JPWO2010070958A1 - 表面硬化用機械構造用鋼及び機械構造鋼部品 - Google Patents
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Abstract
質量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％、Ｍｎ：１．５％〜３．０％、Ｗ：０．００２５〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｎ：０．００３〜０．０２％、Ｓ：０．０００１〜０．０２５％、Ｐ：０．０００１〜０．０３％、及び、Ｏ：０．０００１〜０．００５０％を含有し、Ｍｎ／Ｓが７０以上３００００以下であり、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする表面硬化用機械構造用鋼。
Description
本発明は、表面硬化用機械構造用鋼と、特に、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ等の自動車等の動力伝達部品用に適用する高い面疲労強度を有する機械構造鋼部品に関するものである。
機械構造鋼部品、例えば、自動変速機の歯車や、無段変速機のシーブ、等速ジョイント、ハブ等の動力伝達部品には、高い面疲労強度が要求される。
従来、一般に、上記部品には、素材として、ＪＩＳのＳＣｒ４２０や、ＳＣＭ４２０等の、Ｃが０．２％前後の肌焼鋼を用い、該素材を部品に加工した後、浸炭焼入れして、部品表面に、Ｃが０．８％前後のマルテンサイト組織の硬化層を形成し、面疲労強度を高めて使用している。
しかし、浸炭焼入れは、９５０℃前後の高温でのオーステナイト変態を伴い、５〜１０時間、場合によっては、１０時間以上もの長時間処理となるので、結晶粒の粗大化による熱処理変形（焼入れ歪）が大きくなることは避け難い。
このため、鋼部品に高い精度が要求される場合には、浸炭焼入れした後、鋼部品に、研削や、ホーニング等の仕上げ加工を施さなければならない。
このことに加え、近年、自動車エンジン等の騒音を低減する要求が高まっていることから、浸炭焼入れに比べて熱歪が小さい表面硬化法である高周波焼入れや、軟窒化処理が注目されている。
高周波焼入れは、鋼材表層部の必要な部分のみを、短時間の加熱でオーステナイト化して焼入れする方法であるので、焼入れ歪が小さく、精度良く表面硬化部品を得ることができる。しかし、高周波焼入れのみで、浸炭焼入れ材と同等の硬さを得ようとすると、０．８％以上のＣ添加が必要となる。
鋼中のＣ量が、０．８％以上になると、面疲労強度の向上には不必要な内部硬さも上昇し、被削性が著しく劣化するので、むやみに、鋼中のＣ量を増加することはできない。高周波焼入れのみで面疲労強度を向上させるのには限界がある。
軟窒化処理は、変態点以下の５００〜６００℃の温度域で、主として、窒素と炭素を、同時に、鋼材表面に拡散・浸透させて硬化層を形成し、耐摩耗性、耐焼付性、耐疲労性等を向上させる表面硬化法である。
鋼材表面には、拡散した窒素により、窒化物が生成する。通常、鋼材の最表面には、主に、Ｆｅ３Ｎ、Ｆｅ４Ｎ等のＦｅ窒化物からなる化合物層が形成され、その内部には、Ｎが拡散した窒化層が形成される。
軟窒化処理は、低温で行うことができ、しかも、浸炭処理に比べ、処理時間が２〜４時間程度の短時間でよいので、低歪が要求される鋼部品の製造に、多く適用されている。しかし、軟窒化処理だけでは、硬化層深さが浅いので、高い面圧が加わるトランスミッション歯車等には適用することができない。
最近、高周波焼入れと軟窒化処理の欠点を補い、より優れた機械的性質、特に、より優れた面疲労強度を得る手法として、軟窒化処理の後に高周波焼入れを施すことが試みられている（特許文献１〜７、参照）。
例えば、特許文献１には、高周波焼入れとガス軟窒化処理を組み合せて、それぞれの欠点を補い、優れた機械的性質、特に、軟化抵抗の向上による高い面疲労強度を得る方法が開示されている。
