JP7364895B2 - 鋼部品及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼製の部品（鋼部品）及びその製造方法に関する。特に軟窒化処理後に高周波焼入れを行って製造される鋼部品、及び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、例えばトランスミッションのＣＶＴプーリやカムシャフトでは、耐摩耗性や曲げ疲労強度、歯車で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。そのためこれらの部品は、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、浸炭焼入れ処理により表面に硬化層を付与し、疲労強度の向上が図られてきた。

しかしながら近年、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係る負荷が増加する傾向にある。そのため、更なる疲労特性向上の要望が高まっている。

浸炭焼入れは、鋼をオーステナイト域まで加熱して、表層を高Ｃ（炭素）濃度にした後急冷することで、硬質なマルテンサイト相を生成させる方法であり、高い面疲労強度、曲げ疲労強度や耐摩耗性が得られる。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、処理後の歪が大きくなりやすいため、後工程での研削コストが嵩む。そのため近年では、浸炭焼入れ処理より熱処理歪が小さい表面硬化熱処理である窒化処理、軟窒化処理及び高周波焼入れ処理が注目されるようになってきている。

窒化処理や軟窒化処理は、鋼をＡ_１点以下のフェライト温度域に加熱し、表層を高Ｎ（窒素）濃度にして窒化物を析出させることにより表面の硬度を上昇させる熱処理である。窒化処理や軟窒化処理は相変態を伴わないため、熱処理歪を小さくできる。
窒化処理、及び軟窒化処理によって生成される硬化層は、拡散層と、拡散層よりも表面側に生成する厚さ数μｍ～数十μｍの化合物層で構成される。拡散層は、侵入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。化合物層は主に、Ｆｅ_２～３Ｎ（ε相）とＦｅ_４Ｎ（γ’相）の鉄窒化物で構成されており、母相（非窒化層）に比べて硬さが極めて高い。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く、窒化処理に比べ鋼種を問わず短時間で厚い化合物層を得ることができる。そのため軟窒化処理は、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。

しかしながら、窒化処理や軟窒化処理は比較的低温で熱処理するため、硬化層深さが小さく、曲げ疲労強度が浸炭焼入れと比較して劣ることから、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、一般的な窒化処理や軟窒化処理では、上述した化合物層の表層に空隙層（ポーラス層とも呼ばれる）が形成されるため、曲げ疲労強度が低下しやすい。

一方、高周波焼入れ処理は、鋼の表層のみ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、表層のＣ濃度を高める熱処理方法ではないため、高い曲げ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、単なる窒化処理や軟窒化処理、あるいは高周波焼入れを施すだけでは、各種機械部品の軽量、小型化及び高応力負荷に対応できるだけの耐摩耗性と曲げ疲労強度を両立させることはできない。

最近では、窒化処理、軟窒化処理や高周波焼入れのそれぞれの欠点である疲労強度を高めるための手法として、窒化処理や軟窒化処理と高周波焼入れを組み合わせた複合熱処理が試みられている。

特許文献１には、化合物層の厚さが１０μｍ未満に制限され、表面から５０μｍ深さ位置におけるＮ濃度が０．２０ｗｔ％以上、Ｃ濃度が０．４０ｗｔ％以上である高周波焼入れ部品の素形材が提案されている。

特許文献２には、窒化処理後の高周波焼入れによって、酸化されていない窒素化合物層を１μｍ以上残存させ、かつ化合物層直下の鋼基材の表層部に拡散窒素を含んだ微細マルテンサイト組織を含む硬化層を有し、２００μｍ以上の有効硬化層深さを備えた窒化高周波焼入れ部品が提案されている。

特開２０１６－２０４６９７号公報 特開２０１１－０３２５３６号公報

特許文献１の方法では、窒化処理中、及び高周波焼入れ中に鋼の表層で生じる空隙層を制御するものではないため、曲げ疲労強度が低くなる場合がある。
特許文献２の方法では、高周波焼入れ後の表層におけるＣ及びＮ濃度を適正なものにしていない場合があり、疲労強度の向上に改善の余地がある。

本発明は、上記の実情を鑑み、鋼部品において高い耐摩耗性と曲げ疲労強度を両立させることを課題とする。

本発明者らは、前述した課題を解決するために、鋼材成分、窒化処理条件及び軟窒化処理条件、さらには高周波焼入れ条件を見直し、研究を重ねた。その結果、下記（ａ）～（ｄ）の知見を得た。

（ａ）ＣＯ_２、ＣＯ、炭化水素ガスなどの浸炭性ガスを含む窒化処理、即ち軟窒化処理では、浸炭性ガスの投入比率を制御することで、化合物層の相構造をε主体とし、厚さのバラつきを抑制することができる。また、窒化ポテンシャル（以下、Ｋ_Ｎと呼称する）を制御することで、表層に生成する化合物層の厚さや相構造、空隙面積率を調整することができる。
そこで、浸炭性ガスの投入比率及び窒化ポテンシャルＫ_Ｎを制御した軟窒化（ガス軟窒化）処理を施すことで、化合物層が厚く空隙面積率が高い化合物層、化合物層が薄く空隙面積率が低い化合物層、または化合物層が無いものを作り分け、それぞれに高周波焼入れを施し、表層の組織変化を調査した。

その結果、厚い化合物層の場合には表層に無数の空隙（脱窒痕）が見られた。この理由は、化合物層が厚い場合、化合物層中の、特に空隙近傍でのＮに対する鋼の拘束力が弱いため、高周波焼入れ時に化合物層中の窒素（Ｎ）が粒界等から容易にＮ_２ガス（窒素ガス）化し、そこに空隙が生じ、その空隙が表層方向に拡散したものと考えられる。高周波焼入れ時に、化合物層中のＮが鋼中に拡散して固溶するものの、化合物層が厚いとＮの含有量も多く、その分空隙面積率が高くなると考えられる。

化合物層の無い鋼では、空隙は見られなかったものの、高周波焼入れ後のＮ濃度が小さく、表層が軟化した。この理由は、高周波焼入れ時にＮの供給源となり得る化合物層が存在しなかったためである。

