JP2024034952A - 窒化高周波焼入れ用鋼材及び鋼部品 - Google Patents
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Abstract
【課題】面疲労強度及び曲げ疲労強度に優れ、かつ冷間鍛造可能な窒化高周波焼入れ用鋼材及び鋼部品を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．２０～０．７０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．００～２．００％、Ｖ：０．０５～０．３５％、Ａｌ：０．０７０％以下、及びＮ：０．０２５０％以下であり、Ｃ、Ｃｒ、及びＶが下記式（１）を満たし、かつＡｌ及びＮが下記式（２）を満たし、残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有する、窒化高周波焼入れ用鋼材。１３．０≦（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃ ・・・ 式（１）０．７０≦Ａｌ／Ｎ≦２．９０ ・・・ 式（２）ただし、上記式（１）及び上記式（２）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。【選択図】なし
Description
本開示は、窒化高周波焼入れ用鋼材及び鋼部品に関する。
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、ＣＯ２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。窒化化合物層は主に、Ｆｅ２Ｎ、Ｆｅ３Ｎ（ε相）とＦｅ４Ｎ（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。
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。
また近年では、熱間鍛造におけるＣＯ２排出量削減のため、鍛造方法を熱間からＣＯ２排出量のより少ない冷間に置き換える動きも進みつつある。
特許文献１には、冷間鍛造性と冷間鍛造後の被削性に優れ、冷鍛窒化部品に高い芯部硬さ、高い表面硬さ及び深い有効硬化層深さを具備できる冷鍛窒化用鋼が開示されている。
特許文献２には、圧延後の硬さがＨｖ２００以下であって、軟窒化性と冷間鍛造性が優れた軟窒化用鋼が提案されている。
特許文献１で開示されている窒化用鋼、軟窒化用鋼では、Ａｌに対しＮの含有比率が低いため、Ａｌ系介在物が形成されやすく、曲げ疲労強度の向上に改善の余地がある。また、窒化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、及び合金窒化物の粒子分散強化である一方で、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）及び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。そのため、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。
特許文献２で開示されている軟窒化用鋼では、母材のＣ濃度が高いため窒化後の組織中にセメンタイトやＶＣ（炭化バナジウム）を生じやすく、表層における硬さを安定して得られないことがある。
本開示は上記課題を解決すべくなされたものであり、面疲労強度及び曲げ疲労強度に優れ、かつ冷間鍛造可能な窒化高周波焼入れ用鋼材及び鋼部品を提供することを目的とする。
本開示の発明者らは、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、個々の元素が窒化前の硬さや冷間鍛造性、窒化高周波焼入れ後の部品表層における硬さ、Ｎ濃度や面疲労強度、曲げ疲労強度に及ぼす影響を調査し、下記（ａ）～（ｈ）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及び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℃超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やＶＮ等の合金窒化物の析出により３００℃超における硬さが高くなることが多い。そのため、素材のＣｒ量やＶ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）しかしながら母材のＣ濃度が高いと、焼戻し時にＣｒがセメンタイトに濃化したり、粗大なＶＣを生じることで軟化抵抗が低下し、所望の面疲労強度を得られにくい。そのため、母材のＣ量に応じてＣｒ量及びＶ量を増減させることが高い面疲労強度を得るうえで重要である。
（ｅ）しかしながら、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であっても、鋼材中にＡｌ介在物が過剰に存在していれば、Ａｌ介在物が割れの起点となり得る。つまり、鋼材中にＡｌ介在物が過剰に多く残存すれば、部品の曲げ疲労強度が低下する場合がある。Ａｌは窒化物をより形成しやすい元素（強窒化物形成元素）であるため、Ａｌの含有量が鋼材中のＮ量に対し過剰に多ければ、Ａｌ介在物が存在しやすくなるため、部品の曲げ疲労強度が低下しやすい。一方、Ｎの含有量が鋼材中のＡｌ量に対し過剰に多ければ、ＡｌＮに代表される、粗大な窒化物が生成する。粗大な窒化物は、鋼部品の曲げ疲労強度を低下させる。そのため、Ａｌ及びＮの適正な含有量を見極める必要がある。
（ｆ）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０．１０ｍｍ深さにおける硬さの確保が重要である。
（ｇ）さらに、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０．１０ｍｍ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。
（ｈ）加えて、Ｎの侵入量が小さい領域では、母材（部品素材）のＣ濃度が低いと高周波焼入れ後に十分な硬さを得られず、高い面疲労強度が得られない。そのため、窒化高周波焼入れ部品の面疲労強度をさらに高めるためには、Ｎの侵入量が低い領域では母材のＣによるマルテンサイト組織の生成を活用し、硬さを確保するとよい。
本開示は、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＞
質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１．００～２．００％、
Ｖ ：０．０５～０．３５％、
Ａｌ：０．０７０％以下、及び
Ｎ ：０．０２５０％以下であり、
Ｃ、Ｃｒ、及びＶが下記式（１）を満たし、かつＡｌ及びＮが下記式（２）を満たし、残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有する、窒化高周波焼入れ用鋼材。
１３．０≦（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃ ・・・ 式（１）
０．７０≦Ａｌ／Ｎ≦２．９０ ・・・ 式（２）
ただし、上記式（１）及び上記式（２）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。
＜２＞
質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１．００～２．００％、
Ｖ ：０．０５～０．３５％、
Ａｌ：０．０７０％以下、及び
Ｎ ：０．０２５０％以下であり、
Ｃ、Ｃｒ、及びＶが下記式（１）を満たし、かつＡｌ及びＮが下記式（２）を満たし、
さらに下記Ａ群～下記Ｅ群からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有する、窒化高周波焼入れ用鋼材。
［Ａ群］Ｂｉ：０．１００％以下、
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、
Ｓｂ：０．０１００％以下、及び
Ｔｅ：０．１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｂ群］Ｍｏ：０．２５％以下、
Ｗ：０．５０％以下、及び
Ｂ：０．０１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｃ群］Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、及び
Ｃｏ：０．１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｄ群］Ｔｉ：０．１００％以下、及び
Ｎｂ：０．０５０％以下からなる群より選択される１種又は２種
［Ｅ群］Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０２０％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
１３．０≦（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃ ・・・ 式（１）
０．７０≦Ａｌ／Ｎ≦２．９０ ・・・ 式（２）
ただし、上記式（１）及び上記式（２）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。
＜３＞
前記化学組成が、前記Ａ群を含有する＜２＞に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
＜４＞
前記化学組成が、前記Ｂ群を含有する＜２＞に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
＜５＞
前記化学組成が、前記Ｃ群を含有する＜２＞に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
＜６＞
前記化学組成が、前記Ｄ群を含有する＜２＞に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
＜７＞
前記化学組成が、前記Ｅ群を含有する＜２＞に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
＜８＞
前記窒化高周波焼入れ用鋼材のビッカース硬さが２００ＨＶ未満である、＜１＞～＜７＞のいずれか１つに記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
＜９＞
芯部が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１．００～２．００％、
Ｖ ：０．０５～０．３５％、
Ａｌ：０．０７０％以下、及び
Ｎ ：０．０２５０％以下であり、
Ｃ、Ｃｒ、及びＶが下記式（１）を満たし、かつＡｌ及びＮが下記式（２）を満たし、残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有し、
表層に形成された、少なくともＦｅ及びＮを含む窒素化合物層の厚さが５μｍ以下であり、
表面から深さ０．１０ｍｍ位置でのビッカース硬さが６５０ＨＶ以上であり、
表面から深さ０．１０ｍｍまでの領域における平均のＮ濃度が１．６０原子％以上である、鋼部品。
１３．０≦（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃ ・・・ 式（１）
０．７０≦Ａｌ／Ｎ≦２．９０ ・・・ 式（２）
ただし、上記式（１）及び上記式（２）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。
＜１０＞
芯部が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１．００～２．００％、
Ｖ ：０．０５～０．３５％、
Ａｌ：０．０７０％以下、及び
Ｎ ：０．０２５０％以下であり、
Ｃ、Ｃｒ、及びＶが下記式（１）を満たし、かつＡｌ及びＮが下記式（２）を満たし、 さらに下記Ａ群～下記Ｅ群からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有し、
表層に形成された、少なくともＦｅ及びＮを含む窒素化合物層の厚さが５μｍ以下であり、
表面から深さ０．１０ｍｍ位置でのビッカース硬さが６５０ＨＶ以上であり、
表面から深さ０．１０ｍｍまでの領域における平均のＮ濃度が１．６０原子％以上である、鋼部品。
［Ａ群］Ｂｉ：０．１００％以下、
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、
Ｓｂ：０．０１００％以下、及び
Ｔｅ：０．１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｂ群］Ｍｏ：０．２５％以下、
Ｗ：０．５０％以下、及び
Ｂ：０．０１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｃ群］Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、及び
Ｃｏ：０．１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｄ群］Ｔｉ：０．１００％以下、及び
Ｎｂ：０．０５０％以下からなる群より選択される１種又は２種
［Ｅ群］Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０２０％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
１３．０≦（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃ ・・・ 式（１）
０．７０≦Ａｌ／Ｎ≦２．９０ ・・・ 式（２）
ただし、上記式（１）及び上記式（２）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。
＜１１＞
前記芯部の化学組成が、前記Ａ群を含有する＜１０＞に記載の鋼部品。
＜１２＞
前記芯部の化学組成が、前記Ｂ群を含有する＜１０＞に記載の鋼部品。
＜１３＞
前記芯部の化学組成が、前記Ｃ群を含有する＜１０＞に記載の鋼部品。
＜１４＞
前記芯部の化学組成が、前記Ｄ群を含有する＜１０＞に記載の鋼部品。
＜１５＞
前記芯部の化学組成が、前記Ｅ群を含有する＜１０＞に記載の鋼部品。
＜１＞
