JP7277859B2

JP7277859B2 - ガス軟窒化処理部品及びその製造方法

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Publication number: JP7277859B2
Application number: JP2022507086A
Authority: JP
Inventors: 崇秀梅原; 将人祐谷
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2020-03-11
Filing date: 2020-03-11
Publication date: 2023-05-19
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Description

本発明は、ガス軟窒化処理を施された鋼部品とその製造方法に関する。

自動車や各種産業機械などに使用される鋼部品には、表面の疲労強度が要求されるものがある。例えばトランスミッション中のＣＶＴプーリやカムシャフトには、耐摩耗性や曲げ疲労強度が要求され、歯車には、面疲労強度や曲げ疲労強度などの疲労特性が要求される。これらの特性の改善には、表面硬度の向上が有効とされている。そのため、これらの鋼部品には、窒化および軟窒化処理の適用が進められている。窒化処理および軟窒化処理には、高い表面硬度が得られ、かつ熱処理ひずみが小さいという利点がある。

窒化は、鋼の表面に窒素を侵入させる表面硬化熱処理であり、軟窒化は、鋼の表面に窒素と炭素を侵入させる表面硬化熱処理である。窒化および軟窒化に用いる媒体には、ガス、塩浴、プラズマなどがある。自動車のトランスミッション部品には、主に、生産性に優れるガス窒化およびガス軟窒化が適用されている。

ガス窒化およびガス軟窒化によって生成される硬化層は、窒素拡散層（以下、拡散層と略す場合がある）と、拡散層よりも表面側に生成する厚さ数～数十μｍの化合物層である。

拡散層は、侵入窒素及び炭素による固溶強化機構、並びに窒化物の粒子分散強化機構により硬化された層である。拡散層の硬さおよび深さを向上することで、部品の曲げ疲労強度や面疲労強度が向上することが知られている。従来から、拡散層の硬さや深さの向上については多くの研究がなされてきた。

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、母相に比べて硬さが極めて高い。そのため、化合物層は耐摩耗性の向上に有効である。ε相は、γ’相に比べＣの固溶範囲が大きく、成長速度も大きい。このことから、浸炭性ガスを混合させる軟窒化では、ε相主体の化合物層が形成されやすい。そのため軟窒化は、窒化に比べて短時間で、さらに部品の鋼種を問わず、厚い化合物層を得ることができる。そのため軟窒化は、部品の耐摩耗性を向上させる目的で古くから利用されてきた。

化合物層と、耐摩耗性および疲労強度との関係についての従来知見として、以下が挙げられる。

特許文献１には、ε単相の化合物層の厚さが８～３０μｍ、ビッカース硬さが６８０ＨＶ以上であり、化合物層中の空隙の体積率が１０％未満であることを特徴とする窒化または軟窒化部品が開示されている。

また、特許文献２には、窒化後における化合物層厚さが１～５μｍであり、且つ、窒化後の面粗度がＲｚ１．６以下であり、化合物層はγ’相またはγ’相とε相の混相であり、空隙比率が５％以下であることを特徴とする回転圧縮機用ベーンが開示されている。
特許文献３には、目的とする特性に応じて、鋼の成分、特にＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏの含有量を調整し、窒化ポテンシャル制御下で窒化部品を作製することが開示されている。
特許文献４には、面疲労強度に加え回転曲げ疲労強度に優れた部品であって、所定の化学組成を有する鋼材を素材とし、鋼材の表面に形成された、鉄、窒素及び炭素を含有する厚さ３μｍ以上２０μｍ未満の化合物層を有し、表面から５μｍの深さまでの範囲の化合物層における相構造がγ’相を面積率で５０％以上含有し、表面から３μｍの深さまでの範囲において空隙面積率が１％未満であり、化合物層表面の圧縮残留応力が５００ＭＰａ以上であることを特徴とする窒化処理部品が開示されている。
特許文献５には、低合金鋼を５５０～６２０℃に加熱し、処理時間Ａを１．５～１０時間とするガス軟窒化処理を行うに際し、窒化ポテンシャルＫｎ_Ｘが０．１０～１．００、平均値Ｋｎ_Ｘａｖｅが０．２０～０．５５であり、処理時間をＸ時間とする高Ｋｎ値処理の後、窒化ポテンシャルＫｎ_Ｙが０．０１～０．２０の範囲内であり、平均値Ｋｎ_Ｙａｖｅが０．０２～０．１５であり、処理時間をＹ時間とする低Ｋｎ値処理を行い、前記平均値Ｋｎ_Ｘａｖｅと、前記平均値Ｋｎ_Ｙａｖｅと、前記処理時間Ａと、前記高Ｋｎ値処理及び前記低Ｋｎ値処理の処理時間Ｘ及びＹとから、軟窒化処理の窒化ポテンシャルの平均値Ｋｎ_ａｖｅが０．０５～０．２０であることを特徴とする低合金鋼のガス軟窒化処理方法が開示されている。

国際公開第２０１６／１５３００９号日本国特開２００５－１６３８６号公報国際公開第２０１９／０９８３４０号国際公開第２０１８／０６６６６６号日本国特開２０１５－１７５００９号公報

特許文献１の窒化部品または軟窒化部品では、化合物層の最表面から最下面（化合物層と拡散層の界面）中の空隙比率を抑制している。しかし実際には、空隙は鋼の表面～約３μｍまでの領域に集中することが多い。この領域において空隙が多いと、良好な曲げ疲労強度が得られない。本発明者らが特許文献３の窒化処理部品を評価したところ、化合物層の空孔は部品の表層領域に集中的に生じており、この表層領域における空孔の体積率は４０％を超えていた。そのため、表面～３μｍにおける空隙比率を抑制するための鋼の成分、及び窒化制御方法に関し、特許文献１の技術には改善の余地がある。

特許文献２の窒化部品では、化合物層が最小１μｍと非常に薄く、ε相よりも低硬度のγ’相を主体とした相構造である。そのため、特許文献２の技術によれば、良好な耐摩耗性が得られない可能性がある。

特許文献３及び特許文献４の窒化部品では、化合物層の組織が、硬度が低いγ’相を主体とするものとされている。特許文献５に記載の技術では、化合物層の生成を抑制することを課題とし、このために窒化ポテンシャルを通常より低い値としている。そのため、特許文献３～５の窒化部品は、耐摩耗性に関して改善の余地があると考えられる。