一方、薄い化合物層の場合には、高周波焼入れ後に空隙が生じず、かつ表層のＮ濃度も確保されていた。この理由は、化合物層が薄い場合、窒化処理後の空隙が少なくＮに対する鋼の拘束力が比較的維持されていたことから高周波焼入れ時に化合物層中のＮがＮ_２ガス化しにくいことに加え、高周波焼入れ時に鋼中にＮが固溶する際、この化合物層の多くの部分がＮの供給源としても機能するためである。
したがって、軟窒化処理によって空隙面積率の小さい薄い化合物層を形成させることが好ましいことを見出した。

（ｂ）軟窒化処理及び高周波焼入れによって部品表層に空隙が多数形成されると、部品の耐摩耗性や曲げ疲労強度が低下しやすい。さらに、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖなどの窒化物生成元素によって、高周波焼入れ後の表層の粒界上に粗大な窒化物や炭窒化物が析出する。このような粗大な析出物が形成すると、粒界近傍では固溶状態のＭｎ、Ｃｒ、Ｖの濃度が低下して、焼入れ時にマルテンサイト組織ではなく硬さの低いパーライト組織を生成するため、表層は不完全焼入れ層となる。不完全焼入れ層が存在すると、耐摩耗性や曲げ疲労強度が低下しやすくなる。
したがって、不完全焼入れ層を抑制するため、Ｃ濃度やＮ濃度とともにＭｎ、Ｃｒ、Ｖなどの窒化物生成元素を制御し粗大な窒化物や炭化物の析出を抑制するとよいことが分かった。

発明者らは、種々試験を重ねた結果、例えば、軟窒化処理後の化合物層厚さが３～２０μｍ、ε相の比率が５０％以上とし、さらに、高周波加熱温度を１０００～１２００℃、室温から高周波加熱温度へ昇温するのに要する時間を４秒以内、１０００～１２００℃の温度域に保持される時間を０．２～２秒として高周波焼入れを施すことにより、高周波焼入れ後の空隙を抑制し、かつ最適な硬さ及び適正なＣとＮの合計の平均濃度（以下、（Ｃ＋Ｎ）濃度という。）が得られることを見出した。

（ｃ）ＣＶＴプーリなどの摺動部品では、さらに高い耐摩耗性が要求されることから、表層における硬さの確保がより求められる。単に（Ｃ＋Ｎ）濃度を制御するだけでなく、ＣとＮの相対的濃度が重要になることを見出した。即ち、ＣとＮを有するマルテンサイト組織では、Ｃ濃度が低くＮ濃度が高い場合には、焼入れしたときの硬さが低くなり、一方で、Ｎ濃度が低くＣ濃度が高い場合には、焼入れしたときの硬さが高くなる。そのため、Ｎ濃度に対するＣ濃度の比率が高いマルテンサイト組織を得るとよいことが分かった。

（ｄ）また、軟窒化処理後に高周波焼入れしてマルテンサイト組織とした部品の耐摩耗性、曲げ疲労強度を向上させるためには、窒化時に析出する表層粒界の窒化物を低減するとよい。そのためには、高周波加熱により高温短時間で表層の窒化物を固溶させ、焼入れる方法が有効であることが分かった。

本発明は、これらの知見に基づいて成されたものであり、その要旨は、以下のとおりである。
［１］
中心部の成分が、質量％で、
Ｃ：０．３５％～０．７０％、
Ｓｉ：０．０５％～１．５０％、
Ｍｎ：０．２０％～２．５０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ｃｒ：０．２０％～２．５０％、
Ｖ：０．０５％～１．３０％、
Ａｌ：０．３００％以下、
Ｎ：０．０２５０％以下、
Ｏ：０．００５０％以下を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏの含有量が式（１）を満たす鋼部品であって、
鋼部品の表面から深さ３μｍまでの領域において空隙の面積比率が１５％以下であり、
鋼部品の表面から深さ１００μｍまでの領域において炭素（Ｃ）と窒素（Ｎ）の濃度の和が１．８０原子組成％以上４．５０原子組成％以下であって、且つ式（２）を満たし、さらに
鋼部品の表面から深さ１００μｍ位置での硬さが７２０ＨＶ以上であることを特徴とする鋼部品。
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、中心部での当該元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０を代入する。
Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）≦０．５０ ・・・式（２）
ただし、式（２）中のＣ、Ｎは、表面から深さ１００μｍでの当該元素の濃度（原子組成％）を示す。
［２］
さらに中心部の成分が、質量％で、
Ｍｏ：１．５０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．３００％以下、
Ｔｉ：０．２５００％以下、及び
Ｂ ：０．０１００％以下
のうちの１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする［１］に記載の鋼部品。
［３］
さらに中心部の成分が、質量％で、
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｓｎからなる群から選ばれる１種以上を合計で０．０５％以下、
または
Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｔａ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｉｎ、ＲＥＭからなる群から選ばれる１種以上を合計で０．０１％以下含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の鋼部品。
［４］
成分が、質量％で、
Ｃ：０．３５％～０．７０％、
Ｓｉ：０．０５％～１．５０％、
Ｍｎ：０．２０％～２．５０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ｃｒ：０．２０％～２．５０％、
Ｖ：０．０５％～１．３０％、
Ａｌ：０．３００％以下、
Ｎ：０．０２５０％以下、
Ｏ：０．００５０％以下を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏの含有量が式（１）を満たす鋼材を所定の形状に加工する工程と、
前記加工された鋼材に軟窒化処理を施す工程と、
前記軟窒化処理を施された鋼材に高周波焼入れ処理を施す工程を備え、
前記軟窒化処理は、
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（３）で表す浸炭性ガス投入比率が２体積％以上１０体積％以下になるように含み、
残部はＮＨ_３、Ｈ_２、Ｎ_２及び不純物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（４）によって求められる窒化ポテンシャルＫ_Ｎが０．１５以上０．４０以下であって、
式（５）によって求められる上記窒化ポテンシャルＫ_Ｎの平均値Ｋ_Nａｖｅが０．１８以上０．３０以下であり、
前記高周波焼入れ処理は、
加熱温度を１０００℃以上１２００℃以下とし、
室温から前記加熱温度に昇温するのに要する時間を４秒以下とし、
１０００℃以上１２００℃以下の温度域に０．２秒以上２秒以下保持する
ことを特徴とする［１］に記載の鋼部品の製造方法。
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。
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（３）
Ｋ_Ｎ＝（ＮＨ_３分圧）／［（Ｈ_２分圧）^3/2］（ａｔｍ^－１／２） ・・・式（４）