質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１．００～２．００％、
Ｖ ：０．０５～０．３５％、
Ａｌ：０．０７０％以下、及び
Ｎ ：０．０２５０％以下であり、
Ｃ、Ｃｒ、及びＶが下記式（１）を満たし、かつＡｌ及びＮが下記式（２）を満たし、残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有する、窒化高周波焼入れ用鋼材。
１３．０≦（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃ ・・・ 式（１）
０．７０≦Ａｌ／Ｎ≦２．９０ ・・・ 式（２）
ただし、上記式（１）及び上記式（２）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。
＜２＞
質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１．００～２．００％、
Ｖ ：０．０５～０．３５％、
Ａｌ：０．０７０％以下、及び
Ｎ ：０．０２５０％以下であり、
Ｃ、Ｃｒ、及びＶが下記式（１）を満たし、かつＡｌ及びＮが下記式（２）を満たし、
さらに下記Ａ群～下記Ｅ群からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有する、窒化高周波焼入れ用鋼材。
［Ａ群］Ｂｉ：０．１００％以下、
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、
Ｓｂ：０．０１００％以下、及び
Ｔｅ：０．１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｂ群］Ｍｏ：０．２５％以下、
Ｗ：０．５０％以下、及び
Ｂ：０．０１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｃ群］Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、及び
Ｃｏ：０．１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｄ群］Ｔｉ：０．１００％以下、及び
Ｎｂ：０．０５０％以下からなる群より選択される１種又は２種
［Ｅ群］Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０２０％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
１３．０≦（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃ ・・・ 式（１）
０．７０≦Ａｌ／Ｎ≦２．９０ ・・・ 式（２）
ただし、上記式（１）及び上記式（２）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。
＜３＞
前記化学組成が、前記Ａ群を含有する＜２＞に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
＜４＞
前記化学組成が、前記Ｂ群を含有する＜２＞に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
＜５＞
前記化学組成が、前記Ｃ群を含有する＜２＞に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
＜６＞
前記化学組成が、前記Ｄ群を含有する＜２＞に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
＜７＞
前記化学組成が、前記Ｅ群を含有する＜２＞に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
＜８＞
前記窒化高周波焼入れ用鋼材のビッカース硬さが２００ＨＶ未満である、＜１＞～＜７＞のいずれか１つに記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
＜９＞
芯部が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１．００～２．００％、
Ｖ ：０．０５～０．３５％、
Ａｌ：０．０７０％以下、及び
Ｎ ：０．０２５０％以下であり、
Ｃ、Ｃｒ、及びＶが下記式（１）を満たし、かつＡｌ及びＮが下記式（２）を満たし、残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有し、
表層に形成された、少なくともＦｅ及びＮを含む窒素化合物層の厚さが５μｍ以下であり、
表面から深さ０．１０ｍｍ位置でのビッカース硬さが６５０ＨＶ以上であり、
表面から深さ０．１０ｍｍまでの領域における平均のＮ濃度が１．６０原子％以上である、鋼部品。
１３．０≦（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃ ・・・ 式（１）
０．７０≦Ａｌ／Ｎ≦２．９０ ・・・ 式（２）
ただし、上記式（１）及び上記式（２）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。
＜１０＞
芯部が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１．００～２．００％、
Ｖ ：０．０５～０．３５％、
Ａｌ：０．０７０％以下、及び
Ｎ ：０．０２５０％以下であり、
Ｃ、Ｃｒ、及びＶが下記式（１）を満たし、かつＡｌ及びＮが下記式（２）を満たし、 さらに下記Ａ群～下記Ｅ群からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有し、
表層に形成された、少なくともＦｅ及びＮを含む窒素化合物層の厚さが５μｍ以下であり、
表面から深さ０．１０ｍｍ位置でのビッカース硬さが６５０ＨＶ以上であり、
表面から深さ０．１０ｍｍまでの領域における平均のＮ濃度が１．６０原子％以上である、鋼部品。
［Ａ群］Ｂｉ：０．１００％以下、
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、
Ｓｂ：０．０１００％以下、及び
Ｔｅ：０．１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｂ群］Ｍｏ：０．２５％以下、
Ｗ：０．５０％以下、及び
Ｂ：０．０１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｃ群］Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、及び
Ｃｏ：０．１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｄ群］Ｔｉ：０．１００％以下、及び
Ｎｂ：０．０５０％以下からなる群より選択される１種又は２種
［Ｅ群］Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０２０％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
１３．０≦（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃ ・・・ 式（１）
０．７０≦Ａｌ／Ｎ≦２．９０ ・・・ 式（２）
ただし、上記式（１）及び上記式（２）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。
＜１１＞
前記芯部の化学組成が、前記Ａ群を含有する＜１０＞に記載の鋼部品。
＜１２＞
前記芯部の化学組成が、前記Ｂ群を含有する＜１０＞に記載の鋼部品。
＜１３＞
前記芯部の化学組成が、前記Ｃ群を含有する＜１０＞に記載の鋼部品。
＜１４＞
前記芯部の化学組成が、前記Ｄ群を含有する＜１０＞に記載の鋼部品。
＜１５＞
前記芯部の化学組成が、前記Ｅ群を含有する＜１０＞に記載の鋼部品。
本開示によれば、面疲労強度及び曲げ疲労強度に優れ、かつ冷間鍛造可能な窒化高周波焼入れ用鋼材及び鋼部品を提供できる。そのため、本開示の窒化高周波焼入れ用鋼材及び鋼部品は、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、本開示の一実施形態に係る窒化高周波焼入れ用鋼材及び鋼部品について説明する。
なお、本明細書において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。ただし、「～」の前後に記載される数値に「超」又は「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値又は上限値として含まない範囲を意味する。
化学組成の元素の含有量は、元素記号に「量」を付して（例えば、Ｃ量、Ｓｉ量等）表記する場合がある。
化学組成の元素の含有量について、「％」は「質量％」を意味する。
化学組成の元素の含有量について「０～」と記載している場合は、その元素を含まなくてもよいことを意味する。
また、本明細書中に段階的に記載されている数値範囲において、ある段階的な数値範囲の上限値は、他の段階的な記載の数値範囲の上限値に置き換えてもよく、また、実施例に示されている値に置き換えてもよい。また、ある段階的な数値範囲の下限値は、他の段階的な記載の数値範囲の下限値に置き換えてもよく、また、実施例に示されている値に置き換えてもよい。
また、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
化学組成の元素の含有量は、元素記号に「量」を付して（例えば、Ｃ量、Ｓｉ量等）表記する場合がある。
化学組成の元素の含有量について、「％」は「質量％」を意味する。
化学組成の元素の含有量について「０～」と記載している場合は、その元素を含まなくてもよいことを意味する。
また、本明細書中に段階的に記載されている数値範囲において、ある段階的な数値範囲の上限値は、他の段階的な記載の数値範囲の上限値に置き換えてもよく、また、実施例に示されている値に置き換えてもよい。また、ある段階的な数値範囲の下限値は、他の段階的な記載の数値範囲の下限値に置き換えてもよく、また、実施例に示されている値に置き換えてもよい。
また、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
以下、本開示に係る窒化高周波焼入れ用鋼材及び鋼部品について説明する。なお、本明細書において、本開示に係る窒化高周波焼入れ用鋼材を「窒化高周波焼入れ用鋼」又は単に「鋼材」と称し、本開示に係る鋼部品を単に「部品」と称する場合がある。また、鋼材に窒化高周波焼入れ処理（窒化処理及び高周波焼き入れ処理）して得られた部品を「窒化高周波焼入れ部品」と称する場合がある。
なお、本開示に係る鋼部品は、例えば、本開示に係る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を指す。すなわち、芯部とは、窒化処理及び高周波焼入れ処理を経たにも関わらず、化学組成の変動がなく、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化学組成（単に「組成」と称する場合がある。）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以上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、及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、窒化処理及び高周波焼入れ処理の影響によって、化学組成又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。
なお、本開示に係る鋼部品は、例えば、本開示に係る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を指す。すなわち、芯部とは、窒化処理及び高周波焼入れ処理を経たにも関わらず、化学組成の変動がなく、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化学組成（単に「組成」と称する場合がある。）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以上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、及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、窒化処理及び高周波焼入れ処理の影響によって、化学組成又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。
まず、本開示の窒化高周波焼入れ用鋼材について説明する。
［化学組成］
本開示の窒化高周波焼入れ用鋼の化学組成（成分元素）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。
本開示の窒化高周波焼入れ用鋼の化学組成（成分元素）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：０．０５％～０．２０％］
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０．０５％未満では、前記の効果が不十分である。また、Ｃの含有量が０．２０％を超えると、部品素材となる棒鋼、線材などの鋼材の硬さが高くなりすぎるため、冷間鍛造性が大きく低下する。したがって、鋼材のＣ含有量を０．０５～０．２０％とする。
なお、好ましくは、Ｃ含有量を０．０７％以上、もしくは０．１０％以上としてもよい。また同様に、好ましくは、Ｃ含有量を０．１８％以下、０．１６％以下としてもよい。
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０．０５％未満では、前記の効果が不十分である。また、Ｃの含有量が０．２０％を超えると、部品素材となる棒鋼、線材などの鋼材の硬さが高くなりすぎるため、冷間鍛造性が大きく低下する。したがって、鋼材のＣ含有量を０．０５～０．２０％とする。
なお、好ましくは、Ｃ含有量を０．０７％以上、もしくは０．１０％以上としてもよい。また同様に、好ましくは、Ｃ含有量を０．１８％以下、０．１６％以下としてもよい。
［Ｓｉ：０．０５％～０．３０％］
