JP7417059B2 - 高周波焼入れ窒化処理用鋼および高周波焼入れ窒化処理部品 - Google Patents

Description

本発明は、高周波焼入れおよび窒化処理により表層が硬化される部品、すなわち高周波焼入れ窒化処理部品と、高周波焼入れ窒化処理部品に用いる鋼、すなわち高周波焼入れ窒化処理用鋼とに関する。なお、高周波焼入れ窒化処理部品は表層硬化部品ともいい、高周波焼入れ窒化処理用鋼は表層硬化用鋼ともいう。

一般的に、自動車の機械部品である等速ジョイント（ＣＶＪ：Ｃｏｎｓｔａｎｔ Ｖｅｌｏｃｉｔｙ Ｕｎｉｖｅｒｓａｌ Ｊｏｉｎｔ）およびハブ等の機械部品は切削加工を施されて部品形状に加工されるため、優れた被削性が求められる。また、これらの機械部品は衝撃および摩擦、並びに腐食環境に対して優れた特性を有する必要があるため、優れた硬度、面疲労強度、耐食性および耐摩耗性が求められる。一般的に、表面硬度が高ければ高いほど面疲労強度は向上するため、優れた面疲労強度が求められる機械部品は、高周波焼入れ、必要に応じて窒化処理を施されてから使用される。

近年では、自動車の燃費向上を目的として、上記のような機械部品同士の間の潤滑液（油等）の量を減らす、あるいは粘度を下げる傾向がある。潤滑液の量を少なくすると、冷却効果の低下により表面温度が上昇し、より過酷な環境下で機械部品が使用されることになる。また、潤滑液の粘度を下げると液膜が薄くなることで冷却効果が低下するだけでなく、摩擦の増加により機械部品の表面温度が上昇する。機械部品の表面温度が上昇すると、使用されるうちに機械部品内部の組織が変化し、組織が変化した箇所が起点となって破壊が生じる場合がある。そのため、高温環境下で使用される機械部品は、表面温度が上昇した場合であっても組織が変化し難い特性を有する必要がある。

特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．３０～０．６５％、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：０．２０～０．６０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．００～３．００％、Ａｌ：０．００５～０．２００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、さらに、該鋼は上記組成のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量から算出される４×Ｓｉ＋３Ｃｒ－Ｍｎの値が６．００％以上を満足し、かつ、旧オーステナイト粒径を８．０μｍ以下としたことを特徴とする靭性および耐磨耗性に優れた鋼が開示されている。

特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．５～０．７％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．２～１．５％、Ｃｒ：０～１．５％、Ｖ：０～０．１０％、Ｓ：０．００２～０．０５％、Ａｌ：０．０１～０．０４％およびＮ：０．００５～０．０１２％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉが０．００３％以下、Ｏが０．００１５％以下、Ｐが０．０２％以下で、（１）式（Ｘ＝Ｃ（％）＋０．１１×Ｓｉ（％）＋０．０７×Ｍｎ（％）＋０．０８×Ｃｒ（％））で表されるＸ値が０．６２～０．９０である棒鋼であって、表層領域において、（２）式（Ａ＝（Ｍｎ_ＭＩＮ／Ｍｎ_ＡＶＥ））で表されるＡ値が０．８０以上であり、アスペクト比が３以下で、且つ短径が１０μｍ以上であるＭｎＳ以外の介在物の個数が２個／ｍｍ^２以下であることを特徴とする高周波焼入れ用棒鋼が開示されている。ただし、上記（１）式中のＣ（％）、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｒ（％）は、各元素の含有量（質量％）を意味し、上記（２）式中のＭｎ_ＭＩＮは表層領域におけるＭｎ濃度の下限値（質量％）を示し、Ｍｎ_ＡＶＥはＭｎ濃度の平均値（質量％）を示す。

特許文献３には、所定の化学組成を有し、鋼組織が、フェライト及びパーライトからなり、前記パーライトの面積率が８５％以上であり、鋼中において、Ａｌ_２Ｏ_３介在物及び複合介在物の総個数に対する、前記複合介在物の個数の比率は、２０％以上であり、前記複合介在物は、質量％で、２．０％以上のＳｉＯ_２及び２．０％以上のＣａＯを含有し、残部の９９％以上がＡｌ_２Ｏ_３である、高周波焼入れ用鋼が開示されている。

しかし、特許文献１～３では、鋼の表面温度が上昇することで生じる組織変化について何ら考慮されておらず、特許文献１～３に開示された鋼を高温環境下で使用される機械部品に適用した場合、組織変化が生じることで破壊が生じる場合がある。また、特許文献１～３では、窒化処理後の鋼の耐食性および耐摩耗性について考慮されておらず、特許文献１～３に開示された鋼に窒化処理を行った場合、窒化処理時の焼戻し効果による硬度低下やＣｒ等の窒化物形成により固溶Ｎが不足することで硬度が不足し、耐食性および耐摩耗性が劣る場合がある。

特許第５８６８０９９号公報 特許第４０１４０４２号公報 国際公開第２０１８／０１６５０２号

本発明は、高周波焼入れ後且つ窒化処理後において、優れた被削性、硬度、面疲労強度、耐食性、耐摩耗性および耐組織変化特性を有する表層硬化用鋼および表層硬化部品を提供することを目的とする。また、本発明では、表層硬化用鋼に要求される一般的な特性である、高周波焼入れを行っても焼割れが発生し難い特性を有した上で、上記の諸特性を有する表層硬化用鋼および表層硬化部品を提供することを目的とする。