本発明の目的は、良好な耐摩耗性に加え、回転曲げ疲労強度にも優れた部品及びその製造方法を提供することである。

本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係るガス軟窒化処理部品は、鋼芯部と、化合物層と、前記鋼芯部と前記化合物層との間に存在する窒素拡散層と、を備え、前記鋼芯部の組成が、質量％で、Ｃ：０．０５％～０．６０％、Ｓｉ：０．０５％～１．５０％、Ｍｎ：０．２０％～２．５０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．５０％～２．５０％、Ｖ：０．０５％～１．３０％、Ａｌ：０．０５０％以下、及びＮ：０．０２５０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物を含み、前記鋼芯部の前記組成におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏの含有量が式１を満たし、前記化合物層の厚さが３～２０μｍであり、前記化合物層は、ε相を面積率で５０％超含有し、残部がγ’相であり、前記化合物層の表面から深さ３μｍまでの領域において、空隙の面積比率が１２％未満である。
０．００≦－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ≦０．５０・・・式１
ただし、式１中の元素記号は当該元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０を代入する。
（２）上記（１）に記載のガス軟窒化処理部品では、前記鋼芯部の前記組成が、質量％で、Ｃ：０．０５％～０．６０％、Ｓｉ：０．０５％～１．５０％、Ｍｎ：０．２０％～２．５０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．５０％～２．５０％、Ｖ：０．０５％～１．３０％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｎ：０．０２５０％以下、Ｍｏ：０～１．５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｗ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．３００％、Ｔｉ：０～０．２５０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、及びＲＥＭ：０～０．０１０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなってもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載のガス軟窒化処理部品では、前記鋼芯部の前記組成において、Ｃ：０．０５％～０．３５％であってもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載のガス軟窒化処理部品前記化合物層における前記ε相が面積率で９０％以下であってもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載のガス軟窒化処理部品では、前記化合物層の厚さが６μｍ以上であってもよい。
（６）本発明の別の態様に係るガス軟窒化処理部品の製造方法は、上記（１）～（５）のいずれか一項に記載のガス軟窒化処理部品の製造方法であって、上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の鋼芯部の組成を有する鋼材を所定の形状に加工して素形鋼を得る工程と、前記素形鋼にガス軟窒化処理を施す工程と、を有し、前記ガス軟窒化処理は、ＣＯ_２、ＣＯ、炭化水素ガスのうち少なくとも１種を含むガスを、式２で表す浸炭性ガス投入比率で２体積％以上１０体積％未満含み、残部はＮＨ_３、Ｈ_２、Ｎ_２及び不純物ガスであるガス雰囲気中において、温度５５０℃以上６３０℃以下で、１時間以上７時間以下保持して行い、前記ガス雰囲気は、式３によって求められる窒化ポテンシャルＫ_Ｎが、前記ガス軟窒化処理を施す工程を通じて０．１５以上０．４０以下の範囲内であって、前記窒化ポテンシャルＫ_Ｎの平均値Ｋ_Nａｖｅが０．１８以上０．３０未満である。
浸炭性ガス投入比率（体積％）＝ＣＯ_２、ＣＯ、炭化水素ガスの総投入流量（ｌ／ｍｉｎ）／雰囲気ガスの総投入流量（ｌ／ｍｉｎ）×１００・・・式２
Ｋ_Ｎ＝（ＮＨ_３分圧）／［（Ｈ_２分圧）^3/2］（ａｔｍ^－１／２）・・・式３

本発明によれば、耐摩耗性に加え回転曲げ疲労強度に優れた軟窒化処理部品を得ることができる。

本実施形態に係るガス軟窒化処理部品の表面の拡大図である。本実施形態に係るガス軟窒化処理部品の製造方法を説明するフローチャートである。ローラピッティング試験用小ローラの形状を示す図である。なお、図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。ローラピッティング試験用大ローラの形状を示す図である。なお、図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。回転曲げ疲労試験用円柱試験片の形状を示す図である。なお、図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。

本発明者らは、軟窒化によって鋼材の表面に形成される化合物層の形態に着目し、化合物層の形態と疲労強度との関係を調査した。

その結果、成分を調整した鋼材を、一定の雰囲気下で窒化ポテンシャル制御しながら軟窒化することにより、化合物層の表面側に生成される空隙を抑制可能であることを知見した。さらに、化合物層の厚さを一定の範囲とし、化合物層の硬さを一定値以上とすることにより、優れた耐摩耗性、及び回転曲げ疲労強度を有する軟窒化部品を作製できることを見出した。

以上の知見により得られた、本実施形態に係るガス軟窒化処理部品について詳しく説明する。本実施形態に係るガス軟窒化処理部品１（以下、単に「部品」と記載する場合がある）は、図１に示されるように、鋼芯部１１（以下、単に「鋼」と記載する場合がある）と、化合物層１２と、鋼芯部１１と化合物層１２との間に存在する窒素拡散層１３（以下、単に「拡散層」と記載する場合がある）とを備える。
［鋼の組成］
以下、鋼の組成について説明する。以下に述べる各成分元素の含有量は、特に断りがない限り、鋼の組成に関するものである。化合物層及び拡散層の組成は、以下に説明される範囲内に限定されない。また、鋼における各成分元素の含有量及び部品表面における元素の濃度の「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味する。

［Ｃ：０．０５～０．６０％］
Ｃは、ε相の形成を安定化させる。そのため、Ｃは、窒化後の化合物層の厚さおよびε相の体積比率を高め、部品の耐摩耗性を高めるのに有効な元素である。この他、Ｃは、部品の芯部硬さを確保するために必要な元素である。これらの効果を得るため、Ｃは０．０５％以上が必要である。一方、Ｃの含有量が０．６０％を超えると、素材となる棒鋼及び線材等の熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎる。そのため、素材の切削加工性が大きく低下する。Ｃ含有量を０．０８％以上、０．１０％以上、又は０．１５％以上としてもよい。Ｃ含有量を０．５５％以下、０．５０％以下、０．４０％以下、又は０．３５％以下としてもよい。

［Ｓｉ：０．０５～１．５０％］
Ｓｉは、固溶強化によって、芯部硬さを高める元素である。また、Ｓｉは高温による軟化抵抗を高めるため、部品が接触摩擦環境下で高温となる際に耐摩耗性を高める。これらの効果を発揮させるために、Ｓｉは０．０５％以上が必要である。一方、Ｓｉの含有量が１．５０％を超えると、素材となる棒鋼及び線材等の熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎる。そのため、素材の切削加工性が大きく低下する。Ｓｉ含有量を０．０８％以上、０．１０％以上、又は０．２０％以上としてもよい。Ｓｉ含有量を１．３０％以下、１．１０％以下、又は１．００％以下としてもよい。

［Ｍｎ：０．２０～２．５０％］
Ｍｎは、軟窒化処理によって、化合物層や拡散層中に微細な軟窒化物（Ｍｎ_３Ｎ_２）を形成し、耐摩耗性や曲げ疲労強度を高める元素である。またＭｎは、固溶強化によって、芯部硬さを高める。これらの効果を得るために、Ｍｎは０．２０％以上が必要である。一方、Ｍｎの含有量が２．５０％を超えると、耐摩耗性や曲げ疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、素材となる棒鋼及び線材等の熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎる。そのため、素材の切削加工性が大きく低下する。Ｍｎ含有量を０．４０％以上、０．６０％以上、又は１．００％以上としてもよい。Ｍｎ含有量を２．３０％以下、２．００％以下、又は１．８０％以下としてもよい。

［Ｐ：０．０２５％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。そのため、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐの含有量が０．０２５％を超えると、耐摩耗性や曲げ疲労強度が低下する場合がある。耐摩耗性や曲げ疲労強度の低下を防止するためのＰ含有量の好ましい上限は０．０１８％、０．０１５％、又は０．０１０％である。Ｐの含有量は０％でもよいが、精錬の経済性を考慮し、Ｐ含有量を０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．００８％以上としてもよい。

