JP6447064B2

JP6447064B2 - 鋼部品

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Publication number: JP6447064B2
Application number: JP2014242429A
Authority: JP
Inventors: 崇秀梅原; 大藤　善弘; 善弘大藤
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2014-11-28
Filing date: 2014-11-28
Publication date: 2019-01-09
Anticipated expiration: 2034-11-28
Also published as: JP2016102253A

Description

本発明は、鋼部品、特に窒化後に高周波焼入れを行って製造される部品、及び浸炭窒化（焼入れ）後に高周波焼入れを行って製造される部品に関する。

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プーリー、軸受けには、高い面疲労強度や耐摩耗性が要求される。そのため、これらの部品には、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０やＳＮＣＭ４２０などの機械構造用合金鋼を素材として、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れ、高周波焼入れ、窒化、軟窒化などの表面硬化熱処理が施されてきた。

近年、自動車の燃費向上やエンジンの高出力化への対応のために、部品の軽量・小型化が進み、これに伴って、部品にかかる負荷が増加する傾向にある。従来、部品への負荷に対する指標として面疲労強度が掲げられており、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れにより面疲労強度の向上がなされてきた。しかしながら、近年、産業界からは、面疲労強度だけでなく、曲げ疲労強度、特に高負荷が繰返し生じる際の耐性を考慮した、所謂中サイクルでの曲げ疲労強度の向上に対する要望が高まっている。

浸炭窒化焼入れは、鋼材をオーステナイト域まで加熱して、ＣとＮを含んだマルテンサイトを生成させる熱処理であり、高い面疲労強度が得られる。一方で、窒化物や炭窒化物が粒界に析出しやすく、そのために粒界近傍の合金元素が欠乏することにより焼き入れ性が低下して、粒界近傍でマルテンサイト組織に比べて軟質なパーライトが生成しやすくなる。その結果、中サイクルでの曲げ疲労強度が低下しやすい。

窒化処理や軟窒化処理は、加熱温度がＡ_１点以下のフェライト域で熱処理し、相変態を利用せず、窒化物の析出によって表面の硬度を上昇させるため、熱処理ひずみを小さくすることができる。しかしながら、窒化処理や軟窒化処理は低温での熱処理のため、硬化層深さが小さく、面疲労強度が浸炭焼入れと比較し劣ることから、高面疲労強度が求められる部品に対しての適用は困難である。さらに、表面に形成される、低靭性の化合物層の存在により、曲げ疲労強度が低下しやすい。

以上のことから、単に浸炭窒化焼入れ、窒化、又は軟窒化を施すだけでは、産業界からの要望である軽量、小型化及び高応力負荷に対応できる面疲労強度及び中サイクルの曲げ疲労強度の両立は不十分である。

これまでに産業界からの要望に対して、特許文献１〜３に示す面疲労強度に優れた部品やその製造方法に関する技術が提案されている。

特許文献１には、鋼材Ｃ量が０．３〜０．５質量％、Ｃｒ量が２〜５質量％である鋼材を用いて浸炭窒化高周波焼入れ処理を行い、表面の（Ｃ＋Ｎ）量を０．８〜２．０質量％とし、高温下、潤滑不良下、異物混入下で使用されても、塑性変形が生じにくく、耐久性に優れた転動軸が提案されている。

特許文献２には、鋼材Ｃ量が０．１０〜０．３０質量％である鋼材を用いた浸炭窒化焼入れにより、表面のＮ量を０．０５〜１．０質量％とし、さらに表面の炭化物分布を適切に制御することによって、耐ピッティング性となじみ性を改善した歯車部品が提案されている。

特許文献３には、表面から少なくとも最大せん断応力の発生する深さまでの窒素濃度が０．２〜０．８質量％以下で、かつ炭素濃度と窒素濃度の総和が０．８〜１．８質量％以下であり、さらに、最表面での残留オーステナイト量が１５〜４５％以下である表面硬化層を有する面疲労強度に優れた機械構造用部品が提案されている。