本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］ 本発明の一態様に係る高周波焼入れ窒化処理用鋼は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．４０～０．６０％、
Ｓｉ：０．６０～１．２０％、
Ｍｎ：０．２０％以上、０．４０％未満、
Ｃｒ：０．２０～１．６０％、
Ｖ：０．０２～０．３０％、
Ｓ：０．００１～０．０４０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
Ｎ：０．００２０～０．００８０％、および
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、且つ下記（１）式および下記（２）式を満足することを特徴とする。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦１．１００ ・・・ （１）
（Ｃｒ＋３×Ｖ）／Ｍｎ≧５．００ ・・・ （２）
ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
［２］ 上記［１］に記載の高周波焼入れ窒化処理用鋼は、
前記化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．８０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下、
Ｂ：０．００４０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、および
Ｎｉ：０．３０００％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［３］ 本発明の別の態様に係る高周波焼入れ窒化処理部品は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．４０～０．６０％、
Ｓｉ：０．６０～１．２０％、
Ｍｎ：０．２０％以上、０．４０％未満、
Ｃｒ：０．２０～１．６０％、
Ｖ：０．０２～０．３０％、
Ｓ：０．００１～０．０４０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
Ｎ：０．００２０～０．００８０％、および
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、且つ下記（３）式および下記（４）式を満足し、
表面のビッカース硬さが７５０ＨＶ１以上であり、
表面～「前記表面から深さ方向に０．５０～２．００ｍｍ位置」の領域のビッカース硬さが５５０ＨＶ１以上であり、
前記表面における残留応力が－４００ＭＰａ以下であることを特徴とする。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦１．１００ ・・・ （３）
（Ｃｒ＋３×Ｖ）／Ｍｎ≧５．００ ・・・ （４）
ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。なお、上記式（３）および（４）はそれぞれ、上記式（１）および（２）と同一である。
［４］ 上記［３］に記載の高周波焼入れ窒化処理部品は、
前記化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．８０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下、
Ｂ：０．００４０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、および
Ｎｉ：０．３０００％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。

本発明によれば、高周波焼入れを行っても焼割れが発生し難い特性を有し、且つ高周波焼入れ後且つ窒化処理後において、優れた被削性、硬度、面疲労強度、耐食性、耐摩耗性および耐組織変化特性を有する表層硬化用鋼および表層硬化部品を提供することができる。本発明に係る表層硬化用鋼は、表層硬化部品に加工され、例えば、ＣＶＪおよびハブ等の自動車部品に好適に用いることができる。

小ローラ試験片の側面図である。 大ローラ試験片の正面図である。 実施例で行った複合サイクル試験を説明する図である。

高温環境下で使用される機械部品は、すべりを伴う接触面圧を繰り返し負荷されるうちに、部品表層の組織が変化し、組織が変化した箇所が起点となって破壊が生じる場合がある。本発明者らは、高温環境下で使用される機械部品の組織変化について以下のように推察している。

機械部品が高温環境下で、すべりを伴いながら繰り返し面圧を負荷されると、部品表層に局所変形が生じ、その箇所には大きなひずみが導入されることにより白色組織が生じる。鋼内部に白色組織が生じると、この組織が起点となり微小亀裂が生じ、最終的には破壊が生じる場合がある。本発明者らは、高温環境下で潤滑液（油等）が分解されることにより生じた水素が鋼内部に侵入することが、高温環境下で局所破壊が生じる原因の一つであると推察している。

そこで本発明者らは、耐組織変化特性に優れた鋼の化学組成について鋭意研究した。なお、耐組織変化特性に優れるとは、高温環境下で使用されても白色組織への組織変化が生じ難いことを意味する。その結果、本発明者らは、Ｍｎ、ＣｒおよびＶのそれぞれの含有量を所定の範囲内に制御し、且つこれらの元素の含有量が所定の関係を満たすように制御することで、耐組織変化特性に優れた鋼を得ることができることを知見した。より具体的には、本発明者らは、Ｖを含有させて結晶粒を微細化することで、降伏強度を向上させて局所変形の発生を抑制し、Ｍｎ含有量を低減させて結晶粒界を強化することで亀裂の発生を抑制し、更に、Ｃｒを含有させることで、耐組織変化特性に優れた鋼を得ることができることを知見した。

更に本発明者らは、Ｃａを含有させることで、腐食起点となるＭｎＳを球状化して微細分散させることができ、鋼の耐食性を向上できることを知見した。

以上の知見に基づいてなされた本実施形態に係る表層硬化用鋼は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４０～０．６０％、Ｓｉ：０．６０～１．２０％、Ｍｎ：０．２０％以上、０．４０％未満、Ｃｒ：０．２０～１．６０％、Ｖ：０．０２～０．３０％、Ｓ：０．００１～０．０４０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｎ：０．００２０～０．００８０％およびＣａ：０．０００５～０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、且つ下記（１）式および下記（２）式を満足する。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦１．１００ ・・・ （１）
（Ｃｒ＋３×Ｖ）／Ｍｎ≧５．００ ・・・ （２）
ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。

以下、本発明の好適な実施形態について詳細に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。以下に記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。また、化学組成についての％は全て質量％を示す。
なお、本実施形態における窒化処理とは、ガス窒化処理またはガス軟窒化処理を示し、部品とは高周波焼入れとそれに続く窒化処理を施した機械部品を示す。

Ｃ：０．４０～０．６０％
炭素（Ｃ）は、高周波焼入れ後の鋼の硬度を高める。Ｃ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｃ含有量は０．４０％以上とする。一方、Ｃ含有量が多い場合は高周波焼入れ時又は高周波焼入れ後に焼割れが発生するため、Ｃ含有量は０．６０％以下とする。Ｃ含有量は、０．４３％以上、０．４５％以上が好ましく、また０．５８％以下、０．５７％以下が好ましい。

Ｓｉ：０．６０～１．２０％
シリコン（Ｓｉ）は鋼に焼入性を付与して強度を高める。更に、Ｓｉは、窒化処理時、および部品使用時の高温環境において軟化を抑制し、部品の面疲労強度を向上させる。Ｓｉ含有量が少ない場合は、窒化処理後の硬度および面疲労強度が低下するため、Ｓｉ含有量は０．６０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が多い場合は、成形時の硬度が上昇して、被削性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は１．２０％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．７０％以上、０．７５％以上が好ましく、また１．１０％以下、１．０５％以下が好ましい。

Ｍｎ：０．２０％以上、０．４０％未満
マンガン（Ｍｎ）は高周波焼入れ時の焼入れ性を高める。Ｍｎ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｍｎ含有量は０．２０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が多い場合は、結晶粒界にＭｎが偏析することで、鋼の耐組織変化特性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は０．４０％未満とする。Ｍｎ含有量は、０．２５％以上が好ましく、また０．３５％以下が好ましい。

Ｃｒ：０．２０～１．６０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼に焼入性を付与して強度を高める。また、Ｃｒは、窒化処理時、および部品使用時の高温環境において軟化を抑制し、部品の面疲労強度を向上させる。更に、Ｃｒは鋼の水素感受性を抑制することで、耐組織変化特性を向上させる。Ｃｒ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｃｒ含有量は０．２０％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が多い場合は、窒化処理においてＮと結合することで、優れた面疲労強度を得るために必要な固溶Ｎ量が得られないため、Ｃｒ含有量は１．６０％以下とする。Ｃｒ含有量は、０．３０％以上、０．４０％以上、０．５０％以上が好ましく、また１．５０％以下、１．４０％以下が好ましい。