［Ｓ：０．０５０％以下］
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を向上させる元素である。しかし、Ｓの含有量が０．０５０％を超えると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり、耐摩耗性や曲げ疲労強度が大きく低下する。耐摩耗性や曲げ疲労強度の低下を防止するためのＳ含有量の好ましい上限は０．０３０％、０．０２５％、又は０．０２０％である。Ｓの含有量は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、０．００２％％以上、又は０．００５％以上としてもよい。

［Ｃｒ：０．５０～２．５０％］
Ｃｒは、軟窒化処理によって、化合物層や拡散層中に微細な軟窒化物（ＣｒＮ）を形成し、耐摩耗性や曲げ疲労強度を高める元素である。これらの効果を得るため、Ｃｒは０．５０％以上が必要である。一方、Ｃｒの含有量が２．５０％を超えると、耐摩耗性や曲げ疲労強度を向上させる効果が飽和するだけでなく、素材となる棒鋼及び線材の熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎる。そのため、素材の切削加工性が著しく低下する。Ｃｒ含有量を０．７０％以上、０．８０％以上、又は１．００％以上としてもよい。Ｃｒ含有量を２．２０％以下、２．００％以下、又は１．８０％以下としてもよい。

［Ｖ：０．０５～１．３０％］
Ｖは、軟窒化処理によって、化合物層や拡散層中に微細な軟窒化物（ＶＮ）を形成し、耐摩耗性や曲げ疲労強度を高める元素である。これらの効果を得るため、Ｖは０．０５％以上が必要である。一方、Ｖの含有量が１．３０％を超えると、耐摩耗性や曲げ疲労強度を向上させる効果が飽和するだけでなく、素材となる棒鋼及び線材の熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎる。そのため、素材の切削加工性が著しく低下する。Ｖ含有量を０．１０％以上、０．２０％以上、又は０．４０％以上としてもよい。Ｖ含有量を１．１０％以下、１．００％以下、又は０．８０％以下としてもよい。
［Ａｌ：０．０５０％以下］
Ａｌは本実施形態に係る部品において必須ではない。一方、Ａｌは、脱酸元素である。また、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、軟窒化処理前の鋼材の組織を微細化し、軟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は０．００５％以上が必要である。一方で、Ａｌは硬質な酸化物系介在物を形成しやすい。Ａｌの含有量が０．０５０％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。曲げ疲労強度の低下を防止するためのＡｌ含有量の好ましい上限は０．０４０％、０．０３０％、又は０．０２０％である。Ａｌの含有量は０％でもよいが、上述の効果を得るために、Ａｌ含有量を０．００１％以上、０．００２％以上、又は０．００５％以上としてもよい。

［Ｎ：０．０２５０％以下］
Ｎは本実施形態に係る部品において必須ではなく、Ｎ含有量が０％であってもよい。一方、Ｎは、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｖと結合してＭｎ_３Ｎ_２、ＣｒＮ、ＡｌＮ、ＶＮを形成する。これら窒化物形成元素の中でも、窒化物形成傾向の高いＡｌ、Ｖは、オーステナイト粒のピンニング作用により、軟窒化処理前の鋼材の組織を微細化し、軟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。上述の効果を得る観点から、Ｎの含有量を０．００３０％以上、０．００３５％以上、又は０．００４０％以上としてもよい。一方で、Ｎの含有量が０．０２５０％を超えると、粗大なＡｌＮやＶＮが形成されやすくなるため、上記の効果は得難くなる。Ｎ含有量を０．０２２０％以下、０．０２００％以下、又は０．０１００％以下としてもよい。

本実施形態に係るガス軟窒化処理部品の鋼芯部の化学成分は、上記の元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物を含む。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、本実施形態に係る部品の特性を損なわない成分のことをいう。不純物とは、例えば、０．００４０％以下のＯ（酸素）等である。

ただし、本実施形態に係るガス軟窒化処理部品において、その課題を解決するために主に貢献する箇所は化合物層である。化合物層が後述するものとされる限り、鋼芯部が上述の成分以外の成分を含有することは妨げられない。鋼芯部がさらに含有しうる成分として、以下の元素を例示することができる。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。

［Ｍｏ：０～１．５０％］
Ｍｏは、化合物層中のε相を安定化させる。また、Ｍｏは化合物層や拡散層中に微細な窒化物（Ｍｏ_２Ｎ）を形成し、硬さを高める。そのため、Ｍｏは耐摩耗性や曲げ疲労強度の向上に有効な元素である。これらの効果を確実に得るため、Ｍｏは０．０１％以上の含有が好ましい。一方、Ｍｏの含有量が１．５０％以下とすると、素材となる棒鋼及び線材の熱間鍛造後の硬さを抑制し、素材の切削加工性を担保できるので好ましい。Ｍｏ含有量のさらに好ましい下限は０．０５％、又は０．１０％である。Ｍｏのさらに好ましい上限は１．２０％未満、１．１０％、又は１．００％である。

［Ｃｕ：０～１．００％］
Ｃｕは、固溶強化元素として部品の芯部硬さならびに窒素拡散層の硬さを向上させる。Ｃｕの固溶強化の作用を確実に発揮させるためには、０．０１％以上の含有が好ましい。一方、Ｃｕの含有量を１．００％以下とすると、素材となる棒鋼及び線材の熱間鍛造後の硬さを抑制し、素材の切削加工性を担保できるので好ましい。また、Ｃｕの含有量を１．００％以下とすると、素材の熱間延性を向上させ、熱間圧延時、及び熱間鍛造時の表面傷発生を一層抑制することができるので好ましい。Ｃｕ含有量を０．０５％以上、０．１０％以上、又は０．２０％以上としてもよい。含有量を０．９０％以下、０．８０％以下、又は０．６０％以下としてもよい。

［Ｎｉ：０～１．００％］
Ｎｉは、固溶強化により芯部硬さ及び表面硬さを向上させる。Ｎｉの固溶強化の作用を確実に発揮させるためには、０．０１％以上の含有が好ましい。一方、Ｎｉの含有量を１．００％以下とすると、棒鋼及び線材の熱間鍛造後の硬さを抑制し、素材の切削加工性を一層向上させることができるので好ましい。Ｎｉ含有量を０．０５％以上、０．１０％以上、又は０．２０％以上としてもよい。Ｎｉ含有量を０．９０％未満、０．８０％以下、又は０．７０％以下としてもよい。

［Ｗ：０～０．５０％］
Ｗは、固溶強化や炭化物（ＷＣやＷ_２Ｃ）の析出により芯部硬さおよび表面硬さを向上させる。Ｗの作用を確実に発揮させるためには、０．０１％以上のＷの含有が好ましい。一方、Ｗの含有量を０．５０％以下とすると、棒鋼および線材の熱間鍛造後の硬さを抑制し、切削加工性を担保できるので好ましい。Ｗ含有量を０．０５％以上、０．１０％以上、又は０．２０％以上としてもよい。Ｗ含有量を０．４０％以下、０．３５％以下、又は０．３０％以下としてもよい。