特開２００８−２２３１０４号公報特開２００９−０７４１１０号公報特開平８−１７４３４０号公報

特許文献１では、（Ｃ＋Ｎ）量を０．８〜２．０質量％と定義してはいるものの、Ｃ、Ｎ各々の量は定められておらず、最適なＣとＮそれぞれの濃度に制御されていないため、安定して高い面疲労強度と中サイクルの曲げ疲労強度が得られない。また、窒化物生成元素であるＣｒ量が２〜５％と多く、浸炭窒化時に粒界へ窒化物が析出しやすいため、析出物近傍は合金元素の欠乏層となる可能性が高い。その結果、中サイクルでの曲げ疲労強度が低下すると考えられる。

特許文献２では、表面にセメンタイトを析出させているが、セメンタイト中にはＣｒなどの合金が濃化しやすいため、セメンタイトの近傍に軟質層が発生し、均一層が安定して得られず、中サイクルでの曲げ疲労強度が低下すると考えられる。

特許文献３では、表面のＣとＮ個々の濃度が定義されておらず、実施例における表層Ｃ量を参照すると、０．７〜１．０質量％である。マルテンサイト鋼において、Ｃ量が高くなると、中サイクルにおける曲げ疲労強度が低下すると考えられる。

特許文献１〜３で開示された技術は、各実施例に示されているとおり、鋼製部品の面疲労強度を高めることができる技術ではある。しかしながら、中サイクルでの曲げ疲労強度との両立は考慮されていない。

本発明の目的は、面疲労強度に加え中サイクルでの曲げ疲労強度に優れた部品を製造することにあり、その手段として、表面硬化熱処理である浸炭窒化焼入れ、又は窒化後に高周波焼入れ行い、部品の軽量化、小型化、高応力負荷化の要求に応えることができる部品を提供することである。

本発明者らは、前述した課題を解決するためには、表面近傍を適正な硬さ、ミクロ組織とするためのＣ、Ｎ濃度、およびそれに対応した化学成分にすることを主眼とした調査・研究を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｇ）の知見を得た。

（ａ）Ｃマルテンサイトを利用した部品に比べて、（Ｃ＋Ｎ）マルテンサイトを利用した部品は、面疲労強度が高くなることが多い。一方で、（Ｃ＋Ｎ）マルテンサイトを利用すると、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏなどの窒化物生成元素によって粒界上に粗大な窒化物や炭窒化物を析出しやすい。また、このような粗大な析出物を形成すると、粒界近傍でＭｎ、Ｃｒ濃度が低下して、焼入れ時にマルテンサイト組織とならずに、硬さの低いパーライト組織を生成しやすい。これらが原因となり、特に中サイクルにおける曲げ疲労強度が低下しやすい。

（ｂ）したがって、（Ｃ＋Ｎ）マルテンサイトを利用した部品で、中サイクルの曲げ疲労強度を向上させるには、粒界上の粗大な窒化物や炭窒化物を抑制し、かつ、硬さの低いパーライト組織の生成を抑制する必要がある。これらの評価方法としては、表層部で微小領域の硬さを数多く測定し、硬さが大きく低下する場所の有無を確認する方法がある。

（ｃ）浸炭窒化焼入れ部品の表層部のＣ濃度は、通常０．６〜０．９％である場合が多いが、この場合、上記（ｂ）に記載した手法を用いても、中サイクルの曲げ疲労強度の向上は不十分である。

（ｄ）浸炭窒化焼入れ部品の表層部のＣ濃度を下げると、中サイクルの曲げ疲労強度が向上するが、面疲労強度は低下する。しかし、Ｃ濃度を通常より大幅に低くし、その代わりに窒素濃度を高くしたマルテンサイト組織とすれば、面疲労強度と中サイクルの曲げ疲労強度が高い次元で両立する。

（ｅ）中サイクルにおける疲労強度を向上させるためには、浸炭窒化又は窒化時に表層粒界に析出する窒化物を抑制する必要がある。そのためには、高周波焼入れにより高温短時間で表層を焼入れし、窒化物を固溶させる方法が有効である。