Ｖ：０．０２～０．３０％
バナジウム（Ｖ）は、微細なＶ窒化物、Ｖ炭化物、又はＶ炭窒化物を形成して高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制することで鋼の降伏強度を向上させ、鋼内部で局所変形が生じることを抑制する。また、Ｖは部品の面疲労強度および耐組織変化特性を向上させる。これは、部品内部に侵入した水素をＶ析出物がトラップすることで、水素侵入による脆化を抑制することが原因の一つと考えられる。Ｖ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｖ含有量は０．０２％以上とする。一方、Ｖ含有量が多い場合は、鋼中に粗大なＶ析出物が形成され、鋼の靱性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．３０％以下とする。Ｖ含有量は、０．０５％以上、０．１０％以上、０．１５％以上が好ましく、また０．２５％以下、０．２１％以下が好ましい。

Ｓ：０．００１～０．０４０％
硫黄（Ｓ）は被削性を向上させる元素である。鋼中に介在物（ＭｎＳ）を形成し、被削性を向上させる反面、部品の面疲労強度を低下させる。したがって、被削性を確保するためにはＳ含有量は０．００１％以上とする。一方、面疲労強度を確保するためにＳ含有量は０．０４０％以下にする。Ｓ含有量は０．０３５％以下、０．０３０％以下、０．０２０％以下が好ましい。Ｓ含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、Ｓ含有量は０．００３％以上、０．００５％以上が好ましい。

Ｐ：０．０２０％以下
リン（Ｐ）は不純物元素である。Ｐは結晶粒界に偏析して粒界を脆化させるため、高周波焼入れ後の鋼の面疲労強度を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下に制限する。Ｐ含有量は０．０１５％以下、０．０１１％以下が好ましい。Ｐ含有量は０％とすることが好ましいが、Ｐ含有量を過度に低減しても精錬コストの増加に見合う効果が得られないため、Ｐ含有量は０．００３％以上、０．００５％以上としてもよい。

Ｏ：０．００１５％以下
酸素（Ｏ）は不純物元素である。ＯはＡｌ、Ｓｉ及びＣａと結合して酸化物（又は酸化物系介在物）を形成し、部品の面疲労強度を低下させる。したがって、Ｏ含有量は０．００１５％以下に制限する。Ｏ含有量は０．００１４％以下、０．００１１％以下が好ましい。Ｏ含有量は０％とすることが好ましいが、Ｏ含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、Ｏ含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上としてもよい。

Ａｌ：０．００５～０．０６０％
アルミニウム（Ａｌ）は溶鋼を脱酸する。また、Ａｌは鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成し、高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制する。Ａｌ含有量が少ない場合、上記効果が得られないため、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。一方、Ａｌ含有量が多い場合、鋼中に粗大なＡｌ_２Ｏ_３介在物、および／または複数のＡｌ_２Ｏ_３介在物が凝集したＡｌ_２Ｏ_３クラスタが多量に生成し、高周波焼入れ後の鋼の面疲労強度が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０６０％以下とする。Ａｌ含有量は０．００８％以上、０．０１５％以上が好ましく、また０．０５０％以下、０．０４５％以下が好ましい。なお、本実施形態におけるＡｌ含有量とは、全Ａｌの含有量を意味する。

Ｎ：０．００２０～０．００８０％
窒素（Ｎ）はＡｌと結合して鋼中にＡｌＮを形成し、高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制することで、部品の面疲労強度を高める。Ｎ含有量が少ない場合、上記効果が得られないため、Ｎ含有量は０．００２０％以上とする。一方、Ｎ含有量が多い場合、Ｎが過剰にフェライトに固溶してひずみ時効が生じ、鋼の冷間加工性が低下する。さらに、Ｎ含有量が多い場合、鋼中に粗大な窒化物が生成されて、鋼の被削性および面疲労強度が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００８０％以下とする。Ｎ含有量は０．００２５％以上、０．００２８％以上が好ましく、また０．００７０％以下、０．００６０％以下が好ましい。

Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
カルシウム（Ｃａ）は、腐食起点となる鋼中のＭｎＳを球状化し、微細分散させることで、鋼の耐食性を向上させる。更に、Ｃａは、Ａｌ_２Ｏ_３介在物を改質して、複合介在物（Ａｌ_２Ｏ_３－ＣａＯ－ＳｉＯ_２）を形成する。Ａｌ_２Ｏ_３介在物を改質して複合介在物を生成することにより、部品の面疲労強度を向上させる。Ｃａ含有量が少ない場合、これらの効果が得られないため、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とする。一方、Ｃａ含有量が多い場合、鋼中に粗大な介在物が増加して、部品の面疲労強度が低下する。そのため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は、０．００１０％以上、０．００２０％以上が好ましく、また０．００４０％以下、０．００３５％以下が好ましい。

本実施形態に係る表層硬化用鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。本実施形態において、不純物とは、表層硬化用鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入されるものであって、本実施形態に係る表層硬化用鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本実施形態に係る表層硬化用鋼には、上述した元素に加えて、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂ、ＮｂおよびＮｉからなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有させてもよい。これらの元素は任意元素であり、含有させない場合の含有量は０％である。

Ｍｏ：０．８０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は鋼中に固溶して、部品の面疲労強度をより向上させる。この効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が多い場合、部品成形時の硬さが高くなり、被削性が低下する場合があるため、Ｍｏ含有量は０．８０％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０７％以上、０．１２％以上がより好ましく、また０．６０％以下、０．５０％以下がより好ましい。

Ｔｉ：０．０５０％以下
チタン（Ｔｉ）は、鋼中にＴｉ窒化物又はＴｉ炭化物を形成して、高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制することで、部品の面疲労強度をより向上させる。この効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が多い場合、鋼中に粗大なＴｉ窒化物および／またはＴｉ炭化物が生成して、鋼の被削性が低下する場合がある。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、０．０１５％以上、０．０２０％以上がより好ましく、また０．０４５％以下、０．０４０％以下がより好ましい。