ただし、式（５）において、添字ｉは一定時間間隔毎の測定回を表し、Ｘ_０は窒化ポテンシャルＫ_Ｎの測定間隔（時間）を、Ｋ_ＮＸｉは窒化処理中のｉ回目の測定における窒化ポテンシャルＫ_Ｎを、Ｘは合計の窒化処理時間を示す。
［５］
さらに成分が、質量％で、
Ｍｏ：１．５０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．３００％以下、
Ｔｉ：０．２５００％以下、及び
Ｂ ：０．０１００％以下
のうちの１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする［４］に記載の鋼部品の製造方法。
［６］
さらに成分が、質量％で、
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｓｎからなる群から選ばれる１種以上を合計で０．０５％以下、
または
Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｔａ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｉｎ、ＲＥＭからなる群から選ばれる１種以上を合計で０．０１％以下含有することを特徴とする［４］または［５］に記載の鋼部品の製造方法。
［７］
前記高周波焼入れ処理を施す工程の後、１５０℃以上２５０℃以下の温度で０．１時間以上３時間以下保持して焼戻し処理を施す工程を備えることを特徴とする［４］～［６］のいずれか１つに記載の鋼部品の製造方法。

本発明に係る鋼部品は、耐摩耗性及び曲げ疲労強度ともに優れている。例えば、自動車や産業機械のＣＶＴプーリやカムシャフトなどの摺動部品に利用することができる。

図１は、耐摩耗性を評価するために用いたローラーピッティング試験用の小ローラーの一例を示す概念図である。なお、図中の寸法の単位はｍｍである。 図２は、耐摩耗性を評価するために用いたローラーピッティング試験用の大ローラーの一例を示す概念図である。なお、図中の寸法の単位はｍｍである。 図３は、回転曲げ曲げ疲労強度を評価するための円柱試験片の一例を示す概念図である。なお、図中の寸法の単位はｍｍである。

本発明の一実施形態に係る窒化処理鋼部品を例にして説明する。
［鋼の成分］
鋼部材の窒化処理前の成分について説明する。これは、窒化処理後の鋼部材の表面から垂直方向（厚さ方向、深さ方向）に厚さ（板状であれば板厚、棒状であれば直径）の１／２深さにおける部分（中心部）での成分と基本的に同じである。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：０．３５％以上０．７０％以下］
Ｃ（炭素）は、化合物層中のε相を安定化させる他、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効果のある元素である。これらの効果を得るため、Ｃの含有量は０．３５％以上であるとよい。一方、Ｃの含有量が０．７０％を超えると、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、加工性が大きく低下する。なお、効果を確実に得るために、Ｃ含有量の好ましい下限は０．４０％にするとよく、０．４５％であればさらによい。Ｃ含有量の好ましい上限は０．６５％にするとよく、０．６０％であればさらによい。

［Ｓｉ：０．０５％以上１．５０％以下］
Ｓｉは、固溶強化によって、芯部硬さを高める他、焼入れ性を高める元素である。また、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、Ｓｉの含有量は０．０５％以上であるとよい。一方、Ｓｉの含有量が１．５０％を超えると、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎるため、切削加工性が大きく低下する。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０８％にするとよく、０．１０％であればさらによい。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．３０％にするとよく、１．００％であればさらによい。

［Ｍｎ：０．２０％以上２．５０％以下］
Ｍｎは、窒化処理によって、化合物層や拡散層中に微細な窒化物（Ｍｎ_３Ｎ_２）を形成する他、焼入れ性を高める効果があるため、耐摩耗性及び曲げ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０．２０％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が２．５０％を超えると、耐摩耗性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、鋼のＭｎの含有量を０．２０％以上２．５％以下とするとよい。なお、Ｍｎの含有量が０．４０％以上になると、耐摩耗性及び耐摩耗性の向上が顕著になるので、効果を確実に得るために、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４０％にするとよく、０．５０％であればさらによい。Ｍｎの含有量の好ましい上限は２．３０％にするとよく、２．００％であればさらによい。

［Ｐ：０．０２５％以下］
Ｐは不純物である。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、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。Ｐの含有量は少ないほど好ましいが、Ｐを過剰に低減すると製造コストの増大につながるので、Ｐの下限は例えば０．００１％としてもよい。

［Ｓ：０．０５０％以下］
Ｓも不純物である。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が、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％である。Ｓの含有量は少ないほど好ましいが、Ｓを過剰に低減すると製造コストの増大につながるので、Ｓの下限は例えば０．００１％としてもよい。

［Ｃｒ：０．２０％以上２．５０％以下］
Ｃｒは、窒化処理によって、化合物層や拡散層中に微細な窒化物（ＣｒＮ）を形成する他、焼入れ性を高める効果があり、耐摩耗性や曲げ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０．２０％未満ではこれらの効果が不十分である。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高める効果が飽和するだけでなく、素材となる棒鋼、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、Ｃｒの含有量を０．２０％以上２．５０％以下にするとよい。Ｃｒの含有量が０．４０％以上になると、耐摩耗性や曲げ疲労強度の向上が顕著になるので、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．４０％にするとよく、０．５０％であればさらによい。Ｃｒの含有量の好ましい上限は１．８０％にするとよく、１．５０％であればさらによい。