（ｆ）浸炭窒化高周波焼入れ及び窒化高周波焼入れの場合、面疲労強度と中サイクルにおける疲労強度を両立させるためには、表層の（Ｃ＋Ｎ）量の管理だけでは不十分である。例えば、Ｃ量が高いと、中サイクルにおける疲労強度が低下する。Ｎ量については上記（ａ）に記載したとおりである。そのため、Ｃ量、Ｎ量及び（Ｃ＋Ｎ）量を制御する必要がある。

（ｇ）面疲労時に生じるせん断応力は、表面から約０．１ｍｍ深さで最大となり、ピッティングに対して最も脆弱となる。したがって、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域におけるＣ濃度およびＮ濃度の確保が重要である。

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、下記（１）〜（３）に示す浸炭窒化高周波焼入れ及び窒化高周波焼入れ部品である。

（１）生地が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．６〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％及びＮ：０．００３〜０．０２５％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼材であり、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において、平均のＣ濃度Ｃａｖｅが０．００５〜０．３０％、平均のＮ濃度Ｎａｖｅが０．４５〜０．８０％、Ｃａｖｅ＋Ｎａｖｅが０．６０〜１．００％であり、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域における荷重２０ｇで測定した場合のビッカース硬さの最小値が５５０ＨＶ以上であることを特徴とする浸炭窒化高周波焼入れ部品、または窒化高周波焼入れ部品。

（２）生地の鋼材が、質量％で、Ｍｏ：０．２０％未満をさらに含有するものであることを特徴とする前記（１）の浸炭窒化高周波焼入れ部品、または窒化高周波焼入れ部品。

（３）生地の鋼材が、質量％で、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．０８％以下及びＶ：０．１５％以下のうちの１種以上をさらに含有するものであることを特徴とする前記（１）又は（２）の浸炭窒化高周波焼入れ部品、または窒化高周波焼入れ部品。

本発明の浸炭窒化高周波焼入れ及び窒化高周波焼入れ部品は、面疲労強度及び中サイクルでの疲労強度が優れているので、自動車や産業機械の歯車部品などに利用できる。

中サイクル曲げ疲労試験片の形状を示す図である。なお、寸法の単位は「ｍｍ」である。浸炭窒化高周波焼入れおよび窒化高周波焼入れのヒートパターンについて説明する図である。ローラーピッティング試験用小ローラーの形状を示す図である。なお、寸法の単位は「ｍｍ」である。ローラーピッティング試験用大ローラーの形状を示す図である。なお、寸法の単位は「ｍｍ」である。浸炭焼入れのヒートパターンについて説明する図である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、生地の鋼材における各成分元素の含有量および部品表面における元素の濃度の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）生地の鋼材の化学組成について：

Ｃ：０．０５〜０．３％
Ｃは、部品の生地の強度（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０．３％を超えると、中サイクルにおける疲労強度が低下する他、棒鋼、線材や熱間鍛造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、生地の鋼材におけるＣの含有量を０．０５〜０．３％とした。なお、Ｃ含有量の好ましい範囲は０．０８〜０．２５％である。

Ｓｉ：０．０５〜１．５％
Ｓｉは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果があり、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、Ｓｉ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、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると、棒鋼、線材や熱間鍛造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、生地の鋼材におけるＳｉの含有量を０．０５〜１．５％とした。なお、Ｓｉ含有量の好ましい範囲は０．０８〜１．２％である。

Ｍｎ：０．２〜１．５％
Ｍｎは、焼入れ性を高める効果があるため、曲げ疲労強度および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０．２％未満では前記の効果が不十分である。Ｍｎの含有量が０．４％以上になると、面疲労強度の向上が顕著になる。一方、Ｍｎの含有量が１．５％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、棒鋼、線材や熱間鍛造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、生地の鋼材におけるＭｎの含有量を０．２〜１．５％とした。なお、Ｍｎ含有量の好ましい範囲は０．４〜１．２％である。