Ｂ：０．００４０％以下
ボロン（Ｂ）は鋼中に固溶して鋼の焼入れ性を高めることで、部品の面疲労強度をより向上させる。この効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が多い場合、上記効果が飽和するとともに、合金コストが増加する。そのため、Ｂ含有量は０．００４０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、０．００１０％以上がより好ましく、また０．００３０％以下がより好ましい。

Ｎｂ：０．０５０％以下
ニオブ（Ｎｂ）は鋼中にＮｂ窒化物、Ｎｂ炭化物又はＮｂ炭窒化物を形成し、ピニング効果によって結晶粒の粗大化を抑制する。この効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が多い場合、鋼中に粗大なＮｂ析出物が形成され、鋼の靱性が低下する場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、０．０２０％以上、０．０２５％以上がより好ましく、また０．０４０％以下がより好ましい。

Ｎｉ：０．３０００％以下
ニッケル（Ｎｉ）は鋼中に固溶して、部品の面疲労強度をより向上させる。この効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が多い場合、上記効果が飽和するとともに合金コストが増加する。そのため、Ｎｉ含有量は０．３０００％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、０．００１５％以上がより好ましく、また０．２５００％以下がより好ましい。

本実施形態に係る表層硬化用鋼は、上記化学組成を有し、且つ下記（１）式および下記（２）式を満たす。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦１．１００ ・・・ （１）
（Ｃｒ＋３×Ｖ）／Ｍｎ≧５．００ ・・・ （２）
ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。以下に上記（１）式および上記（２）式について説明する。

Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦１．１００ ・・・ （１）
上記（１）式の左辺は、焼入れ性の指標（Ｃｅｑ（％））を示す。Ｃｅｑが１．１００を超えると、高周波焼入れ時又は高周波焼入れ後に焼割れが発生する。そのため、Ｃｅｑ（上記（１）式の左辺）は１．１００以下とする。Ｃｅｑは１．０５０以下、１．０００以下、０．９５０以下が好ましい。
上述した本実施形態に係る化学組成を有する鋼であれば、表層硬化用鋼として所望される焼入れ性および窒化処理後の硬度を得ることができるため、Ｃｅｑの下限は特に限定しない。しかし、鋼の焼入れ性を確実に得るために、Ｃｅｑは０．５００以上、０．６５０以上としてもよい。

（Ｃｒ＋３×Ｖ）／Ｍｎ≧５．００ ・・・ （２）
上記（２）式の左辺は、本実施形態に係る鋼の耐組織変化特性の指標を示す。上記（２）式の左辺が５．００未満であると、鋼の耐組織変化特性が劣化し、高温環境下で使用された際に白色組織が生じ、破壊が生じ易くなる。そのため、上記（２）式の左辺は５．００以上とする。上記（２）式の左辺は、５．５０以上、６．００以上が好ましい。上記（２）式の左辺は、本実施形態に係る表層硬化用鋼のＣｒ含有量、Ｍｎ含有量、Ｖ含有量が取り得る値から、１２．５０以下としてもよい。

本実施形態に係る鋼は高周波焼入れが施されるため、制御されるべき金属組織は高周波焼入れ後の金属組織であり、本実施形態に係る表層硬化用鋼（高周波焼入れ前）の金属組織は特に限定されない。本実施形態に係る表面硬化用鋼の金属組織は、フェライト（初析フェライト）及びパーライトの合計面積率を９７％以上とし、残部組織の面積率を３％以下としてもよい。また、残部組織を０％とし、フェライト及びパーライトの合計面積率を１００％としてもよい。金属組織中の残部組織とは、例えばベイナイトである。ただし、本実施形態に係る鋼は上述の金属組織を有しなくてもよく、上述の金属組織を有しなくても本実施形態に係る表層硬化用鋼を得ることができる。

本実施形態に係る表層硬化用鋼は、適用する機械部品等に応じて適宜選択すればよく、棒鋼または線材であっても構わない。

次に、本実施形態に係る表層硬化用鋼を用いて製造される、表層硬化部品について説明する。本発明の別の態様に係る表層硬化部品は、本実施形態に係る表層硬化用鋼と同一の化学組成を有し、表面のビッカース硬さが７５０ＨＶ１以上であり、全硬化層深さが０．５０～２．００ｍｍであり、前記表面における残留応力が－４００ＭＰａ以下である。

表面のビッカース硬さ：７５０ＨＶ１以上
表面のビッカース硬さが７５０ＨＶ１未満であると、硬度が不足し、ＣＶＪおよびハブ等の自動車部品として使用することが困難な場合がある。そのため、表面のビッカース硬さは７５０ＨＶ１以上とする。表面のビッカース硬さは、靭性低下による欠損抑制の観点から、９００ＨＶ１以下としてもよい。
表面のビッカース硬さは、表層硬化部品、例えば図１に示す小ローラ試験片において、周面ＦＰ（図１に示した直径２６ｍｍの部分）のビッカース硬さを測定することで求める。具体的には、小ローラ試験片の周面ＦＰの任意の３点に対して、試験力は９．８Ｎとして、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。得られたビッカース硬さの３点の平均値を、表層硬化部品の表面のビッカース硬さと定義する。

全硬化層深さ：０．５０～２．００ｍｍ
全硬化層深さが０．５０ｍｍ未満であると、面疲労強度が低下する。一方、全硬化層深さが２．００ｍｍ超であると、焼割れが発生しやすくなる。そのため、全硬化層深さは０．５０～２．００ｍｍとする。
表層硬化部品の全硬化層深さは、ＪＩＳ Ｇ ０５９９：２００８に準拠して測定する。限界硬さはビッカース硬さで５５０ＨＶ１とする。本実施形態において、全硬化層深さが０．５０～２．００ｍｍであるとは、例えば、図１に示す小ローラ試験片の長手方向に対して垂直な断面において、表面～「表面から深さ方向に０．５０～２．００ｍｍ位置」の領域のビッカース硬さが５５０ＨＶ１以上であることを意味する。例えば、全硬化層深さが０．７０ｍｍであるとは、図１に示す小ローラ試験片の長手方向に対して垂直な断面において、表面～表面から深さ方向に０．７０ｍｍ位置の領域のビッカース硬さが５５０ＨＶ１以上であることを意味する。

