JP7524586B2 - 肌焼鋼、並びに、高強度部材及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、肌焼鋼、並びに、高強度部材及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、適切な表面処理を施すことにより、高い窒化表層硬さと深い有効硬化層深さを得ることが可能な肌焼鋼、並びに、このような肌焼鋼を用いた高強度部材及びその製造方法に関する。
自動車や産業機械に用いられるある種の部品は、使用中に面疲労負荷を受ける。このような「面疲労負荷を受ける部品」としては、例えば、歯車、連続可変トラスミッション（ＣＶＴ）の部品、軸受部品などがある。近年、自動車や産業機械の高性能化、及び／又は、高速化に伴い、面疲労負荷を受ける部品の使用条件も過酷化している。そのため、面疲労負荷を受ける部品については、表面処理により表面の硬さを高めることが行われている。このような表面処理に関し、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、所定の組成を有する機械構造用鋼を浸炭処理し、表面から０．１ｍｍまでの範囲における長径１０μｍ以上の粗大炭化物の面積率が３０％以下であり、かつ、直径１μｍ以下の微細炭化物の面積率が２％以下である機械構造部品を得る方法が開示されている。
同文献には、炭化物の面積率を所定の範囲に制限すると、耐ピッチング性が向上する点が記載されている。
同文献には、炭化物の面積率を所定の範囲に制限すると、耐ピッチング性が向上する点が記載されている。
特許文献２には、所定の組成を有する鋼材に対して浸炭焼入れ及び焼戻し処理を行う方法が開示されている。
同文献には、鋼材に対して浸炭焼入れ及び焼戻しを行う場合において、、
（ａ）鋼材に含まれるＮｉ／３＋Ｍｏが０．６０ｗｔ％以上になると、焼入れ及び焼戻し処理後の静曲げ強さが５４００Ｎ以上となる点、及び、
（ｂ）焼入れ及び焼戻し処理後の残留オーステナイト量が３５％以下になると、表面硬さが７００ＨＶ以上となる点
が記載されている。
同文献には、鋼材に対して浸炭焼入れ及び焼戻しを行う場合において、、
（ａ）鋼材に含まれるＮｉ／３＋Ｍｏが０．６０ｗｔ％以上になると、焼入れ及び焼戻し処理後の静曲げ強さが５４００Ｎ以上となる点、及び、
（ｂ）焼入れ及び焼戻し処理後の残留オーステナイト量が３５％以下になると、表面硬さが７００ＨＶ以上となる点
が記載されている。
特許文献３には、所定の組成を有する鋼材に対して真空浸炭後、焼入れ及び焼戻しを行う方法が開示されている。
同文献には、
（ａ）鋼材中に粗大なＭｎＳが含まれていると、粗大なＭｎＳが曲げ疲労強度及びピッチング強度を低下させる点、及び、
（ｂ）鋼材中のＭｎ／Ｓを３０以上１５０以下に制御することによって、粗大なＭｎＳの生成を抑制することができる点
が記載されている。
同文献には、
（ａ）鋼材中に粗大なＭｎＳが含まれていると、粗大なＭｎＳが曲げ疲労強度及びピッチング強度を低下させる点、及び、
（ｂ）鋼材中のＭｎ／Ｓを３０以上１５０以下に制御することによって、粗大なＭｎＳの生成を抑制することができる点
が記載されている。
さらに、特許文献４には、所定の組成を有する鋼材に対して浸炭焼入れし、その後焼戻しを行う方法が開示されている。
同文献には、鋼材の成分を最適化することによって、曲げ疲労強度とピッチング強度に優れ、かつこれらの強度のバラツキが小さい浸炭部品が得られる点が記載されている。
同文献には、鋼材の成分を最適化することによって、曲げ疲労強度とピッチング強度に優れ、かつこれらの強度のバラツキが小さい浸炭部品が得られる点が記載されている。
浸炭処理は、最も一般的な鋼の表面処理である。浸炭処理は、６５０Ｈｖ程度の３００℃焼戻し硬さを得ることができ、かつ、４時間程度の処理時間で１ｍｍ程度の有効硬化層深さ（Effective Case Depth, ＥＣＤ）を得ることができる。ここで、「有効硬化層深さ（ＥＣＤ）」とは、硬さが５１３Ｈｖとなる位置の深さ（５１３Ｈｖ深さ）をいう。
一方、軟窒化処理では、８００Ｈｖ以上の３００℃焼戻し硬さが得られるものの、４時間程度の処理時間では硬化層深さは０．２ｍｍ程度にとどまる。そのため、窒化処理鋼は、浸炭処理鋼に比べて面疲労強度に優れるものの、歯面スポーリング強度や曲げ疲労強度に劣るために、部品形状や負荷応力によっては適用できない場合がある。
一方、軟窒化処理では、８００Ｈｖ以上の３００℃焼戻し硬さが得られるものの、４時間程度の処理時間では硬化層深さは０．２ｍｍ程度にとどまる。そのため、窒化処理鋼は、浸炭処理鋼に比べて面疲労強度に優れるものの、歯面スポーリング強度や曲げ疲労強度に劣るために、部品形状や負荷応力によっては適用できない場合がある。
この問題を解決するために、浸炭処理後に、さらに軟窒化処理することも考えられる。しかし、浸炭処理に用いられる従来の肌焼鋼（例えば、ＳＣＲ４２０など）に対して浸炭処理後に軟窒化処理を施すと、浸炭層及び芯部の硬さが著しく低下する。
あるいは、短時間の処理で面疲労強度と深い有効硬化層深さを両立するために、８００℃以上のオーステナイト域にて浸炭と窒化を同時に行う処理（浸炭窒化処理）を用いることも考えられる。しかし、浸炭窒化処理は、表層の窒素濃度の制御が難しい。
あるいは、短時間の処理で面疲労強度と深い有効硬化層深さを両立するために、８００℃以上のオーステナイト域にて浸炭と窒化を同時に行う処理（浸炭窒化処理）を用いることも考えられる。しかし、浸炭窒化処理は、表層の窒素濃度の制御が難しい。
本発明が解決しようとする課題は、適切な表面処理を施すことにより、高い窒化表層硬さと深い有効硬化層深さを得ることが可能な肌焼鋼を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、高い窒化表層硬さと深い有効硬化層深さとを備えた高強度部材及びその製造方法を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、高い窒化表層硬さと深い有効硬化層深さとを備えた高強度部材及びその製造方法を提供することにある。
上記課題を解決するために、本発明に係る肌焼鋼は、以下の構成を備えている。
（１）前記肌焼鋼は、
０．１≦Ｃ≦０．３ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｍｎ≦１．０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％以下、
０．００１≦Ｓ≦０．１ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｃｕ≦１．０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｎｉ≦１．０ｍａｓｓ％、
０．８≦Ｃｒ≦５．０ｍａｓｓ％、及び、
２．０≦Ｍｏ≦４．０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記肌焼鋼は、浸炭処理を行った後、さらに窒化処理又は軟窒化処理するために用いられる。
（１）前記肌焼鋼は、
０．１≦Ｃ≦０．３ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｍｎ≦１．０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％以下、
０．００１≦Ｓ≦０．１ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｃｕ≦１．０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｎｉ≦１．０ｍａｓｓ％、
０．８≦Ｃｒ≦５．０ｍａｓｓ％、及び、
２．０≦Ｍｏ≦４．０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記肌焼鋼は、浸炭処理を行った後、さらに窒化処理又は軟窒化処理するために用いられる。
本発明に係る高強度部材は、以下の構成を備えている。
（１）前記高強度部材は、
本発明に係る肌焼鋼からなる芯部と、
前記芯部の表面に形成された浸炭層と、
前記浸炭層の表面に形成された窒化層と
を備えている。
（２）前記高強度部材は、
窒化表層硬さが７８０Ｈｖ以上であり、