Ｓｉは、焼入れ性を高める効果を有する。さらにＳｉは、４００℃程度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は０．０５％以上を含有する。一方、Ｓｉの含有量が過度に高いと、部品素材となる棒鋼、線材などの鋼材の硬さが高くなりすぎるため、冷間鍛造性が大きく低下する。したがって、鋼材のＳｉ含有量を０．０５～０．３０％とする。
なお、好ましくは、Ｓｉ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、好ましくは、Ｓｉ含有量を０．２５％以下、もしくは０．２０％以下としてもよい。
Ｓｉは、焼入れ性を高める効果を有する。さらにＳｉは、４００℃程度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は０．０５％以上を含有する。一方、Ｓｉの含有量が過度に高いと、部品素材となる棒鋼、線材などの鋼材の硬さが高くなりすぎるため、冷間鍛造性が大きく低下する。したがって、鋼材のＳｉ含有量を０．０５～０．３０％とする。
なお、好ましくは、Ｓｉ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、好ましくは、Ｓｉ含有量を０．２５％以下、もしくは０．２０％以下としてもよい。
［Ｍｎ：０．２０％～０．７０％］
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。また、４００℃程度の焼戻し時に、高Ｎ濃度のマルテンサイト組織中のＮと結合し微細なＭｎ３Ｎ２を析出させ軟化抵抗を発現させる元素である。しかしながら、その含有量が０．２０％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が０．７０％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、線材などの鋼材の硬さが高くなりすぎるため、冷間鍛造性が大きく低下する。したがって、鋼材のＭｎ含有量を０．２０％～０．７０％とする。
なお、好ましくは、Ｍｎ含有量を０．３０％以上、もしくは０．４０％以上としてもよい。また同様に、好ましくは、Ｍｎ含有量を０．６０％以下、もしくは０．５０％以下としてもよい。
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。また、４００℃程度の焼戻し時に、高Ｎ濃度のマルテンサイト組織中のＮと結合し微細なＭｎ３Ｎ２を析出させ軟化抵抗を発現させる元素である。しかしながら、その含有量が０．２０％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が０．７０％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、線材などの鋼材の硬さが高くなりすぎるため、冷間鍛造性が大きく低下する。したがって、鋼材のＭｎ含有量を０．２０％～０．７０％とする。
なお、好ましくは、Ｍｎ含有量を０．３０％以上、もしくは０．４０％以上としてもよい。また同様に、好ましくは、Ｍｎ含有量を０．６０％以下、もしくは０．５０％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０．０２５％、０．０２０％、０．０１５％、もしくは０．０１０％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。
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０．０２５％、０．０２０％、０．０１５％、もしくは０．０１０％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：０．０３０％以下］
Ｓは不純物であって、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成させる元素であり、過度に含有させると曲げ疲労強度を低下させる場合があるので、Ｓ含有量は０．０３０％以下にする。Ｓ含有量はできるだけ少ない方が好ましい。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２５％、０．０２０％、０．０１５％、もしくは０．０１０％にするとよい。Ｓの含有量は望ましくは０％でもよいが、精錬の経済性を考慮し、Ｓ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は不純物であって、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成させる元素であり、過度に含有させると曲げ疲労強度を低下させる場合があるので、Ｓ含有量は０．０３０％以下にする。Ｓ含有量はできるだけ少ない方が好ましい。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２５％、０．０２０％、０．０１５％、もしくは０．０１０％にするとよい。Ｓの含有量は望ましくは０％でもよいが、精錬の経済性を考慮し、Ｓ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。
［Ｃｒ：１．００～２．００％］
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）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面疲労強度を向上させる元素である。しかしながら、その含有量が１．００％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が２．００％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、線材などの鋼材の硬さが高くなりすぎるため、冷間鍛造性が大きく低下する。したがって、鋼材のＣｒ含有量を１．００％～２．００％とする。
なお、好ましくは、Ｃｒ含有量を１．１０％以上、もしくは１．２０％以上としてもよい。また同様に、好ましくは、Ｃｒ含有量を１．９０％以下、もしくは１．８０％以下としてもよい。
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）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面疲労強度を向上させる元素である。しかしながら、その含有量が１．００％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が２．００％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、線材などの鋼材の硬さが高くなりすぎるため、冷間鍛造性が大きく低下する。したがって、鋼材のＣｒ含有量を１．００％～２．００％とする。
なお、好ましくは、Ｃｒ含有量を１．１０％以上、もしくは１．２０％以上としてもよい。また同様に、好ましくは、Ｃｒ含有量を１．９０％以下、もしくは１．８０％以下としてもよい。
［Ｖ：０．０５～０．３５％］
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）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面疲労強度を向上させる元素である。しかしながら、その含有量が０．０５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｖの含有量が０．３５％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、線材などの鋼材の硬さが高くなりすぎるため、冷間鍛造性が大きく低下する。したがって、鋼材のＶ含有量を０．０５％～０．３５％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、好ましくは、Ｖ含有量を０．３３％以下、０．３０％以下、０．２５％以下、もしくは０．２３％以下としてもよい。
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）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面疲労強度を向上させる元素である。しかしながら、その含有量が０．０５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｖの含有量が０．３５％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、線材などの鋼材の硬さが高くなりすぎるため、冷間鍛造性が大きく低下する。したがって、鋼材のＶ含有量を０．０５％～０．３５％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、好ましくは、Ｖ含有量を０．３３％以下、０．３０％以下、０．２５％以下、もしくは０．２３％以下としてもよい。
［Ａｌ：０．０７０％以下］
Ａｌは、脱酸元素である。加えて、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０．０７０％以下にするとよい。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０．０６０％、もしくは０．０５０％にするとよい。
Ａｌは、脱酸元素である。加えて、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０．０７０％以下にするとよい。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０．０６０％、もしくは０．０５０％にするとよい。
［Ｎ：０．０２５０％以下］
Ｎ（窒素）は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ａｌのそれぞれと結合してＭｎ３Ｎ２、ＣｒＮ、ＶＮ、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。
Ｎ（窒素）は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ａｌのそれぞれと結合してＭｎ３Ｎ２、ＣｒＮ、ＶＮ、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。
［１３．０≦（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃ ・・・式（１）］
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。
上述の通り、Ｃｒ及びＶはいずれも、ＣｒＮやＶＮ等の合金窒化物の析出により３００℃超における硬さを高める元素であるため、素材のＣｒ量及びＶ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。しかしながら母材のＣ濃度が高いと、焼戻し時にＣｒがセメンタイトに濃化したり、粗大なＶＣを生じることで軟化抵抗が低下し、所望の面疲労強度を得られにくい。そのため、母材のＣ量に応じてＣｒ量及びＶ量を増減させることが高い面疲労強度を得るうえで重要である。本開示では、鋼材の組成において、Ｃ、Ｃｒ及びＶに関する上記式（１）を満足する組成に規定する。具体的には、上記式（１）における（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃが１３．０以上であれば、面疲労強度を安定して高めることができる。（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃが１３．０に満たないと、面疲労強度を確保できない。好ましくは、（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃの下限を１４．０としてもよく、さらに好ましくは下限を１５．０としてもよい。上限について規定はないが、合金コスト低減の観点から、好ましくは４０．０としてもよく、さらに好ましくは、２５．０としてもよい。
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。
上述の通り、Ｃｒ及びＶはいずれも、ＣｒＮやＶＮ等の合金窒化物の析出により３００℃超における硬さを高める元素であるため、素材のＣｒ量及びＶ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。しかしながら母材のＣ濃度が高いと、焼戻し時にＣｒがセメンタイトに濃化したり、粗大なＶＣを生じることで軟化抵抗が低下し、所望の面疲労強度を得られにくい。そのため、母材のＣ量に応じてＣｒ量及びＶ量を増減させることが高い面疲労強度を得るうえで重要である。本開示では、鋼材の組成において、Ｃ、Ｃｒ及びＶに関する上記式（１）を満足する組成に規定する。具体的には、上記式（１）における（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃが１３．０以上であれば、面疲労強度を安定して高めることができる。（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃが１３．０に満たないと、面疲労強度を確保できない。好ましくは、（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃの下限を１４．０としてもよく、さらに好ましくは下限を１５．０としてもよい。上限について規定はないが、合金コスト低減の観点から、好ましくは４０．０としてもよく、さらに好ましくは、２５．０としてもよい。
［０．７０≦Ａｌ／Ｎ≦２．９０ ・・・式（２）］
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。
化学組成中のＡｌ含有量及びＮ含有量が上述の範囲内であっても、鋼材中に粗大なＡｌ介在物やＡｌＮが存在し、これらが曲げ疲労における割れの起点となる場合がある。
Ａｌは窒化物をより形成しやすい元素（強窒化物形成元素）であるため、Ａｌの含有量が鋼材中のＮ量に対し過剰に多ければ、Ａｌ介在物が存在しやすくなるため、部品の曲げ疲労強度が低下しやすい。一方、Ｎの含有量が鋼材中のＡｌ量に対し過剰に多ければ、ＡｌＮに代表される、粗大な窒化物が生成する。粗大な窒化物も同様に、部品の曲げ疲労強度を低下させる。そのため、Ａｌ及びＮの適正な含有量を見極める必要がある。本開示では、鋼材の組成において、Ａｌ及びＮに関する上記式（２）を満足する組成に規定する。具体的には、上記式（２）におけるＡｌ／Ｎが０．７０以上２．９０以下であれば、曲げ疲労強度を安定して高めることができる。Ａｌ／Ｎが０．７０未満もしくは２．９０超であると、部品の曲げ疲労強度を確保できない。好ましくは、Ａｌ／Ｎの下限を０．９０、上限を２．７０としてもよく、さらに好ましくは下限を１．１０、上限を２．５０としてもよい。