表面における残留応力：－４００ＭＰａ以下
表面における残留応力が－４００ＭＰａ超（－４００ＭＰａを含まず、－４００ＭＰａよりも正の値）であると、面疲労強度が低下する。そのため、表面における残留応力は－４００ＭＰａ以下（－４００ＭＰａを含み、－４００ＭＰａより負の値）とする。表面における残留応力は、低いほど良いが、製造上実現できる残留応力は－１５００ＭＰａ以上であるため、上限は－１５００ＭＰａとしてもよい。
表層硬化部品の表面における残留応力は、硬化面においてＸ線応力測定装置により測定する。測定部において酸化スケールの付着が著しい場合は、直径３ｍｍの範囲について電解研磨を行い、硬化面上の酸化スケールを除去した後に、表面～表面から深さ方向に０．２ｍｍの範囲で残留応力を測定する。得られた表面～表面から深さ方向に０．２ｍｍの範囲における残留応力の平均値を算出することで、表面における残留応力を得る。

本実施形態に係る表面硬化部品の金属組織は特に限定されない。本実施形態に係る表面硬化部品の金属組織は、フェライト、パーライトの合計面積率を８０％以上とし、残部組織の面積率を２０％以下としてもよい。また、残部組織を０％とし、フェライト、パーライトおよびベイナイトの合計面積率を１００％としてもよい。金属組織中の残部組織とは、例えばベイナイトである。ただし、本実施形態に係る表面硬化部品は上述の金属組織を有しなくてもよく、上述の金属組織を有しなくても本実施形態に係る表面硬化部品を得ることができる。

次に、本実施形態に係る表層硬化用鋼の製造方法の一例について説明する。
本実施形態では、表層硬化用鋼として、表層硬化用鋼の棒鋼又は線材の製造方法の一例を説明する。しかしながら、本実施形態に係る表層硬化用鋼は、棒鋼又は線材に限定されない。

製造方法の一例は、溶鋼を精錬し、鋳造して素材（鋳片又はインゴット）を製造する製鋼工程と、素材を熱間加工して表層硬化用鋼を製造する熱間加工工程とを備える。以下、それぞれの工程について説明する。

［製鋼工程］
製鋼工程は、精錬工程と鋳造工程とを含む。

精錬工程では初めに、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、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を添加して、上述した化学組成を満たす溶鋼を製造する。

上記精錬工程により製造された溶鋼を用いて、素材（鋳片又はインゴット）を製造する（鋳造工程）。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する、又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。

［熱間加工工程］
製造された素材を熱間加工して、表層硬化用鋼（棒鋼又は線材）を製造する。熱間加工工程は、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、素材を熱間加工してビレットを製造する。粗圧延工程では例えば、分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。

粗圧延工程において分塊圧延を実施する際、加熱炉での加熱温度及び保持時間は次の通りとする。
加熱温度：１１５０～１３００℃
上記加熱温度での保持時間：１．５～４０．０時間
ここで、加熱温度は、加熱炉の炉温（℃）である。また、保持時間は、加熱炉の炉温が１１５０～１３００℃での保持時間（時間）である。

加熱温度が１１５０℃未満、又は、加熱温度が１１５０～１３００℃での保持時間が１．５時間未満であれば、素材中のＶ炭化物及びＶ複合炭化物が十分に固溶しない。そのため、Ｖ窒化物、Ｖ炭化物、又はＶ炭窒化物が粗大化し、高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制することができない。一方、加熱温度が１３００℃を超えたり、１１５０～１３００℃での保持時間が４０．０時間を超えれば、原単位が過剰に高くなり、製造コストが高くなる。
加熱温度が１１５０～１３００℃であり、かつ、１１５０～１３００℃での保持時間が１．５～４０．０時間であれば、素材中のＶ窒化物、Ｖ炭化物、又はＶ炭窒化物が十分に固溶する。

仕上げ圧延工程では、始めに加熱炉を用いてビレットを加熱する。加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、表面硬化用鋼である棒鋼又は線材を製造する。

仕上げ圧延工程における加熱炉での加熱温度及び保持時間は次の通りとする。
加熱温度：１１００～１３００℃
上記加熱温度での保持時間：０．５～５．０時間
ここで、加熱温度は、加熱炉の炉温（℃）である。また、保持時間は、加熱炉の炉温が１１００～１３００℃での保持時間（時間）である。

仕上げ圧延工程では、なるべく、仕上げ圧延工程中にＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等が析出するのを抑制する。仕上げ圧延工程の加熱炉での加熱温度が１１００℃未満であったり、１１００～１３００℃での保持時間が０．５時間未満であれば、仕上げ圧延時において圧延機に掛かる負荷が過剰に大きくなる。一方、加熱温度が１３００℃を超えたり、１１００～１３００℃での保持時間が５．０時間を超えれば、原単位が過剰に高くなり、製造コストが高くなる。
仕上げ圧延工程での加熱温度が１１００～１３００℃であり、かつ、１１００～１３００℃での保持時間が０．５～５．０時間であれば、素材中のＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等が十分に固溶する。

仕上げ圧延後の表面硬化用鋼は、室温になるまで冷却する。このとき、表面硬化用鋼の表面温度が８００～５００℃になるまでの平均冷却速度を１．０℃／秒以下として、フェライト、パーライトの合計面積率が８０％以上であり、残部組織の面積率が２０％以下である金属組織とすることが好ましい。

以上説明した一例の製造方法により、本実施形態に係る表層硬化用鋼を製造することができる。

本実施形態に係る表層硬化用鋼は、表層硬化部品に加工され、ＣＶＪおよびハブ等の自動車部品に好適に使用される。これらの自動車部品として使用される表層硬化部品は一般的に、以下の方法により製造される。

まず、上述した一例の製造方法により製造した表層硬化用鋼に対して熱間鍛造を実施して、中間品を製造する。中間品に対して、必要に応じて、応力除去焼きなまし処理を実施する。熱間鍛造後又は応力除去焼きなまし処理後の中間品に対して切削加工を実施して、部品形状に加工することで、粗製品を得る。その後、粗製品に対して、高周波焼入れおよび窒化処理を実施する。
高周波焼入れは所望の表面硬さ、全硬化層深さおよび表面における残留応力を得るためにあたり、表面温度が８００℃～１１００℃の温度となるように、高周波誘電加熱により加熱した後、焼入れする。なお、本実施形態では、必要に応じて更に低温焼戻し処理（例えばは１３０℃～２００℃で３０～１２０分程度の加熱処理）を施してもよい。