［Ｃｏ：０～０．５０％］
Ｃｏは、固溶強化により芯部硬さ及び表面硬さを向上させる。また、Ｃｏの作用を確実に発揮させるためには、０．０１％以上のＣｏの含有が好ましい。一方、Ｃｏの含有量を０．５０％以下とすると、棒鋼および線材の熱間鍛造後の硬さを抑制し、切削加工性を担保できるので好ましい。Ｃｏ含有量を０．０５％以上、０．１０％以上、又は０．２０％以上としてもよい。Ｃｏ含有量を０．４０％以下、０．３５％以下、又は０．３０％以下としてもよい。

［Ｎｂ：０～０．３００％］
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、微細な窒化物や炭窒化物を形成する。これにより、Ｎｂは表面硬さや芯部硬さを向上させる。この効果を確実に発揮させるためには、０．０１０％以上のＮｂの含有が好ましい。一方、Ｎｂの含有量を０．３００％以下とすることにより、粗大な窒化物、炭窒化物の生成を抑制することができるので、好ましい。Ｎｂ含有量を０．０１５％以上、０．０２０％以上、又は０．０５０％以上としてもよい。Ｎｂ含有量を０．２５０％未満、０．２００％以下、又は０．１８０％以下としてもよい。

［Ｔｉ：０～０．２５０％］
Ｔｉは、窒化時に鋼の表層に侵入したＮや、母相のＣと結合し、微細な窒化物や炭窒化物を形成する。これにより、Ｔｉは表面硬さや芯部硬さを向上させる。この効果を確実に発揮させるためには、０．００５％以上のＴｉの含有が好ましい。一方、Ｔｉの含有量を０．２５０％以下とすることにより、粗大な窒化物、炭窒化物の生成を抑制することができるので、好ましい。Ｔｉ含有量を０．００７％以上、０．０１０％以上、又は０．０２０％以上としてもよい。Ｔｉ含有量を０．２００％以下、０．１５０％以下、又は０．１００％以下としてもよい。

［Ｂ：０～０．０１００％］
固溶Ｂは、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、切削性を向上させる。これらの作用を確実に得るため、Ｂは０．０００５％（５ｐｐｍ）以上とすることが好ましい。一方、Ｂの含有量を０．０１００％以下とすることにより、多量なＢＮの偏析を抑制し、鋼材の割れを抑制することができるので、好ましい。Ｂ含有量を０．０００８％以上、０．００１０％以上、又は０．００２０％以上としてもよい。含有量を０．００８０％以下、０．００７０％以下、又は０．００６０％以下としてもよい。

［Ｃａ：０～０．０１０％］
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の作用を確実に発揮させるためには、０．００１％以上のＣａの含有が好ましい。一方、Ｃａの含有量を０．０１０％以下とすることで、経済性を損なうことなくＣａの作用を効果的に発揮できる。Ｃａ含有量を０．００２％以上、０．００３％以上、又は０．００４％以上としてもよい。Ｃａ含有量を０．００９％以下、０．００８％以下、又は０．００７％以下としてもよい。

［Ｍｇ：０～０．０１０％］
Ｍｇは、ＭｎＳを微細化して面疲労強度を向上させる働きがある。Ｍｇの作用を確実に発揮させるためには、０．００１％以上のＭｇの含有が好ましい。一方、Ｍｇの含有量を０．０１０％以下とすることで、経済性を損なうことなくＭｇの作用を効果的に発揮できる。Ｍｇ含有量を０．００２％以上、０．００３％以上、又は０．００４％以上としてもよい。Ｍｇ含有量を０．００９％以下、０．００８％以下、又は０．００７％以下としてもよい。

［ＲＥＭ：０～０．０１０％］
「ＲＥＭ」との用語は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量とは、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の作用を確実に発揮させるためには、０．００１％以上のＲＥＭの含有が好ましい。一方、ＲＥＭの含有量を０．０１０％以下とすることで、経済性を損なうことなくＲＥＭの作用を効果的に発揮できる。ＲＥＭ含有量を０．００２％以上、０．００３％以上、又は０．００４％以上としてもよい。ＲＥＭ含有量を０．００９％以下、０．００８％以下、又は０．００７％以下としてもよい。

［０．００≦－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ≦０．５０］
本実施形態に係るガス軟窒化処理部品の鋼芯部の成分は、さらに、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏの含有量（質量％）が以下の式（１）を満たす。
０．００≦－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ≦０．５０・・・式（１）
ただし、式（１）中の元素記号は当該元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０を代入する。

Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＶおよびＭｏは、化合物層の厚さに影響を及ぼす元素である。Ｃ及びＭｏにはε相を安定化させ、厚さを高める効果がある。一方Ｍｎ、ＣｒおよびＶには、化合物層を薄くする効果がある。そのため、これらの元素の含有量を一定の範囲に制御することで、化合物層の厚さを安定して制御でき、耐摩耗性および曲げ疲労強度を向上させることができる。

これらの効果を得るため、式（１）中の｛－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ｝の値は０．００以上であるとよい。一方、｛－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ｝の値が０．５０を超えると、化合物層が薄くなり、所望の面疲労強度及び曲げ疲労強度が得られないことがある。｛－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ｝の値の好ましい下限は０．０３％、０．０５％、又は０．１０％である。｛－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ｝の値の好ましい上限は０．４５％、０．４０％、又は０．３０％である。

鋼芯部の化学成分の測定箇所は、部品の表面から５．０ｍｍ以上深い箇所とする。これは、以下の理由による。
窒化処理により窒素が侵入した窒素拡散層と、窒素の侵入が及ばなかった鋼芯部との境界を厳密に特定することは困難である。本実施の形態にかかる窒化条件であれば、表面から５．０ｍｍ以上深い位置では窒化処理による窒素の侵入の影響がほとんどない。このため、部品の表面から５．０ｍｍ以上深い箇所において化学組成を測定することにより、窒化による化学成分への影響を受けることなく、鋼芯部の化学成分を測定することができる。

次に、本実施形態に係るガス軟窒化処理部品の化合物層について説明する。

本実施形態に係るガス軟窒化処理部品は、鋼材（ＳｔｅｅｌＭａｔｅｒｉａｌ）を素形鋼（ＲｏｕｇｈＳｈａｐｅｄＳｔｅｅｌ）に加工したうえで、所定の条件下で軟窒化処理を行うことによって製造される。上述されたように、本実施形態に係るガス軟窒化処理部品１は、鋼芯部（ＣｏｒｅＳｔｅｅｌ）１１と、鋼芯部１１の上に形成された窒素拡散層（ＮｉｔｒｏｇｅｎＤｉｆｆｕｓｉｏｎＬａｙｅｒ）１３と、窒素拡散層１３の上に形成された化合物層（ＣｏｍｐｏｕｎｄＬａｙｅｒ）１２とを備える。すなわち、本実施形態に係るガス軟窒化処理部品１は、表面に化合物層１２があり、化合物層１２の内側に窒素拡散層１３があり、窒素拡散層１３の内側に鋼芯部１１がある構造を有する。