［Ｖ：０．０５％以上１．３０％以下］
Ｖは、窒化処理によって、化合物層や拡散層中に微細な窒化物（ＶＮ）を形成する他、焼入れ性を高める効果があるため、耐摩耗性や曲げ疲労強度の向上に有効な元素である。また、窒化時に時効硬化作用を発揮して芯部の硬さを向上させる。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１．３０％以上では、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎるため、切削加工性が著しく低下する他、合金コストが増大する。したがって、Ｖの含有量を０．０５％以上１．３０％以下にするとよい。効果を確実に得るためにＶ含有量の好ましい下限は０．１０％にするとよく、０．２０％であればさらによい。Ｖの含有量の好ましい上限は１．１０％にするとよく、１．００％であればさらによい。

［Ａｌ：０．３００％以下］
Ａｌは、脱酸作用を有すると同時に、窒化物（ＡｌＮ）を形成して、焼入れ部の結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を高める効果がある。また、窒化処理によって、化合物層や拡散層中に微細なＡｌＮを形成することから、耐摩耗性を高めるのに有効な元素であるので含有してもよい。一方、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０．３００％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、Ａｌの含有量を０．３００％以下にするとよい。効果を確実に得るためＡｌ含有量の好ましい下限は０．００５％にするとよい。Ａｌの含有量の好ましい上限は０．２５０％にするとよく、０．２００％であればさらによい。

［Ｎ：０．０２５０％以下］
Ｎ（窒素）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ので含有してもよい。一方、Ｎの含有量が０．０２５０％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、Ｎの含有量を０．０２５０％以下にするとよい。効果を確実に得るためにＮ含有量の好ましい下限は０．００１５％にするとよい。Ｎの含有量の好ましい上限は０．０２００％にするとよく、０．０１５０％であればさらによい。

［Ｏ：０．００５０％以下］
Ｏ（酸素）はＳｉやＡｌと結合してＳｉＯ_２やＡｌ_２Ｏ_３等の酸化物系介在物として存在する。Ｏの含有量が０．００５０％を超えると、粗大なＳｉＯ_２やＡｌ_２Ｏ_３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、Ｏの含有量を０．００５０％以下にするとよい。Ｏの含有量は少ないほど好ましく、０．００２０％以下にするとよく、０．００１５％以下にするとさらによい。Ｏの含有量を０にすることは製造上困難であるため、Ｏの下限は例えば０．０００１％にしてもよい。

本実施態様の鋼部品は、中心部の成分として上記の元素の他、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、不純物とは、原材料に含まれる、あるいは製造の過程で混入する成分であり、意図的に鋼に含有させたものではない元素も含み、本発明の特性を阻害しない範囲のものであれば許容される。
また、Ｆｅの一部に代えて、以下の元素を含有してもよい。

［Ｍｏ：１．５０％以下］
Ｍｏは、化合物層中のε相を安定化させる他、化合物層や拡散層中に微細な窒化物（Ｍｏ_２Ｎ）を形成する他、焼入れ性を高める効果があるため、耐摩耗性や曲げ疲労強度の向上に有効な元素であり、窒化時に時効硬化作用を発揮して芯部硬さを向上させるので含有してもよい。一方、Ｍｏの含有量が１．５０％超であると、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎるため、切削加工性が著しく低下する他、合金コストが増大するのでＭｏの含有量は１．５０％以下にするとよい。Ｍｏを含有する場合は、効果を確実に得るため、Ｍｏの含有量は０．０１％以上の含有が好ましい。さらにＭｏの含有量の好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は１．２０％である。

［Ｃｕ：１．００％以下］
Ｃｕは、固溶強化元素として部品の芯部硬さ及び窒素拡散層の硬さを向上させるので含有してもよい。一方、Ｃｕの含有量が１．００％超であると、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎるため、切削加工性が著しく低下する他、熱間延性が低下するため、熱間圧延時、熱間鍛造時に表面傷発生の原因となるので、Ｃｕの含有量は１．００％以下にするとよい。Ｃｕを含有する場合、そ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。Ｃｕ含有量のさらに好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．９０％である。

［Ｎｉ：１．００％以下］
Ｎｉは、固溶強化により芯部硬さ及び表層硬さを向上させるので含有してもよい。一方、Ｎｉの含有量が１．００％超であると、棒鋼、線材や熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎるため、切削加工性が著しく低下する他、合金コストが増大するのでＮｉの含有量は１．００％以下にするとよい。Ｎｉを含有する場合、そ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。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．９０％未満である。

［Ｎｂ：０．３００％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、微細な窒化物や炭窒化物を形成することで表層や芯部硬さを向上させるので含有してもよい。一方、Ｎｂの含有量が０．３００％超では、粗大な窒化物、炭窒化物が生成し、鋼中の固溶Ｃ、Ｎ量が増加しないため、効果が飽和するのでＮｂの含有量は０．３００％以下にするとよい。Ｎｂを含有する場合、その効果を確実に発揮させるためには０．０１０％以上の含有が好ましい。Ｎｂ含有量のさらに好ましい下限は０．０１５％であり、好ましい上限は０．２５０％である。

［Ｔｉ：０．２５００％］
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とで表層や芯部硬さを向上させるので含有してもよい。一方、Ｔｉの含有量が０．２５００％超では、粗大な窒化物、炭窒化物が生成し、鋼中の固溶Ｃ、Ｎ量が増加しないため、効果が飽和するのでＴｉの含有量は０．２５００％以下にするとよい。Ｔｉを含有する場合、その効果を確実に発揮させるためには０．００５０％の含有が好ましい。Ｔｉ含有量のさらに好ましい下限は０．００７０％であり、好ましい上限は０．２０００％である。

［Ｂ：０．０１００％以下］
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ち、Ｎと結合して析出するＢＮは、切削性を向上させるので含有してもよい。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、多量なＢＮが偏析することで鋼材に割れが生じることがあるのでＢの含有量は０．０１００％以下にするとよい。Ｂを含有する場合、そ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。Ｂ含有量のさらに好ましい下限は０．０００８％であり、好ましい上限は０．００８０％である。

さらに、鋼はＦｅの一部に代えて、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｓｎのうち１種以上を含有してもよく、また、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｔａ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｉｎ、ＲＥＭのうち１種以上を含有してもよい。含有する場合、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｓｎは合計で０．０５％以下、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｔａ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｉｎ、ＲＥＭは合計で０．０１％以下であれば本発明の効果を阻害することはない。

