JP6881497B2 - 部品およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は部品に関し、例えばトランスミッションに用いられるサンギヤ、リングギヤ、シャフトギヤ等や、ＣＶＴ用プーリー、また、エンジンに用いられるクランクシャフト、タイミングギヤ、カムギヤ、カムシャフト、インジェクションノズル等の自動車部品、あるいは、例えば減速機用のギヤ類、各種シャフト類等の各種産業機器用部品として好適に用いることができる、熱処理歪が少なく、かつ耐摩耗性と疲労特性に優れた部品に関する。また、本発明は前記部品の製造方法に関する。
自動車等に用いられている軸類、歯車類は、近年、省エネルギーのための車体軽量化に伴って小型化が要求される一方、エンジンの高出力化、電動化により負荷が増大していることから、耐久性の向上が求められている。一方、省力化の観点からは製造工程の省略が検討されており、熱処理後の歪取り等が省略可能なことも重要となっている。
従来、高強度部材としては、ＪＩＳ ＳＣＭ４２０Ｈ、ＳＮＣＭ４２０Ｈ等の肌焼鋼を
成形し、浸炭焼入れ焼戻し処理を行って得られる部品が用いられてきた。また、熱処理後の歪が小さいことが求められる部品の製造には、軟窒化処理が用いられてきた。
成形し、浸炭焼入れ焼戻し処理を行って得られる部品が用いられてきた。また、熱処理後の歪が小さいことが求められる部品の製造には、軟窒化処理が用いられてきた。
さらに近年では、浸窒焼入れ処理を採用して、強度と低歪を両立させた部品を製造することが検討されている。例えば、特許文献１〜３では、従来実施されている浸窒焼入れ方法に対して改良を加えることで、部品の硬度分布および組織を制御する方法が提案されている。また、特許文献４および８では、新たな浸窒焼入れ法としてプラズマを用いた浸窒焼入れが提案されている。
特許文献５では、浸窒時における炉内雰囲気などを制御することにより、部品表層における窒素濃度をコントロールする方法が提案されている。また、特許文献６では、浸窒焼入れを適用したねじ部品が提案されている。
特許文献７では、特定の成分組成を有する鋼材に対して浸窒焼入れを施す方法が提案されている。前記方法によれば、浸窒焼入れの時間が短くとも目的とする硬度分布を得ることができ、さらに表層の組織を制御する事で疲労強度が向上するとされている。
特許文献９では限定した材料に浸炭浸窒焼入れ・焼き戻しを行い、熱処理歪を抑える事で疲労特性を向上させた歯車が提案されている。
しかし、特許文献１〜４および８では、浸窒焼入れ方法については改良が試みられているものの、素材としては従来と同様のものが用いられている。そのため、従来品よりも大きく特性が向上するとは言い難い。
また、特許文献５および６で提案されている方法によれば部品の耐摩耗性をある程度向上させることができるものの、著しく向上するとまではいえない。また、前記方法では、その他の疲労特性を向上させることはできない。
特許文献７で提案されている方法によれば、表層組織と硬度分布を制御することによって現状の必要強度を維持できるが、それ以上の疲労強度を得るには不十分である。
特許文献９で提案されている浸炭浸窒処理では、焼入れ後の歪を低減はある程度可能だが、熱処理温度が高いため、浸窒焼入れ程低減しない。また、焼き戻し軟化抑制向上のために表層固溶窒素量を確保するには浸炭による炭素の侵入が邪魔をしてしまい、窒素を多く固溶させる事が出来ず、焼き戻し軟化抑制に効果が無い。
特許文献９で提案されている浸炭浸窒処理では、焼入れ後の歪を低減はある程度可能だが、熱処理温度が高いため、浸窒焼入れ程低減しない。また、焼き戻し軟化抑制向上のために表層固溶窒素量を確保するには浸炭による炭素の侵入が邪魔をしてしまい、窒素を多く固溶させる事が出来ず、焼き戻し軟化抑制に効果が無い。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、熱処理歪が少なく、かつ耐摩耗性と疲労特性に優れた部品およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者等は、上記課題の達成に向けて鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得た。
（１）窒素は、鋼の素地中に固溶して強化する作用を有する元素である。したがって、窒素を含有させることによって鋼部品の疲労強度を向上させることができる。さらに、部品の素地中に固溶した窒素は、使用時に該部品が発熱した際に微細な窒化物を形成し、該窒化物が分散することにより素材を強化する。そのため、窒素を含有させることは、摩耗を伴う疲労に対する耐性を向上させる観点からも有効である。
（２）そのため、部品の耐摩耗性や疲労強度を向上させるためには浸窒焼入れ処理を行うことが有効であるが、浸窒焼入れ部品の疲労強度を向上させるためには、該部品の表面硬度を高めることと、硬化層の厚さを増加させることに加えて、非浸窒領域の硬度を高めることが必要である。したがって、疲労強度を高めるという観点からは、部品の表層だけでなく、内部（非浸窒領域）の組織をマルテンサイトまたはベイナイトとすることが望ましい。
（３）しかし、非浸窒領域の硬度を向上させると、焼入れした際の歪（熱処理歪）が大きくなる。前記熱処理歪は、焼入れ時にオーステナイトからマルテンサイトまたはベイナイトへ変態した際に発生する体積膨張に起因する。したがって、焼入れ時の膨張を抑制して熱処理歪を低減するためには、内部の組織を変態させないか、または変態量を減らす事が必要である。
（４）以上のように、熱処理歪の低減と疲労強度の向上は相反する課題と言える。しかし、表層組織をマルテンサイトおよび／またはベイナイトとし、かつ内部組織をマルテンサイトおよび／またはベイナイトに加えてフェライトを含有する組織とすることにより、熱処理歪の低減と疲労強度の向上を両立させることができる。
（５）鋼の成分組成が特定の条件を満たすよう厳密に制御することにより、浸窒焼入れ部品において、上記の表層組織および内部組織を実現することができる。
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は、次のとおりである。
１．鋼からなり、表層に浸窒部を有する部品であって、
前記鋼が、質量％で、
Ｃ ：０．０８〜０．５０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５０％、
Ｍｎ：０．３０〜２．００％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．１００％以下、
Ｃｒ：０．０５〜２．５０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、
Ｎ ：０．００２０〜０．０３００％、および
Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記（１）式で定義されるＺ値が３０以上である成分組成を有し、
前記部品の表面から１００μｍの深さまでの組織が、残留オーステナイトの体積率が３０％以下であり、残部がマルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方からなり、