０．５ｍｍ位置硬さが５１３Ｈｖ以上である。
（１）前記高強度部材は、
本発明に係る肌焼鋼からなる芯部と、
前記芯部の表面に形成された浸炭層と、
前記浸炭層の表面に形成された窒化層と
を備えている。
（２）前記高強度部材は、
窒化表層硬さが７８０Ｈｖ以上であり、
０．５ｍｍ位置硬さが５１３Ｈｖ以上である。
本発明に係る高強度部品の製造方法は、
本発明に係る肌焼鋼からなり、所定の形状を有する基材を準備する第１工程と、
前記基材の最表面から深さ０．５ｍｍの位置でのＣ量が０．３５ｍａｓｓ％以上となるように、前記基材に対して浸炭焼入れ処理を行う第２工程と、
前記基材に対して、５００℃以上６５０℃以下の温度で窒化処理又は軟窒化処理を行い、本発明に係る高強度部材を得る第３工程と
を備えている。
本発明に係る肌焼鋼からなり、所定の形状を有する基材を準備する第１工程と、
前記基材の最表面から深さ０．５ｍｍの位置でのＣ量が０．３５ｍａｓｓ％以上となるように、前記基材に対して浸炭焼入れ処理を行う第２工程と、
前記基材に対して、５００℃以上６５０℃以下の温度で窒化処理又は軟窒化処理を行い、本発明に係る高強度部材を得る第３工程と
を備えている。
浸炭処理は、相対的に深い有効硬化層深さ（ＥＣＤ）は得られるが、焼戻し後の表層硬さは相対的に低い。一方、窒化処理又は軟窒化処理は、浸炭処理に比べて高い表層硬さは得られるが、浸炭処理に比べて有効硬化層深さが浅い。そのため、浸炭焼入れと、窒化又は軟窒化とを組み合わせると、高い表層硬さと深い有効硬化層深さを両立できるとも考えられる。しかしながら、従来の肌焼鋼に対して、浸炭焼入れ後に窒化処理又は軟窒化処理を施すと、窒化層の硬さは高くなるが、浸炭層及び芯部の硬さは著しく低下する。
これに対し、肌焼鋼に所定量のＣｒ、Ｍｏ、及びＶを添加すると、浸炭焼入れ後に窒化処理又は軟窒化処理を施した場合であっても、浸炭層及び芯部の硬さの低下が抑制される。その結果、高い窒化表層硬さと深い有効硬化層深さを両立させることができる。
これに対し、肌焼鋼に所定量のＣｒ、Ｍｏ、及びＶを添加すると、浸炭焼入れ後に窒化処理又は軟窒化処理を施した場合であっても、浸炭層及び芯部の硬さの低下が抑制される。その結果、高い窒化表層硬さと深い有効硬化層深さを両立させることができる。
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． 肌焼鋼］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る肌焼鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及びその限定理由は、以下の通りである。
［１． 肌焼鋼］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る肌焼鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及びその限定理由は、以下の通りである。
（１）０．１≦Ｃ≦０．３ｍａｓｓ％：
Ｃは、芯部の強度（硬さ）を確保するために添加される。このような効果を得るためには、Ｃ量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．１５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ量が過剰になると、被削性及び内部の靱性が低下する場合がある。従って、Ｃ量は、０．３ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．２５ｍａｓｓ％以下である。
Ｃは、芯部の強度（硬さ）を確保するために添加される。このような効果を得るためには、Ｃ量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．１５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ量が過剰になると、被削性及び内部の靱性が低下する場合がある。従って、Ｃ量は、０．３ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．２５ｍａｓｓ％以下である。
（２）０．１≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、浸炭層における軟化抵抗性向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｓｉ量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、窒化層の硬さが低下する場合がある。従って、Ｓｉ量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉは、浸炭層における軟化抵抗性向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｓｉ量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、窒化層の硬さが低下する場合がある。従って、Ｓｉ量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以下である。
（３）０．１≦Ｍｎ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、窒化表層硬さ、及び、焼入れ性向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｍｎ量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｎ量が過剰になると、深い窒化層深さが得られなくなる場合がある。従って、Ｍｎ量は、１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｍｎは、窒化表層硬さ、及び、焼入れ性向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｍｎ量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｎ量が過剰になると、深い窒化層深さが得られなくなる場合がある。従って、Ｍｎ量は、１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（４）Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％以下：
Ｐは、不純物として混入することがある元素である。Ｐ量が過剰になると、靱性が低下し、これによって疲労強度が低下する。従って、Ｐ量は、０．０３ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｐは、不純物として混入することがある元素である。Ｐ量が過剰になると、靱性が低下し、これによって疲労強度が低下する。従って、Ｐ量は、０．０３ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（５）０．００１≦Ｓ≦０．１ｍａｓｓ％：
Ｓは、被削性を向上させるために添加される。このような効果を得るためには、Ｓ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓ量が過剰になると、熱間加工性が低下する場合がある。従って、Ｓ量は、０．１ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓ量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以下である。
Ｓは、被削性を向上させるために添加される。このような効果を得るためには、Ｓ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓ量が過剰になると、熱間加工性が低下する場合がある。従って、Ｓ量は、０．１ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓ量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以下である。