Ｓ：０．００３〜０．０５％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を向上させる。しかしながら、その含有量が０．００３％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり、面疲労強度を低下させる傾向があり、特に、その含有量が０．０５％を超えると、面疲労強度の低下が顕著になる。したがって、生地の鋼材におけるＳの含有量を０．００３〜０．０５％とした。なお、Ｓ含有量の好ましい範囲は０．０１〜０．０３％である。

Ｃｒ：０．１〜１．５％
Ｃｒは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める効果があり、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０．１％未満では上記の効果が不十分である。Ｃｒの含有量が０．５％以上になると、面疲労強度の向上が顕著になる。一方、Ｃｒの含有量が１．５％を超えると、曲げ疲労強度および面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、棒鋼、線材や熱間鍛造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、生地の鋼材におけるＣｒの含有量を０．１〜１．５％とした。Ｃｒ含有量の好ましい範囲は０．５〜１．２％である。

Ｍｎ＋Ｃｒ：０．６〜２．５％
Ｍｎ及びＣｒは、上述のとおり焼入れ性を高めるため、曲げ疲労強度及び面疲労強度の向上に有効な元素である。（Ｍｎ＋Ｃｒ）量が０．６％未満では、上記の効果が不十分である。一方、（Ｍｎ＋Ｃｒ）量が２．５％を超えると、曲げ疲労強度および面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、棒鋼、線材や熱間鍛造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、生地の鋼材における（Ｍｎ＋Ｃｒ）の含有量を０．６〜２．５％とした。（Ｍｎ＋Ｃｒ）量の好ましい範囲は０．８〜２．０％である。

Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、脱酸作用を有すると同時に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、焼入れ部の結晶粒微細化に有効で、曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める効果がある。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１％未満ではこの効果は得難い。一方で、Ａｌは硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、Ａｌの含有量が０．０５％を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望の曲げ疲労強度が得られなくなる。したがって、生地の鋼材におけるＡｌの含有量を０．０１〜０．０５％とした。なお、Ａｌ含有量の好ましい範囲は０．０２〜０．０４％である。

Ｎ：０．００３〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと結合してＡｌＮ、ＴｉＮ、ＮｂＮ、ＶＮを形成しやすく、このうちＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮは結晶粒微細化に有効で、曲げ疲労強度を高める効果がある。しかしながら、Ｎの含有量が０．００３％未満ではこの効果は得難い。一方で、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、粗大なＴｉＮが形成されやすくなるため、曲げ疲労強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望の曲げ疲労強度が得られなくなる。したがって、生地の鋼材におけるＮの含有量を０．００３〜０．０２５％とした。なお、Ｎ含有量の好ましい範囲は０．００５〜０．０２０％である。

本発明の浸炭窒化高周波焼入れ部品及び窒化高周波焼入れ部品の生地の鋼材の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅと不純物からなる化学組成を有するものである。なお、不純物としてのＰの含有量は下記のとおりに制限することが好ましい。

Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素のため、その含有量が０．０２５％を超えると、他の要件を満たしていても、少ない頻度ではあるが、曲げ疲労強度が低下する場合がある。したがって、生地の鋼材におけるＰの含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。Ｐ含有量のより好ましい上限は０．０１８％である。

本発明の浸炭窒化高周波焼入れ部品の生地の鋼材には、必要に応じて、さらに、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上の元素を以下に示す範囲で含有させることができる。

Ｍｏ：０．２０％未満
Ｍｏは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める効果があり、面疲労強度を高めるのに有効な元素である。Ｍｏの含有量が０．２０％未満であれば、面疲労強度の向上が顕著である。一方、Ｍｏの含有量が０．２０％以上となると、面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎることで、切削加工性が著しく低下する他、コストもかさむ。したがって、生地の鋼材におけるＭｏの含有量を０．２０％未満とした。Ｍｏ含有量の好ましい範囲は０．１８％未満である。