前記浸窒部以外における組織が、フェライトを面積率で５〜６０％、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方を合計面積率で４０〜９５％含む、部品。
記
Ｚ＝１８６−４４９Ｃ＋３８Ｓｉ−８Ｍｎ−４Ｎｉ＋７Ｃｕ−２９Ｃｒ＋１５Ｍｏ＋１６５Ｖ＋１４２Ｔｉ−２５２Ｎｂ＋３６８Ａｌ＋４２１０Ｂ ・・・（１）
（ただし、（１）式における元素記号は、前記鋼中における各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合にはゼロとする）
１．鋼からなり、表層に浸窒部を有する部品であって、
前記鋼が、質量％で、
Ｃ ：０．０８〜０．５０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５０％、
Ｍｎ：０．３０〜２．００％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．１００％以下、
Ｃｒ：０．０５〜２．５０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、
Ｎ ：０．００２０〜０．０３００％、および
Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記（１）式で定義されるＺ値が３０以上である成分組成を有し、
前記部品の表面から１００μｍの深さまでの組織が、残留オーステナイトの体積率が３０％以下であり、残部がマルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方からなり、
前記浸窒部以外における組織が、フェライトを面積率で５〜６０％、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方を合計面積率で４０〜９５％含む、部品。
記
Ｚ＝１８６−４４９Ｃ＋３８Ｓｉ−８Ｍｎ−４Ｎｉ＋７Ｃｕ−２９Ｃｒ＋１５Ｍｏ＋１６５Ｖ＋１４２Ｔｉ−２５２Ｎｂ＋３６８Ａｌ＋４２１０Ｂ ・・・（１）
（ただし、（１）式における元素記号は、前記鋼中における各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合にはゼロとする）
２．前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、および
Ｓｂ：０．００５０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１に記載の部品。
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、および
Ｓｂ：０．００５０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１に記載の部品。
３．前記成分組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．８０％以下、
Ｖ ：０．２００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、および
Ｂ ：０．００８０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１または２に記載の部品。
Ｍｏ：０．８０％以下、
Ｖ ：０．２００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、および
Ｂ ：０．００８０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１または２に記載の部品。
４．上記１〜３のいずれか１つに記載の成分組成を有する鋼を加工して部品形状とした後、浸窒処理を施し、次いで焼入れを行う、部品の製造方法。
５．前記焼入れの後に、さらに１５０℃〜３５０℃の温度で焼戻しを行う、上記４に記載の部品の製造方法。
本発明によれば、熱処理歪が少なく、かつ耐摩耗性と疲労特性に優れた部品を得ることができる。本発明の部品は、自動車、産業機械等に好適に使用することができ、熱処理後の歪取りも不要であるため、産業上極めて有用である。
次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施態様を示すものであり、本発明は以下の説明によって何ら限定されるものではない。
本発明の一実施形態における部品は、鋼からなり、表面に浸窒部を有している。まず、前記鋼の成分組成について説明する。なお、以下の説明における「％」は、特に断らない限り「質量％」を表すものとする。
Ｃ：０．０８〜０．５０％
Ｃは強度確保のために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０８％未満では内部硬さが確保できず、耐曲げ応力が低下して疲労強度を確保できない。そのため、Ｃ含有量を０．０８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．５０％より多いと、表層の残留オーステナイトが過多となって表面硬度が低下するとともに、内部靭性が劣化して曲げ応力や面圧に対する耐久性が悪くなる。そのため、Ｃ含有量は０．５０％以下とする。
Ｃは強度確保のために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０８％未満では内部硬さが確保できず、耐曲げ応力が低下して疲労強度を確保できない。そのため、Ｃ含有量を０．０８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．５０％より多いと、表層の残留オーステナイトが過多となって表面硬度が低下するとともに、内部靭性が劣化して曲げ応力や面圧に対する耐久性が悪くなる。そのため、Ｃ含有量は０．５０％以下とする。
Ｓｉ：０．０５〜１．５０％
Ｓｉは脱酸作用のために添加する元素である。その効果は、Ｓｉ含有量０．０５％以上で有効である。また、Ｓｉは焼戻し軟化抵抗を高めて、面圧に対する耐久性の劣化を抑制する効果を有しているため、積極的に添加しても良い。しかし、１．５０％を超えて添加すると変態温度が上昇しすぎるために浸窒温度領域では表層まで二相組織のままとなり、窒素の侵入が遅くなってしまい、必要な硬化層が得られなくなる。そのため、Ｓｉ含有量は１．５０％以下とする。
Ｓｉは脱酸作用のために添加する元素である。その効果は、Ｓｉ含有量０．０５％以上で有効である。また、Ｓｉは焼戻し軟化抵抗を高めて、面圧に対する耐久性の劣化を抑制する効果を有しているため、積極的に添加しても良い。しかし、１．５０％を超えて添加すると変態温度が上昇しすぎるために浸窒温度領域では表層まで二相組織のままとなり、窒素の侵入が遅くなってしまい、必要な硬化層が得られなくなる。そのため、Ｓｉ含有量は１．５０％以下とする。
Ｍｎ：０．３０〜２．００％
Ｍｎは焼入れ性を高める元素である。焼入れ性を確保するために、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とする。一方、２．００％を超えて添加すると変態点が下がりすぎて、内部組織におけるマルテンサイトおよび／またはベイナイトが過剰となる。その結果、熱処理変形が大きくなりすぎる。そのため、Ｍｎ含有量を２．００％以下とする。