［０．００≦－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ≦０．５０］
本実施形態の窒化処理部品の成分は、さらに、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏの含有量（質量％）が以下の式（１）を満たすとよい。
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、鋼部材の中心部における当該元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０を代入する。

Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＭｏは、化合物層の相構造及び厚さに影響を及ぼす元素である。Ｃ及びＭｏには窒化時の窒化ポテンシャルが低い場合にもε相を安定化させ、化合物層を厚くする作用がある。一方Ｍｎ、Ｃｒ及びＶには、化合物層を薄くする作用がある。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、耐摩耗性及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には、式（１）中の｛－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ｝の値は０．００以上にするとよい。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すぎ、所望の耐摩耗性及び曲げ疲労強度が得られないことがある。安定して化合物層の厚さを制御するには、｛－２．１×Ｃ＋０．０４×Ｍｎ＋０．５×Ｃｒ＋１．８×Ｖ－１．５×Ｍｏ｝の値の下限は、０．０１％、０．０２％、０．０３％、０．０４％、０．０５％、０．０６％、０．０７％、０．０８％、０．０９％、０．１０％の値を取り得る。一方、この値の好ましい上限は０．４９％、０．４８％、０．４７％、０．４６％、０．４５％、０．４４％、０．４３％、０．４２％、０．４１％、０．４０％の値を取り得る。

［表層部の空隙比率≦１５％］
鋼部品の表面から深さ３μｍまでの領域（以下、表面部と呼ぶ場合がある。）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、曲げ疲労破壊の起点となったりする。そのため、空隙はないか、できるだけ少ない方が好ましく、空隙の面積比率は１５％以下とする。

空隙面積比率は、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｎｉｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）によって測定することができる。鋼部品の厚さ方向の断面において、表面から３μｍ深さまでの領域のうち、任意に選択した面積９０μｍ^２の視野中に占める空隙の総面積の比（単位は％）を、画像処理アプリケーションにより２値化して求める。そして、測定された１０視野の平均値を、空隙面積比率（％）とする。現実には最表面には凹凸があるため、最表面の積分平均を最表面とみなして測定範囲を特定する。化合物層が表面から深さ３μｍ未満の場合であっても、同様に表面から３μｍ深さまでの領域を測定対象とする。なお、空隙は二次電子像で黒色を呈する。また、空隙面積率を精確に測定するためには、部品表面にニッケルめっき等のダレ防止処置を施してから研磨するとよい。また、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１．５μｍ以下のものを対象とするとよい。
空隙面積比率は小さい方が好ましく、その上限は１５％、１４％、１３％、１２％、１１％、１０％、９％、８％、７％、６％、５％、４％、３％、２％、１％の値を取り得、０％であることが最も好ましい。

［表層部の（Ｃ＋Ｎ）濃度］
鋼部品の表面から深さ１００μｍまでの領域（以下、表層部と呼ぶ場合がある。）において、炭素と窒素の合計の平均濃度（（Ｃ＋Ｎ）濃度）は１．８０原子組成％以上４．５０原子組成％以下にするとよい。なお、ＣとＮでの原子量の影響を除くため、（Ｃ＋Ｎ）濃度は原子組成％表記とした。（Ｃ＋Ｎ）濃度は、表面から１００μｍ深さまでの領域の切削切粉を採取して化学分析を行い、Ｃ及びＮの平均濃度を測定することにより得られる。
（Ｃ＋Ｎ）濃度が１．８０原子組成％未満では、マルテンサイト組織の硬さが不十分であり、良好な耐摩耗性や曲げ疲労強度が得られない。一方で、（Ｃ＋Ｎ）濃度が４．５０原子組成％を超えると、残留オーステナイト組織の比率が高くなり、表層部の硬さが不十分となり、良好な耐摩耗性や曲げ疲労強度が得られない。効果を確実に得るために、（Ｃ＋Ｎ）濃度の好ましい下限は２．００原子組成％であり、好ましい上限は４．２０原子組成％にするとよい。

［Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）］
鋼部品の表面から深さ１００μｍまでの領域（表層部）において、高周波焼入れによりＣ濃度（原子組成％）の比率の高いマルテンサイト組織を得るため、（Ｃ＋Ｎ）に対するＮの存在比率｛Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）｝は０．５０以下とする。
Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）≦０．５０ ・・・式（２）
ただし、式（２）中のＣ、Ｎは当該元素の濃度（原子組成％）を示す。
ＣとＮとの合計の濃度である（Ｃ＋Ｎ）が１．８０～４．５０原子組成％であっても、（Ｃ＋Ｎ）に対するＮの存在比率（式（２）の左辺）が０．５０超では、焼入れ後の残留オーステナイト組織の比率が高くなることに加え、炭素マルテンサイトよりも低硬度な窒素マルテンサイトの比率が高くなるため、良好な耐摩耗性が得られない。（Ｃ＋Ｎ）に対するＮの存在比率（式（２）の左辺）の上限は、０．４５、０．４０、０．３５，０．３０、０．２５、０．２０、０．１５，０．１０の値を取り得る。

［表層部の硬さ］
鋼部品の表面から深さ１００μｍ位置における硬さが、ビッカース硬さで７３０ＨＶ以上であるとよい。７３０ＨＶ未満であると、良好な曲げ疲労強度が得られない。表面から深さ１００μｍ位置における硬さの好ましい範囲は、７５０ＨＶ以上であり、さらに好ましくは７６０ＨＶ以上にするとよい。

［化合物層］
本発明に係る鋼部品は、鋼の芯部と、鋼の芯部の上に形成された窒素拡散層と、窒素拡散層の上に形成された化合物層とを備える。すなわち、本発明に係る鋼部品は、表面に化合物層があり、化合物層の内側に窒素拡散層があり、窒素拡散層の内側に鋼芯部がある構造を有する。