（６）０．０１≦Ｃｕ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ｃｕは、窒化層の脆性を抑えるために添加される。このような効果を得るためには、Ｃｕ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃｕ量が過剰になると、熱間加工時に赤熱脆性が生じる場合がある。従って、Ｃｕ量は、１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｃｕは、窒化層の脆性を抑えるために添加される。このような効果を得るためには、Ｃｕ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃｕ量が過剰になると、熱間加工時に赤熱脆性が生じる場合がある。従って、Ｃｕ量は、１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（７）０．０１≦Ｎｉ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ｎｉは、焼入れ性向上、及び靱性向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｎｉ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｎｉ量が過剰になると、鋼材コストが高くなる。従って、Ｎｉ量は、１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以下である。
Ｎｉは、焼入れ性向上、及び靱性向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｎｉ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｎｉ量が過剰になると、鋼材コストが高くなる。従って、Ｎｉ量は、１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以下である。
（８）０．８≦Ｃｒ≦５．０ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、２次硬化による窒化表層硬さ、及び芯部硬さの向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、０．８ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、鋼材コストが高くなる。従って、Ｃｒ量は、５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、４．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３．０ｍａｓｓ％以下である。
Ｃｒは、２次硬化による窒化表層硬さ、及び芯部硬さの向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、０．８ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、鋼材コストが高くなる。従って、Ｃｒ量は、５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、４．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３．０ｍａｓｓ％以下である。
（９）２．０≦Ｍｏ≦４．０ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、２次硬化による窒化表層硬さ、及び芯部硬さの向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｍｏ量は、２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、３．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ量が過剰になると、鋼材コストが高くなる。従って、Ｍｏ量は、４．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｍｏは、２次硬化による窒化表層硬さ、及び芯部硬さの向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｍｏ量は、２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、３．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ量が過剰になると、鋼材コストが高くなる。従って、Ｍｏ量は、４．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
［１．２． 成分バランス］
肌焼鋼は、次の式（１）を満たしているのが好ましい。
－０．００８５[Ｍｎ]＋０．０１０４[Ｓｉ]＋０．０５４５[Ｃｒ]＋０．０２８９[Ｍｏ]＋０．０６９６[Ｖ]＋０．１７１３[Ａｌ]≧０．１５ …（１）
但し、[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
肌焼鋼は、次の式（１）を満たしているのが好ましい。
－０．００８５[Ｍｎ]＋０．０１０４[Ｓｉ]＋０．０５４５[Ｃｒ]＋０．０２８９[Ｍｏ]＋０．０６９６[Ｖ]＋０．１７１３[Ａｌ]≧０．１５ …（１）
但し、[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
式（１）は、肌焼鋼の窒化表層硬さの指標を表す。換言すれば、式（１）は、式（１）を満たすように各成分を最適化すると、適切な条件下で表面処理を行った時に、７８０Ｈｖ以上の窒化表層硬さを実現できることを表す。式（１）の左辺の変数の値は、好ましくは、０．２以上である。
［１．３． 副構成元素］
本発明に係る肌焼鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下のような１種又は２種以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及びその限定理由は、以下の通りである。
本発明に係る肌焼鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下のような１種又は２種以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及びその限定理由は、以下の通りである。
（１）０．０１≦Ｖ≦１．５ｍａｓｓ％：
Ｖは、２次硬化による窒化表層硬さ、浸炭層硬さ、及び芯部硬さの向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｖ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｖ量が過剰になると、芯部にフェライトが析出しやすくなる場合がある。従って、Ｖ量は、１．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｖ量は、好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以下である。
Ｖは、２次硬化による窒化表層硬さ、浸炭層硬さ、及び芯部硬さの向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｖ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｖ量が過剰になると、芯部にフェライトが析出しやすくなる場合がある。従って、Ｖ量は、１．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｖ量は、好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以下である。