化合物層は、窒化処理により素形鋼に侵入した窒素原子と、素形鋼に含まれる鉄原子とが結合して形成した鉄窒化物を、主成分として含む層である。化合物層は、主として鉄窒化物により構成されるが、鉄及び窒素のほかに、外気から混入する酸素、および、素形鋼に含有されている各元素（すなわち、鋼芯部に含有される各元素）も化合物層に含まれる。一般に、化合物層に含まれる元素の９０％以上（質量％）は窒素および鉄である。化合物層に含まれる鉄窒化物は、主にＦｅ_２～３Ｎ（ε相）、又はＦｅ_４Ｎ（γ’相）である。

［化合物層の厚さ：３μｍ以上２０μｍ以下］
化合物層の厚さは、ガス軟窒化処理部品の耐摩耗性や曲げ強度に影響する。化合物層１２は、拡散層１３に比べて変形能が小さい。そのため、化合物層が厚すぎると、化合物層が曲げによる破壊起点となりやすい。また、化合物層が薄すぎると、化合物層のない表面が部品の一部に存在する場合があり、耐摩耗性や曲げ強度が低下する。本実施形態に係るガス軟窒化処理部品においては、耐摩耗性や曲げ強度の観点から、化合物層の厚さは３μｍ以上２０μｍ以下とする。化合物層厚さを５μｍ以上、６μｍ以上、又は８μｍ以上としてもよい。化合物層厚さを１５μｍ以下、１４μｍ以下、又は１２μｍ以下としてもよい。

化合物層の厚さは、走査型電子顕微鏡（ＳｃａｎｎｎｉｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）の二次電子像によって測定することができる。ガス軟窒化処理した部品の表面に垂直な断面を、研磨し、３％ナイタール溶液で２０～３０秒間エッチングを行う。化合物層１２は、部品１の表層に、凹凸の無い未腐食の層として観察され、拡散層１３は、腐食された層として化合物層の直下に観察される。４０００倍で撮影した組織写真１０視野（１視野当たりの面積：６．６×１０^２μｍ^２）における化合物層１２を特定する。そして、それぞれの写真において、水平方向に１０μｍ毎に３点で、化合物層１２の厚さを測定する。前記１０視野は、互いに重複しないようにされる。そして、測定された３０点における化合物層１２の厚さの平均値を、ガス軟窒化処理部品の化合物層の厚さ（μｍ）と定義する。

［化合物層中のε相の面積率：５０％超］
化合物層の構成相は、ガス軟窒化処理部品の耐摩耗性や曲げ強度に影響する。ε相はｈｃｐ構造であり、ｆｃｃ構造であるγ’相に比べ変形能が小さい。一方で、ε相はγ’相に比べ、ＮおよびＣの固溶範囲が広く、高硬度である。ε相の面積率が低いと、化合物層の硬さが小さくなりやすく、耐摩耗性が低下することがある。本実施形態に係るガス軟窒化処理部品においては、化合物層中のε相の面積率は５０％超とする。ε相の面積比率の好ましい範囲は７０％超、７５％以上、又は８０％以上である。ε相の面積比率が１００％であってもよい。ε相の面積比率の上限値は特に限定されないが、例えば回転疲労曲げ強度を一層高める観点から、ε相の面積比率を９５％以下、９２％以下、９０％以下、又は８８％以下としてもよい。
ε相の面積率は１００％であってもよく、従って残部が存在しなくともよい。化合物層の残部が存在する場合、残部は主にγ’相から構成される。なお、ε相及びγ’相のいずれにも当てはまらない特異相が含まれる場合がある。しかし、ε相が面積率で５０％超であり、且つε相及びγ’相の面積率の合計値が９５％超である化合物層は、ε相を面積率で５０％超含有し、残部がγ’相である化合物層であるとみなす。

ε相の面積率は、組織写真を画像処理することにより求める。具体的には、後方散乱電子回折法（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＥＢＳＤ）により、４０００倍で撮影した、窒化処理部品の表面に垂直な断面の組織写真１０枚に対して、化合物層中のγ’相、ε相を判別する。そして、化合物層中に占めるε相の面積比率を、組織写真を画像処理して２値化することにより求める。そして、測定された１０視野のε相の面積比率の平均値を、ε相の面積率（％）と定義する。

［化合物層の表面から３μｍの深さの範囲における空隙の面積比率：１２％未満］
化合物層の表面から３μｍの深さの範囲に空隙が存在すると応力集中が生じ、耐摩耗性が低下したり、曲げ疲労における破壊の起点となる。そのため、化合物層の表面から３μｍの深さの範囲における空隙の面積比率（空隙面積率）は１２％未満とする必要がある。

空隙面積率は、ＳＥＭによって測定することができる。まず、窒化処理部品をＮｉめっきする。次いで、Ｎｉめっきされた窒化処理部品を、その表面に垂直に切断し、この断面を研磨する。Ｎｉめっきは、研磨の際に化合物層が変形することを防止するために、研磨の前に設けられる。そして、研磨された断面において、最表面から３μｍまでの深さと最表面に沿った長さ３０μｍとの積からなる長方形の領域（面積９０μｍ^２）の二次電子像を撮影する。上記領域の二次電子像における黒色部位を、空隙とみなすことができる。なお、二次電子像において、部品の最表面に凹凸が含まれる場合がある。この場合は、最表面の積分平均を最表面とみなす。
そして、各二次電子像の写真に占める空隙の総面積の比（空隙面積率、単位は％）を、画像処理アプリケーションにより求める。そして、測定された１０視野での空隙面積率の平均値を、部品の空隙面積率（％）と定義する。化合物層の厚さが３μｍ未満の場合においても、同様に表面から３μｍ深さまでを測定対象とする。前記１０視野は、互いに重複しないようにされる。測定する空隙の大きさは、面積換算による円相当径で０．３μｍ以上のものを対象とする。即ち、空隙面積率の測定にあたり、円相当径で０．３μｍ未満の空隙は無視される。なお、通常、空隙の円相当径は最大で１μｍ程度である。

空隙面積率は好ましくは１１％未満、１０％未満、９％未満、７％未満、又は３％未満であり、０％であってもよい。空隙面積率の下限値は特に限定されないが、例えば空隙面積率を０％以上、１％以上、２％以上、又は４％以上としてもよい。

［化合物層の硬さ：好ましくは７４０ＨＶ以上］
化合物層の硬さが高くなると、部品の耐摩耗性や回転曲げ疲労強度が向上する。化合物層の硬さは、ε相の面積率を高めたり、ＣｒＮやＶＮなどの窒化物を化合物層中に析出させたり、置換型元素を化合物層に固溶させることで高めることができる。その一方で窒化温度によっても変化する。本実施形態に係るガス軟窒化処理部品は、化合物層の硬さを７４０ＨＶ以上とすることにより、優れた耐摩耗性、回転曲げ疲労強度を有するものとなるので好ましい。化合物層の硬さは、一層好ましくは７７０ＨＶ以上である。化合物層の構成を上述のように制御することにより、化合物層の硬さを７４０ＨＶ以上とすることができる。