Ｍｎは焼入れ性を高める元素である。焼入れ性を確保するために、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とする。一方、２．００％を超えて添加すると変態点が下がりすぎて、内部組織におけるマルテンサイトおよび／またはベイナイトが過剰となる。その結果、熱処理変形が大きくなりすぎる。そのため、Ｍｎ含有量を２．００％以下とする。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、不可避不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、Ｐが粒界に偏析して粒界を脆化させ、その結果、疲労特性が悪化する。そのため、Ｐ含有量を０．１００％以下とする。一方、Ｐ含有量の下限については限定されず、０％であってもよいが、Ｐ含有量を必要以上に低減することは、製造コストの観点から不利となるため、Ｐ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｐは、不可避不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、Ｐが粒界に偏析して粒界を脆化させ、その結果、疲労特性が悪化する。そのため、Ｐ含有量を０．１００％以下とする。一方、Ｐ含有量の下限については限定されず、０％であってもよいが、Ｐ含有量を必要以上に低減することは、製造コストの観点から不利となるため、Ｐ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．１００％以下
Ｓは、不可避的不純物として鋼中に含まれる元素であり、鋼中でＭｎと結合してＭｎＳを形成する。Ｓ含有量が０．１００％を超えると、ＭｎＳ起点による疲労破壊が低強度で発生するため、疲労強度が悪化する。そのため、Ｓ含有量は０．１００％以下とする。一方、Ｓ含有量の下限については限定されないが、前記ＭｎＳは被削性を向上させる作用を有しているため、前記作用を期待してＭｎＳを形成させるためには、Ｓ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。
Ｓは、不可避的不純物として鋼中に含まれる元素であり、鋼中でＭｎと結合してＭｎＳを形成する。Ｓ含有量が０．１００％を超えると、ＭｎＳ起点による疲労破壊が低強度で発生するため、疲労強度が悪化する。そのため、Ｓ含有量は０．１００％以下とする。一方、Ｓ含有量の下限については限定されないが、前記ＭｎＳは被削性を向上させる作用を有しているため、前記作用を期待してＭｎＳを形成させるためには、Ｓ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．０５〜２．５０％
Ｃｒは、焼入れ性向上元素であるとともに、焼戻し軟化抵抗を高める元素である。両方の効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｃｒ含有量が２．５０％を超えると、軟化抵抗を高める効果が飽和することに加え、焼入れ性が高くなりすぎるため内部の靭性が劣化し、疲労亀裂の進展が早くなって曲げ疲労強度が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は２．５０％以下とする。
Ｃｒは、焼入れ性向上元素であるとともに、焼戻し軟化抵抗を高める元素である。両方の効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｃｒ含有量が２．５０％を超えると、軟化抵抗を高める効果が飽和することに加え、焼入れ性が高くなりすぎるため内部の靭性が劣化し、疲労亀裂の進展が早くなって曲げ疲労強度が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は２．５０％以下とする。
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％ Ａｌは脱酸に有効な元素であり、その効果は０．００５％以上の添加で発揮される。また、Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを生成し、結晶粒の粗大化を抑える働きがある。そのため、Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．０８０％を超えると、かえって粗大粒が発生し、疲労亀裂が進展し易くなって曲げ疲労強度が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とする。
Ｎ：０．００２０〜０．０３００％
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを生成し、結晶粒の粗大化を抑えて疲労強度を向上させる効果を有している。前記効果を得るに、Ｎ含有量を０．００２０％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．０３００％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、部品内部にブローホール等の欠陥を発生させ、曲げ疲労強度を低下させる。そのため、Ｎ含有量は０．０３００％以下とする。
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを生成し、結晶粒の粗大化を抑えて疲労強度を向上させる効果を有している。前記効果を得るに、Ｎ含有量を０．００２０％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．０３００％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、部品内部にブローホール等の欠陥を発生させ、曲げ疲労強度を低下させる。そのため、Ｎ含有量は０．０３００％以下とする。
Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％
Ｎｂは、炭窒化物形成により結晶粒を微細化し、疲労特性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．０６０％を超えると、その効果は飽和するため、Ｎｂ含有量は０．０６０％以下、好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｎｂは、炭窒化物形成により結晶粒を微細化し、疲労特性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．０６０％を超えると、その効果は飽和するため、Ｎｂ含有量は０．０６０％以下、好ましくは０．０５０％以下とする。
本発明の一実施形態における鋼の成分組成は、上記元素と、残部のＦｅ及び不可避不純物からなるものとすることができる。