しかし、特許文献１の方法では、表面硬度は高いものの、窒化層中のＮ濃度が低いため、高温硬さが低くて、稼動中に高温となる歯車等の表面で、十分な軟化抵抗が得られず、結局、高い面疲労強度が得られていない。
特許文献２にも、高周波焼入れと軟窒化処理を組み合せて、機械的強度に優れた機械構造用部品を製造する方法が開示されている。特許文献２の方法では、窒化物の固溶のために、９００℃以上１２００℃以下の高温での高周波加熱を必要とする。
しかし、窒化物の分解、拡散を促進する、Ｎとの親和性の高い元素の添加量が不足しているため、高温加熱とならざるを得ない。そのため、鋼材表面における酸化層の生成が著しくなり、機械的性質が大きく劣化してしまう。
また、特許文献２の方法では、厚い化合物層を形成するための手法が考慮されていないので、高い面圧の下で、良好な面疲労強度を得ることはできない。
特許文献３には、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０３〜１．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、残部Ｆｅ及び不純物よりなる鋼に対し、窒化層深さが１５０μｍ以上となる条件で軟窒化処理を行った後、窒化層がオーステナイト化する条件で高周波焼入れを行うことを特徴とする機械的強度に優れた機械構造部品の製造方法が開示されている。
しかし、特許文献３の製造方法においては、面疲労強度を高めるため、所要の厚さの窒化層を形成することは考慮されていない。
特許文献４には、部品形状に加工された鉄系材料に軟窒化処理を行って表面層に窒素を拡散浸透させ化合物層を形成させた後、化合物層が消失し新たに生成した表層の拡散層が脱窒されて最表面に多孔質層が形成されるような条件で高周波焼入れを行うことを特徴とする機械部品の熱処理方法が開示されている。
しかし、特許文献４の熱処理方法においては、面疲労強度を高めるため、所要の厚さの窒化層を形成することは考慮されていない。
特許文献５には、カムフォロア装置に用いるローラー支持軸であって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｗを合計で１．０〜２０．０重量％、ＣとＮを合計で０．５〜１．２重量％、それぞれ含有し、残りを不可避不純物とＦｅとした鉄系合金製で、表面を窒化処理した後に、両端部を除く外周面部分に高周波焼き入れを施したローラー支持軸が開示されている。
しかし、特許文献５のローラー支持軸においては、面疲労強度を高めるため、所要の厚さの窒化層を形成することは考慮されていない。
特許文献６にも、高周波焼入れと窒化処理を組み合せて、優れた機械的性質を得る方法が開示されている。しかし、特許文献６の方法における窒化処理は、６００℃以上の高温で行うので、化合物層の層厚は薄く、さらに、その中のＮ濃度は低いので、高周波焼入れ時に分解して拡散するＮ量も少ない。
結局、特許文献６の窒化処理では、化合物層を形成することができても、厚くてＮ濃度の高い窒化層を形成することは難しいので、高周波焼入れと組み合せても、軟化抵抗が高く面疲労強度の良好な窒化層を形成することはできない。
特許文献７には、質量％で、Ｃ：０．３０％超、０．５０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｍｏ：０．３％以上、０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表面に、厚さ５０μｍ以下でかつビッカース硬度７５０以上の硬化層を有し、該硬化層以外の組織が、旧オーステナイト粒径１０μｍ以下でかつマルテンサイト分率が９０％以上で、ビッカース硬度が４５０以上７５０未満であることを特徴とする強度、延性、靭性、耐磨耗性に優れた機械構造用鋼が開示されている。
しかし、特許文献７の機械構造用鋼は、所要の厚さの窒化層を形成し、面疲労強度を高めたものでないので、無段変速機の金属ベルトに適用できても、自動変速機の歯車や、無段変速機のシーブ、等速ジョイント、ハブ等の、高い面圧がかかる動力伝達部品に適用するのは難しい。