窒化処理は周知のガス窒化処理を実施する。窒化中に炉内に導入するガスは、ＮＨ_３のみであってもよいし、ＮＨ_３と、Ｎ_２および／またはＨ_２とを含有する混合気体であってもよい。ガス窒化処理を実施する場合、例えば、吸熱型変成ガス（ＲＸガス）とアンモニアガスとを１：１に混合した雰囲気中で、均熱温度を５５０～６００℃として１～３時間均熱すればよい。

窒化処理後、更に研削加工を実施することで、表層硬化部品を製造することができる。本実施形態に係る表層硬化用鋼を用いて製造された表層硬化部品は、上記のような自動車部品として好適に使用することができる。なお、本発明の別の態様に係る表層硬化部品は、ＣＶＪおよびハブ等の自動車部品のみに限定されない。

次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

以下の方法により、表層硬化用棒鋼を製造した。
まず、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉で一次精錬を実施した。転炉から出鋼した溶鋼に対して、二次精錬を実施した。二次精錬において、成分調整の合金元素を添加して、化学組成を調整した。二次精錬後の溶鋼を用いて、連続鋳造法により、４００ｍｍ×３００ｍｍの横断面を有する鋳片を製造した。この鋳片を１２５０℃に加熱して１．５～４０．０時間保持した後、分塊圧延にて１６２ｍｍ×１６２ｍｍの横断面を有する鋼片を製造した。製造された鋼片を常温（２５℃）まで空冷した後、再び加熱温度：１１００～１３００℃、当該加熱温度での保持時間：０．５～５．０時間の条件で加熱した。加熱された鋼片に対して連続圧延機を用いて、加熱温度：１１００～１３００℃、当該加熱温度での保持時間：０．５～５．０時間の条件で熱間圧延（仕上げ圧延）を行い、その後常温（２５℃）まで冷却することで、直径７０ｍｍの表層硬化用棒鋼を得た。なお、仕上げ圧延後、常温までの冷却において、表層硬化用棒鋼の表面温度が８００～５００℃になるまでの平均冷却速度は１．０℃／秒以下とした。

得られた表層硬化用棒鋼の化学組成を表１に示す。なお、表層硬化用棒鋼の化学組成は、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）発光分光分析法により分析した。また、表１のＣｅｑは、下記（１）式の左辺である。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦１．１００ ・・・ （１）

［評価試験］
［試験片の作製］
得られた表層硬化用棒鋼を用いて、機械部品（表層硬化部品）を模擬した試験片を以下の方法で作製した。なお、試験片の化学組成は、表面硬化用棒鋼の化学組成と同一である。
まず、得られた表層硬化用棒鋼を、１２００℃で３０分加熱した後、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造し、表面温度が８００～５００℃になるまでの平均冷却速度を１℃／秒以下となるように冷却し、直径３５ｍｍの丸棒を製造した。直径３５ｍｍの丸棒を機械加工して、複数個の小ローラ試験片を作製した。具体的には、図１に示す小ローラ試験片を複数個作製した。

作製された各試験片に対して、高周波焼入れを実施した。具体的には、小ローラ試験片の周面ＦＰ（図１に示す直径２６ｍｍの部分）に対して、出力２０ｋＷ、周波数５０ｋＨｚの高周波加熱装置を用いて、加熱時間を５～１０秒の範囲内で調整して高周波焼入れを実施した。その際、小ローラ試験片表面の加熱温度は９００～１１００℃であった。その後、窒化炉を用いて、吸熱型変成ガス（ＲＸガス）とアンモニアガスとを１：１に混合した雰囲気中で、均熱温度を５５０～６００℃として１～３時間均熱後に１００℃の油中で冷却した。以上の方法により、小ローラ試験片を作製した。

［ビッカース硬さ試験］
窒化処理後の各小ローラ試験片の周面ＦＰ（図１に示す直径２６ｍｍの部分）のビッカース硬さを測定した。具体的には、小ローラ試験片の周面ＦＰの任意の３点に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。このときの試験力は９．８Ｎとした。得られたビッカース硬さの３点の平均値を、表面のビッカース硬さ（ＨＶ１）と定義した。ビッカース硬さが７５０ＨＶ１以上の場合を硬度に優れるとして合格と判定し、ビッカース硬さが７５０ＨＶ１未満の場合を硬度に劣るとして不合格と判定した。測定結果を表２に示す。

［全硬化層深さおよび表面における残留応力］
全硬化層深さおよび表面における残留応力は上述の方法により測定した。全硬化層深さが０．５０～２．００ｍｍの場合、本発明の範囲内であるとして合格と判定し、０．５０～２．００ｍｍの範囲外である場合、本発明の範囲外であるとして不合格と判定した。また、表面における残留応力が－４００ＭＰａ以下の場合、本発明の範囲内であるとして合格と判定し、－４００ＭＰａ超である場合、本発明の範囲外であるとして不合格と判定した。

［焼割れの有無］
窒化処理後の各小ローラ試験片において、焼割れの有無を確認した。深さ０．０２ｍｍ以上の焼割れが確認されなかった場合、表層硬化用鋼として所望される特性を有するとして合格と判定し、表２に「無」と記載し、深さ０．０２ｍｍ以上の焼割れが確認された場合、表層硬化用鋼として所望される特性を有しないとして不合格と判定し、表２に「有」と記載した。深さ０．０２ｍｍ以上の焼割れが確認された比較例は、後述する評価試験を行わなかった。

［面疲労強度評価試験］
ローラピッティング試験により、面疲労強度を求めた。ローラピッティング試験は、上記の小ローラ試験片と図２の大ローラ試験片とを組合せて実施した。図２は大ローラ試験片の正面図である。大ローラ試験片は、ＪＩＳ Ｇ４０５２：２０１６に規定されたＳＣＭ４２０Ｈの規格を満たす鋼からなり、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、低温焼戻し及び研磨、の製造工程によって作製した。ガス浸炭は、Ｃｐ値０．８０、浸炭期９５０℃２４０分、拡散期８６０℃３０分の条件で行い、焼入れは油焼入れとした。焼戻しは大気中で１６０℃９０分、研磨は大ローラ試験片の最終粗さＲａ１．６μｍとなるように加工した。ローラピッティング試験の条件は次のとおりである。ローラピッティング試験機はコマツエンジニアリング株式会社製ＲＰ２０１を用いたが、他のメーカーの試験機を用いても、同様に比較することができる。