次に、本実施形態に係るガス軟窒化処理部品の製造方法の一例を説明する。

図２に示されるように、本実施形態に係るガス軟窒化処理部品の製造方法では、まず上述された鋼芯部の成分を有する鋼材を、熱間鍛造などの加工によって所定の形状とし、必要に応じて切削加工や研削加工を施して、素形鋼を得る。そして、素形鋼にガス軟窒化処理を施して、ガス軟窒化処理部品を得る。

［ガス軟窒化処理］
ガス軟窒化処理は、ＮＨ_３、Ｈ_２、Ｎ_２に加え、鋼の表面にＣを侵入させる目的でＣＯ_２、ＣＯ、もしくはＣＨ_４やＣ_３Ｈ_８などの炭化水素ガスを合計で９９体積％以上含むガス雰囲気中で窒化ポテンシャルを制御した条件で施される。なお、残部はＯ_２などの不純物ガスを含んでもよい。好ましくは、ＮＨ_３、Ｈ_２、Ｎ_２、ＣＯ_２、ＣＯ、ＣＨ_４、Ｃ_３Ｈ_８が合計で９９．５体積％以上であるとよい。なお、Ｃを侵入させる目的で加えられる気体（ＣＯ_２、ＣＯ、もしくはＣＨ_４やＣ_３Ｈ_８などの炭化水素ガス）を、以降では浸炭性ガスと表記する。

［処理温度：５５０～６３０℃］
ガス軟窒化処理の温度は、主に、窒素の拡散速度と相関があり、表面硬さ及び硬化層深さに影響を及ぼす。処理温度が低すぎれば、窒素の拡散速度が小さく、化合物層の厚さや硬化層深さが小さくなる。一方、軟窒化処理温度が高すぎると化合物層表面側から空隙が生成されやすくなる他、化合物層の硬さが低下する。加えて、処理温度がＡ_Ｃ１点を超えれば、フェライト相（α相）よりも窒素の拡散速度が小さいオーステナイト相（γ相）が化合物層と拡散層との界面から生成され、硬化層深さが浅くなる。したがって、本実施形態における軟窒化処理温度はフェライト温度域周囲の５５０～６３０℃である。この場合、化合物層の硬さが低くなるのを抑制でき、かつ、硬化層深さが浅くなるのを抑制できる。

［ガス窒化処理全体の処理時間（保持時間）］
ガス軟窒化処理全体の時間、つまり、軟窒化処理の開始から終了までの時間（保持時間）は、化合物層の形成及び分解、及び窒素の拡散浸透と相関があり、表面硬さ及び硬化層深さに影響を及ぼす。処理時間が短すぎると化合物層の厚さや、硬化層深さが小さくなる。一方、処理時間が長すぎれば、化合物層表面の空隙面積率が増加し、曲げ疲労強度が低下する。処理時間が長すぎればさらに、製造コストが高くなる。したがって、ガス軟窒化処理の処理時間（保持時間）は１．０時間以上７．０時間以下であるとよい。保持時間の下限は、好ましくは１．５時間、さらに好ましくは２．０時間にするとよい。

［ガス軟窒化処理における浸炭性ガスの投入比率］
本発明におけるガス軟窒化処理では、ＣＯ_２、ＣＯ、若しくはＣＨ_４やＣ_３Ｈ_８などの炭化水素ガスのうち、少なくとも１種を含む単独もしくは混合ガスを、式（２）で示す浸炭性ガス投入比率（体積％）で管理する。
浸炭性ガス投入比率（体積％）＝ＣＯ_２、ＣＯ、及び炭化水素ガスの総投入流量（ｌ／ｍｉｎ）／雰囲気ガスの総投入流量（ｌ／ｍｉｎ）×１００・・・式（２）

浸炭性ガス投入比率が２体積％未満だと、均一なε相が形成されず、耐摩耗性が下がることがある。一方、浸炭性ガス投入比率が１０体積％以上だと、相対的にＮＨ_３、Ｈ_２などの窒化反応ガスの分圧が低くなることで、化合物層の生成速度が小さくなり、化合物層が薄くなったり、化合物層厚さのバラつきが大きくなることで耐摩耗性や曲げ疲労強度が低下する。したがって本実施形態に係る製造方法における浸炭性ガスの投入比率は、２体積％以上１０体積％未満とする。浸炭性ガスの投入比率を３体積％以上又は４体積％以上としてもよい。浸炭性ガスの投入比率を９体積％以下、又は８体積％未満としてもよい。

［ガス軟窒化処理における窒化ポテンシャル］
本実施形態に係るガス軟窒化処理部品の製造方法では、窒化ポテンシャルを制御する。上述した素形鋼を以下の条件で軟窒化することにより、厚さ３～２０μｍの化合物層を有し、上記化合物層の表面から深さ３μｍまでの領域において空隙の面積比率が１２％未満のガス軟窒化処理部品を得ることができる。

ガス軟窒化処理の窒化ポテンシャルＫ_Ｎは下記式（３）で定義される。
Ｋ_Ｎ＝（ＮＨ_３分圧）／［（Ｈ_２分圧）^3/2］（ａｔｍ^－１／２）・・・式（
３）
また、窒化ポテンシャルＫ_Ｎの平均値Ｋ_Ｎａｖｅは、ガス軟窒化処理の開始から終了まで１０分毎に記録された上記窒化ポテンシャルＫ_Ｎの平均値である。上記式の通り、ＮＨ_３およびＨ_２の分圧は、単位（ａｔｍ）での値を用いる。

ガス軟窒化処理の雰囲気のＮＨ_３及びＨ_２の分圧は、ガスの流量を調整することにより制御することができる。

本発明者らの検討の結果、ガス軟窒化処理の窒化ポテンシャルは、化合物層の厚さ、空隙面積率に影響する。式（３）によって求められる窒化ポテンシャルＫ_Ｎを、ガス軟窒化処理工程を通じて０．１５以上０．４０以下の範囲内に維持し、ガス軟窒化処理工程中の窒化ポテンシャルＫ_Ｎの平均値Ｋ_Nａｖｅを０．１８以上０．３０未満とすることが、最適な窒化ポテンシャルであることを見出した。

このような条件で、本発明における成分系の鋼を軟窒化することにより、安定的に厚さ３～２０μｍの化合物層を有し、表面から深さ３μｍまでの領域において空隙の面積比率が１２％未満の化合物層を有するガス軟窒化処理部品とすることができる。

表１に示す化学成分を有する鋼ａ～ａｂを、５０ｋｇ真空溶解炉で溶解して溶鋼を製造し、前記溶鋼を鋳造してインゴットを製造した。なお、表２－１及び表２－２中のａ～ｔは、本発明で規定する化学成分を有する鋼である。一方、鋼ｕ～ａｂ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。尚、表１において、「Ｘ」は、“－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ”の値を示す。また、下線は本発明の範囲外の組成であることを示し、空欄は合金元素を意図的に添加しないことを示す。また、表１に示す鋼ａ～ａｂの組成のうち、表１に示す成分以外の成分（残部）は、Ｆｅ及び不純物である。なお、全ての鋼において、Ｏが不純物として約１０ｐｐｍ含まれていた。