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。
化学組成中のＡｌ含有量及びＮ含有量が上述の範囲内であっても、鋼材中に粗大なＡｌ介在物やＡｌＮが存在し、これらが曲げ疲労における割れの起点となる場合がある。
Ａｌは窒化物をより形成しやすい元素（強窒化物形成元素）であるため、Ａｌの含有量が鋼材中のＮ量に対し過剰に多ければ、Ａｌ介在物が存在しやすくなるため、部品の曲げ疲労強度が低下しやすい。一方、Ｎの含有量が鋼材中のＡｌ量に対し過剰に多ければ、ＡｌＮに代表される、粗大な窒化物が生成する。粗大な窒化物も同様に、部品の曲げ疲労強度を低下させる。そのため、Ａｌ及びＮの適正な含有量を見極める必要がある。本開示では、鋼材の組成において、Ａｌ及びＮに関する上記式（２）を満足する組成に規定する。具体的には、上記式（２）におけるＡｌ／Ｎが０．７０以上２．９０以下であれば、曲げ疲労強度を安定して高めることができる。Ａｌ／Ｎが０．７０未満もしくは２．９０超であると、部品の曲げ疲労強度を確保できない。好ましくは、Ａｌ／Ｎの下限を０．９０、上限を２．７０としてもよく、さらに好ましくは下限を１．１０、上限を２．５０としてもよい。
本開示の窒化高周波焼入れ用鋼の化学組成において、上記元素の他の残部は、基本的にＦｅ及び不純物からなる。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、本開示に係る窒化高周波焼入れ用鋼及び鋼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。
本開示の鋼材、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、本開示の鋼材は、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、本開示に係る鋼材及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：０．５０％以下］
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０．４５％以下にするとよい。
Ｃｕを含有する場合、好ましくはＣｕ含有量を０．０５％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、好ましくは、Ｃｕ含有量を０．４０％以下、０．３５％以下、０．３０％以下、もしくは０．２５％以下にするとよい。
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０．４５％以下にするとよい。
Ｃｕを含有する場合、好ましくはＣｕ含有量を０．０５％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、好ましくは、Ｃｕ含有量を０．４０％以下、０．３５％以下、０．３０％以下、もしくは０．２５％以下にするとよい。
［Ｎｉ：０．５０％以下］
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０．４５％以下にするとよい。
Ｎｉを含有する場合、好ましくはＮｉ含有量を０．０５％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、好ましくは、Ｎｉ含有量を０．４０％以下、０．３５％以下、０．３０％以下、もしくは０．２５％以下にするとよい。
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０．４５％以下にするとよい。
Ｎｉを含有する場合、好ましくはＮｉ含有量を０．０５％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、好ましくは、Ｎｉ含有量を０．４０％以下、０．３５％以下、０．３０％以下、もしくは０．２５％以下にするとよい。
［Ｍｏ：０．２５％以下］
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Ｍｏ２Ｎ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０．２５％以下にするとよい。
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、好ましくは、Ｍｏ含有量を０．２０％以下、もしくは０．１５％以下にするとよい。
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Ｍｏ２Ｎ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０．２５％以下にするとよい。
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、好ましくは、Ｍｏ含有量を０．２０％以下、もしくは０．１５％以下にするとよい。
［Ｗ：０．５０％以下］
Ｗは、焼入れ性を高める効果を有し、鋼の強度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、好ましくは、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。
Ｗは、焼入れ性を高める効果を有し、鋼の強度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、好ましくは、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：０．１００％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０．００１％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０．１００％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０．００５％以上、０．０１０％以上、もしくは０．０１５％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、Ｂｉ含有量を０．０９０％以下、０．０８０％以下、０．０７０%以下、もしくは０．０６０％以下にしてもよい。
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０．００１％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０．１００％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０．００５％以上、０．０１０％以上、もしくは０．０１５％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、Ｂｉ含有量を０．０９０％以下、０．０８０％以下、０．０７０%以下、もしくは０．０６０％以下にしてもよい。
［Ｃｏ：０．１００％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０．００１％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０．１００％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０．００５％以上、０．０１０％以上、もしくは０．０１５％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、Ｃｏ含有量を０．０９０％以下、０．０８０％以下、０．０７０%以下、もしくは０．０６０％以下にしてもよい。
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０．００１％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０．１００％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０．００５％以上、０．０１０％以上、もしくは０．０１５％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、Ｃｏ含有量を０．０９０％以下、０．０８０％以下、０．０７０%以下、もしくは０．０６０％以下にしてもよい。
［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０．００１％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０．００５％以上、又は０．０１０％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、Ｔｉ含有量を０．０９０％以下、又は０．０８０％以下にするとよい。
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０．００１％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０．００５％以上、又は０．０１０％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、Ｔｉ含有量を０．０９０％以下、又は０．０８０％以下にするとよい。
［Ｎｂ：０．０５０％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０．０５０％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、又は０．０１５％にするとよい。また同様に、好ましくは、Ｎｂ含有量を０．０４０％以下、又は０．０３５％以下にするとよい。
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０．０５０％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、又は０．０１５％にするとよい。また同様に、好ましくは、Ｎｂ含有量を０．０４０％以下、又は０．０３５％以下にするとよい。
［Ｂ：０．０１００％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０．０１００％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、好ましくは、Ｂ含有量を０．００５０％以下にするとよい。
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０．０１００％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、好ましくは、Ｂ含有量を０．００５０％以下にするとよい。
［Ｃａ：０．０１００％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０．００１０％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０．０１００％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０．００２０％以上、又は０．００３０％以上、もしくは０．００４０％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、Ｃａ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。
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０．００１０％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０．０１００％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０．００２０％以上、又は０．００３０％以上、もしくは０．００４０％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、Ｃａ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。
［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、又は０．００３０％以上、もしくは０．００４０％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、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。
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、又は０．００３０％以上、もしくは０．００４０％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、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、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。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、又は０．０３０％以上、もしくは０．０４０％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、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。
Ｔｅ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。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、又は０．０３０％以上、もしくは０．０４０％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、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：０．０９％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０．０９％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０．０８％以下、０．０７％以下、０．０６％以下、もしくは０．０５％以下にすることが好ましい。