Ｔｉ：０．１０％以下
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成しやすく、焼入れ部の結晶粒微細化に有効で、曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める効果がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．１０％を超えると、曲げ疲労強度および面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、コストもかさむ。したがって、生地の鋼材におけるＴｉの含有量を０．１０％以下とした。Ｔｉ含有量の好ましい範囲は０．０８％以下である。

Ｎｂ：０．０８％以下
Ｎｂは、Ｎと結合してＮｂＮを形成しやすく、焼入れ部の結晶粒微細化に有効で、曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める効果がある。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０８％を超えると、曲げ疲労強度および面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、コストもかさむ。したがって、生地の鋼材におけるＴｉの含有量を０．０８％以下とした。Ｎｂ含有量の好ましい範囲は０．０７％以下である。

Ｖ：０．１５％以下
Ｖは、Ｎと結合してＶＮを形成しやすく、焼入れ部の結晶粒微細化に有効で、曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める効果がある。しかしながら、Ｖの含有量が０．１５％を超えると、曲げ疲労強度および面疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、コストもかさむ。したがって、生地の鋼材におけるＶの含有量を０．１５％以下とした。したがって、生地の鋼材におけるＮｂの含有量を０．１５％以下とした。Ｖ含有量の好ましい範囲は０．１３％以下である。

（Ｂ）表層部のＣ、Ｎの濃度およびビッカース硬さについて：

本発明者らの検討によって、本発明に係る浸炭窒化高周波焼入れ及び窒化高周波焼入れ部品は、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において、
平均のＣ濃度Ｃ_ａｖｅが０．００５〜０．３０％、
平均のＮ濃度Ｎ_ａｖｅが０．４５〜０．８０％、
Ｃ_ａｖｅ＋Ｎ_ａｖｅが０．６０〜１．００％、
であり、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域におけるビッカース硬さの最小値が５５０ＨＶ以上でなければならないことが明らかになった。以下、上記の事項について詳しく説明する。

面疲労強度及び曲げ疲労強度は、表面近傍の硬さ、焼戻し軟化抵抗、組織などに大きく影響されることが知られており、浸炭窒化は面疲労強度の向上に有効であると言われている。確かに、浸炭窒化は、面疲労強度の向上にとっては有効な手段であるが、曲げ疲労強度など他の強度特性に対してはあまり効果的ではなく、むしろ低下させてしまう場合がある。そのため、単に浸炭窒化又は窒化を施すだけでは、産業界からの要望である軽量化、小型化および高応力負荷化に対応できる面疲労強度及び中サイクルの曲げ疲労強度の両立は不十分である。

そこで、本発明者らは、浸炭窒化又は窒化後に高周波焼入れを施すこと、表層部のＣ、Ｎ量の最適化、及びそれに適した鋼材の化学成分について検討を行い、疲労破壊の起点となりやすい、粒界近傍の軟質な組織の生成を確実に抑制しつつ、表層部の硬さ及び軟化抵抗を高めることにより、面疲労強度のみならず、中サイクルの曲げ疲労強度も向上させるという、従来とは異なる視点にたって、以下の調査を行った。

まず、表層におけるビッカース硬さを、ＪＩＳＺ２２４４（２００３）における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、次の方法で測定した。すなわち、試験片の軸方向に垂直な面で２等分した切断面が被検面になるように鏡面研磨し、試験部の最表面から深さ０．０２５、０．０５０、０．０７５ｍｍおよび０．１００ｍｍの位置で、試験力を２０ｇｆとして各１０ヶ所のビッカース硬さを測定した。

面疲労強度及び曲げ疲労強度はそれぞれ、ガス浸炭品である面疲労強度を４０％以上上回ること、中サイクルの曲げ疲労強度は、浸炭部品よりも２０％以上高い値を目標とした。ビッカース硬さ（Ｈｖ）が５５０未満では、中サイクルでの曲げ疲労強度が目標に満たなかった。したがってこの目標を達成するためには、ビッカース硬さ（Ｈｖ）が５５０以上であることが必要であることから、目標のビッカース硬さは、５５０以上とした。