前記鋼ａ～ａｂのそれぞれのインゴットを熱間鍛造して直径４０ｍｍ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、図３に示す耐摩耗性を評価するためのローラピッティング試験用の小ローラ、図４に示す大ローラを作製した。さらに、図５に示す回転曲げ疲労強度を評価するための円柱試験片を作製した。

採取された試験片に対して、次の条件でガス軟窒化処理を実施した。試験片をガス軟窒化炉に装入し、炉内にＮＨ_３、Ｈ_２、Ｎ_２、ＣＯ_２の各ガスを導入して、表２－１及び表２－２に示す条件で軟窒化処理を実施した。なお、ＣＯ_２ガスの投入比率が一定となるよう、ＮＨ_３、Ｈ_２、Ｎ_２ガスの総投入流量およびＣＯ_２ガスの投入流量は処理中に変化させないようにした。軟窒化処理後の試験片に対して、８０℃の油を用いて油冷を実施した。

雰囲気中のＨ_２分圧は、ガス軟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、ガス軟窒化処理の間、継続して測定した。

また、ＮＨ_３分圧は、炉外に取り付けたガラス管式ＮＨ_３分析計を用いて、１０分毎に測定した。

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、Ｈ_２流量及びＮ_２流量を調整した。１０分毎に窒化ポテンシャルＫ_Ｎを記録し、処理中の最小値、最大値および平均値を導出した。

［化合物層厚さ及び空隙面積率の測定］
ガス軟窒化処理後の小ローラの、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（ＳｃａｎｎｎｉｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）、日本電子社製；ＪＳＭ－７１００Ｆ）を用いてエッチングされた断面を観察し、化合物層厚さの測定及び化合物層表層の空隙の有無の確認を行った。エッチングは、３％ナイタール溶液で２０～３０秒間行った。

化合物層は、鋼の表層に存在する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（１視野面積：横３０μｍ×縦２２μｍ＝６．６×１０^２μｍ^２）から化合物層を観察し、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、化合物層厚さ（μｍ）と定義した。

また、同じ組織写真から、最表面から３μｍ深さの範囲の面積９０μｍ^２中に占める空隙の総面積の比（空隙面積率、単位は％）を、画像処理アプリケーション（日本電子社製；ＡｎａｌｙｓｉｓＳｔａｔｉｏｎ）により求めた。そして、測定された１０視野の平均値を、空隙面積率（％）と定義した。化合物層が３μｍ未満の場合においても、同様に表面から３μｍ深さまでを測定対象とした。

［化合物層の硬さ］
化合物層の硬さは、ナノインデンテーション装置（Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社製；ＴＩ９５０）により、次の方法で測定した。化合物層の厚さ方向中央近傍位置において、圧子を押込み荷重１０ｍＮにてランダムに５０点押し込むことによって、得られた荷重－変位曲線からビッカース硬さＨＶを測定した。圧子は三角錐（バーコビッチ）形状であり、硬さ導出はＩＳＯ１４５７７－１に準拠し、ナノインデンテーション硬さＨ_ＩＴからビッカース硬さＨＶへの換算を、次式により行った。

ＨＶ＝０．０９２４×Ｈ_ＩＴ（ＭＰａ）
測定した５０点の平均値を、化合物層の硬さ（ＨＶ）と定義した。

［耐摩耗性評価試験］
耐摩耗性は、ローラピッティング試験機（小松設備社製；ＲＰ１０２）により、次の方法で評価した。ローラピッティング試験用小ローラを、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。

ローラピッティング試験は、上記のローラピッティング試験用小ローラと図４に示す形状のローラピッティング試験用大ローラの組み合わせで、表４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。上記ローラピッティング試験用大ローラは、ＪＩＳＧ４０５３（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後、表面に微細な凹凸を付与する目的で、粒子径が０．８ｍｍの鋼球を用いて投射圧０．２ＭＰａのショットピーニング処理を行ったものであり、表面から０．０５ｍｍの位置、すなわち、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。

表３に、耐摩耗性の評価を行った試験条件を示す。試験は繰返し数５×１０⁶回で終了し、試験後の小ローラの摩耗深さを測定した。表面粗さ形状測定機（東京精密社製；ＳＵＲＦＣＯＭＦＬＥＸ）により、試験後の小ローラの摩耗部を主軸方向に沿って走査して、断面形状プロファイルを取得し、取得された断面形状プロファイルの最大深さ（摩耗部）と最小深さ（非摩耗部）との差分を、最大摩耗深さとして計測した。同一の試験片（小ローラ）において、５か所の測定位置において最大摩耗深さを測定して平均することにより、摩耗深さの値を算出した。本発明部品においては、摩耗深さが１０μｍ以下であることを目標とした。

［回転曲げ疲労強度評価試験］
ガス軟窒化処理に供した円柱試験片に対し、ＪＩＳＺ２２７４（１９７８）に準拠した小野式回転曲げ疲労試験を実施した。回転数は３０００ｒｐｍ、試験打ち切り回数は、一般的な鋼の疲労限を示す１×１０^７回とし、回転曲げ疲労試験片において、破断が生じずに１×１０^７回に達した最大応力を回転曲げ疲労試験片の疲労限とした。

本発明部品においては、疲労限における最大応力が５００ＭＰａ以上であることを目標にした。

［試験結果］
結果を表２－１及び表２－２に示す。試験番号１～２６は、鋼の成分及びガス軟窒化処理の条件が本発明の範囲内であり、化合物層厚さが３μｍ以上２０μｍ以下、化合物層空隙面積率が１２％未満となった。その結果、摩耗深さが１０μｍ未満、回転曲げ疲労強度が５００ＭＰａ以上と良好な結果が得られた。