（２）０．００５≦Ａｌ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ａｌは、鋼中にＡｌＮを生成させ、窒化表層硬さを向上させるために、Ｎと共に添加される。Ａｌ添加量が微量であっても、ＡｌＮを生成させることにより、微細な結晶粒を得ることができる。このような効果を得るためには、Ａｌ量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ａｌ量が過剰になると、加工性が低下する場合がある。従って、Ａｌ量は、１．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ａｌは、鋼中にＡｌＮを生成させ、窒化表層硬さを向上させるために、Ｎと共に添加される。Ａｌ添加量が微量であっても、ＡｌＮを生成させることにより、微細な結晶粒を得ることができる。このような効果を得るためには、Ａｌ量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ａｌ量が過剰になると、加工性が低下する場合がある。従って、Ａｌ量は、１．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（３）０．００１≦Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％：
Ｎは、鋼中にＡｌＮを生成させ、より微細な結晶粒を得るために、Ａｌと共に添加される。このような効果を得るためには、Ｎ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｎ量が過剰になると、疲労強度の低下を招く場合がある。従って、Ｎ量は、０．０５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｎは、鋼中にＡｌＮを生成させ、より微細な結晶粒を得るために、Ａｌと共に添加される。このような効果を得るためには、Ｎ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｎ量が過剰になると、疲労強度の低下を招く場合がある。従って、Ｎ量は、０．０５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（４）０．００５≦Ｎｂ≦０．１ｍａｓｓ％：
Ｎｂは、鋼中にＮｂＣを生成させ、より微細な結晶粒を得るために添加される。このような効果を得るためには、Ｎｂ量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｎｂ量が過剰になると、加工性の低下を招く場合がある。従って、Ｎｂ量は、０．１ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｎｂは、鋼中にＮｂＣを生成させ、より微細な結晶粒を得るために添加される。このような効果を得るためには、Ｎｂ量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｎｂ量が過剰になると、加工性の低下を招く場合がある。従って、Ｎｂ量は、０．１ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（５）０．００５≦Ｔｉ≦０．２ｍａｓｓ％：
Ｔｉは、鋼中にＴｉＣを生成させ、より微細な結晶粒を得るために添加される。このような効果を得るためには、Ｔｉ量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｔｉ量が過剰になると、加工性の低下を招く場合がある。従って、Ｔｉ量は、０．２ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、Ｎｂ及びＴｉは、いずれか一方を添加しても良く、あるいは、双方を添加しても良い。
Ｔｉは、鋼中にＴｉＣを生成させ、より微細な結晶粒を得るために添加される。このような効果を得るためには、Ｔｉ量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｔｉ量が過剰になると、加工性の低下を招く場合がある。従って、Ｔｉ量は、０．２ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、Ｎｂ及びＴｉは、いずれか一方を添加しても良く、あるいは、双方を添加しても良い。
（６）０．０１≦Ｐｂ≦０．２ｍａｓｓ％：
Ｐｂは、被削性を向上させるために添加される。このような効果を得るためには、Ｐｂ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｐｂ量が過剰になると、強度の低下を招く場合がある。従って、Ｐｂ量は、０．２ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｐｂは、被削性を向上させるために添加される。このような効果を得るためには、Ｐｂ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｐｂ量が過剰になると、強度の低下を招く場合がある。従って、Ｐｂ量は、０．２ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（７）０．０１≦Ｂｉ≦０．１ｍａｓｓ％：
Ｂｉは、被削性を向上させるために添加される。このような効果を得るためには、Ｂｉ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｂｉ量が過剰になると、強度の低下を招く場合がある。従って、Ｂｉ量は、０．１ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｂｉは、被削性を向上させるために添加される。このような効果を得るためには、Ｂｉ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｂｉ量が過剰になると、強度の低下を招く場合がある。従って、Ｂｉ量は、０．１ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（８）０．０００３≦Ｃａ≦０．０１ｍａｓｓ％：
Ｃａは、被削性を向上させるために添加される。このような効果を得るためには、Ｃａ量は、０．０００３ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃａ量が過剰になると、強度の低下を招く場合がある。従って、Ｃａ量は、０．０１ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、Ｐｂ、Ｂｉ、及びＣａは、いずれか一種を添加しても良く、あるいは、２種以上を添加しても良い。
Ｃａは、被削性を向上させるために添加される。このような効果を得るためには、Ｃａ量は、０．０００３ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃａ量が過剰になると、強度の低下を招く場合がある。従って、Ｃａ量は、０．０１ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、Ｐｂ、Ｂｉ、及びＣａは、いずれか一種を添加しても良く、あるいは、２種以上を添加しても良い。
［１．４． 用途］
本発明に係る肌焼鋼は、浸炭処理を行った後、さらに窒化処理又は軟窒化処理するために用いられる。本発明に係る肌焼鋼に対して適切な条件下で表面処理を行うと、高い窒化表層硬さと深い有効硬化層深さを両立させることができる。
本発明に係る肌焼鋼は、浸炭処理を行った後、さらに窒化処理又は軟窒化処理するために用いられる。本発明に係る肌焼鋼に対して適切な条件下で表面処理を行うと、高い窒化表層硬さと深い有効硬化層深さを両立させることができる。
［２． 高強度部材］
本発明に係る高強度部材は、
本発明に係る肌焼鋼からなる芯部と、
前記芯部の表面に形成された浸炭層と、
前記浸炭層の表面に形成された窒化層と
を備えている。
本発明に係る高強度部材は、
本発明に係る肌焼鋼からなる芯部と、
前記芯部の表面に形成された浸炭層と、
前記浸炭層の表面に形成された窒化層と
を備えている。
［２．１． 芯部］
本発明に係る高強度部材は、後述するように、
（ａ）本発明に係る肌焼鋼を所定の形状を有する部材に加工し、
（ｂ）部材に対して、浸炭処理を行い、
（ｃ）浸炭処理後の部材に対して、さらに窒化処理又は軟窒化処理する
ことにより得られる。