また、本発明の他の実施形態においては、さらに鋼の特性を向上させるため、上記成分組成に加え、Ｃｕ、Ｎｉ、およびＳｂからなる群より選択される１または２以上を任意に含有することができる。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは鋼中に固溶して、鋼材の強度を高める効果を有する元素である。しかし、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、鋼材製造時に表面疵が発生して部品製造の際に表面欠陥が発生しやすくなり、また表面研削等を行なった後に部品製造をするとコスト増となる等、かえって不利益となる。そのため、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量を０．５０％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｕの添加効果を十分に得るという観点からためにはＣｕ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。また、Ｃｕを添加する場合、表面疵の発生を抑制する効果の高いＮｉを同時に添加することが好ましい。
Ｃｕは鋼中に固溶して、鋼材の強度を高める効果を有する元素である。しかし、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、鋼材製造時に表面疵が発生して部品製造の際に表面欠陥が発生しやすくなり、また表面研削等を行なった後に部品製造をするとコスト増となる等、かえって不利益となる。そのため、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量を０．５０％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｕの添加効果を十分に得るという観点からためにはＣｕ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。また、Ｃｕを添加する場合、表面疵の発生を抑制する効果の高いＮｉを同時に添加することが好ましい。
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、鋼中に固溶して強度を高めると共に、焼入れ性を高くして表面の硬化層深さを深くする効果を有する元素である。しかし、Ｎｉは高価であり、過度の添加はコストの上昇を招くため、Ｎｉ含有量は２．０％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｉの添加効果を十分に得るためにはＮｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。
Ｎｉは、鋼中に固溶して強度を高めると共に、焼入れ性を高くして表面の硬化層深さを深くする効果を有する元素である。しかし、Ｎｉは高価であり、過度の添加はコストの上昇を招くため、Ｎｉ含有量は２．０％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｉの添加効果を十分に得るためにはＮｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。
Ｓｂ：０．００５０％以下
Ｓｂは、鋼材の表面の脱炭を抑制して表面の硬度を確保する効果を有する元素である。しかし、０．００５０％を超えて添加してもその効果は飽和してしまうため、Ｓｂ含有量は０．００５０％以下とする。一方、Ｓｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｓｂの添加効果を十分に得るためには、Ｓｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｓｂは、鋼材の表面の脱炭を抑制して表面の硬度を確保する効果を有する元素である。しかし、０．００５０％を超えて添加してもその効果は飽和してしまうため、Ｓｂ含有量は０．００５０％以下とする。一方、Ｓｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｓｂの添加効果を十分に得るためには、Ｓｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
また、本発明の他の実施形態においては、さらに鋼の特性を向上させるため、上記成分組成に加え、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、およびＢからなる群より選択される１または２以上を任意に含有することができる。
Ｍｏ：０．８０％以下
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｍｏ含有量が０．８０％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて焼割れが起こりやすくなり、また、Ｍｏは高価なためコストが増加する。そのため、Ｍｏ含有量は０．８０％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｏによる焼入れ性向上効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｍｏ含有量が０．８０％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて焼割れが起こりやすくなり、また、Ｍｏは高価なためコストが増加する。そのため、Ｍｏ含有量は０．８０％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｏによる焼入れ性向上効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．２００％以下
Ｖは、鋼の焼入性を向上させるとともにＳｉ、Ｃｒと同じく焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する元素である。また、Ｖは、炭窒化物を形成して結晶粒の粗大化を抑制する作用も有する。しかし、Ｖ含有量が０．２００％を超えると上記の効果が飽和し、含有量を増加させるに見合う十分な効果は得られず、製造コストが上がるだけとなる。そのため、Ｖ含有量は０．２００％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｖ含有量を０．０３０％以上とすることが好ましい。
Ｖは、鋼の焼入性を向上させるとともにＳｉ、Ｃｒと同じく焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する元素である。また、Ｖは、炭窒化物を形成して結晶粒の粗大化を抑制する作用も有する。しかし、Ｖ含有量が０．２００％を超えると上記の効果が飽和し、含有量を増加させるに見合う十分な効果は得られず、製造コストが上がるだけとなる。そのため、Ｖ含有量は０．２００％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｖ含有量を０．０３０％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．２００％以下
Ｔｉは、鋼中で微細Ｔｉ化合物を生成して、鍛造後の結晶粒を小さくして強度を高める効果を有する元素である。しかし、Ｔｉ含有量が０．２００％を超えるとＴｉ析出物が粗大化し、疲労破壊の起点となって寿命が低下するようになる。そのため、Ｔｉ含有量は、０．２００％以下とする。一方、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｔｉは、鋼中で微細Ｔｉ化合物を生成して、鍛造後の結晶粒を小さくして強度を高める効果を有する元素である。しかし、Ｔｉ含有量が０．２００％を超えるとＴｉ析出物が粗大化し、疲労破壊の起点となって寿命が低下するようになる。そのため、Ｔｉ含有量は、０．２００％以下とする。一方、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｂ：０．００８０％以下