試験機：ローラピッティング試験機
試験片：小ローラ試験片（摺動部の直径２６ｍｍ）
大ローラ試験片（直径１３０ｍｍ）、接触部の曲率１５０ｍｍＲ
最大面圧：３６００ＭＰａ
試験数 ：６個
すべり率：－４０％
小ローラ回転数：２０００ｒｐｍ
周速：小ローラ試験片：２．７２ｍ／ｓ、大ローラ試験片：３．８１ｍ／ｓ
潤滑油温度：９０℃
使用オイル：オートマチック用オイル

各鋼番号について、予測されるピッティング発生面圧を含む１００ＭＰａ間隔の６水準の面圧でローラピッティング試験を行い、縦軸に面圧Ｓ、横軸に小ローラ試験片におけるピッティング発生までの繰り返し数ＮをとったＳ－Ｎ線図を作成した。Ｎ＝２．０×１０^７回まで小ローラ試験片表面にピッティングが発生しない最大の面圧をＳ－Ｎ曲線から読み取り、これを面疲労強度とした。なお、小ローラ試験片の表面が損傷している箇所のうち、最大のものの面積が１ｍｍ^２以上になった場合をピッティング発生と定義した。
また、ＪＩＳ Ｇ ４０５１：２０１６に規定されたＳ５３Ｃ鋼を用いて、上記の小ローラ加工条件と同じ条件で小ローラ試験片を作製し、上記の試験条件でローラピッティング試験を行った。得られたＳ５３Ｃの面疲労強度を比較基準とした。

表２に、ローラピッティング試験により得られた面疲労強度を示す。表２中の面疲労強度では、Ｓ５３Ｃの面疲労強度を基準値（１００％）とした。そして、各鋼番号の面疲労強度を、基準値に対する比（％）で示した。面疲労強度が１２０％以上の場合を、優れた面疲労強度を有するとして合格と判定した。一方、面疲労強度が１２０％未満の場合を、優れた面疲労強度を有しないとして不合格と判定した。

［耐食性評価試験］
耐食性は、高周波焼入れおよび窒化処理を施した試験片を用いて複合サイクル試験により評価した。試験片形状は直径２６ｍｍ×長さ２８ｍｍ（腐食評価面積＝２２ｃｍ^２）とし、両端面はマスキングした。評価条件は図３に示すように、温度５０℃、湿度９８％で２時間保持した後、温度３５℃の５％塩水を２時間噴霧し、温度６０℃、湿度２５％で４時間保持の計８時間を１サイクルとし、連続して３サイクル行った。腐食試験前の試験片重量Ｗ_０と腐食生成物を除いた試験片重量Ｗとの差ΔＷ（＝Ｗ_０－Ｗ）を腐食減量と定義し、腐食減量が１０ｇ未満の場合を耐食性に優れるとして合格と判定し、表２に「Ｇｏｏｄ」と記載し、腐食減量が１０ｇ以上の場合を耐食性に劣るとして不合格と判定し、表２に「Ｂａｄ」と記載した。

［耐摩耗性評価試験］
耐摩耗性は、高周波焼入れおよびガス軟窒化処理を施した上記小ローラ試験片を用いて２円筒転がり疲労試験により評価した。試験片形状は図１の通りである。試験条件は、潤滑環境下で面圧３．０ＧＰａ、滑り率４０％、回転数１５００ｒｐｍ、繰り返し数１×１０^７回で試験を実施した後、試験片の摺動部（直径２６ｍｍの部分）の粗さを測定した。試験後の試験片の摺動部の粗さは、円周方向に対して９０°ピッチにて４カ所で測定した。粗さプロファイルから摩耗深さを求め、測定４カ所の摩耗深さの平均値（以降、平均摩耗深さ）を耐摩耗性の評価指標とした。平均摩耗深さが１０μｍ以下の場合を耐摩耗性に優れるとして合格と判定し、表２に「Ｇｏｏｄ」と記載し、平均摩耗深さ１０μｍ未満の場合を耐摩耗性に劣るとして不合格と判定し、表２に「Ｂａｄ」と記載した。

［耐組織変化特性評価試験］
前記面疲労強度評価試験用と同じ小ローラ試験片、大ローラ試験片を用いて、下記の条件でローラピッティング試験を実施した後、小ローラ試験片の摺動部表層断面の組織を光学顕微鏡にて観察し、組織変化を評価した。耐組織変化特性評価試験におけるローラピッティング試験の条件は次のとおりである。

試験機：ローラピッティング試験機
試験片：小ローラ試験片（摺動部の直径２６ｍｍ）
大ローラ試験片（直径１３０ｍｍ）、接触部の曲率１５０ｍｍＲ
最大面圧：３０００ＭＰａ
試験数 ：５個
すべり率：－４０％
小ローラ回転数：２０００ｒｐｍ
周速：小ローラ試験片：２．７２ｍ／ｓ、大ローラ試験片：３．８１ｍ／ｓ
潤滑油温度：９０℃
使用オイル：オートマチック用オイル

各鋼番号について、ローラピッティング試験における試験数は５とした。
白色組織発生の有無は、小ローラ試験片の摺動部中央部を試験片長手方向に直角に切断した断面上で判定した。観察断面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）にてエッチングした。エッチングされた観察面上の摺動面から深さ５００μｍ位置において周方向全周を５００倍の光学顕微鏡にて観察した。観察面内において最大長さが５μｍを超える白色組織が観察されなかった場合、耐組織変化特性に優れるとして合格と判定し、表２に「無」と記載し、最大長さが５μｍを超える白色組織が観察された場合、耐組織変化特性に劣るとして不合格と判定し、表２に「有」と記載した。