化合物層は、窒化処理により鋼材に侵入した窒素原子と、鋼材に含まれる鉄原子とが結合して形成した鉄窒化物を主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、鉄及び窒素の他に、外気から混入する酸素、及び、基材である鋼材に含有されている各元素（すなわち、鋼の中心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％）は窒素及び鉄である。化合物層に含まれる鉄窒化物は、Ｆｅ_２～３Ｎ（ε相）もしくはＦｅ_４Ｎ（γ’相）である。

鋼材の表面に形成された化合物層の厚さは、３μｍ以上２０μｍ以下に制御するとよい。化合物層厚さが３μｍ未満であると、表層部の性状を確保することができない。そのため、化合物層厚さは好ましくは５μｍ以上であると良い。一方、化合物層厚さが２０μｍを超えると、化合物層の表面側において空隙が形成されやすくなるだけでなく、その後の高周波焼入れ工程において脱窒、脱炭して軟質なオーステナイト層として残存する場合がある。そのため、化合物層厚さは好ましくは１５μｍ以下であると良い。

化合物層中のε相は面積比率で５０％以上あるとよい。ε相はγ’相に比べ化合物層中のＣを安定化させることから、高周波焼入れ時における表層からの脱炭を抑制する。そのため、高周波焼入れ後の表層における硬さを確保する観点から、ε相の面積比率は５０％は確保した方がよく、好ましくはその下限は、５５％、６０％、６５％、７０％、７５％、８０％、８５％、９０％の値を取り得る。

［製造方法］
次に、本発明に係る鋼部品の製造方法の一形態について説明する。
本発明に係る鋼部品は、前記の成分を有する鋼材を基材として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た後（この状態のものを以下「粗形鋼」と呼ぶ。）で、軟窒化処理及び高周波焼入れ処理を施して鋼部品を製造することができる。粗形鋼を製造するまでは、既存の製造方法を適用することができる。以下、本実施形態における軟窒化処理及び高周波焼入れ処理について詳しく説明する。

［軟窒化処理］
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とよい。なお、残部はＯ_２などの不可避的な不純物を含んでもよい。好ましくは、ＮＨ_３、Ｈ_２、Ｎ_２、ＣＯ_２、ＣＯ、ＣＨ_４やＣ_３Ｈ_８が合計で９９．５体積％以上、さらに好ましくは９９．８体積％以上であるとよい。

［軟窒化処理の処理温度］
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。窒化処理温度が低すぎれば、窒素の拡散速度が小さく、表面硬さが低くなり、硬化層深さが浅くなる。一方、窒化処理温度が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）が鋼中に生成され、表面硬さが低くなり、硬化層深さが浅くなる。したがって、本実施形態では、軟窒化処理温度はＡ_Ｃ１点直下の５５０℃以上６３０℃以下にするとよい。この場合、表面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。

［軟窒化処理全体の処理時間（保持時間）］
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並びに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表面硬さが低くなり、硬化層深さが浅くなる。一方、処理時間が長すぎれば、化合物層表面の空隙面積比率が増加し、面疲労強度や回転曲げ疲労強度が低下する。これらのことから、軟窒化処理の処理時間（保持時間）は１時間以上であるとよい。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。保持時間の上限は特に限定されない。処理時間が長くなると製造コストが高くなることから、経済性を考慮して、保持時間の上限を７．０時間にしてもよい。

［浸炭性ガスの投入比率］
本実施形態における軟窒化処理では、ＣＯ_２、ＣＯ、もしくは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（３）で示す浸炭性ガス投入比率（体積％）で管理することができる。
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（３）

浸炭性ガス投入比率が２％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％を超えると、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、化合物層が薄くなるだけでなく、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。したがって浸炭性ガスの投入比率は、２％以上１０％以下とするとよい。
なお、浸炭性ガスの投入比率の好ましい下限は２．５％、３．０％、３．５％、４．０％、４．５％、５．０％の値を取り得る。また、浸炭性ガスの投入比率の好ましい上限は９．５％、９．０％、８．５％、８．０％、７．５％、７．０％の値を取り得る。

［窒化ポテンシャル］
本実施形態の軟窒化処理方法では、窒化ポテンシャルを制御することができる。即ち、粗形鋼を以下の条件で軟窒化処理することにより、厚さ３～２０μｍの化合物層を形成することができ、化合物層中のε相の面積比率を５０％以上とすることができる。

ガス窒化処理の窒化ポテンシャルＫ_Ｎは下記式（４）で定義される。
Ｋ_Ｎ＝（ＮＨ_３分圧）／［（Ｈ_２分圧）^3/2］（ａｔｍ^－１／２） ・・・ 式（４）
また、窒化ポテンシャルＫ_Ｎの平均値Ｋ_Ｎａｖｅは下記式（５）で定義される。

ここで、式（５）において、添字ｉは一定時間間隔毎の測定回を表し、Ｘ_０は窒化ポテンシャルＫ_Ｎの測定間隔（時間）、Ｋ_ＮＸｉは窒化処理中のｉ回目の測定における窒化ポテンシャルＫ_Ｎを、Ｘは合計の窒化処理時間（例えば、Ｘ_０の等間隔で測定した場合はＸ_０×ｉになる。）を示す。

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、軟窒化処理の窒化ポテンシャルは、化合物層の厚さ、相構造に影響し、最適な窒化ポテンシャルＫ_Ｎは０．１５以上０．４０以下であって、さらに窒化ポテンシャルＫ_Ｎの平均値Ｋ_Ｎａｖｅが０．１８以上０．３０以下であればよいことを見出した。

このように、軟窒化処理条件を複雑にすることなく、化合物層の厚さを３～２０μｍ、化合物層中のε相の面積比率を５０％以上とすることができる。

［高周波焼入れ］
軟窒化処理後、鋼材に高周波焼入れを施す。鋼材の表面から１００μｍ以上の深さに高周波焼入れを施すことが好ましい。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秒以下とするとよい。１０００℃以上１２００℃以下の温度域に鋼材が保持される時間は０．２秒以上２秒以下とするとよい。高周波加熱終了後、直ちに急冷して焼入れする。これにより、鋼材（鋼部品）の表層部（鋼部品の表面から深さ１００μｍまでの領域）において、マルテンサイトを７０％以上含む組織にすることができる。加えて、表層部のＣ濃度比率が高くなっているため（Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）≦０．５０）、Ｃ濃度の比率の高いマルテンサイト組織が得られる。Ｎはオーステナイト安定化元素であるため、Ｎ濃度の比率が高いと、高周波焼入れ後の表層における組織中に多量の残留オーステナイトが存在し、軟化することがあるが、本実施形態における鋼部品は焼入れままの硬さが高く、耐摩耗性と曲げ疲労強度を両立させることができる。