Ｂは、鋼中に固溶して焼入れ性を上げる効果を有する元素である。しかし、Ｂ含有量が０．００８０％を超えると、その添加効果が飽和するようため、Ｂ含有量は０．００８０％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｂは、鋼中に固溶して焼入れ性を上げる効果を有する元素である。しかし、Ｂ含有量が０．００８０％を超えると、その添加効果が飽和するようため、Ｂ含有量は０．００８０％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
［Ｚ値］
さらに本発明においては、上記鋼の成分組成が、下記（１）式で定義されるＺ値が３０以上となる組成であることが必要である。
Ｚ＝１８６−４４９Ｃ＋３８Ｓｉ−８Ｍｎ−４Ｎｉ＋７Ｃｕ−２９Ｃｒ＋１５Ｍｏ＋１６５Ｖ＋１４２Ｔｉ−２５２Ｎｂ＋３６８Ａｌ＋４２１０Ｂ ・・・（１）
ただし、上記（１）式における元素記号は、前記鋼中における各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合にはゼロとする。
さらに本発明においては、上記鋼の成分組成が、下記（１）式で定義されるＺ値が３０以上となる組成であることが必要である。
Ｚ＝１８６−４４９Ｃ＋３８Ｓｉ−８Ｍｎ−４Ｎｉ＋７Ｃｕ−２９Ｃｒ＋１５Ｍｏ＋１６５Ｖ＋１４２Ｔｉ−２５２Ｎｂ＋３６８Ａｌ＋４２１０Ｂ ・・・（１）
ただし、上記（１）式における元素記号は、前記鋼中における各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合にはゼロとする。
鋼からなる部品を浸窒焼入れした後に、該部品の表層と内部の両者を後述する所定の組織とするためには、前記Ｚ値が３０以下であることが必要である。Ｚ値が３０未満であると、表層（浸窒部）および内部（非浸窒部）の少なくとも一方が、所期した組織とならず、その結果、熱処理歪の低減と、優れた耐摩耗性および疲労強度とを両立することができない。
一方、Ｚ値の上限は、（１）式に含まれる各元素の含有量の上限によって実質的に規定されているため、別途限定する必要は無いが、通常は３５６以下とすることができる。また、Ｚ値は、３００以下であってもよいが、２８０以下であることが好ましい。Ｚ値は、２５０以下であってもよく、２３０以下であってもよい。
［ミクロ組織］
次に、本発明において、部品のミクロ組織（以下、単に「組織」という）を限定した理由を説明する。本発明の部品は、表層に浸窒部、すなわち、表面から窒素が侵入して内部よりも窒素含有量が高くなる領域を有し、浸窒部以外の内部部分は窒素が侵入していない非浸窒部となる。そこで、本発明では、浸窒部が形成される部品表層、具体的には、部品の表面から１００μｍの深さまでの領域と、前記浸窒部以外の領域の両者における組織を特定の範囲に制御する。
次に、本発明において、部品のミクロ組織（以下、単に「組織」という）を限定した理由を説明する。本発明の部品は、表層に浸窒部、すなわち、表面から窒素が侵入して内部よりも窒素含有量が高くなる領域を有し、浸窒部以外の内部部分は窒素が侵入していない非浸窒部となる。そこで、本発明では、浸窒部が形成される部品表層、具体的には、部品の表面から１００μｍの深さまでの領域と、前記浸窒部以外の領域の両者における組織を特定の範囲に制御する。
［表層組織］
部品の表面から１００μｍの深さまでの領域における組織（以下、単に「表層組織」という場合がある）を、残留オーステナイト（以下、「残留γ」ともいう）の体積率が３０％以下であり、残部がマルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方からなる組織とする。浸窒部は硬さを高くする必要があるため、表層組織は、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを主体とする。鋼組織中には残留オーステナイトが混入するが、この残留オーステナイトが３０体積％を超えて残存すると硬度が低下するため、表層組織中の残留オーステナイトの体積率を３０％以下とする。そして、表層組織の残部は、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方である。なお、ここで表層組織における残留オーステナイトの体積率は、実施例に記載した方法で測定した値とする。
部品の表面から１００μｍの深さまでの領域における組織（以下、単に「表層組織」という場合がある）を、残留オーステナイト（以下、「残留γ」ともいう）の体積率が３０％以下であり、残部がマルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方からなる組織とする。浸窒部は硬さを高くする必要があるため、表層組織は、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを主体とする。鋼組織中には残留オーステナイトが混入するが、この残留オーステナイトが３０体積％を超えて残存すると硬度が低下するため、表層組織中の残留オーステナイトの体積率を３０％以下とする。そして、表層組織の残部は、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方である。なお、ここで表層組織における残留オーステナイトの体積率は、実施例に記載した方法で測定した値とする。
なお、本発明の部品においては、浸窒処理に加えて浸炭処理を行うものではない。浸炭処理を行うと、表面から炭素が侵入して表層の炭素含有量は内部よりも高くなるが、表層炭素濃度の増加により、表層における窒素の固溶量が減少し、焼戻し軟化抵抗性が劣化する。よって、本発明の部品では浸炭処理は行われていないものとする。すなわち、本発明の部品における表層の浸窒部は、浸炭浸窒部を含むものではなく、よって表層の炭素含有量は内部部分と同等であることを必要とする。
本発明における部品は、その表面から少なくとも１００μｍの深さまでの領域が、上記表層組織を有している必要がある。上記表層組織を有している領域が表面から１００μｍに満たないと、部品表面の硬さが不足する。
［非浸窒部組織］
前記浸窒部以外における組織（以下、非浸窒部組織という）は、フェライトを面積率で５〜６０％、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方を合計面積率で４０〜９５％含むものとする。浸窒焼入れ後の非浸窒部の組織中にフェライトを一定量存在させることにより、部品の変形を抑制し、熱処理歪を小さくする事ができる。前記効果を得るために、非浸窒部組織におけるフェライトの面積率を５％以上とする。一方、フェライト面積率が６０％を超えると、部品内部の硬度が過度に低下し、その結果、十分な疲労強度を得ることができない。そのため、非浸窒部のフェライト面積率は６０％以下とする。