いずれにしても、高い面圧がかかる動力伝達部品に適用できる表面硬化用構造用鋼は、これまで提案されていない。
従来、一般に、上記部品には、素材として、ＪＩＳのＳＣｒ４２０や、ＳＣＭ４２０等の、Ｃが０．２％前後の肌焼鋼を用い、該素材を部品に加工した後、浸炭焼入れして、部品表面に、Ｃが０．８％前後のマルテンサイト組織の硬化層を形成し、面疲労強度を高めて使用している。
しかし、浸炭焼入れは、９５０℃前後の高温でのオーステナイト変態を伴い、５〜１０時間、場合によっては、１０時間以上もの長時間処理となるので、結晶粒の粗大化による熱処理変形（焼入れ歪）が大きくなることは避け難い。
このため、鋼部品に高い精度が要求される場合には、浸炭焼入れした後、鋼部品に、研削や、ホーニング等の仕上げ加工を施さなければならない。
このことに加え、近年、自動車エンジン等の騒音を低減する要求が高まっていることから、浸炭焼入れに比べて熱歪が小さい表面硬化法である高周波焼入れや、軟窒化処理が注目されている。
高周波焼入れは、鋼材表層部の必要な部分のみを、短時間の加熱でオーステナイト化して焼入れする方法であるので、焼入れ歪が小さく、精度良く表面硬化部品を得ることができる。しかし、高周波焼入れのみで、浸炭焼入れ材と同等の硬さを得ようとすると、０．８％以上のＣ添加が必要となる。
鋼中のＣ量が、０．８％以上になると、面疲労強度の向上には不必要な内部硬さも上昇し、被削性が著しく劣化するので、むやみに、鋼中のＣ量を増加することはできない。高周波焼入れのみで面疲労強度を向上させるのには限界がある。
軟窒化処理は、変態点以下の５００〜６００℃の温度域で、主として、窒素と炭素を、同時に、鋼材表面に拡散・浸透させて硬化層を形成し、耐摩耗性、耐焼付性、耐疲労性等を向上させる表面硬化法である。
鋼材表面には、拡散した窒素により、窒化物が生成する。通常、鋼材の最表面には、主に、Ｆｅ３Ｎ、Ｆｅ４Ｎ等のＦｅ窒化物からなる化合物層が形成され、その内部には、Ｎが拡散した窒化層が形成される。
軟窒化処理は、低温で行うことができ、しかも、浸炭処理に比べ、処理時間が２〜４時間程度の短時間でよいので、低歪が要求される鋼部品の製造に、多く適用されている。しかし、軟窒化処理だけでは、硬化層深さが浅いので、高い面圧が加わるトランスミッション歯車等には適用することができない。
最近、高周波焼入れと軟窒化処理の欠点を補い、より優れた機械的性質、特に、より優れた面疲労強度を得る手法として、軟窒化処理の後に高周波焼入れを施すことが試みられている（特許文献１〜７、参照）。
例えば、特許文献１には、高周波焼入れとガス軟窒化処理を組み合せて、それぞれの欠点を補い、優れた機械的性質、特に、軟化抵抗の向上による高い面疲労強度を得る方法が開示されている。
しかし、特許文献１の方法では、表面硬度は高いものの、窒化層中のＮ濃度が低いため、高温硬さが低くて、稼動中に高温となる歯車等の表面で、十分な軟化抵抗が得られず、結局、高い面疲労強度が得られていない。
特許文献２にも、高周波焼入れと軟窒化処理を組み合せて、機械的強度に優れた機械構造用部品を製造する方法が開示されている。特許文献２の方法では、窒化物の固溶のために、９００℃以上１２００℃以下の高温での高周波加熱を必要とする。
しかし、窒化物の分解、拡散を促進する、Ｎとの親和性の高い元素の添加量が不足しているため、高温加熱とならざるを得ない。そのため、鋼材表面における酸化層の生成が著しくなり、機械的性質が大きく劣化してしまう。
また、特許文献２の方法では、厚い化合物層を形成するための手法が考慮されていないので、高い面圧の下で、良好な面疲労強度を得ることはできない。
特許文献３には、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０３〜１．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、残部Ｆｅ及び不純物よりなる鋼に対し、窒化層深さが１５０μｍ以上となる条件で軟窒化処理を行った後、窒化層がオーステナイト化する条件で高周波焼入れを行うことを特徴とする機械的強度に優れた機械構造部品の製造方法が開示されている。