高周波加熱を行う際の周波数は特に限定しないが、小物部品であれば３００ｋＨｚ以上５００ｋＨｚ以下、大物部品であれば４ｋＨｚ以上６ｋＨｚ以下とすることが好ましい。
高周波焼入れを施した後、焼戻し処理を施してもよい。高周波焼入れ後の焼戻しは、例えば、温度１５０℃以上２５０℃以下で、保持時間を０．１時間以上３時間以下とするのが好ましく、また、温度１６０℃以上１８０℃以下で、保持時間を１時間以上１．５時間以下とするのがさらに好ましい。

表１に示す化学成分を有する鋼ａ～ｚを、それぞれ５０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、鋳造してインゴットとした。

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、表層のＣ、Ｎ濃度及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、図１に示す耐摩耗性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、図２に示す大ローラーを作製した。さらに、図３に示す曲げ疲労強度を評価するための円柱試験片を作製した。

作製したそれぞれの試験片に対して、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（一部ＣＯ_２に代えてＣＯまたはＣＨ_４）の各ガスを導入して、表２に示す条件で軟窒化処理を実施した。なお、ＣＯ_２、ＣＯ及びＣＨ_４ガスの投入比率が一定となるよう、ＮＨ_３、Ｈ_２、Ｎ_２ガスの総投入流量及びＣＯ_２、ＣＯ及びＣＨ_４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、試験片を８０℃の油中で冷却した。

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

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

装置内で演算された窒化ポテンシャルＫ_Ｎが目標値に収束するように、ＮＨ_３流量及び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、下限値、上限値及び平均値を導出した。

［化合物層厚さの測定］
ガス軟窒化処理後の小ローラーの、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、化合物層厚さの測定及び表層部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、表層に存在する白い未腐食の層として確認可能である。４０００倍で撮影した組織写真１０視野（視野面積：６．６×１０^２μｍ^２）から化合物層を観察し、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、化合物厚さ（μｍ）と定義した。

［ε相の面積比率の測定］
ε相の面積比率は、同じく小ローラーの長手方向に垂直な方向の断面の組織写真を画像処理することにより求めた。具体的には、後方散乱電子回折法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＥＢＳＤ）により、４０００倍で取得した表層の断面視野を解析し、相マップを作図した。この相マップ１０枚に対して、化合物層中のγ’相、ε相を判別し、化合物層中に占めるε相の面積比率を、画像処理により２値化して求めた。そして、測定された１０視野でのε相の面積比率の平均値をε相の面積比率（％）と定義した。

［高周波焼入れ］
次に、上記の各試験片を、表２に示す条件で高周波焼入れし、次いで１７０℃で１．５時間の焼戻しを行った。

［Ｃ濃度、Ｎ濃度の測定］
高周波焼入れと焼戻し処理を行った小ローラーの長手方向に垂直な方向の断面において表面から深さ１００μｍまでの領域である表層部から、旋盤による旋削により５０μｍピッチで切粉の採取を行い、化学分析によってＣ及びＮの含有量を測定し、表面～５０μｍ位置の切粉、及び５０～１００μｍ位置の切粉からそれぞれ平均のＣ濃度（原子組成％）、平均のＮ濃度（原子組成％）、平均の（Ｃ＋Ｎ）濃度（原子組成％）を算出した。

［高周波焼入れ後の空隙面積比率の測定］
同様に高周波焼入れと焼戻し処理を行った小ローラーの長手方向に垂直な方向の断面において、最表面から３μｍ深さまでの領域（表面部）中の面積９０μｍ^２の測定視野中に占める空隙の総面積の比率（空隙面積比率、単位は％）を、画像処理アプリケーションにより２値化して求めた。そして、測定された１０視野の平均値を、空隙面積比率（％）と定義した。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深さまでの領域を測定対象とした。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。

［表面から深さ１００μｍ位置での硬さの測定］
表面から深さ１００μｍ位置での硬さは、マイクロビッカース硬さ試験によって測定することができる。鋼部品を切断等により厚さ方向の断面を出し、その断面を研磨して、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠し、試験力１．９６Ｎで、鋼の表面から１００μｍ深さ位置におけるビッカース硬さ（ＨＶ）を１０点測定し、その平均値を表面から深さ１００μｍ位置における硬さとした。

［耐摩耗性評価試験］
面疲労強度は、ローラー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。ローラーピッティング用小ローラーの掴み部を、熱処理歪を除く目的で仕上げ加工した後、それぞれローラーピッティング試験片に供した。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２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１、図２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 Ｇ ４０５３（２０１６）のＳＣＭ４２０規格を満たす鋼を用いて、一般的な製造工程、つまり「焼きならし→試験片加工→ガス浸炭炉による共析浸炭→低温焼戻し→研磨」の工程によって作製した後、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、表面から中心軸方向に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、表面から深さ０．８ｍｍから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回で打ち止めし、粗さ計を使用して、小ローラーの摩耗部を主軸方向に沿って走査し、最大摩耗深さを測定し、Ｎ数を５として摩耗深さの平均値を算出した。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、ＪＩＳ Ｚ ２２７４（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６７０ＭＰａ以上であることを目標にした。

［試験結果］
結果を表４に示す。試験番号１～２７は、鋼の表面から深さ３μｍの領域において、空隙の面積比率が１５％未満であり、表面から深さ１００μｍまでの領域において、平均の（Ｃ＋Ｎ）濃度が１．８０～４．５０原子組成％、式（１）が０．５０以下であり、式（２）も０．５０以下であり、表面から深さ１００μｍ位置において硬さが７２０ＨＶ以上であった。その結果、摩耗深さが１０μｍ以下、回転曲げ疲労強度が６７０ＭＰａ以上と良好な結果が得られた。