前記浸窒部以外における組織（以下、非浸窒部組織という）は、フェライトを面積率で５〜６０％、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方を合計面積率で４０〜９５％含むものとする。浸窒焼入れ後の非浸窒部の組織中にフェライトを一定量存在させることにより、部品の変形を抑制し、熱処理歪を小さくする事ができる。前記効果を得るために、非浸窒部組織におけるフェライトの面積率を５％以上とする。一方、フェライト面積率が６０％を超えると、部品内部の硬度が過度に低下し、その結果、十分な疲労強度を得ることができない。そのため、非浸窒部のフェライト面積率は６０％以下とする。
また、非浸窒部組織におけるフェライト以外の残部は、内部硬度を確保し、疲労強度を向上するという観点からは主としてマルテンサイトおよび／またはベイナイトとする。具体的には、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方の合計面積率を４０〜９５％とする。
非浸窒部には、フェライト、マルテンサイト、およびベイナイト以外の他の組織が含まれていてもよいが、非浸窒部の特性を確保するという観点から、前記他の組織の面積率は１０％以下とすることが好ましく、５％以下とすることがより好ましく、０％とすることがさらに好ましい。前記他の組織としては、例えば、セメンタイトやパーライトが挙げられる。なお、本発明で規定するフェライトの面積率には、パーライト組織中に含まれる薄い板状のフェライトは含めないものとする。また、ここで非浸窒部は、実施例に記載した方法で特定される領域を指すものとする。
［製造方法］
本発明の一実施形態においては、上述した成分組成を有する鋼を加工して部品形状とした後、浸窒処理を施し、次いで焼入れを行うことによって、上記条件を満たす部品を製造することができる。以下、好適な製造方法について説明する。
本発明の一実施形態においては、上述した成分組成を有する鋼を加工して部品形状とした後、浸窒処理を施し、次いで焼入れを行うことによって、上記条件を満たす部品を製造することができる。以下、好適な製造方法について説明する。
［加工］
上記加工は、特に限定されることなく、鋼を加工することができる方法であれば任意の方法で行うことができる。前記加工方法としては、機械加工および鍛造の一方または両方を好適に用いることができる。例えば、鍛造を行った後、さらに機械加工を行って部品形状とすることができる。前記鍛造としては、熱間鍛造、温間鍛造、および冷間鍛造のいずれをも用いることができ、複数を組み合わせて用いることもできる。前記熱間鍛造は、１１００〜１２５０℃の温度に加熱した後に行うことが好ましい。また、前記温間鍛造は、４００〜９５０℃で行うことが好ましい。
上記加工は、特に限定されることなく、鋼を加工することができる方法であれば任意の方法で行うことができる。前記加工方法としては、機械加工および鍛造の一方または両方を好適に用いることができる。例えば、鍛造を行った後、さらに機械加工を行って部品形状とすることができる。前記鍛造としては、熱間鍛造、温間鍛造、および冷間鍛造のいずれをも用いることができ、複数を組み合わせて用いることもできる。前記熱間鍛造は、１１００〜１２５０℃の温度に加熱した後に行うことが好ましい。また、前記温間鍛造は、４００〜９５０℃で行うことが好ましい。
［浸窒処理］
次いで、部品形状に加工された部材に対して浸窒処理を施す。浸窒処理の方法は特に限定されず、任意の方法とすることができ、例えば、常法に従って行えばよい。浸窒処理温度は、特に限定されないが、６８０〜８５０℃とすることが好ましい。浸窒時の温度並びに炉内雰囲気コントロールについても限定されないが、例えば、部品表面における化合物層の生成を防止するために、窒素ポテンシャルを制御することが好ましい。具体的には、常法に従って、水素センサーを使用して炉内雰囲気を監視するとともに、アンモニア流量コントロールを行い、窒素ポテンシャルを調整することが好ましい。尚、浸窒処理を８５０℃を超える温度で行ったり、浸窒処理後に８５０℃超の温度に加熱したりすると、後続する焼入れ処理後に非浸窒部組織におけるマルテンサイトまたはベイナイト組織の生成量が多くなり、所望の非浸窒部組織、すなわちフェライト面積率５％以上の組織を得られず、部品の変形を抑えることができなくなる。
次いで、部品形状に加工された部材に対して浸窒処理を施す。浸窒処理の方法は特に限定されず、任意の方法とすることができ、例えば、常法に従って行えばよい。浸窒処理温度は、特に限定されないが、６８０〜８５０℃とすることが好ましい。浸窒時の温度並びに炉内雰囲気コントロールについても限定されないが、例えば、部品表面における化合物層の生成を防止するために、窒素ポテンシャルを制御することが好ましい。具体的には、常法に従って、水素センサーを使用して炉内雰囲気を監視するとともに、アンモニア流量コントロールを行い、窒素ポテンシャルを調整することが好ましい。尚、浸窒処理を８５０℃を超える温度で行ったり、浸窒処理後に８５０℃超の温度に加熱したりすると、後続する焼入れ処理後に非浸窒部組織におけるマルテンサイトまたはベイナイト組織の生成量が多くなり、所望の非浸窒部組織、すなわちフェライト面積率５％以上の組織を得られず、部品の変形を抑えることができなくなる。
［焼入れ］
浸窒処理を施した後、浸窒処理温度から部品を焼入れする。焼入れの方法は特に限定されず、油焼入れや水焼入れなど、任意の方法で行うことができる。油焼入れの場合、油の温度は６０〜１３０℃とすることが好ましい。
浸窒処理を施した後、浸窒処理温度から部品を焼入れする。焼入れの方法は特に限定されず、油焼入れや水焼入れなど、任意の方法で行うことができる。油焼入れの場合、油の温度は６０〜１３０℃とすることが好ましい。
［焼き戻し］
焼入れ後、さらに焼き戻しを行うことが好ましい。前記焼き戻しにおける焼き戻し温度は１５０〜３５０℃とすることが好ましい。
焼入れ後、さらに焼き戻しを行うことが好ましい。前記焼き戻しにおける焼き戻し温度は１５０〜３５０℃とすることが好ましい。
［後処理］
以上の工程で製造された部品に対して、さらに耐久性の向上などを目的として、高周波焼入れ焼き戻し、ピーニング処理、めっき処理、コーティング処理など、各種の後処理を、１種または２種以上組み合わせて行うことができる。前記ピーニング処理としては、例えば、ショットピーニングなどを用いることができる。前記めっき処理としては、例えば、電気めっきなどを用いることができる。また、前記コーティング処理としては、物理気相成長法（ＰＶＤ）や化学気相成長法（ＣＶＤ）などによるコーティング処理など、任意の方法を用いることができる。前記コーティングとしては、例えば、ダイヤモンドライクカーボンなどを用いることが好ましい。
以上の工程で製造された部品に対して、さらに耐久性の向上などを目的として、高周波焼入れ焼き戻し、ピーニング処理、めっき処理、コーティング処理など、各種の後処理を、１種または２種以上組み合わせて行うことができる。前記ピーニング処理としては、例えば、ショットピーニングなどを用いることができる。前記めっき処理としては、例えば、電気めっきなどを用いることができる。また、前記コーティング処理としては、物理気相成長法（ＰＶＤ）や化学気相成長法（ＣＶＤ）などによるコーティング処理など、任意の方法を用いることができる。前記コーティングとしては、例えば、ダイヤモンドライクカーボンなどを用いることが好ましい。