本発明に係る肌焼鋼に対して浸炭処理を行うと、表層から内部に向かってＣが拡散する。その結果、表層部のＣ量は、浸炭処理前の肌焼鋼のＣ量に比べて増加する。本発明において、「芯部」というときは、Ｃ量が０．３５ｍａｓｓ％未満である領域をいう。肌焼鋼の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
本発明に係る高強度部材は、後述するように、
（ａ）本発明に係る肌焼鋼を所定の形状を有する部材に加工し、
（ｂ）部材に対して、浸炭処理を行い、
（ｃ）浸炭処理後の部材に対して、さらに窒化処理又は軟窒化処理する
ことにより得られる。
本発明に係る肌焼鋼に対して浸炭処理を行うと、表層から内部に向かってＣが拡散する。その結果、表層部のＣ量は、浸炭処理前の肌焼鋼のＣ量に比べて増加する。本発明において、「芯部」というときは、Ｃ量が０．３５ｍａｓｓ％未満である領域をいう。肌焼鋼の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
［２．２． 浸炭層］
本発明において、「浸炭層」とは、Ｃ量が０．３５ｍａｓｓ％以上であり、かつ、Ｎ量が０．１０ｍａｓｓ％未満である領域をいう。浸炭層の厚さ及びＣ量は、浸炭処理の処理条件により制御することができる。
本発明において、「浸炭層」とは、Ｃ量が０．３５ｍａｓｓ％以上であり、かつ、Ｎ量が０．１０ｍａｓｓ％未満である領域をいう。浸炭層の厚さ及びＣ量は、浸炭処理の処理条件により制御することができる。
［２．３． 窒化層］
本発明において、「窒化層」とは、Ｃ量が０．３５ｍａｓｓ％以上であり、かつ、Ｎ量が０．１０ｍａｓｓ％以上である領域をいう。窒化処理又は軟窒化処理による硬化層の深さは、浸炭処理によるそれに比べて浅い。そのため、浸炭処理の後、さらに窒化処理又は軟窒化処理すると、浸炭層の表面に、さらに窒化層が形成される。窒化層の厚さ及びＮ量は、窒化処理又は軟窒化処理の処理条件により制御することができる。
本発明において、「窒化層」とは、Ｃ量が０．３５ｍａｓｓ％以上であり、かつ、Ｎ量が０．１０ｍａｓｓ％以上である領域をいう。窒化処理又は軟窒化処理による硬化層の深さは、浸炭処理によるそれに比べて浅い。そのため、浸炭処理の後、さらに窒化処理又は軟窒化処理すると、浸炭層の表面に、さらに窒化層が形成される。窒化層の厚さ及びＮ量は、窒化処理又は軟窒化処理の処理条件により制御することができる。
［２．４． 硬さ］
［２．４．１． 窒化表層硬さ］
「窒化表層硬さ」とは、高強度部材の表面から深さ０．０５ｍｍ±０．０１ｍｍの位置にて、５回以上測定されたマイクロビッカース硬さの平均値をいう。
本発明に係る高強度部材は、最表面が窒化処理又は軟窒化処理されているために、最表面近傍の硬さが高い。肌焼鋼の組成及び表面処理条件を最適化すると、窒化表層硬さは、７８０Ｈｖ以上となる。処理条件をさらに最適化すると、窒化表層硬さは、８５０Ｈｖ以上となる。
［２．４．１． 窒化表層硬さ］
「窒化表層硬さ」とは、高強度部材の表面から深さ０．０５ｍｍ±０．０１ｍｍの位置にて、５回以上測定されたマイクロビッカース硬さの平均値をいう。
本発明に係る高強度部材は、最表面が窒化処理又は軟窒化処理されているために、最表面近傍の硬さが高い。肌焼鋼の組成及び表面処理条件を最適化すると、窒化表層硬さは、７８０Ｈｖ以上となる。処理条件をさらに最適化すると、窒化表層硬さは、８５０Ｈｖ以上となる。
［２．４．２． ０．５ｍｍ位置硬さ］
「０．５ｍｍ位置硬さ」とは、高強度部材の表面から深さ０．５ｍｍ±０．０１ｍｍの位置にて、５回以上測定されたマイクロビッカース硬さの平均値をいう。
本発明に係る高強度部材は、窒化処理又は軟窒化処理に加えて浸炭処理されているために、最表面近傍だけでなく、深さ０．５ｍｍの位置（窒化処理又は軟窒化処理により導入されたＮの影響が及ばない位置）における硬さも高い。表面処理条件を最適化すると、０．５ｍｍ位置硬さは、５１３Ｈｖ以上となる。処理条件をさらに最適化すると、０．５ｍｍ位置硬さは、６００Ｈｖ以上となる。
「０．５ｍｍ位置硬さ」とは、高強度部材の表面から深さ０．５ｍｍ±０．０１ｍｍの位置にて、５回以上測定されたマイクロビッカース硬さの平均値をいう。
本発明に係る高強度部材は、窒化処理又は軟窒化処理に加えて浸炭処理されているために、最表面近傍だけでなく、深さ０．５ｍｍの位置（窒化処理又は軟窒化処理により導入されたＮの影響が及ばない位置）における硬さも高い。表面処理条件を最適化すると、０．５ｍｍ位置硬さは、５１３Ｈｖ以上となる。処理条件をさらに最適化すると、０．５ｍｍ位置硬さは、６００Ｈｖ以上となる。
［２．４．３． 窒化後浸炭層硬さ指標］
高強度部材は、次の式（２）を満たしているのが好ましい。
－０．１４[Ｓｉ]－０．３１[Ｃｒ]－０．５３８[Ｍｏ]－０．４６７[Ｖ]＋２．２６１[表層Ｃ量]≦０．７０ …（２）
但し、[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表し、[表層Ｃ量]は、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）にて浸炭断面を測定することにより得られる、表面から０．０５ｍｍ位置までのＣ量の平均を表す。
高強度部材は、次の式（２）を満たしているのが好ましい。
－０．１４[Ｓｉ]－０．３１[Ｃｒ]－０．５３８[Ｍｏ]－０．４６７[Ｖ]＋２．２６１[表層Ｃ量]≦０．７０ …（２）
但し、[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表し、[表層Ｃ量]は、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）にて浸炭断面を測定することにより得られる、表面から０．０５ｍｍ位置までのＣ量の平均を表す。
式（２）は、高強度部材の窒化処理又は軟窒化処理後の浸炭層硬さの指標を表す。換言すれば、式（２）は、式（２）を満たすように各成分を最適化すると、適切な条件下で表面処理を行った時に、５１３Ｈｖ以上の０．５ｍｍ位置硬さを実現できることを表す。式（２）の左辺の変数は、好ましくは、０．０３以下である。
［２．４．４． 芯部硬さ］
「芯部硬さ」とは、Ｃ量が浸炭前母材と同等（浸炭前母材とのＣ量の差が０．０１ｍａｓｓ％以下）である領域にて、５回以上測定されたマイクロビッカース硬さの平均値をいう。
本発明に係る高強度部材は、オーステナイト域で浸炭処理した後、焼入れし、次いで、フェライト域で窒化処理又は軟窒化処理が行われる。そのため、高強度部材の芯部は、焼入れ及び焼戻しが行われた状態となる。高強度部材の材料である肌焼鋼の組成、及び表面処理条件を最適化すると、芯部硬さは、３５０Ｈｖ以上となる。
「芯部硬さ」とは、Ｃ量が浸炭前母材と同等（浸炭前母材とのＣ量の差が０．０１ｍａｓｓ％以下）である領域にて、５回以上測定されたマイクロビッカース硬さの平均値をいう。
本発明に係る高強度部材は、オーステナイト域で浸炭処理した後、焼入れし、次いで、フェライト域で窒化処理又は軟窒化処理が行われる。そのため、高強度部材の芯部は、焼入れ及び焼戻しが行われた状態となる。高強度部材の材料である肌焼鋼の組成、及び表面処理条件を最適化すると、芯部硬さは、３５０Ｈｖ以上となる。
［２．５． 旧γ粒径］
本発明に係る高強度部材は、オーステナイト域で浸炭処理が行われる。そのため、浸炭処理条件が適切でない場合には、旧γ粒径が粗大になる場合がある。これに対し、高強度部材の材料である肌焼鋼の組成、及び表面処理条件を最適化すると、旧γ粒径がＪＩＳ規格粒度番号で６以上となる。肌焼鋼の組成及び／又は表面処理条件をさらに最適化すると、旧γ粒径は、ＪＩＳ規格粒度番号で８以上となる。
本発明に係る高強度部材は、オーステナイト域で浸炭処理が行われる。そのため、浸炭処理条件が適切でない場合には、旧γ粒径が粗大になる場合がある。これに対し、高強度部材の材料である肌焼鋼の組成、及び表面処理条件を最適化すると、旧γ粒径がＪＩＳ規格粒度番号で６以上となる。肌焼鋼の組成及び／又は表面処理条件をさらに最適化すると、旧γ粒径は、ＪＩＳ規格粒度番号で８以上となる。
［２．６． 表層異常層］
浸炭処理時に雰囲気中に微量の酸素が含まれていた場合、粒界に酸化層が形成されることがある。粒界に酸化層が形成されると、浸炭処理後の焼入れ時に、焼入れが不完全となる領域（不完全焼入れ層）が形成されることがある。「表層異常層」とは、このような粒界の酸化層及び不完全焼入れ層の総称をいう。