しかし、特許文献３の製造方法においては、面疲労強度を高めるため、所要の厚さの窒化層を形成することは考慮されていない。
特許文献４には、部品形状に加工された鉄系材料に軟窒化処理を行って表面層に窒素を拡散浸透させ化合物層を形成させた後、化合物層が消失し新たに生成した表層の拡散層が脱窒されて最表面に多孔質層が形成されるような条件で高周波焼入れを行うことを特徴とする機械部品の熱処理方法が開示されている。
しかし、特許文献４の熱処理方法においては、面疲労強度を高めるため、所要の厚さの窒化層を形成することは考慮されていない。
特許文献５には、カムフォロア装置に用いるローラー支持軸であって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｗを合計で１．０〜２０．０重量％、ＣとＮを合計で０．５〜１．２重量％、それぞれ含有し、残りを不可避不純物とＦｅとした鉄系合金製で、表面を窒化処理した後に、両端部を除く外周面部分に高周波焼き入れを施したローラー支持軸が開示されている。
しかし、特許文献５のローラー支持軸においては、面疲労強度を高めるため、所要の厚さの窒化層を形成することは考慮されていない。
特許文献６にも、高周波焼入れと窒化処理を組み合せて、優れた機械的性質を得る方法が開示されている。しかし、特許文献６の方法における窒化処理は、６００℃以上の高温で行うので、化合物層の層厚は薄く、さらに、その中のＮ濃度は低いので、高周波焼入れ時に分解して拡散するＮ量も少ない。
結局、特許文献６の窒化処理では、化合物層を形成することができても、厚くてＮ濃度の高い窒化層を形成することは難しいので、高周波焼入れと組み合せても、軟化抵抗が高く面疲労強度の良好な窒化層を形成することはできない。
特許文献７には、質量％で、Ｃ：０．３０％超、０．５０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｍｏ：０．３％以上、０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表面に、厚さ５０μｍ以下でかつビッカース硬度７５０以上の硬化層を有し、該硬化層以外の組織が、旧オーステナイト粒径１０μｍ以下でかつマルテンサイト分率が９０％以上で、ビッカース硬度が４５０以上７５０未満であることを特徴とする強度、延性、靭性、耐磨耗性に優れた機械構造用鋼が開示されている。
しかし、特許文献７の機械構造用鋼は、所要の厚さの窒化層を形成し、面疲労強度を高めたものでないので、無段変速機の金属ベルトに適用できても、自動変速機の歯車や、無段変速機のシーブ、等速ジョイント、ハブ等の、高い面圧がかかる動力伝達部品に適用するのは難しい。
いずれにしても、高い面圧がかかる動力伝達部品に適用できる表面硬化用構造用鋼は、これまで提案されていない。
本発明は、上記実情に鑑み、高周波焼入れ、又は、軟窒化処理のみでは、表面硬さ及び内部硬さが低いという欠点を、高周波焼入れと軟窒化処理を組み合せることにより、相互に補い、（ｉ）従来の軟窒化高周波焼入れ鋼部品では得られない、高い表面硬さ、内部硬さ、及び、焼戻し軟化抵抗を備え、さらに、（ｉｉ）稼動面で十分な潤滑膜を形成して、面疲労強度に優れる機械構造用鋼部品と、該鋼部品に用いる表面硬化用機械構造用鋼を提供することを課題とする。
鋼部品の面疲労強を高めるには、（ｉ）表面硬さの向上、（ｉｉ）硬化層深さの増大、及び、（ｉｉｉ）高温化（３００℃前後）する稼動面で高温強度を維持するための軟化抵抗の向上、が有効である。さらに、稼動面同士の焼付きや、凝着を防止するためには、十分な潤滑膜を形成することが有効である。
これらのことを踏まえ、本発明者らは、軟窒化処理と高周波熱処理の組合せによる鋼部品の表面硬化について鋭意研究し、以下の知見を得るに至った。