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０．０９％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０．０８％以下、０．０７％以下、０．０６％以下、もしくは０．０５％以下にすることが好ましい。
［Ｓｎ：０．１００％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０．００１％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０．１００％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０．００５％以上、又は０．０１０％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、Ｓｎ含有量を０．０９０％以下、又は０．０８０％以下にするとよい。
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０．００１％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０．１００％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０．００５％以上、又は０．０１０％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、Ｓｎ含有量を０．０９０％以下、又は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０．００５０％以上、又は０．００６０％以上としてもよい。また同様に、好ましくは、Ｓｂ含有量を０．００９０％以下、又は０．００８０％以下にするとよい。
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０．００５０％以上、又は０．００６０％以上としてもよい。また同様に、好ましくは、Ｓｂ含有量を０．００９０％以下、又は０．００８０％以下にするとよい。
［ＲＥＭ：０．０２０％以下］
ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指す。また本開示でいう「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（希土類元素）は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指す。また本開示でいう「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０．００１％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０．０２０％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０．００２％以上、０．００３％以上、もしくは０．００４％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、ＲＥＭ含有量を０．０１８％以下、０．０１６％以下、もしくは０．０１４％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０．００２％以上、０．００３％以上、もしくは０．００４％以上にするとよい。また同様に、好ましくは、ＲＥＭ含有量を０．０１８％以下、０．０１６％以下、もしくは０．０１４％以下にするとよい。
上記任意元素については、作用効果の観点から下記Ａ群～Ｅ群に分けることができる。本開示の鋼材は、これらの群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
［Ａ群］工具の長寿命化
Ｂｉ：０．１００％以下、
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、
Ｓｂ：０．０１００％以下、及び
Ｔｅ：０．１００％以下
［Ｂ群］焼入れ性向上、高強度化
Ｍｏ：０．２５％以下、
Ｗ：０．５０％以下、及び
Ｂ：０．０１００％以下
［Ｃ群］固溶強化により芯部硬さの向上
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、及び
Ｃｏ：０．１００％以下
［Ｄ群］化合物形成による表面硬さの向上
Ｔｉ：０．１００％以下、及び
Ｎｂ：０．０５０％以下
［Ｅ群］ＭｎＳを微細化して面疲労強度の向上
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０２０％以下
［Ａ群］工具の長寿命化
Ｂｉ：０．１００％以下、
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、
Ｓｂ：０．０１００％以下、及び
Ｔｅ：０．１００％以下
［Ｂ群］焼入れ性向上、高強度化
Ｍｏ：０．２５％以下、
Ｗ：０．５０％以下、及び
Ｂ：０．０１００％以下
［Ｃ群］固溶強化により芯部硬さの向上
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、及び
Ｃｏ：０．１００％以下
［Ｄ群］化合物形成による表面硬さの向上
Ｔｉ：０．１００％以下、及び
Ｎｂ：０．０５０％以下
［Ｅ群］ＭｎＳを微細化して面疲労強度の向上
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０２０％以下
［窒化高周波焼入れ用鋼材のビッカース硬さ（冷間鍛造前、窒化前の硬さ）］
本開示に係る鋼材の硬さとは、窒化前もしくは冷間加工前の硬さを指す。冷間加工前の母材を、加工方向（圧延或いは鍛造方向）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、試験力１．９６Ｎで測定した表面より１ｍｍまでの領域を除く任意の１０点におけるビッカース硬さの平均値を指す。
この窒化前硬さは、部品の冷間鍛造性に影響を及ぼし、窒化前硬さが２００ＨＶ未満であれば、冷間鍛造性が良好である。一方で、窒化前硬さが２００ＨＶ以上であれば、部品の冷間鍛造性が低下する。そのため、冷間鍛造前の硬さを２００ＨＶ未満とすることが好ましい。冷間鍛造前の硬さは１９０ＨＶ以下であることがより好ましく、さらに好ましくは１８０ＨＶ以下であるとよい。
本開示に係る鋼材の硬さとは、窒化前もしくは冷間加工前の硬さを指す。冷間加工前の母材を、加工方向（圧延或いは鍛造方向）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、試験力１．９６Ｎで測定した表面より１ｍｍまでの領域を除く任意の１０点におけるビッカース硬さの平均値を指す。
この窒化前硬さは、部品の冷間鍛造性に影響を及ぼし、窒化前硬さが２００ＨＶ未満であれば、冷間鍛造性が良好である。一方で、窒化前硬さが２００ＨＶ以上であれば、部品の冷間鍛造性が低下する。そのため、冷間鍛造前の硬さを２００ＨＶ未満とすることが好ましい。冷間鍛造前の硬さは１９０ＨＶ以下であることがより好ましく、さらに好ましくは１８０ＨＶ以下であるとよい。
なお、鋼材の形状は、特に限定されず、例えば、棒鋼、線材、鋼板などが挙げられる。
次に、本開示の鋼部品の一例である窒化高周波焼入れ部品について説明する。
［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及びＮを含む窒素化合物が存在する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、Ｆｅ３Ｎ及びＦｅ４Ｎを主な構成相とする化合物層であり、他に、Ｆｅ、Ｎ、及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化化合物層は、高周波焼入れ処置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、これが割れの起点になることで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、良好な面疲労強度が得られる。高周波焼入れ後の窒素化合物層は、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。
部品表層において、少なくともＦｅ及びＮを含む窒素化合物が存在する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、Ｆｅ３Ｎ及びＦｅ４Ｎを主な構成相とする化合物層であり、他に、Ｆｅ、Ｎ、及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化化合物層は、高周波焼入れ処置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、これが割れの起点になることで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、良好な面疲労強度が得られる。高周波焼入れ後の窒素化合物層は、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６５０ＨＶ以上とする。この表層硬さは、部品の面疲労強度や曲げ疲労強度に影響を及ぼす。表層硬さが６５０ＨＶ以上であれば、面疲労強度や曲げ疲労強度が良好である。一方で、表層硬さが６５０ＨＶ未満であると、部品の面疲労強度や曲げ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６５０ＨＶ以上とする。表層硬さの好ましい下限は、６７０ＨＶであり、さらに好ましくは６９０ＨＶである。なお本開示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、本開示で「表面から深さ０．１０ｍｍ位置」は、硬化層内に位置する。
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６５０ＨＶ以上とする。この表層硬さは、部品の面疲労強度や曲げ疲労強度に影響を及ぼす。表層硬さが６５０ＨＶ以上であれば、面疲労強度や曲げ疲労強度が良好である。一方で、表層硬さが６５０ＨＶ未満であると、部品の面疲労強度や曲げ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６５０ＨＶ以上とする。表層硬さの好ましい下限は、６７０ＨＶであり、さらに好ましくは６９０ＨＶである。なお本開示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、本開示で「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０．１０ｍｍまでの領域における平均のＮ濃度（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０．１０ｍｍ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（例えば、ＥＰＭＡ：電子線マイクロアナライザ）によって測定したＮの含有量（原子％）を指す。
部品において、表面から深さ０．１０ｍｍまでの領域における平均のＮ濃度（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０．１０ｍｍ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（例えば、ＥＰＭＡ：電子線マイクロアナライザ）によって測定したＮの含有量（原子％）を指す。
このＮ濃度は、部品の高温硬さ及び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％であり、さらに好ましくは２．００原子％である。Ｎｓの上限は特に限定せず、５．００原子％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。
［窒化高周波焼入れ用鋼材の製造方法］
本開示に係る窒化高周波焼入れ用鋼材の製造方法の一態様について説明する。ただし、本開示に係る窒化高周波焼入れ用鋼の製造方法は、この態様に限定されることはない。
本開示に係る窒化高周波焼入れ用鋼材の製造方法の一態様について説明する。ただし、本開示に係る窒化高周波焼入れ用鋼の製造方法は、この態様に限定されることはない。
本開示の鋼材の製造方法の一例は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材を熱間加工して鋼材を製造する工程（熱間加工工程）とを備える。以下、各工程について説明する。
［素材準備工程］
素材準備工程では、本開示の鋼材の素材を準備する。具体的には、化学組成中の各元素含有量が本開示の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たす溶鋼を製造する。精錬方法は特に限定されず、周知の方法を用いればよい。例えば、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉での精錬（一次精錬）を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、周知の二次精錬を実施する。二次精錬において、成分調整の合金元素の添加を実施して、各元素含有量が本開示の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する溶鋼を製造する。
素材準備工程では、本開示の鋼材の素材を準備する。具体的には、化学組成中の各元素含有量が本開示の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たす溶鋼を製造する。精錬方法は特に限定されず、周知の方法を用いればよい。例えば、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉での精錬（一次精錬）を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、周知の二次精錬を実施する。二次精錬において、成分調整の合金元素の添加を実施して、各元素含有量が本開示の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する溶鋼を製造する。