試験番号２８～４５は、空隙面積比率、平均の（Ｃ＋Ｎ）、式（１）、式（２）、表面から１００μｍ深さ位置の硬さのうちいずれか、もしくは複数の特性が、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の少なくとも一方が本発明の目標を満たさなかった。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示にすぎない。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。

本発明は、産業用機械、輸送用機械などの鋼製の部品（鋼部品）に利用することができる。特に歯車などの高い面疲労強度や曲げ疲労強度及び耐摩耗性等が要求される鋼部品に利用することができる。

Claims (7)

1. 中心部において、成分が、質量％で、
   Ｃ：０．３５％～０．７０％、
   Ｓｉ：０．０５％～１．５０％、
   Ｍｎ：０．２０％～２．５０％、
   Ｐ：０．０２５％以下、
   Ｓ：０．０５０％以下、
   Ｃｒ：０．２０％～２．５０％、
   Ｖ：０．０５％～１．３０％、
   Ａｌ：０．３００％以下、
   Ｎ：０．０２５０％以下、
   Ｏ：０．００５０％以下を含有し、
   残部はＦｅ及び不純物からなり、
   Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏの含有量が式（１）を満たす鋼部品であって、
   鋼部品の表面から深さ３μｍまでの領域において空隙の面積比率が１５％以下であり、
   鋼部品の表面から深さ１００μｍまでの領域において炭素（Ｃ）と窒素（Ｎ）の濃度の和が１．８０原子組成％以上４．５０原子組成％以下であって、且つ式（２）を満たし、さらに
   鋼部品の表面から深さ１００μｍ位置での硬さが７２０ＨＶ以上であることを特徴とする鋼部品。
   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、中心部での当該元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０を代入する。
   Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）≦０．５０ ・・・式（２）
   ただし、式（２）中のＣ、Ｎは、表面から深さ１００μｍでの当該元素の濃度（原子組成％）を示す。
   
2. さらに中心部の成分が、質量％で、
   Ｍｏ：１．５０％以下、
   Ｃｕ：１．００％以下、
   Ｎｉ：１．００％以下、
   Ｎｂ：０．３００％以下、
   Ｔｉ：０．２５００％以下、及び
   Ｂ ：０．０１００％以下
   のうちの１種または２種以上を含有する
   ことを特徴とする請求項１に記載の鋼部品。
   
3. さらに中心部の成分が、質量％で、
   Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｓｎからなる群から選ばれる１種以上を合計で０．０５％以下、
   または
   Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｔａ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｉｎ、ＲＥＭからなる群から選ばれる１種以上を合計で０．０１％以下含有することを特徴とする請求項１または２に記載の鋼部品。
   
4. 成分が、質量％で、
   Ｃ：０．３５％～０．７０％、
   Ｓｉ：０．０５％～１．５０％、
   Ｍｎ：０．２０％～２．５０％、
   Ｐ：０．０２５％以下、
   Ｓ：０．０５０％以下、
   Ｃｒ：０．２０％～２．５０％、
   Ｖ：０．０５％～１．３０％、
   Ａｌ：０．３００％以下、
   Ｎ：０．０２５０％以下、
   Ｏ：０．００５０％以下を含有し、
   残部はＦｅ及び不純物からなり、
   Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏの含有量が式（１）を満たす鋼材を所定の形状に加工する工程と、
   前記加工された鋼材に軟窒化処理を施す工程と、
   前記軟窒化処理を施された鋼材に高周波焼入れ処理を施す工程を備え、
   前記軟窒化処理は、
   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（３）で表す浸炭性ガス投入比率が２体積％以上１０体積％以下になるように含み、
   残部はＮＨ_３、Ｈ_２、Ｎ_２及び不純物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（４）によって求められる窒化ポテンシャルＫ_Ｎが０．１５以上０．４０以下であって、
   式（５）によって求められる上記窒化ポテンシャルＫ_Ｎの平均値Ｋ_Nａｖｅが０．１８以上０．３０以下であり、
   前記高周波焼入れ処理は、
   加熱温度を１０００℃以上１２００℃以下とし、
   室温から前記加熱温度に昇温するのに要する時間を４秒以下とし、
   １０００℃以上１２００℃以下の温度域に０．２秒以上２秒以下保持する
   ことを特徴とする請求項１に記載の鋼部品の製造方法。
   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。
   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（３）
   Ｋ_Ｎ＝（ＮＨ_３分圧）／［（Ｈ_２分圧）^3/2］（ａｔｍ^－１／２） ・・・式（４）
   

   

   ただし、式（５）において、添字ｉは一定時間間隔毎の測定回を表し、Ｘ_０は窒化ポテンシャルＫ_Ｎの測定間隔（時間）を、Ｋ_ＮＸｉは窒化処理中のｉ回目の測定における窒化ポテンシャルＫ_Ｎを、Ｘは合計の窒化処理時間を示す。
   
5. さらに成分が、質量％で、
   Ｍｏ：１．５０％以下、
   Ｃｕ：１．００％以下、
   Ｎｉ：１．００％以下、
   Ｎｂ：０．３００％以下、
   Ｔｉ：０．２５００％以下、及び
   Ｂ ：０．０１００％以下
   のうちの１種または２種以上を含有する
   ことを特徴とする請求項４に記載の鋼部品の製造方法。
   
6. さらに成分が、質量％で、
   Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｓｎからなる群から選ばれる１種以上を合計で０．０５％以下、
   または
   Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｔａ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｉｎ、ＲＥＭからなる群から選ばれる１種以上を合計で０．０１％以下含有することを特徴とする請求項４または５に記載の鋼部品の製造方法。
   
7. 前記高周波焼入れ処理を施す工程の後、１５０℃以上２５０℃以下の温度で０．１時間以上３時間以下保持して焼戻し処理を施す工程を備えることを特徴とする請求項４～６のいずれか１項に記載の鋼部品の製造方法。

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