に設けられた直径２２ｍｍの掴み部とを備える。ローラピッチング試験では、試験面部を大ローラと接触させ、所定の面圧を加えたうえで回転させた。
ローラピッチング試験（２円筒転がり疲労試験）は、上記のローラピッチング試験用小ローラと図２に示す形状のローラピッチング試験用大ローラの組み合わせで、表３に示す条件で行った。
なお、図１、２における寸法の単位はｍｍである。

ローラピッチング試験用大ローラは、ＪＩＳ Ｇ ４０５３：２０１６のＳＣＭ４２０規格を満たす鋼を用いて、一般的な製造工程、つまり「焼きならし→試験片加工→ガス浸炭炉による共析浸炭→低温焼戻し→研磨」の工程によって作製したものであり、表面から深さ０．０５ｍｍ（５０μｍ）の位置におけるビッカース硬さＨＶは７４０～７６０で、また、ビッカース硬さＨｖが５５０以上の深さは、０．８～１．０ｍｍの範囲にあった。

表３に、面疲労強度の評価を行った試験条件を示す。試験の打切繰返し回数は、一般的な鋼の疲労限を示す２．０×１０^７回とし、小ローラ試験片においてピッチングが発生せずに２×１０^７回に達した最大面圧を小ローラ試験片の疲労限とした。

ピッチング発生の検出は、試験機に備え付けられた振動計によって行い、振動発生後に、小ローラ試験片と大ローラ試験片の両方の回転を停止させ、ピッチング発生と回転数を確認した。
なお、本実施例においては、歯車部品への適用を想定し、面疲労強度の評価基準となる基準値は以下のとおりとした。まず、ＪＩＳ Ｇ ４０５３：２０１６のＳＣｒ４２０規格を満たす鋼を用いて、一般的な製造工程、つまり「焼きならし→試験片加工→ガス浸炭炉による共析浸炭→低温焼戻し」の工程によって小ローラを作製した。次いで、当該小ローラを用いて上記ローラピッチング試験を行い、得られた疲労限度を本実施例における面疲労強度の基準値とした。
疲労限度が基準値の１．１０倍以上であった場合、面疲労強度に優れると判断した（表２にて「○」表記）。一方、疲労限度が基準値の１．１０倍未満であった場合、面疲労強度が低いと判断した（表２にて「×」表記）。

［高温硬さ評価試験］
本実施例においては、部品が高温環境下で使用されることを想定し、高温硬さとして４００℃×２４ｈ焼戻し後の硬さを評価の指標とすることとした。上記窒化高周波焼入れ処理を施した各小ローラを、大気焼鈍炉にて保持温度４００℃、保持時間２４時間の条件にて熱処理した。次いで、長手方向中心部に垂直な面で１０ｍｍの長さに切断した後、その切断面を鏡面研磨した。その後、表面から０．１ｍｍ（１００μｍ）深さ位置における任意の１０点のビッカース硬さを、マイクロビッカース硬度計（島津製作所製；ＨＭＶ－Ｇ３１－ＦＡ）を用いて試験力１．９６Ｎの条件にて測定した。この１０点の平均値を、「４００℃焼戻し後表層硬さ」と定義した。本実施例においては、４００℃焼戻し後表層硬さが７１０ＨＶ以上であることを目標とした。

［試験結果］
結果を表２に示す。表２中の下線は本発明の範囲外であることを示し、「＊」印は、本発明の目標に達していないことを示す。

試験番号１～１９は、鋼の成分が本発明の範囲内であるため、窒化高周波焼入れ後の表層Ｎ濃度Ｎｓおよび表層硬さが高く、４００℃焼戻し後の表層硬さおよび面疲労強度に優れる結果が得られた。

一方、試験番号２０～３５は、鋼の成分が本発明の範囲外であり、窒化高周波焼入れ後の表層Ｎ濃度Ｎｓや表層硬さが低く、所望の４００℃焼戻し後表層硬さや面疲労強度に達しなかった。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示にすぎない。従って、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