上述の精錬方法により製造された溶鋼を用いて、周知の鋳造法により鋼材の素材を製造する。例えば、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。また、溶鋼を用いて連続鋳造法によりブルームを製造してもよい。以上の方法により、鋼材の素材（インゴット又はブルーム）を製造する。
［熱間加工工程］
熱間加工工程では、素材準備工程にて準備された素材（インゴット又はブルーム）に対して、熱間加工を実施して、本開示の鋼材（例えば、棒鋼）を製造する。熱間加工方法は、熱間鍛造でもよいし、熱間圧延でもよい。以下の説明では、熱間加工が熱間圧延である場合について説明する。この場合、熱間加工工程は例えば、分塊圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。
熱間加工工程では、素材準備工程にて準備された素材（インゴット又はブルーム）に対して、熱間加工を実施して、本開示の鋼材（例えば、棒鋼）を製造する。熱間加工方法は、熱間鍛造でもよいし、熱間圧延でもよい。以下の説明では、熱間加工が熱間圧延である場合について説明する。この場合、熱間加工工程は例えば、分塊圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。
（分塊圧延工程）
分塊圧延工程では、素材を熱間圧延してビレットを製造する。具体的には、分塊圧延工程では、分塊圧延機により素材に対して熱間圧延（分塊圧延）を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が配置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。分塊圧延工程での加熱温度は周知の範囲で足りる。加熱温度は例えば、１０００～１３００℃である。
分塊圧延工程では、素材を熱間圧延してビレットを製造する。具体的には、分塊圧延工程では、分塊圧延機により素材に対して熱間圧延（分塊圧延）を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が配置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。分塊圧延工程での加熱温度は周知の範囲で足りる。加熱温度は例えば、１０００～１３００℃である。
（仕上げ圧延工程）
仕上げ圧延工程では、分塊圧延工程で製造されたビレットに対して連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、鋼材（例えば、棒鋼）を製造する。仕上げ圧延工程での加熱温度は周知の温度で足りる。加熱温度は例えば９００～１２５０℃である。熱間圧延後の鋼材は常温まで冷却される。冷却方法は特に限定されないが、例えば、放冷である。
仕上げ圧延工程では、分塊圧延工程で製造されたビレットに対して連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、鋼材（例えば、棒鋼）を製造する。仕上げ圧延工程での加熱温度は周知の温度で足りる。加熱温度は例えば９００～１２５０℃である。熱間圧延後の鋼材は常温まで冷却される。冷却方法は特に限定されないが、例えば、放冷である。
以上の製造方法により、本開示の鋼材が製造される。なお、上述の製造方法は、本開示の鋼材を製造するための製造方法の一例である。したがって、上述の製造方法以外の他の方法により、本開示の鋼材を製造してもよい。つまり、化学組成中の各元素含有量が本開示の範囲内であり、式（１）及び式（２）を満たす鋼材であれば、製造方法は限定されない。
上述の製造方法の一例では、素材準備工程を実施した後、熱間加工工程を実施している。しかしながら、本開示の鋼材の製造方法は、素材準備工程を実施した後、熱間加工工程を実施しなくてもよい。つまり、本開示の鋼材は、鋳造材（インゴット又はブルーム、ビレット）であってもよい。
また、素材準備工程後の鋼材、又は、熱間加工工程後の鋼材に対して、周知の焼準処理、及び／又は、周知の球状化焼鈍を実施してもよい。球状化焼鈍では例えば、焼鈍温度を７００～７８０℃とし、焼鈍温度での保持時間を２～８時間とする。さらに、焼鈍温度から６５０℃までの冷却時間を４時間以上（好ましくは８時間以下）とする。その後、放冷する。
熱間加工後もしくは焼準処理及び焼鈍処理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２００ＨＶ未満であることが好ましい。
熱間加工後もしくは焼準処理及び焼鈍処理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２００ＨＶ未満であることが好ましい。
［鋼部品の製造方法］
本開示の鋼部品の製造方法の一例を説明する。以降に説明する鋼部品の製造方法は、本開示の鋼材を素材として用いて鋼部品を製造するための一例である。したがって、上述の構成を有する鋼部品は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本開示の鋼部品の製造方法の好ましい一例である。
本開示の鋼部品の製造方法の一例を説明する。以降に説明する鋼部品の製造方法は、本開示の鋼材を素材として用いて鋼部品を製造するための一例である。したがって、上述の構成を有する鋼部品は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本開示の鋼部品の製造方法の好ましい一例である。
鋼部品の製造方法は、冷間加工工程と、機械加工工程と、熱処理工程とを備える。冷間加工工程前に、熱間加工工程を実施してもよい。
［熱間加工工程］
熱間加工工程が実施される場合、本開示の鋼材に対して熱間加工を実施する。熱間加工は例えば、周知の熱間鍛造である。熱間加工工程での加熱温度は例えば、１０００～１３００℃である。熱間加工後の鋼材は放冷（空冷）される。
熱間加工工程が実施される場合、本開示の鋼材に対して熱間加工を実施する。熱間加工は例えば、周知の熱間鍛造である。熱間加工工程での加熱温度は例えば、１０００～１３００℃である。熱間加工後の鋼材は放冷（空冷）される。
［冷間加工工程］
本開示の鋼材に対して周知の焼ならしや球状化焼鈍（上記参照）を実施した後、もしくは前述の熱間加工工程後、冷間加工を実施して、所定の形状に成形して中間品を製造する。冷間加工は、例えば、冷間鍛造である。冷間加工の条件は特に制限されない。
本開示の鋼材に対して周知の焼ならしや球状化焼鈍（上記参照）を実施した後、もしくは前述の熱間加工工程後、冷間加工を実施して、所定の形状に成形して中間品を製造する。冷間加工は、例えば、冷間鍛造である。冷間加工の条件は特に制限されない。
［機械加工工程］
冷間加工工程後の中間品に対し、さらに機械加工を実施してもよい。機械加工工程が実施される場合、冷間加工後の中間品に対して、機械加工を実施して、所定形状に成形する。機械加工を実施することにより、熱間加工工程又は冷間加工工程だけでは困難な、精密形状を鋼部品に付与することができる。機械加工は例えば、切削や穿孔である。部品が歯車の場合には、例えば、ブローチ加工等により加工する。
冷間加工工程後の中間品に対し、さらに機械加工を実施してもよい。機械加工工程が実施される場合、冷間加工後の中間品に対して、機械加工を実施して、所定形状に成形する。機械加工を実施することにより、熱間加工工程又は冷間加工工程だけでは困難な、精密形状を鋼部品に付与することができる。機械加工は例えば、切削や穿孔である。部品が歯車の場合には、例えば、ブローチ加工等により加工する。
［窒化処理］
冷間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。
本開示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、ＮＨ３のみであってもよいし、ＮＨ３に加え、Ｎ２、Ｈ２、ＣＯ２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。
冷間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。
本開示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、ＮＨ３のみであってもよいし、ＮＨ３に加え、Ｎ２、Ｈ２、ＣＯ２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ＫＮ（ａｔｍ－１／２）が０．１５以上０．４０以下の範囲で施すとよい。
ＫＮ＝ＰＮＨ３／ＰＨ２ ３／２・・・ 式（３）
ここで、式（３）中のＰＮＨ３は、雰囲気ガスのＮＨ３分圧［ａｔｍ］であり、ＰＨ２は雰囲気ガスのＨ２分圧［ａｔｍ］である。
ＫＮ＝ＰＮＨ３／ＰＨ２ ３／２・・・ 式（３）
ここで、式（３）中のＰＮＨ３は、雰囲気ガスのＮＨ３分圧［ａｔｍ］であり、ＰＨ２は雰囲気ガスのＨ２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、さらに固溶Ｓｉにより炭窒化物の凝集粗大化が抑制されることで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１０秒以下とするとよい。
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、さらに固溶Ｓｉにより炭窒化物の凝集粗大化が抑制されることで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１０秒以下とするとよい。
［焼戻し処理］
本開示に係る鋼部品は、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。
本開示に係る鋼部品は、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、本開示の窒化高周波焼入れ用鋼材及び本開示の鋼部品の代表例（一実施形態）として窒化高周波焼入れ部品について説明したが、本開示によれば、面疲労強度及び曲げ疲労強度に優れ、かつ冷間鍛造可能な窒化高周波焼入れ用鋼材及び鋼部品を提供できる。そのため、本開示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、実施例により本開示の窒化高周波焼入れ用鋼材及び鋼部品の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本開示の窒化高周波焼入れ用鋼材及び鋼部品の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本開示の窒化高周波焼入れ用鋼材及び鋼部品はこの一条件例に限定されない。
［鋼材の製造］
表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。化学成分の残部はＦｅおよび不純物を示す。空欄は合金元素を意図的に添加しないことを示す。下線は本発明の範囲外であることを示す。
表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。化学成分の残部はＦｅおよび不純物を示す。空欄は合金元素を意図的に添加しないことを示す。下線は本発明の範囲外であることを示す。
表１の溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットを製造した。インゴットの長手方向に垂直な断面は１８０ｍｍ×１８０ｍｍの矩形であった。製造したインゴットを常温まで放冷した。なお、表１における下線は、本開示の範囲外の組成であることを示す。空欄は、対応する元素含有量が、実施形態に規定の有効数字（最小桁までの数値）において、０％であることを意味する。
得られたインゴットを１２００℃で２時間加熱した。加熱後のインゴットに対して熱間加工（熱間鍛伸）を実施して、直径４０ｍｍ、長さ１０００ｍｍの鋼材（棒鋼）を製造した。熱間加工後の鋼材を常温まで放冷した。放冷後の鋼材に対して、焼準処理を実施した。焼準処理での処理温度は９２５℃とし、処理温度での保持時間は９０分であった。保持時間経過後の鋼材を放冷した。放冷時の鋼材の冷却速度は０．３～０．９℃／秒であった。焼準処理後の鋼材に対して、球状化焼鈍を実施した。球状化焼鈍での処理温度は７６０℃とし、３０分加熱後に処理温度を７００℃にした後、２時間保持した。その後６５０℃まで炉内で徐冷した後、放冷することにより、各試験番号の鋼材（棒鋼）を製造した。
［鋼部品試験片の製造］
（１）円柱試験片
製造された各試験番号の鋼材（棒鋼）を用いて、直径１４ｍｍ、高さ（長さ）２１ｍｍの円柱状の試験片（円柱試験片）を複数採取した。円柱試験片の中心軸は、棒鋼の中心軸と同軸とした。
（１）円柱試験片
製造された各試験番号の鋼材（棒鋼）を用いて、直径１４ｍｍ、高さ（長さ）２１ｍｍの円柱状の試験片（円柱試験片）を複数採取した。円柱試験片の中心軸は、棒鋼の中心軸と同軸とした。
また、円柱試験片に加え、以下の３種類の試験片（小ローラ試験片、回転曲げ疲労試験片、硬化層調査用試験片）を作製した。
（２）小ローラ試験片
図１に本実施例で作製した小ローラ試験片の側面図を示す。図１中の数字は、寸法（単位はｍｍ）を示す。図１中の「φ」は直径を意味する。図１中の逆三角形の記号は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：１９８２の解説表１に記載されている表面粗さを示す「仕上げ記号」を意味する。仕上げ記号に付した「Ｇ」は、ＪＩＳ Ｂ ０１２２：１９７８に規定の研削を示す加工方法の略号を意味する。小ローラ試験片は、面疲労強度を測定するための試験片である。小ローラ試験片は各試験番号で複数本用意した。
図１に本実施例で作製した小ローラ試験片の側面図を示す。図１中の数字は、寸法（単位はｍｍ）を示す。図１中の「φ」は直径を意味する。図１中の逆三角形の記号は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：１９８２の解説表１に記載されている表面粗さを示す「仕上げ記号」を意味する。仕上げ記号に付した「Ｇ」は、ＪＩＳ Ｂ ０１２２：１９７８に規定の研削を示す加工方法の略号を意味する。小ローラ試験片は、面疲労強度を測定するための試験片である。小ローラ試験片は各試験番号で複数本用意した。
具体的には、まず、各試験番号の鋼材を機械加工して、小ローラ試験片の粗形状を有する粗試験片を製造した。粗試験片の中心軸は、棒鋼の中心軸と同軸とした。粗試験片に対して、ガス窒化処理、ガス軟窒化処理、プラズマ窒化処理、及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（保持時間）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、ガス窒化処理及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ＮＨ３、Ｈ２、Ｎ２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、ＣＯ２ガスを体積比率で３％導入した。