以下の手順で浸窒焼入れ部品を製造し、その特性を評価した。
・試験片の作製
まず、表１、２に示す成分組成を有する鋼のインゴッドを溶製し、次いで熱間圧延して直径７０ｍｍの丸棒鋼とした。前記丸棒鋼に対して焼準処理を施した後、該丸棒鋼から、熱処理変形量測定試験片、回転曲げ疲労試験片、およびローラーピッチング疲労試験片を作製した。前記熱処理変形量測定試験片としては、図１に示すＣリング形状（外径：６０ｍｍ、内径３４．８ｍｍ、厚さ：１２ｍｍ、開口部間隔：６ｍｍ）の試験片を用いた。前記回転曲げ疲労試験片としては、図２に示す形状の、平行部直径９．６ｍｍの試験片を用いた。前記回転曲げ疲労試験片の平行部には、該平行部と直角方向における深さ０．８ｍｍの切り欠きを、全周に渡って設けた。前記ローラーピッチング疲労試験片としては、図３に示す形状の、直径：２６ｍｍの試験片を用いた。
まず、表１、２に示す成分組成を有する鋼のインゴッドを溶製し、次いで熱間圧延して直径７０ｍｍの丸棒鋼とした。前記丸棒鋼に対して焼準処理を施した後、該丸棒鋼から、熱処理変形量測定試験片、回転曲げ疲労試験片、およびローラーピッチング疲労試験片を作製した。前記熱処理変形量測定試験片としては、図１に示すＣリング形状（外径：６０ｍｍ、内径３４．８ｍｍ、厚さ：１２ｍｍ、開口部間隔：６ｍｍ）の試験片を用いた。前記回転曲げ疲労試験片としては、図２に示す形状の、平行部直径９．６ｍｍの試験片を用いた。前記回転曲げ疲労試験片の平行部には、該平行部と直角方向における深さ０．８ｍｍの切り欠きを、全周に渡って設けた。前記ローラーピッチング疲労試験片としては、図３に示す形状の、直径：２６ｍｍの試験片を用いた。
・浸窒焼入れ、浸炭浸窒焼入れ
次に、表１、２のＮｏ．５３、Ｎｏ．５４以外の成分の得られた各試験片に対して、浸窒処理と、焼入れを施した。処理条件を図４に示す。具体的には、各試験片を８００℃まで昇温し、窒素雰囲気中で３０分間均熱後、炉内にアンモニアを供給して８００℃で３００分間浸窒処理を施した。その後、６０℃の油を用いて焼入れを行った。
次に、表１、２のＮｏ．５３、Ｎｏ．５４以外の成分の得られた各試験片に対して、浸窒処理と、焼入れを施した。処理条件を図４に示す。具体的には、各試験片を８００℃まで昇温し、窒素雰囲気中で３０分間均熱後、炉内にアンモニアを供給して８００℃で３００分間浸窒処理を施した。その後、６０℃の油を用いて焼入れを行った。
Ｎｏ．５３の試験片については浸炭浸窒焼入れを実施した。条件は図５に示す。具体的には浸炭、拡散処理を９５０℃で３時間行い、その後に８５０℃まで３０分で冷却した後、８５０℃で３０分保持した。９５０℃より降温する時点から焼入れるまでの間、アンモニアを炉内に流入する事で浸窒を実施した。その後、６０℃の油に焼入れを行った。さらにＮｏ．５４の試験片については、浸窒処理温度を９００℃として、他の浸窒処理を実施したＮｏ．１〜Ｎｏ．５２の浸窒処理と同様に３００分の浸窒処理を施した後、６０℃の油に焼入れを行った。
・焼き戻し
一部の試験片については、上記焼入れ後、さらに、１５０℃で２時間保持後に空冷する焼き戻しを行った。
一部の試験片については、上記焼入れ後、さらに、１５０℃で２時間保持後に空冷する焼き戻しを行った。
以上のようにして得たローラーピッチング疲労試験片のそれぞれについて、以下の手順で表層組織、非浸窒部組織、表面硬度、有効硬化層深さ、内部硬度、および浸窒部旧オーステナイト粒度を測定した。
（表層組織）
表層部より深さ方向に電解研磨を行い、Ｘ線を用いて０μｍ、２５μｍ、５０μｍ、７５μｍ、および１００μｍ深さ位置のそれぞれにおける残留オーステナイトの体積率を測定し、その最大値を表層組織における残留オーステナイトの体積率とした。また、ナイタールエッチング後に光学顕微鏡にて組織観察を行い、パーライトおよびセメンタイトの有無を確認した。
表層部より深さ方向に電解研磨を行い、Ｘ線を用いて０μｍ、２５μｍ、５０μｍ、７５μｍ、および１００μｍ深さ位置のそれぞれにおける残留オーステナイトの体積率を測定し、その最大値を表層組織における残留オーステナイトの体積率とした。また、ナイタールエッチング後に光学顕微鏡にて組織観察を行い、パーライトおよびセメンタイトの有無を確認した。
（非浸窒部組織）
まず、非浸窒部を特定するために、浸窒した試験片の断面を研磨し、電子線マイクロアナライザにて前記断面における深さ方向の窒素濃度分布を調査した。前記調査の結果、窒素が侵入しておらず、窒素濃度が一定である部分である非浸窒部の深さ方向位置を特定した。その後、前記非浸窒部をナイタールでエッチングした後、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍で２０視野観察した。その際、フェライト以外の主要組織がマルテンサイトおよび／またはベイナイトであるか否かを確認した。得られた画像に二値化処理を施し、全体の面積に対する白い部分の面積の割合を求め、２０視野での平均値をフェライトの面積率とした。また、走査電子顕微鏡による組織観察を行い、セメンタイトおよびパーライトの有無を確認した。
まず、非浸窒部を特定するために、浸窒した試験片の断面を研磨し、電子線マイクロアナライザにて前記断面における深さ方向の窒素濃度分布を調査した。前記調査の結果、窒素が侵入しておらず、窒素濃度が一定である部分である非浸窒部の深さ方向位置を特定した。その後、前記非浸窒部をナイタールでエッチングした後、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍で２０視野観察した。その際、フェライト以外の主要組織がマルテンサイトおよび／またはベイナイトであるか否かを確認した。得られた画像に二値化処理を施し、全体の面積に対する白い部分の面積の割合を求め、２０視野での平均値をフェライトの面積率とした。また、走査電子顕微鏡による組織観察を行い、セメンタイトおよびパーライトの有無を確認した。
（表面硬度）
試験片の表面から深さ０.０５ｍｍの位置でのマイクロビッカース硬さを、荷重２．９４Ｎにて５点測定し、その平均値を表面硬度とした。
試験片の表面から深さ０.０５ｍｍの位置でのマイクロビッカース硬さを、荷重２．９４Ｎにて５点測定し、その平均値を表面硬度とした。
（有効硬化層深さ）
マイクロビッカース硬度計により、試験片断面の硬さを該試験片の表面から深さ方向に５０μｍ間隔で、荷重２．９４Ｎにて測定し、深さ方向における硬度分布曲線を求めた。前記硬度分布曲線において硬さが５１３ＨＶとなる深さを有効硬化層深さとして求めた。
マイクロビッカース硬度計により、試験片断面の硬さを該試験片の表面から深さ方向に５０μｍ間隔で、荷重２．９４Ｎにて測定し、深さ方向における硬度分布曲線を求めた。前記硬度分布曲線において硬さが５１３ＨＶとなる深さを有効硬化層深さとして求めた。
（内部硬度）
非浸窒部組織を観察した位置と同じ位置におけるマイクロビッカース硬さを、荷重２．９４Ｎにて５点測定し、その平均値を内部硬度とした。
非浸窒部組織を観察した位置と同じ位置におけるマイクロビッカース硬さを、荷重２．９４Ｎにて５点測定し、その平均値を内部硬度とした。
（浸窒部旧オーステナイト粒度）
浸窒部における旧オーステナイト粒度（浸窒部旧γ粒度）は、試験片の断面において、該試験片の表面から深さ方向に５０μｍの位置で調査した。
浸窒部における旧オーステナイト粒度（浸窒部旧γ粒度）は、試験片の断面において、該試験片の表面から深さ方向に５０μｍの位置で調査した。