本発明に係る肌焼鋼からなる部材に対して浸炭焼入れを行う場合において、真空浸炭を行った場合には、表層異常層を含まない高強度部材が得られる。ここで、「表層異常層を含まない」とは、浸炭断面を鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて観察した際に、表層異常層の深さが１μｍ以下であることをいう。
浸炭処理時に雰囲気中に微量の酸素が含まれていた場合、粒界に酸化層が形成されることがある。粒界に酸化層が形成されると、浸炭処理後の焼入れ時に、焼入れが不完全となる領域（不完全焼入れ層）が形成されることがある。「表層異常層」とは、このような粒界の酸化層及び不完全焼入れ層の総称をいう。
本発明に係る肌焼鋼からなる部材に対して浸炭焼入れを行う場合において、真空浸炭を行った場合には、表層異常層を含まない高強度部材が得られる。ここで、「表層異常層を含まない」とは、浸炭断面を鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて観察した際に、表層異常層の深さが１μｍ以下であることをいう。
［３． 高強度部材の製造方法］
図１に、本発明に係る高強度部材の製造方法の模式図を示す。図１において、本発明に係る高強度部材の製造方法は、
本発明に係る肌焼鋼からなり、所定の形状を有する基材を準備する第１工程と、
前記基材の最表面から深さ０．５ｍｍの位置でのＣ量が０．３５ｍａｓｓ％以上となるように、前記基材に対して浸炭焼入れ処理を行う第２工程と、
前記基材に対して、５００℃以上６５０℃以下の温度で窒化処理又は軟窒化処理を行い、本発明に係る高強度部材を得る第３工程と
を備えている。
図１に、本発明に係る高強度部材の製造方法の模式図を示す。図１において、本発明に係る高強度部材の製造方法は、
本発明に係る肌焼鋼からなり、所定の形状を有する基材を準備する第１工程と、
前記基材の最表面から深さ０．５ｍｍの位置でのＣ量が０．３５ｍａｓｓ％以上となるように、前記基材に対して浸炭焼入れ処理を行う第２工程と、
前記基材に対して、５００℃以上６５０℃以下の温度で窒化処理又は軟窒化処理を行い、本発明に係る高強度部材を得る第３工程と
を備えている。
本発明に係る高強度部材の製造方法は、
（ａ）前記第２工程の後、前記第３工程の前に、前記基材に対して、－３０℃以下の温度でサブゼロ処理を行う第４工程、及び／又は、
（ｂ）前記第３工程の後に、前記基材に対して、不活性雰囲気下において、５００℃以上６５０℃の温度で保持する拡散処理を行う第５工程
をさらに備えていても良い。
（ａ）前記第２工程の後、前記第３工程の前に、前記基材に対して、－３０℃以下の温度でサブゼロ処理を行う第４工程、及び／又は、
（ｂ）前記第３工程の後に、前記基材に対して、不活性雰囲気下において、５００℃以上６５０℃の温度で保持する拡散処理を行う第５工程
をさらに備えていても良い。
［３．１． 第１工程：基材の準備］
まず、本発明に係る肌焼鋼からなり、所定の形状を有する基材を準備する（第１工程）。素材の加工方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。通常、素材から、所定の形状を有する基材を製造する場合、熱間加工法が用いられる。
まず、本発明に係る肌焼鋼からなり、所定の形状を有する基材を準備する（第１工程）。素材の加工方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。通常、素材から、所定の形状を有する基材を製造する場合、熱間加工法が用いられる。
［３．２． 第２工程：浸炭焼入れ］
次に、前記基材の最表面から深さ０．５ｍｍの位置でのＣ量が０．３５ｍａｓｓ％以上となるように、基材に対して浸炭焼入れ処理を行う（第２工程）。
次に、前記基材の最表面から深さ０．５ｍｍの位置でのＣ量が０．３５ｍａｓｓ％以上となるように、基材に対して浸炭焼入れ処理を行う（第２工程）。
「浸炭処理」とは、浸炭性雰囲気下において、基材をオーステナイト域（９００℃～１１００℃程度）に加熱し、基材表面に炭素を拡散させる処理をいう。浸炭方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。浸炭方法としては、例えば、真空浸炭、ガス浸炭、固体浸炭、液体浸炭、プラズマ浸炭などがある。これらの中でも、真空浸炭は、表層異常層ができにくいという利点がある。そのため、真空浸炭法は、基材の浸炭方法として特に好適である。
本発明において、浸炭処理は、基材の最表面から深さ０．５ｍｍの位置でのＣ量が０．３５ｍａｓｓ％以上となるような条件下において行う。一般に、真空浸炭であれば、浸炭性ガスを導入する浸炭期、及び表面の炭素を拡散させるための拡散期の時間をそれぞれ適正に調整することで、目的の浸炭プロファイルを得ることが可能となる。例えば、浸炭期を長時間とし、拡散期を短時間とすれば、表面近傍のＣ濃度が高くなり、有効効果深さは浅くなる。浸炭時間は、通常、１．５時間～８時間程度である。
浸炭処理後、基材を焼入れする。焼入れ条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。
浸炭処理後、基材を焼入れする。焼入れ条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。
［３．３． 第４工程：サブゼロ処理］
第２工程の後、第３工程の前に、必要に応じて、基材に対して、－３０℃以下の温度でサブゼロ処理を行う（第４工程）。
第２工程の後、第３工程の前に、必要に応じて、基材に対して、－３０℃以下の温度でサブゼロ処理を行う（第４工程）。
焼入れは、通常、水、油、空気などを冷媒に用いて、浸炭処理後の基材を室温近傍まで急冷することにより行う。しかしながら、肌焼鋼の成分及び／又は浸炭処理条件によっては、浸炭層のマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ点）が室温以下になることがある。Ｍｆ点が室温以下になると、焼入れ後に浸炭層中に多量のオーステナイトが残留し、必要な硬さが得られない場合がある。このような場合には、焼入れ後にさらにサブゼロ処理を行い、浸炭層中に含まれる残留オーステナイトをマルテンサイト変態させるのが好ましい。
一般に、サブゼロ処理の温度が高すぎると、浸炭層中に含まれる残留オーステナイトをマルテンサイト変態させるのが困難となる場合がある。従って、サブゼロ処理の温度は、－３０℃以下が好ましい。サブゼロ処理の温度は、好ましくは、－８０℃以下である。
［３．４． 第３工程：窒化処理又は軟窒化処理］
必要に応じてサブゼロ処理を行った後、前記基材に対して、５００℃以上６５０℃以下の温度で窒化処理又は軟窒化処理を行う（第３工程）。
必要に応じてサブゼロ処理を行った後、前記基材に対して、５００℃以上６５０℃以下の温度で窒化処理又は軟窒化処理を行う（第３工程）。
「窒化処理」とは、基材をフェライト域に加熱し、基材表面に窒素を拡散させる処理をいう。窒化処理方法としては、種々の方法があるが、アンモニアガスと不活性ガスの混合ガス中において基材を加熱するガス窒化が好ましい。
「軟窒化処理」とは、基材をフェライト域に加熱し、基材表面に窒素及び炭素を拡散させる処理をいう。軟窒化処理方法としては、種々の方法があるが、アンモニアガス、浸炭性の低いガス（例えば、ＣＯ2ガス）、及び不活性ガスの混合ガス中において基材を加熱するガス軟窒化が好ましい。
「軟窒化処理」とは、基材をフェライト域に加熱し、基材表面に窒素及び炭素を拡散させる処理をいう。軟窒化処理方法としては、種々の方法があるが、アンモニアガス、浸炭性の低いガス（例えば、ＣＯ2ガス）、及び不活性ガスの混合ガス中において基材を加熱するガス軟窒化が好ましい。
一般に、窒化処理又は軟窒化処理の温度（以下、単に「処理温度」という）が低くなるほど、高い表層硬さが得られる。しかしながら、処理温度が低くなるほど、硬化層深さが浅くなる。高い表層硬さと深い硬化層深さを両立させるためには、処理温度は、５００℃以上が好ましい。
一方、処理温度が高すぎると、表層硬さが著しく低下する場合がある。従って、処理温度は、６５０℃以下が好ましい。
窒化処理の時間は、目的に応じて最適な時間を選択する。通常、窒化処理の時間は、１時間～１０時間程度である。