続いて、目標ビッカース硬さを満たす試料に対して、切粉を採取して化学分析を行い、試料最表面から深さ方向に対するＣ及びＮ濃度を測定した。面疲労強度及び曲げ疲労強度は、ビッカース硬さの評価時と同様、それぞれ、ガス浸炭品である面疲労強度を４０％以上上回ること、および中サイクルの曲げ疲労強度は、浸炭部品よりも２０％以上高い値を目標とした。

平均のＣ濃度Ｃ_ａｖｅが０．００５％未満では面疲労強度が、０．３０％を超えると中サイクルでの曲げ疲労強度がそれぞれ目標に満たなかった。また、平均のＮ濃度Ｎ_ａｖｅが０．４５％未満では面疲労強度が、０．８０％を超えると中サイクルでの曲げ疲労強度がそれぞれ目標に満たなかった。さらに平均のＣ＋Ｎ濃度Ｃ_ａｖｅ＋Ｎ_ａｖｅが０．５５％未満では面疲労強度が、１．００％を超えると中サイクルでの曲げ疲労強度がそれぞれ目標に満たなかった。これらの目標を達成するためには、平均のＣ濃度Ｃ_ａｖｅが０．００５％〜０．３０％、平均のＮ濃度Ｎ_ａｖｅが０．４５％〜０．８０％、（Ｃ_ａｖｅ＋Ｎ_ａｖｅ）が０．５５％〜１．００％の全てを満たす時のみであった。

以上のことから、本発明に係る浸炭窒化高周波焼入れ及び窒化高周波焼入れ部品は、表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において、ビッカース硬さの最小値が５５０ＨＶ以上であり、かつ、平均のＣ濃度Ｃ_ａｖｅが０．００５〜０．３０％、平均のＮ濃度Ｎ_ａｖｅが０．４５〜０．８０％、（Ｃ_ａｖｅ＋Ｎ_ａｖｅ）が０．６０〜１．００％であることと規定した。

以下に、ビッカース硬さ、平均のＣ濃度Ｃ_ａｖｅ、平均のＮ濃度Ｎ_ａｖｅおよび（Ｃ_ａｖｅ＋Ｎ_ａｖｅ）が上記の範囲を満たす鋼部品を確実に得る方法の一例として、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．６〜２．５％を含有する鋼を用いた場合の製造方法について示す。

本発明における浸炭窒化高周波焼入れ部品及び窒化高周波焼入れ部品は、上記の成分を有する鋼材を熱間鍛造によって所定の形状とし、必要に応じて切削加工を施した後で、浸炭窒化及び高周波焼入れ、又は窒化処理及び高周波焼入れを施して製造される。

本発明の浸炭窒化高周波焼入れ部品に施す浸炭窒化処理は、温度８００〜８５０℃、時間を１〜４時間、カーボンポテンシャル（以下「Ｃｐ」という）を０．１〜０．３、アンモニア分圧を０．１〜０．３とする。浸炭窒化時の冷却方法は油冷が望ましい。また、本発明の窒化高周波焼入れ部品に施す窒化処理は、ガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化のうちどの処理でもよい。なお、窒化処理の温度は、５００〜６００℃以下、処理時間は、３〜５時間とする。ただし、ガス窒化及びガス軟窒化処理においては、窒化ポテンシャルの値を、０．２〜０．３とする。窒化時の冷却方法は、空冷、ガス冷、油冷のいずれでもよい。

浸炭窒化又は窒化処理後、高周波焼入れを施す。この時の加熱温度は９５０〜１０００℃にし、さらに室温からこの温度域に昇温するのに要する時間を２秒以内にする必要がある。また９５０〜１０００℃の温度域に保持される時間は０．２〜２秒にする。高周波加熱終了後、直ちに温度２０℃以下の水で冷却する。