本発明は、自動車や産業機械、特に電動機を動力とする機械の歯車などの素材として、幅広い産業分野に利用することができる。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．２５％以上、０．５７％以下、
   Ｓｉ：０．１０％以上、０．４５％未満、
   Ｍｎ：０．４０％以上、１．００％以下、
   Ｐ ：０．０３０％以下、
   Ｓ ：０．０９５％以下、
   Ｃｒ：１．１５％以上、１．９５％未満、
   Ｖ ：０．０５％超、０．５０％未満、
   Ａｌ：０．１００％以下、及び
   Ｎ ：０．０２５０％以下
   を含有し、Ｃｒ、Ｖが下記式（１）を満たし、残部がＦｅ及び不純物であることを特徴とする、窒化高周波焼入れ用鋼。
   １．９０≦Ｃｒ＋３Ｖ≦３．００ ・・・ 式（１）
   ただし、上記式（１）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。
2. さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０．１０％未満、
   Ｎｉ：０．０５％未満、
   Ｍｏ：０．１５％未満、
   Ｗ ：０．５０％以下、
   Ｂｉ：０．５０％以下、
   Ｃｏ：０．５０％以下、
   Ｔｉ：０．１００％以下、
   Ｎｂ：０．１００％以下、及び
   Ｂ ：０．００２０％以下
   のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の窒化高周波焼入れ用鋼。
3. さらに、質量％で、
   Ｃａ：０．００１０％以下、
   Ｍｇ：０．０１００％以下、
   Ｔｅ：０．１００％以下、
   Ｐｂ：０．０８％以下、
   Ｓｎ：０．１５０％以下、
   Ｓｂ：０．０１００％以下、及び
   ＲＥＭ：０．０１００％以下
   のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の窒化高周波焼入れ用鋼。
4. 芯部の成分が、質量％で、
   Ｃ ：０．２５％以上、０．５７％以下、
   Ｓｉ：０．１０％以上、０．４５％未満、
   Ｍｎ：０．４０％以上、１．００％以下、
   Ｐ ：０．０３０％以下、
   Ｓ ：０．０９５％以下、
   Ｃｒ：１．１５％以上、１．９５％未満、
   Ｖ ：０．０５％超、０．５０％未満、
   Ａｌ：０．１００％以下、及び
   Ｎ ：０．０２５０％以下
   を含有し、Ｃｒ、Ｖが下記式（２）を満たし、残部がＦｅ及び不純物であり、
   表層に形成された、少なくともＦｅおよびＮを含む窒素化合物層の厚さが５μｍ以下であって、
   表面から深さ０．１０ｍｍ位置のビッカース硬さが６７０ＨＶ以上であり、
   表面から深さ０．１ｍｍまでの領域における平均のＮ濃度Ｎｓが１．６０原子％以上であり、
   Ｎ濃度が０．３Ｎｓ（原子％）となる深さ位置に対して、深さ方向の前後０．０５ｍｍの領域における平均のＮ濃度ＮｈおよびＣ濃度Ｃｈが下記式（３）を満たすことを特徴とする、窒化高周波焼入れ部品。
   １．９０≦Ｃｒ＋３Ｖ≦３．００ ・・・ 式（２）
   Ｎｈ＋Ｃｈ＞１．８０ ・・・式（３）
   ただし、上記式（２）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。
5. 前記芯部の成分が、さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０．１０％未満、
   Ｎｉ：０．０５％未満、
   Ｍｏ：０．１５％未満、
   Ｗ ：０．５０％以下、
   Ｂｉ：０．５０％以下、
   Ｃｏ：０．５０％以下、
   Ｔｉ：０．１００％以下、
   Ｎｂ：０．１００％以下、及び
   Ｂ ：０．００２０％以下
   のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項４に記載の窒化高周波焼入れ部品。
6. 前記芯部の成分が、さらに、質量％で、
   Ｃａ：０．００１０％以下、
   Ｍｇ：０．０１００％以下、
   Ｔｅ：０．１００％以下、
   Ｐｂ：０．０８％以下、
   Ｓｎ：０．１５０％以下、
   Ｓｂ：０．０１００％以下、及び
   ＲＥＭ：０．０１００％以下
   のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項４または５に記載の窒化高周波焼入れ部品。

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