一方、処理温度が高すぎると、表層硬さが著しく低下する場合がある。従って、処理温度は、６５０℃以下が好ましい。
窒化処理の時間は、目的に応じて最適な時間を選択する。通常、窒化処理の時間は、１時間～１０時間程度である。
［３．５． 第５工程：拡散処理］
第３工程の後に、必要に応じて、基材に対して、不活性雰囲気下において、５００℃以上６５０℃の温度で保持する拡散処理を行う（第５工程）。
第３工程の後に、必要に応じて、基材に対して、不活性雰囲気下において、５００℃以上６５０℃の温度で保持する拡散処理を行う（第５工程）。
「拡散処理」とは、窒化処理又は軟窒化処理により形成された窒化層に含まれる窒素の一部を基材内部に拡散させるための処理をいう。窒化処理又は軟窒化処理の条件によっては、最表面に薄い化合物層（窒化物層）が形成されることがある。化合物層は、通常の窒化層（窒素は固溶しているが、化合物層が形成されていない窒化層）に比べて硬いので、用途によってはそのまま残すこともある。しかし、化合物層は、脆いために剥離しやすい。化合物層の剥離を抑制したい場合には、化合物層内の窒素の一部を内部に拡散させ、化合物層を消滅させるのが好ましい。
拡散処理の温度が低すぎると、窒素の拡散が不十分となる。従って、拡散処理の温度は、５００℃以上が好ましい。
一方、拡散処理の温度が高くなりすぎると、表層硬さが低下する。従って、拡散処理の温度は、６５０℃以下が好ましい。
拡散処理の時間は、目的に応じて最適な時間を選択する。通常、拡散処理の時間は、２時間～１０時間程度である。
一方、拡散処理の温度が高くなりすぎると、表層硬さが低下する。従って、拡散処理の温度は、６５０℃以下が好ましい。
拡散処理の時間は、目的に応じて最適な時間を選択する。通常、拡散処理の時間は、２時間～１０時間程度である。
［３．６． 第６工程：仕上げ加工］
窒化処理又は軟窒化処理後の高強度部材、あるいは、拡散処理後の高強度部材は、通常、そのままの状態で各種の用途に用いられるが、必要に応じて、表面又は表面以外の部位に仕上げ加工を施しても良い。仕上げ加工の方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて種々の方法を用いることができる。
窒化処理又は軟窒化処理後の高強度部材、あるいは、拡散処理後の高強度部材は、通常、そのままの状態で各種の用途に用いられるが、必要に応じて、表面又は表面以外の部位に仕上げ加工を施しても良い。仕上げ加工の方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて種々の方法を用いることができる。
［４． 作用］
浸炭処理は、相対的に深い有効硬化層深さ（ＥＣＤ）は得られるが、焼戻し後の表層硬さは相対的に低い。一方、窒化処理又は軟窒化処理は、浸炭処理に比べて表層硬さは高いが、浸炭処理に比べてＥＣＤが浅い。そのため、浸炭焼入れ後に、窒化又は軟窒化を行うと、高い表層硬さと深いＥＣＤを両立できるとも考えられる。
浸炭処理は、相対的に深い有効硬化層深さ（ＥＣＤ）は得られるが、焼戻し後の表層硬さは相対的に低い。一方、窒化処理又は軟窒化処理は、浸炭処理に比べて表層硬さは高いが、浸炭処理に比べてＥＣＤが浅い。そのため、浸炭焼入れ後に、窒化又は軟窒化を行うと、高い表層硬さと深いＥＣＤを両立できるとも考えられる。
しかしながら、従来の肌焼鋼に対して、浸炭焼入れ後に窒化処理又は軟窒化処理を施すと、窒化層の硬さは高くなるが、浸炭層及び芯部の硬さは著しく低下する。これは、窒化処理又は軟窒化処理がフェライト域で行われるために、従来の肌焼鋼に対して、浸炭焼入れ後に窒化処理又は軟窒化処理を行うと、窒化処理又は軟窒化処理時に焼入れされた浸炭層が過度に焼戻されてしまうためである。
これに対し、肌焼鋼に所定量のＣｒ、Ｍｏ、及びＶを添加すると、浸炭焼入れ後に窒化処理又は軟窒化処理を施した場合であっても、浸炭層及び芯部の硬さの低下が抑制される。これは、以下の理由によると考えられる。
図２に、本発明に係る高強度部品の表面からの距離と硬さとの関係の模式図を示す。Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶは、鋼を２次硬化させる作用がある。また、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量を最適化すると、窒化処理又は軟窒化処理の温度付近で鋼を２次硬化させることができる。そのため、所定量のＣｒ、Ｍｏ、及びＶを含む肌焼鋼に対して浸炭焼入れを行い、その後に窒化処理又は軟窒化処理を施すと、図２に示すように、浸炭層の硬さを低下させることなく、浸炭による硬さに窒化による硬さを上乗せすることができる。その結果、高い窒化表層硬さと深いＥＣＤとを両立させることができる。
図２に、本発明に係る高強度部品の表面からの距離と硬さとの関係の模式図を示す。Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶは、鋼を２次硬化させる作用がある。また、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量を最適化すると、窒化処理又は軟窒化処理の温度付近で鋼を２次硬化させることができる。そのため、所定量のＣｒ、Ｍｏ、及びＶを含む肌焼鋼に対して浸炭焼入れを行い、その後に窒化処理又は軟窒化処理を施すと、図２に示すように、浸炭層の硬さを低下させることなく、浸炭による硬さに窒化による硬さを上乗せすることができる。その結果、高い窒化表層硬さと深いＥＣＤとを両立させることができる。
（実施例１～３０、比較例１～１１）
［１． 試料の作製］
［１．１． 棒鋼の作製］
表１及び表２に示す化学成分の鋼１５０ｋｇを真空溶解で溶製した。次いで、得られた鋳塊から熱間鍛造により、直径３２ｍｍの棒鋼を製造した。次に、得られた棒鋼に対して、９２０℃で１時間保持し、空冷する焼ならし処理を行った。
［１． 試料の作製］
［１．１． 棒鋼の作製］
表１及び表２に示す化学成分の鋼１５０ｋｇを真空溶解で溶製した。次いで、得られた鋳塊から熱間鍛造により、直径３２ｍｍの棒鋼を製造した。次に、得られた棒鋼に対して、９２０℃で１時間保持し、空冷する焼ならし処理を行った。
［１．２． 表面処理］
図１に示す手順に従い、試験片の作製及び試験片の表面処理を行った。まず、棒鋼から直径２５ｍｍ×厚さ１０ｍｍの試験片を削り出した。
次に、各試験片に対して、浸炭焼入れを行った。浸炭条件は、真空浸炭炉にて、１０５０℃で８５分の浸炭及び拡散とし、焼入れ条件は、窒素ガスによるガス冷却とした。
次に、一部の試験片に対して、サブゼロ処理を行った。サブゼロ処理条件は、－８０℃で３０分保持とし、その後、室温に戻した。
図１に示す手順に従い、試験片の作製及び試験片の表面処理を行った。まず、棒鋼から直径２５ｍｍ×厚さ１０ｍｍの試験片を削り出した。
次に、各試験片に対して、浸炭焼入れを行った。浸炭条件は、真空浸炭炉にて、１０５０℃で８５分の浸炭及び拡散とし、焼入れ条件は、窒素ガスによるガス冷却とした。
次に、一部の試験片に対して、サブゼロ処理を行った。サブゼロ処理条件は、－８０℃で３０分保持とし、その後、室温に戻した。
次に、各試験片に対して、窒化処理又は軟窒化処理を行った。窒化処理には、ＮＨ3とＮ2の混合ガスを用いた。窒化処理用の混合ガスは、ガス流量制御でＮＨ3：Ｎ2＝５７：６３となるように供給した。窒化処理条件は、５５０℃で３時間保持後、空冷とした。
軟窒化処理には、ＮＨ3、Ｎ2、及びＣＯ2の混合ガスを用いた。軟窒化処理用の混合ガスは、ガス流量制御でＮＨ3：Ｎ2：ＣＯ2＝５３：４０：７となるように供給した。軟窒化処理条件は、５５０℃で３時間保持後、空冷とした。
軟窒化処理には、ＮＨ3、Ｎ2、及びＣＯ2の混合ガスを用いた。軟窒化処理用の混合ガスは、ガス流量制御でＮＨ3：Ｎ2：ＣＯ2＝５３：４０：７となるように供給した。軟窒化処理条件は、５５０℃で３時間保持後、空冷とした。
さらに、一部の試験片に対して、拡散処理を行った。拡散処理条件は、５５０℃で３時間保持後、空冷とした。
［２． 試験方法］
［２．１． Ｃ濃度］
電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて、表面から０．０５ｍｍ位置のＣ濃度、及び表面から０．５ｍｍ位置のＣ濃度を測定した。