高周波加熱を行う際の周波数は、小物部品であれば３００〜５００ｋＨｚ、大物部品であれば４〜６ｋＨｚとすることが好ましい。

高周波焼入れを施した後、焼戻し処理を施す。処理温度は、高周波焼入れ後の焼戻しは温度を１６０〜１８０℃、時間を１〜１．５時間とする。

表１に示す化学成分を有する鋼ａ〜ｚを５０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、鋳造してインゴットとした。表１中のａ〜ｑは、本発明で規定する化学成分を有する鋼である。鋼ｓ〜ｚは、少なくとも１元素以上、本発明で規定する化学成分から外れた比較例の鋼である。

このインゴットを熱間鍛造して直径３５ｍｍの丸棒とした。続いて、各丸棒を焼鈍した後切削加工を施し、表面Ｃ、Ｎ濃度および表面硬さを評価するための丸棒試験片を作製した。丸棒試験片は、直径２６ｍｍ、長さ１００ｍｍとした。また、面疲労強度を評価するためのローラーピッティング試験用の小ローラー試験片を作製した。さらに、中サイクルでの曲げ疲労強度を評価するための角型試験片を作製した。角型試験片の形状を図１に示す。なお、図１における寸法の単位は「ｍｍ」である。

上記の各試験片は、図２及び表２に示す条件で浸炭窒化高周波焼入れ（表２中のＡ〜Ｄ、Ｉ〜Ｌ）、又は窒化高周波焼入れ（表２中のＥ〜Ｈ、Ｍ〜Ｐ）を行い、次いで１７０℃で１．５時間の焼戻しを行った。なお、表２中のＡ〜Ｈは、前述した条件を満たす熱処理である。一方、Ｉ〜Ｐは、前述した条件から外れた熱処理である。

続いて、上記の処理を行った丸棒試験片の表面から深さ０．１ｍｍまでの領域である表層部について、旋盤加工を施し切粉の採取を行い、化学分析によってＣ及びＮの含有量を測定し、表層部における平均のＣ濃度（Ｃ_ａｖｅ）、平均のＮ濃度（Ｎ_ａｖｅ）及び平均の（Ｃ＋Ｎ）濃度（Ｃ_ａｖｅ＋Ｎ_ａｖｅ）を算出した。

また、同処理を行った丸棒試験片を用いて、表層におけるビッカース硬さを、ＪＩＳＺ２２４４（２００３）における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、次の方法で測定した。すなわち、試験片の軸方向に垂直な面で２等分した切断面が被検面になるように鏡面研磨し、試験部の最表面から深さ０．０２５、０．０５０、０．０７５ｍｍ及び０．１００ｍｍの位置で、試験力を２０ｇｆとして各１０ヶ所のビッカース硬さを測定し、ビッカース硬さの最小値を調査した。

次いで、１７０℃で焼戻ししたローラーピッティング用小ローラーを、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、それぞれローラーピッティング試験片に供した。仕上げ加工後の形状を図３に示す。ローラーピッティング試験は、上記のローラーピッティング試験用小ローラーと図４に示す形状のローラーピッティング試験用大ローラーの組み合わせで、表３に示す条件で行った。なお、図３、４における寸法の単位は「ｍｍ」である。

上記ローラーピッティング試験用大ローラーは、ＪＩＳのＳＣＭ４２０の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０．０５ｍｍの位置、つまり、深さ０．０５ｍｍ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。

試験打ち切り回数は、一般的な鋼の疲労元を示す１０^７回とし、小ローラー試験片においてピッティングが発生せずに１０^７回に達した最大面圧を小ローラー試験片の疲労限とした。ピッティング発生の検出は、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、小ローラー試験片と大ローラー試験片の両方の回転を停止させ、ピッティング発生と回転数を確認した。

なお比較のため、ＳＣｒ４２０を図５に示す条件で浸炭焼入れし、上記ローラーピッティング試験を行い、面疲労強度を測定した。この浸炭焼入れの面疲労強度を１００％とし、本発明部品の面疲労強度が、浸炭焼入れの面疲労強度を４０％以上上回ることを目標とした。