試験番号２７～４５は、鋼の成分、およびガス軟窒化処理の条件の一部が本発明の範囲外であり、化合物層の厚さ、ε相の面積率、空隙面積率のうちいずれか、もしくは複数の特性が、本発明における目標値に届かなかった。その結果、耐摩耗性もしくは回転曲げ疲労強度が本発明の目標を満たさなかった。
試験番号２７は、製造時にガス軟窒化処理温度が高すぎた比較例である。これにより、試験番号２７では空隙面積率が過剰となり、耐摩耗性及び回転曲げ疲労強度が不足した。
試験番号２８は、製造時にガス軟窒化処理温度が低すぎた比較例である。これにより、試験番号２８では化合物層の厚さが不足し、耐摩耗性及び回転曲げ疲労強度が不足した。
試験番号２９は、製造時にガス軟窒化処理時間が長すぎた比較例である。これにより、試験番号２９では化合物層の厚さが過剰となり、且つ空隙面積率が過剰となり、耐摩耗性及び回転曲げ疲労強度が不足した。
試験番号３０は、製造時にガス軟窒化処理時間が短すぎた比較例である。これにより、試験番号３０では化合物層の厚さが不足し、耐摩耗性及び回転曲げ疲労強度が不足した。
試験番号３１は、製造時に窒化ポテンシャルＫ_Ｎが高くなりすぎた比較例である。これにより、試験番号３１では空隙面積率が過剰となり、耐摩耗性及び回転曲げ疲労強度が不足した。
試験番号３２は、製造時に窒化ポテンシャルＫ_Ｎが低くなりすぎた比較例である。これにより、試験番号３２では化合物層の厚さが不足し、耐摩耗性及び回転曲げ疲労強度が不足した。
試験番号３３は、製造時にガス軟窒化処理時間が長すぎた比較例である。これにより、試験番号３３では化合物層の厚さが過剰となり、且つ空隙面積率が過剰となり、耐摩耗性が不足した。
試験番号３４は、製造時に平均窒化ポテンシャルＫ_Ｎａｖｅが低すぎた比較例である。これにより、試験番号３４では化合物層の厚さが不足し、且つε面積率が不足し、耐摩耗性及び回転曲げ疲労強度が不足した。
試験番号３５は、製造時に浸炭性ガス投入比率が高すぎた比較例である。これにより、試験番号３５では化合物層の厚さが不足し、耐摩耗性及び回転曲げ疲労強度が不足した。
試験番号３６は、製造時に浸炭性ガス投入比率が低すぎた（すなわち軟窒化でなく窒化処理がなされた）比較例である。これにより、試験番号３６ではε面積率が不足し、耐摩耗性が不足した。
製造番号３７（鋼ｕ）は、鋼芯部の化学成分において、－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏが高すぎた比較例である。これにより、試験番号３７では化合物層の厚さが不足し、耐摩耗性と回転曲げ疲労強度が不足した。
製造番号３８（鋼ｖ）は、鋼芯部の化学成分において、－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏが低すぎた比較例である。これにより、試験番号３８では化合物層の厚さが過剰となり、回転曲げ疲労強度が不足した。
製造番号３９（鋼ｗ）は、鋼芯部のＣ量が低すぎた比較例である。これにより、試験番号３９では耐摩耗性が不足した。
製造番号４０（鋼ｘ）は、鋼芯部のＭｎ量が低すぎた比較例である。これにより、試験番号４０では耐摩耗性及び回転曲げ疲労強度が不足した。
製造番号４１（鋼ｙ）は、鋼芯部のＣｒ量が低すぎた比較例である。これにより、試験番号４１では耐摩耗性及び回転曲げ疲労強度が不足した。
製造番号４２（鋼ｚ）は、鋼芯部のＶ量が低すぎた比較例である。これにより、試験番号４２では耐摩耗性及び回転曲げ疲労強度が不足した。
製造番号４３（鋼ａａ）は、鋼芯部のＰ量が高すぎた比較例である。これにより、試験番号４３では耐摩耗性及び回転曲げ疲労強度が不足した。
製造番号４４（鋼ａｂ）は、鋼芯部のＳ量が高すぎた比較例である。これにより、試験番号４４では耐摩耗性及び回転曲げ疲労強度が不足した。
製造番号４５は、製造時に窒化ポテンシャルＫ_Ｎ及び平均窒化ポテンシャルＫ_Ｎａｖｅが高すぎた比較例である。これにより、試験番号４５では化合物層の厚さが過剰となり、且つ空隙面積率が過剰となり、耐摩耗性及び回転曲げ疲労強度が不足した。

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。したがって、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。

本発明によれば、耐摩耗性に加え回転曲げ疲労強度に優れた軟窒化処理部品とその製造方法を提供することができ、特に耐摩耗性及び曲げ疲労強度に優れる連続可変トランスミッション（ＣＶＴ）、カムシャフト部品等を提供することができる。

１ガス軟窒化処理部品（部品）
１１鋼芯部（鋼）
１２化合物層
１３窒素拡散層（拡散層）

Claims

鋼芯部と、化合物層と、前記鋼芯部と前記化合物層との間に存在する窒素拡散層と、を備え、
前記鋼芯部の組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５％～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５％～１．５０％、
Ｍｎ：０．２０％～２．５０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％～２．５０％、
Ｖ：０．０５％～１．３０％、
Ａｌ：０．０５０％以下、及び
Ｎ：０．０２５０％以下
を含有し、残部はＦｅ及び不純物を含み、
前記鋼芯部の前記組成におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏの含有量が式（１）を満たし、
前記化合物層の厚さが３～２０μｍであり、
前記化合物層は、ε相を面積率で５０％超含有し、残部がγ’相であり、
前記化合物層の表面から深さ３μｍまでの領域において、空隙の面積比率が１２％未満である
ことを特徴とするガス軟窒化処理部品。
０．００≦－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ≦０．５０・・・式（１）
ただし、式（１）中の元素記号は当該元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０を代入する。
前記鋼芯部の前記組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５％～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５％～１．５０％、
Ｍｎ：０．２０％～２．５０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％～２．５０％、
Ｖ：０．０５％～１．３０％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｎ：０．０２５０％以下、
Ｍｏ：０～１．５０％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｎｂ：０～０．３００％、
Ｔｉ：０～０．２５０％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、及び
ＲＥＭ：０～０．０１０％
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなることを特徴とする請求項１に記載のガス軟窒化処理部品。
前記鋼芯部の前記組成において、
Ｃ：０．０５％～０．３５％
であることを特徴とする請求項１又は２に記載のガス軟窒化処理部品。
前記化合物層における前記ε相が面積率で９０％以下であることを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載のガス軟窒化処理部品。
前記化合物層の厚さが６μｍ以上であることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載のガス軟窒化処理部品。
請求項１～５のいずれか一項に記載のガス軟窒化処理部品の製造方法であって、
請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼芯部の組成を有する鋼材を所定の形状に加工して素形鋼を得る工程と、
前記素形鋼にガス軟窒化処理を施す工程と、
を有し、
前記ガス軟窒化処理は、ＣＯ_２、ＣＯ、炭化水素ガスのうち少なくとも１種を含むガスを、式（２）で表す浸炭性ガス投入比率で２体積％以上１０体積％未満含み、
残部はＮＨ_３、Ｈ_２、Ｎ_２及び不純物ガスであるガス雰囲気中において、
温度５５０℃以上６３０℃以下で、１．０時間以上７．０時間以下保持して行い、
前記ガス雰囲気は、式（３）によって求められる窒化ポテンシャルＫ_Ｎが、前記ガス軟窒化処理を施す工程を通じて０．１５以上０．４０以下の範囲内であって、
前記窒化ポテンシャルＫ_Ｎの平均値Ｋ_Nａｖｅが０．１８以上０．３０未満であることを特徴とするガス軟窒化処理部品の製造方法。
浸炭性ガス投入比率（体積％）＝ＣＯ_２、ＣＯ、炭化水素ガスの総投入流量（ｌ／ｍｉｎ）／雰囲気ガスの総投入流量（ｌ／ｍｉｎ）×１００・・・式（２）
Ｋ_Ｎ＝（ＮＨ_３分圧）／［（Ｈ_２分圧）^3/2］（ａｔｍ^－１／２）・・・式（３）