［２．２． ビッカース硬さ］
ビッカース硬度計を用いて、窒化表層硬さ及び０．５ｍｍ位置硬さを測定した。
［２．１． Ｃ濃度］
電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて、表面から０．０５ｍｍ位置のＣ濃度、及び表面から０．５ｍｍ位置のＣ濃度を測定した。
［２．２． ビッカース硬さ］
ビッカース硬度計を用いて、窒化表層硬さ及び０．５ｍｍ位置硬さを測定した。
［３． 結果］
表３及び表4に、結果を示す。なお、表３及び表４には、窒化表層硬さ指標（式（１）の左辺の変数の数値）、及び窒化後浸炭層硬さ指標（式（２）の左辺の変数の数値）も併せて示した。表３及び表４より、以下のことが分かる。
表３及び表4に、結果を示す。なお、表３及び表４には、窒化表層硬さ指標（式（１）の左辺の変数の数値）、及び窒化後浸炭層硬さ指標（式（２）の左辺の変数の数値）も併せて示した。表３及び表４より、以下のことが分かる。
（１）比較例１は、窒化表層硬さが低い。これは、Ｃｒ量が少ないためと考えられる。
（２）比較例２は、窒化表層硬さが低い。これは、Ｃｒ量が少ないためと考えられる。
（３）比較例３は、窒化表層硬さ、０．５ｍｍ位置硬さ、及び芯部硬さが低い。これは、Ｍｏ量が少ないためと考えられる。
（４）比較例４は、窒化表層硬さが低い。これは、Ｃｒ量が少ないためと考えられる。
（５）比較例５は、芯部硬さが低い。これは、Ｖが過剰であるためと考えられる。
（２）比較例２は、窒化表層硬さが低い。これは、Ｃｒ量が少ないためと考えられる。
（３）比較例３は、窒化表層硬さ、０．５ｍｍ位置硬さ、及び芯部硬さが低い。これは、Ｍｏ量が少ないためと考えられる。
（４）比較例４は、窒化表層硬さが低い。これは、Ｃｒ量が少ないためと考えられる。
（５）比較例５は、芯部硬さが低い。これは、Ｖが過剰であるためと考えられる。
（６）比較例６は、窒化表層硬さ及び０．５ｍｍ位置硬さが低い。これは、Ｍｏ量が少ないためと考えられる。
（７）比較例７は、窒化表層硬さが低い。これは、Ｃｒ量が少ないためと考えられる。
（８）比較例８は、窒化表層硬さ及び０．５ｍｍ位置硬さが低い。これは、Ｍｏ量が少ないためと考えられる。
（９）比較例９は、窒化表層硬さ及び芯部硬さが低い。これは、Ｃｒ量が少ないためと考えられる。
（１０）比較例１０は、窒化表層硬さ、０．５ｍｍ位置硬さ、及び芯部硬さが低い。これは、Ｍｏが少ないためと考えられる。
（７）比較例７は、窒化表層硬さが低い。これは、Ｃｒ量が少ないためと考えられる。
（８）比較例８は、窒化表層硬さ及び０．５ｍｍ位置硬さが低い。これは、Ｍｏ量が少ないためと考えられる。
（９）比較例９は、窒化表層硬さ及び芯部硬さが低い。これは、Ｃｒ量が少ないためと考えられる。
（１０）比較例１０は、窒化表層硬さ、０．５ｍｍ位置硬さ、及び芯部硬さが低い。これは、Ｍｏが少ないためと考えられる。
（１１）比較例１１は、窒化表層硬さが低い。これは、Ｍｏが少ないためと考えられる。
（１２）実施例１～３０は、いずれも、窒化表層硬さが７８０Ｈｖ以上であり、０．５ｍｍ位置硬さが５１３Ｈｖ以上であり、かつ、芯部硬さが３５０Ｈｖ以上であった。
（１２）実施例１～３０は、いずれも、窒化表層硬さが７８０Ｈｖ以上であり、０．５ｍｍ位置硬さが５１３Ｈｖ以上であり、かつ、芯部硬さが３５０Ｈｖ以上であった。
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
本発明に係る肌焼鋼は、歯車、連続可変トラスミッション（ＣＶＴ）の部品、軸受部品などに用いることができる。
Claims (15)
- 以下の構成を備えた肌焼鋼。
（１）前記肌焼鋼は、
０．１≦Ｃ≦０．３ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｍｎ≦１．０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％以下、
０．００１≦Ｓ≦０．１ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｃｕ≦１．０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｎｉ≦１．０ｍａｓｓ％、
０．８≦Ｃｒ≦５．０ｍａｓｓ％、及び、
２．０≦Ｍｏ≦４．０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記肌焼鋼は、浸炭処理を行った後、さらに窒化処理又は軟窒化処理するために用いられる。 - 次の式（１）を満たす請求項１に記載の肌焼鋼。
－０．００８５[Ｍｎ]＋０．０１０４[Ｓｉ]＋０．０５４５[Ｃｒ]＋０．０２８９[Ｍｏ]＋０．０６９６[Ｖ]＋０．１７１３[Ａｌ]≧０．１５ …（１）
但し、[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。 - ０．０１≦Ｖ≦１．５ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１又は２に記載の肌焼鋼。 - ０．００５≦Ａｌ≦１．０ｍａｓｓ％、及び、
０．００１≦Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から３までのいずれか１項に記載の肌焼鋼。 - ０．００５≦Ｎｂ≦０．１ｍａｓｓ％、及び／又は、
０．００５≦Ｔｉ≦０．２ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から４までのいずれか１項に記載の肌焼鋼。 - ０．０１≦Ｐｂ≦０．２ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｂｉ≦０．１ｍａｓｓ％、及び／又は、
０．０００３≦Ｃａ≦０．０１ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から５までのいずれか１項に記載の肌焼鋼。 - 以下の構成を備えた高強度部材。
（１）前記高強度部材は、
請求項１から６までのいずれか１項に記載の肌焼鋼からなる芯部と、
前記芯部の表面に形成された浸炭層と、
前記浸炭層の表面に形成された窒化層と
を備えている。
（２）前記高強度部材は、
窒化表層硬さが７８０Ｈｖ以上であり、
０．５ｍｍ位置硬さが５１３Ｈｖ以上である。 - 次の式（２）を満たす請求項７に記載の高強度部材。
－０．１４[Ｓｉ]－０．３１[Ｃｒ]－０．５３８[Ｍｏ]－０．４６７[Ｖ]＋２．２６１[表層Ｃ量]≦０．７０ …（２）
但し、[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表し、[表層Ｃ量]は、電子線マイクロアナライザ－（ＥＰＭＡ）にて浸炭断面を測定することにより得られる、表面から０．０５ｍｍ位置までのＣ量の平均を表す。 - 前記高強度部材の芯部硬さが３５０Ｈｖ以上である請求項７又は８に記載の高強度部材。
- 前記高強度部材の旧γ粒径がＪＩＳ規格粒度番号で６以上である請求項７から９までのいずれか１項に記載の高強度部材。
- 表層異常層を含まない請求項７から１０までのいずれか１項に記載の高強度部材。
- 請求項１から６までのいずれか１項に記載の肌焼鋼からなり、所定の形状を有する基材を準備する第１工程と、
前記基材の最表面から深さ０．５ｍｍの位置でのＣ量が０．３５ｍａｓｓ％以上となるように、前記基材に対して浸炭焼入れ処理を行う第２工程と、
前記基材に対して、５００℃以上６５０℃以下の温度で窒化処理又は軟窒化処理を行い、請求項７から１１までのいずれか１項に記載の高強度部材を得る第３工程と
を備えた高強度部材の製造方法。 - 前記第２工程の後、前記第３工程の前に、前記基材に対して、－３０℃以下の温度でサブゼロ処理を行う第４工程をさらに備えた請求項１２に記載の高強度部材の製造方法。
- 前記第３工程の後に、前記基材に対して、不活性雰囲気下において、５００℃以上６５０℃の温度で保持する拡散処理を行う第５工程をさらに備えた請求項１２又は１３に記載の高強度部材の製造方法。
- 前記浸炭焼入れ処理は、真空浸炭焼き入れ処理である請求項１２から１４までのいずれか１項に記載の高強度部材の製造方法。
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