中サイクルでの曲げ疲労試験は、角型試験片を用いて、一般的な軸荷重型の疲労試験機に４点曲げ治具を取り付け、種々のレベルの応力を付与し曲げ疲労試験（４点曲げ疲労試験）を行い、中サイクルである１０^４回における疲労強度を測定した。

なお比較のため、ＳＣｒ４２０を図５に示す条件で浸炭焼入れし、上記曲げ疲労試験を行い、中サイクル曲げ疲労強度を測定した。この浸炭焼入れの中サイクル曲げ疲労強度を１００％とし、本発明部品の中サイクル曲げ疲労強度が、浸炭焼入れの中サイクル曲げ疲労強度を２０％以上上回ることを目標とした。

表４に、種々の鋼および熱処理を施した試験片の、平均のＣ濃度Ｃ_ａｖｅ、平均のＮ濃度Ｎ_ａｖｅ、Ｃ_ａｖｅ＋Ｎ_ａｖｅ、表面硬さ、およびその時の面疲労強度、中サイクル曲げ疲労強度を示す。表から、本発明で規定する条件から外れた試験番号２６〜４３では、ローラーピッティング試験における面疲労強度と、４点曲げ疲労試験における中サイクル曲げ疲労強度のいずれか、または両方が目標に達していないことが明らかである。

上記の比較例に対して、本発明で規定する条件を満たす試験番号１〜２５の場合には、ローラーピッティング試験における面疲労強度と、４点曲げ疲労試験における中サイクル曲げ疲労強度がともに目標を満たしており、表面硬化熱処理として最も代表的な浸炭焼入れに比べて大幅に優れた面疲労強度および中サイクル曲げ疲労強度を有することが明らかである。

また、Ｍｏを含有する鋼を用いた試験番号では、ローラーピッティング試験における面疲労強度と、４点曲げ疲労試験における中サイクル曲げ疲労強度がともに目標を満たしており、表面硬化熱処理として最も代表的な浸炭焼入れに比べて大幅に優れた面疲労強度および中サイクル曲げ疲労強度を有することが明らかである。

さらに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのいずれかを少なくとも１種類以上含有する鋼を用いた試験番号についても、ローラーピッティング試験における面疲労強度と、４点曲げ疲労試験における中サイクル曲げ疲労強度がともに目標を満たしており、表面硬化熱処理として最も代表的な浸炭焼入れに比べて大幅に優れた面疲労強度および中サイクル曲げ疲労強度を有することが明らかである。

本発明の浸炭窒化高周波焼入れおよび窒化高周波焼入れ部品は、面疲労強度および切削加工性が優れているので、自動車や産業機械の歯車などに用いることができる。

Claims

生地が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５％、
Ｍｎ：０．２〜１．５％、
Ｓ：０．００３〜０．０５％、
Ｃｒ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ＋Ｃｒ：０．６〜２．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、及び
Ｎ：０．００３〜０．０２５％を含有し、
残部はＦｅおよび不純物からなる鋼材であり、
表面から深さ０．１ｍｍまでの領域において、平均のＣ濃度Ｃａｖｅが０．００５〜０．３０％、平均のＮ濃度Ｎａｖｅが０．４５〜０．８０％、Ｃａｖｅ＋Ｎａｖｅが０．６０〜１．００％であり、
表面から深さ０．１ｍｍまでの領域における荷重２０ｇで測定した場合のビッカース硬さの最小値が５５０ＨＶ以上である
ことを特徴とする浸炭窒化高周波焼入れ部品、または窒化高周波焼入れ部品。
生地の鋼材が、質量％で、Ｍｏ：０．２０％未満をさらに含有するものであることを特徴とする請求項１に記載の浸炭窒化高周波焼入れ部品、または窒化高周波焼入れ部品。
生地の鋼材が、質量％で、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．０８％以下及びＶ：０．１５％以下のうちの１種以上をさらに含有するものであることを特徴とする請求項１又は２に記載の浸炭窒化高周波焼入れ部品、または窒化高周波焼入れ部品。