雰囲気中のＨ２分圧は、ガス窒化炉体に直接装着した熱伝導式Ｈ２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。Ｈ２分圧は、ガス窒化処理の間、継続して測定した。
また、ＮＨ３分圧は、炉外に取り付けた赤外線吸収式ＮＨ３分析計を用いて測定した。ＮＨ３分圧は、ガス窒化処理の間継続して測定した。なお、ＣＯ２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ＮＨ３分析計内に（ＮＨ４）２ＣＯ３が析出し、装置が故障する恐れがあったため、ガラス管式ＮＨ３分析計を用いて、１０分毎にＮＨ３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ＫＮ（ａｔｍ－１／２）は、下記式（３）で定義される。
ＫＮ＝ＰＮＨ３／ＰＨ２ ３／２・・・ 式（３）
ここで、式（３）中のＰＮＨ３は、雰囲気ガスのＮＨ３分圧［ａｔｍ］であり、ＰＨ２は雰囲気ガスのＨ２分圧［ａｔｍ］である。
ＫＮ＝ＰＮＨ３／ＰＨ２ ３／２・・・ 式（３）
ここで、式（３）中のＰＮＨ３は、雰囲気ガスのＮＨ３分圧［ａｔｍ］であり、ＰＨ２は雰囲気ガスのＨ２分圧［ａｔｍ］である。
装置内で演算された窒化ポテンシャルＫＮが目標値に収束するように、ＮＨ３流量及びＮ２流量を制御した。１０分毎に窒化ポテンシャルＫＮを記録し、処理時間中に測定したＫＮ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Ｈ２、Ｎ２の各ガスを導入し、Ｈ２ガスとＮ２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。
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Ｈ２、Ｎ２の各ガスを導入し、Ｈ２ガスとＮ２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１０００～１２００℃、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。
熱処理後、粗試験片の中央部の円筒部に対して研削加工を実施して、図１に示す直径２６ｍｍの円筒部（試験面部）に仕上げた。このとき、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２００１に準拠した、算術平均粗さＲａが０．６～０．８μｍ、最大高さＲｚが２．０～４．０μｍとなるように、直径２６ｍｍの円筒部の表面を仕上げた。研削深さは約１０μｍであった。なお、小ローラ試験片を用いた実際のローラピッチング試験では、直径２６ｍｍの円筒部（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る。
（３）回転曲げ疲労試験片
図２に本実施例で作製した回転曲げ疲労試験片の側面図を示す。図２中の数字は、寸法（単位はｍｍ）を示す。図２中の「φ」は直径を意味する。図２中の「Ｒ」は曲率半径を意味する。回転曲げ疲労試験片は、回転曲げ疲労強度を測定するための試験片である。
図２に本実施例で作製した回転曲げ疲労試験片の側面図を示す。図２中の数字は、寸法（単位はｍｍ）を示す。図２中の「φ」は直径を意味する。図２中の「Ｒ」は曲率半径を意味する。回転曲げ疲労試験片は、回転曲げ疲労強度を測定するための試験片である。
具体的には、まず各試験番号の鋼材を機械加工して、回転曲げ疲労試験片の粗試験片を製造した。粗試験片の中心軸は、棒鋼の中心軸と同軸とした。粗試験片に対して、小ローラ試験片と同様の熱処理を実施した。
熱処理後の粗試験片の表面に対して切削加工を実施して、図２に示す寸法の回転曲げ疲労試験片を作製した。なお、回転曲げ疲労試験片の長手方向中央位置に形成された切り欠き部には、表面性状を整える切削加工は実施しなかった。以上の製造工程により、回転曲げ疲労試験片を作製した。
（４）硬化層調査用試験片
硬化層調査用試験片は各試験番号で２本用意した。硬化層調査用試験片は直径２６ｍｍ長さ１００ｍｍの円柱状の試験片とした。
硬化層調査用試験片は各試験番号で２本用意した。硬化層調査用試験片は直径２６ｍｍ長さ１００ｍｍの円柱状の試験片とした。
具体的には、まず、各試験番号の鋼材を機械加工して、直径２６ｍｍ、長さ１００ｍｍの円柱状の粗試験片を２本作製した。粗試験片の中心軸は、棒鋼の中心軸と同軸とした。粗試験片に対して、小ローラ試験片と同様の熱処理を実施した。その後、小ローラ試験片と同様に、粗試験片の外周面に対して研削加工を実施して、外周面を仕上げた。このとき、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２００１に準拠した算術平均粗さＲａが０．６～０．８μｍ、最大高さＲｚが２．０～４．０μｍとなるように、直径２６ｍｍの粗試験片の外周面を仕上げた。研削深さは約１０μｍであった。以上の製造工程により、硬化層調査用試験片を作製した。
（二円筒転がり疲労試験に用いる大ローラ試験片の製造）
さらに、面疲労強度を測定するための二円筒転がり疲労試験に用いる大ローラ試験片を次の方法で製造した。
ＪＩＳ Ｇ ４８０５：２００８に規定のＳＵＪ２に相当する化学組成を有する、直径１４０ｍｍの円柱素材から、図３に示す形状を有する大ローラ試験片の粗試験片を切り出した。図３中の数値は、寸法（単位はｍｍ）を示す。図３中の「φ」は直径を意味する。また、図３中の逆三角形の記号は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：１９８２の解説表１に記載されている表面粗さを示す「仕上げ記号」を意味する。仕上げ記号に付した「Ｇ」は、ＪＩＳ Ｂ ０１２２：１９７８に規定の研削を示す加工方法の略号を意味する。
さらに、面疲労強度を測定するための二円筒転がり疲労試験に用いる大ローラ試験片を次の方法で製造した。
ＪＩＳ Ｇ ４８０５：２００８に規定のＳＵＪ２に相当する化学組成を有する、直径１４０ｍｍの円柱素材から、図３に示す形状を有する大ローラ試験片の粗試験片を切り出した。図３中の数値は、寸法（単位はｍｍ）を示す。図３中の「φ」は直径を意味する。また、図３中の逆三角形の記号は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：１９８２の解説表１に記載されている表面粗さを示す「仕上げ記号」を意味する。仕上げ記号に付した「Ｇ」は、ＪＩＳ Ｂ ０１２２：１９７８に規定の研削を示す加工方法の略号を意味する。
切り出した粗試験片に対して、焼入れを実施した。焼入れ温度は８７０℃とし、焼入れ温度での保持時間は９０分とした。保持時間経過後、６０℃の油で急冷した。焼入れ後の粗試験片の外周面に対して切削加工を実施して仕上げた。算術平均粗さＲａが０．６～０．８μｍ、最大高さＲｚが２．０～４．０μｍとなるように、外周面を仕上げた。以上の製造工程により、大ローラ試験片を作製した。
［鋼材の硬さ］
上記円柱試験片の、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、試験力１．９６Ｎで測定した表面より１ｍｍまでの領域を除く任意の１０点におけるビッカース硬さの平均値を、鋼材の硬さと定義した。
上記円柱試験片の、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、試験力１．９６Ｎで測定した表面より１ｍｍまでの領域を除く任意の１０点におけるビッカース硬さの平均値を、鋼材の硬さと定義した。
［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。
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：６．６×１０２μｍ２）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、窒素化合物層厚さ（μｍ）と定義した。
［Ｎ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及びＣの含有量（原子％）を測定した。そして、試験部の表面から０．１０ｍｍ深さまでの領域における平均のＮ濃度を算出した。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濃度を算出した。
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及びＣの含有量（原子％）を測定した。そして、試験部の表面から０．１０ｍｍ深さまでの領域における平均のＮ濃度を算出した。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、その切断面を鏡面研磨した。その後、断面（研磨面）から０．１０ｍｍ（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。
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、その切断面を鏡面研磨した。その後、断面（研磨面）から０．１０ｍｍ（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。
［評価試験］
上記各種試験片を用いて、以下の評価試験を実施した。本実施例においては、歯車部品への適用を想定し、冷間鍛造性、面疲労強度、回転曲げ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、冷間鍛造性については、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→球状化焼鈍→機械加工」の工程によって円柱試験片を作製した。面疲労強度及び回転曲げ疲労強度評価については、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」の工程によって試験片を作製した。次いで、当該試験片を用いて上記ローラピッチング試験及び回転曲げ疲労試験を行い、得られた疲労限度を本実施例における面疲労強度及び回転曲げ疲労強度の基準値とした。
上記各種試験片を用いて、以下の評価試験を実施した。本実施例においては、歯車部品への適用を想定し、冷間鍛造性、面疲労強度、回転曲げ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、冷間鍛造性については、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→球状化焼鈍→機械加工」の工程によって円柱試験片を作製した。面疲労強度及び回転曲げ疲労強度評価については、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」の工程によって試験片を作製した。次いで、当該試験片を用いて上記ローラピッチング試験及び回転曲げ疲労試験を行い、得られた疲労限度を本実施例における面疲労強度及び回転曲げ疲労強度の基準値とした。
（冷間鍛造性評価試験）
円柱試験片を用いて、冷間鍛造を模擬して、以下に示すような、室温（２５℃）での圧縮試験を行い、冷間鍛造性評価を実施した。
円柱試験片を用いて、冷間鍛造を模擬して、以下に示すような、室温（２５℃）での圧縮試験を行い、冷間鍛造性評価を実施した。
圧縮試験では、円柱試験片の長さ（高さ）が１０ｍｍになるまで圧縮試験を実施して、この時の鍛造荷重及び試験後の円柱試験片のき裂の有無を目視で確認した。
鍛造荷重については、各試験番号につき５本の円柱試験片を圧縮して得られたそれぞれの値が、上記ＳＣｒ４２０規格で得られた鍛造荷重の１．３倍以内である場合、鍛造荷重が許容範囲であると判断した。
鍛造荷重については、各試験番号につき５本の円柱試験片を圧縮して得られたそれぞれの値が、上記ＳＣｒ４２０規格で得られた鍛造荷重の１．３倍以内である場合、鍛造荷重が許容範囲であると判断した。
また、圧縮試験後のき裂の有無の確認を次のとおり実施した。
各試験番号につき５本の円柱試験片に対して５倍の拡大鏡を用いてき裂の有無を観察した。５本の円柱試験片いずれにおいても、微細な割れ（長さ０．５～１．０ｍｍ）が観察されなかった場合、き裂は発生しなかったと判断した。
表２では、ＳＣｒ４２０規格で得られた鍛造荷重の１．３倍以内、かつき裂が観察されなかった場合、冷間鍛造性に優れると判断し「○」と記し、ＳＣｒ４２０規格で得られた鍛造荷重の１．３倍超であった場合、もしくは亀裂が観察された場合を冷間鍛造性に劣ると判断し「×」と記した。
各試験番号につき５本の円柱試験片に対して５倍の拡大鏡を用いてき裂の有無を観察した。５本の円柱試験片いずれにおいても、微細な割れ（長さ０．５～１．０ｍｍ）が観察されなかった場合、き裂は発生しなかったと判断した。
表２では、ＳＣｒ４２０規格で得られた鍛造荷重の１．３倍以内、かつき裂が観察されなかった場合、冷間鍛造性に優れると判断し「○」と記し、ＳＣｒ４２０規格で得られた鍛造荷重の１．３倍超であった場合、もしくは亀裂が観察された場合を冷間鍛造性に劣ると判断し「×」と記した。
（面疲労強度測定試験（二円筒転がり疲労試験））
小ローラ試験片及び大ローラ試験片を用いた二円筒転がり疲労試験を実施して、面疲労強度を次のとおり求めた。なお、試験機として、コマツエンジニアリング株式会社製のローラピッチング試験機「ＲＰ２０１」を用いた。
小ローラ試験片及び大ローラ試験片を用いた二円筒転がり疲労試験を実施して、面疲労強度を次のとおり求めた。なお、試験機として、コマツエンジニアリング株式会社製のローラピッチング試験機「ＲＰ２０１」を用いた。
図４は、ローラピッチング試験の模式図である。図中の符号１０は小ローラ（評価材）、符号２０は大ローラ（相手材）である。図４に示すとおり、小ローラ試験片１０の直径２６ｍｍの円筒部と、大ローラ試験片２０の外周面中央位置（直径１３０ｍｍの外周部分）とを接触させながら転動させた。表３に試験条件を示す。接触時の面圧はヘルツ面圧で１８００～３５００ＭＰａとした。小ローラ試験片１０の回転数を２０００ｒｐｍとした。小ローラ試験片１０の周速は１６３ｍ／分とし、大ローラ試験片１０の周速は２２９ｍ／分とした。試験中、小ローラ試験片と大ローラ試験片との接触部分に潤滑油を供給した。潤滑油はオートマチック用オイルとし、油温を１００℃、油量を１．０Ｌ／分とした。すべり率は－４０％とした。