［切削試験］
鋼の被削性は、ドリル加工による切削試験により評価した。具体的には、まずＳ５３Ｃの鋼において、合計１０００ｍｍの穴開けが可能な最大切削速度を求め、各鋼番号の鋼を用いてこの最大切削速度で加工穴深さが１０００ｍｍとなるまで加工できるか否かにより評価した。より具体的には、ＪＩＳ Ｇ４０５１：２０１６に規定された直径３５ｍｍのＳ５３Ｃの鋼を９３０℃に加熱した後に６５０℃にて１２０秒保持し、ビッカース硬さが１７５ＨＶ１となるように焼ならしを行った。この丸棒を長さ１３０ｍｍに切断したものを素材とし、直径１０ｍｍ、長さ３００ｍｍのＴｉＣコーティングの超硬ドリルを用い、水溶性切削油で潤滑しながら送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖにて深さ１００ｍｍまで穿孔を行い、加工穴深さ１０００ｍｍの穿孔が可能な最大切削速度ＶＬ_１０００（ｍ／ｍｉｎ）を求めた。最大切削速度ＶＬ_１０００は、通常、工具寿命の評価指標として用いられており、最大切削速度ＶＬ_１０００が大きいほど工具寿命が良好であると判断できる。各鋼番号の鋼を上述のＳ５３Ｃと同じ焼ならしを行い、Ｓ５３Ｃにて求めた最大切削速度ＶＬ_１０００でドリル加工を実施し、加工穴深さが１０００ｍｍとなるまで加工できた場合を被削性に優れるとして合格と判定し、表２に「Ｇｏｏｄ」と記載し、加工穴深さが１０００ｍｍとなるまで加工できなかった場合を被削性に劣るとして不合格と判定し、表２に「Ｂａｄ」と記載した。

鋼１～９を使用した試験番号１～９は、化学組成が本発明の範囲内であるため、表面のビッカース硬さ、全硬化層深さおよび表面における残留応力が本発明の範囲内となり、面疲労強度、耐食性、耐摩耗性および耐組織変化特性のいずれも合格基準を満足し、また焼割れが発生しなかった。一方、鋼１０～２４を使用した試験番号１０～２４は、焼割れが発生したか、被削性、表面のビッカース硬さ、全硬化層深さ、表面における残留応力、面疲労強度、耐食性、耐摩耗性および耐組織変化特性のうち１つ以上が合格基準を満足しないものとなった。

鋼１０を使用した試験番号１１は、Ｓｉ含有量およびＣｒ含有量が少なく、Ｍｎ含有量が多く、ＶおよびＣａを含まず、更に（Ｃｒ＋３×Ｖ）／Ｍｎ（以下、（２）式の左辺）が５．００未満であったため、ビッカース硬さ、面疲労強度、耐食性、耐摩耗性および耐組織変化特性が劣った例である。
鋼１１を使用した試験番号１１は、Ｃｅｑが１．１００超であったため、全硬化層深さが大きくなり、焼割れが発生した例である。
鋼１２を使用した試験番号１２は、Ｍｎ含有量およびＣａ含有量が多かったため、面疲労強度および耐組織変化特性が劣った例である。

鋼１３を使用した試験番号１３は、Ｃｒ含有量が少なかったため、全硬化層深さが小さくなり、ビッカース硬さ、面疲労強度および耐食性が劣った例である。
鋼１４を使用した試験番号１４は、Ｃ含有量が多かったため、被削性が劣化し、全硬化層深さが大きくなり、焼割れが発生した例である。
鋼１５を使用した試験番号１５は、（２）式の左辺が５．００未満であったため、面疲労強度、耐摩耗性および耐組織変化特性が劣った例である。

鋼１６を使用した試験番号１６は、Ｍｎ含有量が少なかったため、ビッカース硬さ、面疲労強度が劣った例である。
鋼１７を使用した試験番号１７は、Ｖを含まなかったため、ビッカース硬さ、面疲労強度、耐摩耗性および耐組織変化特性が劣った例である。

鋼１８を使用した試験番号１８は、Ｓ含有量が多かったため、面疲労強度が劣った例である。

鋼１９を使用した試験番号１９は、Ｃ含有量が少なかったため、ビッカース硬さ、面疲労強度および耐摩耗性が劣った例である。
鋼２０を使用した試験番号２０は、Ｓｉ含有量が多かったため、被削性が劣った例である。

鋼２１を使用した試験番号２１は、Ｓｉ含有量が少なかったため、ビッカース硬さ、面疲労強度および耐摩耗性が劣った例である。
鋼２２を使用した試験番号２２は、Ｍｎ含有量が多かったため、耐組織変化特性が劣った例である。

鋼２３を使用した試験番号２３は、Ｃｒ含有量が多かったため、面疲労強度が劣った例である。
鋼２４を使用した試験番号２４は、Ｖ含有量が多かったため、被削性が劣った例である。

Claims (4)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．４０～０．６０％、
   Ｓｉ：０．６０～１．２０％、
   Ｍｎ：０．２０％以上、０．４０％未満、
   Ｃｒ：０．２０～１．６０％、
   Ｖ：０．０２～０．３０％、
   Ｓ：０．００１～０．０４０％、
   Ｐ：０．０２０％以下、
   Ｏ：０．００１５％以下、
   Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
   Ｎ：０．００２０～０．００８０％、および
   Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
   を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、且つ下記（１）式および下記（２）式を満足することを特徴とする高周波焼入れ窒化処理用鋼。
   Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦１．１００ ・・・ （１）
   （Ｃｒ＋３×Ｖ）／Ｍｎ≧５．００ ・・・ （２）
   ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
2. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｍｏ：０．８０％以下、
   Ｔｉ：０．０５０％以下、
   Ｂ：０．００４０％以下、
   Ｎｂ：０．０５０％以下、および
   Ｎｉ：０．３０００％以下
   からなる群から選択される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に記載の高周波焼入れ窒化処理用鋼。
3. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．４０～０．６０％、
   Ｓｉ：０．６０～１．２０％、
   Ｍｎ：０．２０％以上、０．４０％未満、
   Ｃｒ：０．２０～１．６０％、
   Ｖ：０．０２～０．３０％、
   Ｓ：０．００１～０．０４０％、
   Ｐ：０．０２０％以下、
   Ｏ：０．００１５％以下、
   Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
   Ｎ：０．００２０～０．００８０％、および
   Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
   を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、且つ下記（３）式および下記（４）式を満足し、
   表面のビッカース硬さが７５０ＨＶ１以上であり、
   表面～「前記表面から深さ方向に０．５０～２．００ｍｍ位置」の領域のビッカース硬さが５５０ＨＶ１以上であり、
   前記表面における残留応力が－４００ＭＰａ以下であることを特徴とする高周波焼入れ窒化処理部品。
   Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦１．１００ ・・・ （３）
   （Ｃｒ＋３×Ｖ）／Ｍｎ≧５．００ ・・・ （４）
   ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
4. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｍｏ：０．８０％以下、
   Ｔｉ：０．０５０％以下、
   Ｂ：０．００４０％以下、
   Ｎｂ：０．０５０％以下、および
   Ｎｉ：０．３０００％以下
   からなる群から選択される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３に記載の高周波焼入れ窒化処理部品。

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