さらに、各試験片を用いて、熱処理変形量測定、回転曲げ疲労試験、およびローラーピッチング疲労試験を行った。具体的な試験条件は以下のとおりとした。
（熱処理変形量測定）
得られた熱処理変形量測定試験片を用い、浸窒焼入れ前後での開口部の開き量の変化率の絶対値を熱処理変形量とした。開き量の測定は、開口部を幅方向に４等分した境界の３箇所における開き量をマイクロメータで測定し、その平均値を用いた。
得られた熱処理変形量測定試験片を用い、浸窒焼入れ前後での開口部の開き量の変化率の絶対値を熱処理変形量とした。開き量の測定は、開口部を幅方向に４等分した境界の３箇所における開き量をマイクロメータで測定し、その平均値を用いた。
（回転曲げ疲労試験）
得られた回転曲げ疲労試験片を用い、試験温度：２０℃にて回転曲げ疲労試験を実施した。前記試験は、島津製作所製小野式回転曲げ疲労試験機を用い、試験温度２０℃、回転数３０００ｒｐｍにて、試験応力を１０ＭＰａ刻みで負荷して行った。前記試験において、１千万回回転させても破断しなかった応力を回転曲げ疲労試験における疲労強度とした。
得られた回転曲げ疲労試験片を用い、試験温度：２０℃にて回転曲げ疲労試験を実施した。前記試験は、島津製作所製小野式回転曲げ疲労試験機を用い、試験温度２０℃、回転数３０００ｒｐｍにて、試験応力を１０ＭＰａ刻みで負荷して行った。前記試験において、１千万回回転させても破断しなかった応力を回転曲げ疲労試験における疲労強度とした。
（ローラーピッチング疲労試験）
得られたローラーピッチング疲労試験片を用いて、ローラーピッチング疲労試験を行った。前記試験には、ニッコークリエート製ＲＰ−２０１型試験機を使用した。従動側ローラーとしては、鋼種ＳＵＪ２の調質材を使用し、潤滑油としては８０℃のトランスミッション用オイルを用いた。試験条件は、すべり率：４０％、回転数：１５００ｒｐｍとした。上記条件で、面圧を変化させて破損までの繰り返し数を調べ、繰り返し数１千万回で破損しない最大面圧をローラーピッチング疲労試験における疲労強度とした。
得られたローラーピッチング疲労試験片を用いて、ローラーピッチング疲労試験を行った。前記試験には、ニッコークリエート製ＲＰ−２０１型試験機を使用した。従動側ローラーとしては、鋼種ＳＵＪ２の調質材を使用し、潤滑油としては８０℃のトランスミッション用オイルを用いた。試験条件は、すべり率：４０％、回転数：１５００ｒｐｍとした。上記条件で、面圧を変化させて破損までの繰り返し数を調べ、繰り返し数１千万回で破損しない最大面圧をローラーピッチング疲労試験における疲労強度とした。
また、大ローラー側のクラウニング量を１５０ｍｍＲとし、面圧２０００ＭＰａで１０万回まで回転させ、試験片の接触面の横断面の磨耗曲線を採取して、試験前表面に対する磨耗最大深さを求めた。
測定結果を表３、４に示す。この結果から分かるように、本発明の条件を満たす実施例は、熱処理による変形が抑制されているとともに、耐摩耗性と疲労特性に優れていた。これに対し、本発明の条件を満たさない比較例では、熱処理変形量、耐摩耗性、および疲労特性の少なくとも一つが劣っていた。なお、Ｎｏ．５５では、ローラーピッチング試験は疲労強度が２０００ＭＰａ以下であるため中止とした。また、Ｎｏ．６８では焼入れ性が高すぎるために焼割れが発生した。そのため、熱処理変形量測定と疲労試験は中止となった。また、浸炭浸窒焼入れを実施したＮｏ．５３については、表層に浸炭浸窒部が形成されており、単なる浸窒部（窒素のみを浸入させた層）が形成されていないため、耐摩耗性および疲労特性が劣っていた。本発明の好適温度範囲より高い温度で浸窒処理を行ったＮｏ．５４は、所望の非浸窒部組織が得られておらず、そのために熱処理変形量が増大し、ローラーピッチング試験の際にも面圧が安定せず疲労強度が低下した。
Claims (5)
- 鋼からなり、表層に浸窒部を有する部品であって、
前記鋼が、質量％で、
Ｃ ：０．０８〜０．５０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５０％、
Ｍｎ：０．３０〜２．００％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．１００％以下、
Ｃｒ：０．０５〜２．５０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、
Ｎ ：０．００２０〜０．０３００％、および
Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記（１）式で定義されるＺ値が３０以上である成分組成を有し、
前記部品の表面から１００μｍの深さまでの組織が、残留オーステナイトの体積率が３０％以下であり、残部がマルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方からなり、
前記浸窒部以外における組織が、フェライトを面積率で５〜６０％、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方を合計面積率で４０〜９５％含む、部品。
記
Ｚ＝１８６−４４９Ｃ＋３８Ｓｉ−８Ｍｎ−４Ｎｉ＋７Ｃｕ−２９Ｃｒ＋１５Ｍｏ＋１６５Ｖ＋１４２Ｔｉ−２５２Ｎｂ＋３６８Ａｌ＋４２１０Ｂ ・・・（１）
（ただし、（１）式における元素記号は、前記鋼中における各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合にはゼロとする） - 前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、および
Ｓｂ：０．００５０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１に記載の部品。 - 前記成分組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．８０％以下、
Ｖ ：０．２００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、および
Ｂ ：０．００８０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１または２に記載の部品。 - 請求項１〜３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼を加工して部品形状とした後、浸窒処理を施し、次いで焼入れを行う、鋼からなり、表層に浸窒部を有する部品の製造方法であって、
前記部品の表面から１００μｍの深さまでの組織が、残留オーステナイトの体積率が３０％以下であり、残部がマルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方からなり、
前記浸窒部以外における組織が、フェライトを面積率で５〜６０％、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方を合計面積率で４０〜９５％含む、部品の製造方法。 - 前記焼入れの後に、さらに１５０℃〜３５０℃の温度で焼戻しを行う、請求項４に記載の部品の製造方法。
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