試験での打切繰り返し回数は、一般的な鋼の疲労限度を示す２．０×１０７回とした。小ローラ試験片においてピッチングが発生せずに２．０×１０７回に達した最大面圧（ＭＰａ）を、小ローラ試験片の疲労限度とした。
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った。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。
本実施例においては、歯車部品への適用を想定し、先述したＳＣｒ４２０規格を満たす鋼材（基準鋼材）の小ローラ試験片の疲労限度を基準値とした。疲労限度が基準鋼材の１．００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中の「面疲労強度判定」欄で「○」）。一方、疲労限度が基準鋼材の１．００倍未満であった場合、面疲労強度が低いと判断した（表２中の「面疲労強度判定」欄で「×」）。
（回転曲げ強度測定試験（回転曲げ疲労試験））
回転曲げ疲労試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２７４：１９７８に規定の「金属材料の回転曲げ疲れ試験方法」に準拠した回転曲げ疲労試験を実施した。試験は常温、大気雰囲気中で実施し、回転数を３０００ｒｐｍとした。応力負荷繰り返し回数が１０７サイクル後において破断しなかった最大応力を、曲げ疲労強度（ＭＰａ）とした。得られた曲げ疲労強度が、基準鋼材であるＳＣｒ４２０規格を満たす鋼材（基準鋼材、試験番号３５が相当）の回転曲げ疲労試験片の曲げ疲労強度の１．２０倍以上であれば、曲げ疲労強度に優れると判断した（表２中の「曲げ疲労強度判定」欄で「○」）。一方、得られた曲げ疲労強度が、基準鋼材である試験番号３５の曲げ疲労強度の１．２０倍未満であれば、曲げ疲労強度が低いと判断した（表２中の「曲げ疲労強度判定」欄で「×」）。
回転曲げ疲労試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２７４：１９７８に規定の「金属材料の回転曲げ疲れ試験方法」に準拠した回転曲げ疲労試験を実施した。試験は常温、大気雰囲気中で実施し、回転数を３０００ｒｐｍとした。応力負荷繰り返し回数が１０７サイクル後において破断しなかった最大応力を、曲げ疲労強度（ＭＰａ）とした。得られた曲げ疲労強度が、基準鋼材であるＳＣｒ４２０規格を満たす鋼材（基準鋼材、試験番号３５が相当）の回転曲げ疲労試験片の曲げ疲労強度の１．２０倍以上であれば、曲げ疲労強度に優れると判断した（表２中の「曲げ疲労強度判定」欄で「○」）。一方、得られた曲げ疲労強度が、基準鋼材である試験番号３５の曲げ疲労強度の１．２０倍未満であれば、曲げ疲労強度が低いと判断した（表２中の「曲げ疲労強度判定」欄で「×」）。
［試験結果］
結果を表２に示す。表２中の下線は本開示の範囲外であることを示す。「－」は未実施であることを意味する。
結果を表２に示す。表２中の下線は本開示の範囲外であることを示す。「－」は未実施であることを意味する。
試験番号１～１８は、鋼の成分が本開示の範囲内であり、鋼材の硬さが低く冷間鍛造性に優れ、かつ、窒化高周波焼入れ後の表層における硬さ及び表層におけるＮ濃度が高く、面疲労強度及び曲げ疲労強度に優れる結果を得られた。
一方、試験番号１９～２３は、鋼の成分が本開示の範囲外であり、鋼材の硬さが高く冷間鍛造性が低位であった。そのため、試験番号１９～２３については、窒化処理及び高周波焼入れ処理を行わなかった。
試験番号２４～３３は、鋼の成分が本開示の範囲外であり、冷間鍛造性は良好であっても窒化高周波焼入れ後に所望の面疲労強度及び曲げ疲労強度に達しなかった。
試験番号３４は、鋼の成分が本開示の範囲内であり、冷間鍛造性は良好であったが、高周波焼入れ処理を行わなかったため、所望の面疲労強度及び曲げ疲労強度に達しなかった。
試験番号３５は、鋼の成分が本開示の範囲内であり、冷間鍛造性は良好であったが、窒化処理を行わなかったため、所望の面疲労強度及び曲げ疲労強度に達しなかった。
試験番号２４～３３は、鋼の成分が本開示の範囲外であり、冷間鍛造性は良好であっても窒化高周波焼入れ後に所望の面疲労強度及び曲げ疲労強度に達しなかった。
試験番号３４は、鋼の成分が本開示の範囲内であり、冷間鍛造性は良好であったが、高周波焼入れ処理を行わなかったため、所望の面疲労強度及び曲げ疲労強度に達しなかった。
試験番号３５は、鋼の成分が本開示の範囲内であり、冷間鍛造性は良好であったが、窒化処理を行わなかったため、所望の面疲労強度及び曲げ疲労強度に達しなかった。
以上、本開示の実施の形態及び実施例を説明した。しかしながら、上述した実施の形態及び実施例は本開示を実施するための例示にすぎない。従って、本開示は上述した実施の形態及び実施例に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で適宜変更して実施することができる。
本開示は、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。
１０ 小ローラ（評価材）
２０ 大ローラ（相手材）
２０ 大ローラ（相手材）
Claims (15)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１．００～２．００％、
Ｖ ：０．０５～０．３５％、
Ａｌ：０．０７０％以下、及び
Ｎ ：０．０２５０％以下であり、
Ｃ、Ｃｒ、及びＶが下記式（１）を満たし、かつＡｌ及びＮが下記式（２）を満たし、残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有する、窒化高周波焼入れ用鋼材。
１３．０≦（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃ ・・・ 式（１）
０．７０≦Ａｌ／Ｎ≦２．９０ ・・・ 式（２）
ただし、上記式（１）及び上記式（２）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。 - 質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１．００～２．００％、
Ｖ ：０．０５～０．３５％、
Ａｌ：０．０７０％以下、及び
Ｎ ：０．０２５０％以下であり、
Ｃ、Ｃｒ、及びＶが下記式（１）を満たし、かつＡｌ及びＮが下記式（２）を満たし、
さらに下記Ａ群～下記Ｅ群からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有する、窒化高周波焼入れ用鋼材。
［Ａ群］Ｂｉ：０．１００％以下、
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、
Ｓｂ：０．０１００％以下、及び
Ｔｅ：０．１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｂ群］Ｍｏ：０．２５％以下、
Ｗ：０．５０％以下、及び
Ｂ：０．０１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｃ群］Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、及び
Ｃｏ：０．１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｄ群］Ｔｉ：０．１００％以下、及び
Ｎｂ：０．０５０％以下からなる群より選択される１種又は２種
［Ｅ群］Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０２０％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
１３．０≦（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃ ・・・ 式（１）
０．７０≦Ａｌ／Ｎ≦２．９０ ・・・ 式（２）
ただし、上記式（１）及び上記式（２）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。 - 前記化学組成が、前記Ａ群を含有する請求項２に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
- 前記化学組成が、前記Ｂ群を含有する請求項２に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
- 前記化学組成が、前記Ｃ群を含有する請求項２に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
- 前記化学組成が、前記Ｄ群を含有する請求項２に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
- 前記化学組成が、前記Ｅ群を含有する請求項２に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
- 前記窒化高周波焼入れ用鋼材のビッカース硬さが２００ＨＶ未満である、請求項１～請求項７のいずれか１項に記載の窒化高周波焼入れ用鋼材。
- 芯部が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１．００～２．００％、
Ｖ ：０．０５～０．３５％、
Ａｌ：０．０７０％以下、及び
Ｎ ：０．０２５０％以下であり、
Ｃ、Ｃｒ、及びＶが下記式（１）を満たし、かつＡｌ及びＮが下記式（２）を満たし、残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有し、
表層に形成された、少なくともＦｅ及びＮを含む窒素化合物層の厚さが５μｍ以下であり、
表面から深さ０．１０ｍｍ位置でのビッカース硬さが６５０ＨＶ以上であり、
表面から深さ０．１０ｍｍまでの領域における平均のＮ濃度が１．６０原子％以上である、鋼部品。
１３．０≦（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃ ・・・ 式（１）
０．７０≦Ａｌ／Ｎ≦２．９０ ・・・ 式（２）
ただし、上記式（１）及び上記式（２）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。 - 芯部が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１．００～２．００％、
Ｖ ：０．０５～０．３５％、
Ａｌ：０．０７０％以下、及び
Ｎ ：０．０２５０％以下であり、
Ｃ、Ｃｒ、及びＶが下記式（１）を満たし、かつＡｌ及びＮが下記式（２）を満たし、 さらに下記Ａ群～下記Ｅ群からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有し、
表層に形成された、少なくともＦｅ及びＮを含む窒素化合物層の厚さが５μｍ以下であり、
表面から深さ０．１０ｍｍ位置でのビッカース硬さが６５０ＨＶ以上であり、
表面から深さ０．１０ｍｍまでの領域における平均のＮ濃度が１．６０原子％以上である、鋼部品。
［Ａ群］Ｂｉ：０．１００％以下、
Ｐｂ：０．０９％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、
Ｓｂ：０．０１００％以下、及び
Ｔｅ：０．１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｂ群］Ｍｏ：０．２５％以下、
Ｗ：０．５０％以下、及び
Ｂ：０．０１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｃ群］Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、及び
Ｃｏ：０．１００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｄ群］Ｔｉ：０．１００％以下、及び
Ｎｂ：０．０５０％以下からなる群より選択される１種又は２種
［Ｅ群］Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０２０％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
１３．０≦（Ｃｒ＋３Ｖ）／Ｃ ・・・ 式（１）
０．７０≦Ａｌ／Ｎ≦２．９０ ・・・ 式（２）
ただし、上記式（１）及び上記式（２）中の各元素記号は当該元素の質量％での含有量である。 - 前記芯部の化学組成が、前記Ａ群を含有する請求項１０に記載の鋼部品。
- 前記芯部の化学組成が、前記Ｂ群を含有する請求項１０に記載の鋼部品。
- 前記芯部の化学組成が、前記Ｃ群を含有する請求項１０に記載の鋼部品。
- 前記芯部の化学組成が、前記Ｄ群を含有する請求項１０に記載の鋼部品。
- 前記芯部の化学組成が、前記Ｅ群を含有する請求項１０に記載の鋼部品。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2022139543A JP2024034952A (ja) | 2022-09-01 | 2022-09-01 | 窒化高周波焼入れ用鋼材及び鋼部品 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2022139543A JP2024034952A (ja) | 2022-09-01 | 2022-09-01 | 窒化高周波焼入れ用鋼材及び鋼部品 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2024034952A true JP2024034952A (ja) | 2024-03-13 |
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ID=90194096
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2022139543A Pending JP2024034952A (ja) | 2022-09-01 | 2022-09-01 | 窒化高周波焼入れ用鋼材及び鋼部品 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2024034952A (ja) |
-
2022
- 2022-09-01 JP JP2022139543A patent/JP2024034952A/ja active Pending
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