（ａ）軟化抵抗を増大するためには、Ｎ濃度が高い窒化層を形成することが有効である。窒化処理のみでは、化合物層を形成することができても、Ｎ濃度が高くて厚い窒化層を形成することは難しく、軟化抵抗を増大することは不可能である。
軟化抵抗を増大するためには、軟窒化時に形成される化合物層（主に、Ｆｅ３Ｎ、Ｆｅ４Ｎ等のＦｅ窒化物からなる層）をＮの供給源とし、その後に行う高周波加熱で化合物を分解して、鋼中に、十分な量のＮを拡散させる必要がある。
ここで、図１に、軟窒化材と、軟窒化＋高周波焼入れ材における、表面から芯部方向の断面硬さ分布の一例を示す。
軟窒化材においては、窒化層の最表層（図２（ａ）、参照。図２（ａ）については後述する。）に、化合物層が形成されて、図１に示すように、非常に高い硬さを示すが、化合物層の厚さは薄い。
そして、高周波加熱で、最表層の化合物層が分解し、Ｎが内部に拡散して、最表層の硬さは、やや低くなるが、面疲労強度の向上に有効な硬化層（窒化層）が増加していることが解る。
なお、焼入れを施した軟窒化材の表層組織はマルテンサイトで、芯部はフェライト−パーライト組織である。
高周波焼入れで分解する化合物層の厚さを１０μｍ以上とすると、高いＮ濃度の窒化層を厚くすることができる。窒化処理で形成される化合物層は、窒化条件によっては、脆い化合物層となり、機械的性質を劣化させる場合があるので、通常は、化合物層の厚さを薄くする努力がなされている。
これに対し、本発明では、化合物層の厚さを積極的に厚くして、化合物層の特性を積極的に活用することを特徴とする。即ち、本発明では、化合物層の厚さを厚くすることで、高周波焼入れ時に、Ｎを多く含むマルテンサイトを形成し、軟化抵抗の高い組織を得るものである。
本発明においては、軟化抵抗の高い組織の形成により、高温時の軟化抵抗が、飛躍的に増大する。
（ｂ）軟窒化時に、厚い化合物層を形成するためには、Ｆｅ−Ｎ化合物の生成を妨げるＳを低減することが必要である。鋼材中のＳは、単独で固溶していると、鋼材表面へ濃化して、窒化を阻害する。このＳの作用を抑制するため、一定以上の量のＭｎを添加し、ＭｎＳとして、Ｓを固定し無害化する。
Ｍｎは、Ｍｎ／Ｓ≧７０を満たす量添加すると、Ｓの作用を抑制し、化合物層の形成に顕著な効果を発揮する。ただし、Ｍｎ／Ｓは、３００００以下が好ましい。
（ｃ）高周波加熱時に、化合物層の分解と、Ｎの鋼中への拡散を促進して、窒化層深さを増大するためには、Ｎとの親和性の高いＷを、所要量添加する必要がある。Ｗの添加により、窒化層中のＮ濃度が著しく増加し、さらに、窒化層の深さが増大して、軟化抵抗が向上する。
Ｗの添加で、９００℃未満の低温でも、十分にＮの拡散を促進することができる。このように、加熱温度を低くすることができるので、結晶粒径の微細化効果と、酸化層の低減効果により、機械的性質の劣化を防止することができる。
（ｄ）稼動面の焼付きや凝着を防止するためには、潤滑剤の油膜が途切れなく形成されるように、油溜まりを設けることが有効である。本発明においては、鋼材表層に、軟窒化処理で化合物層を形成し、その後の高周波加熱でオーステナイト化して、焼入れを施すことで、窒化層を形成することを特徴とする。
図２に、光学顕微鏡及び走査型電子顕微鏡で観察した窒化層の一例を示す。図２（ａ）は、光学顕微鏡写真で観察した窒化層を示し、図２（ｂ）は、走査型電子顕微鏡で観察した窒化層（層部拡大）を示す。
図２（ｂ）から、窒化層は、化合物層の分解により、油溜まりとして機能する多数の空孔が存在する硬質な多孔質層となっていることが解る。窒化層中に空孔が多数存在することにより、潤滑効果が向上し、耐摩耗性及び耐久性が一層向上する。
軟窒化及び高周波加熱条件を制御することにより、空孔を、円相当径で０．１μｍ以上１μｍ以下の寸法で、１００００個／ｍｍ２以上の密度で、表面から５μｍ以上の深さで、窒化層中に存在させることができる。窒化層中の空孔は、油溜りとして、有効に機能を発揮する。
本発明は、上記知見に基づいて完成したものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．３〜０．６％、
Ｓｉ：０．０２〜２．０％、
Ｍｎ：１．５％〜３．０％、
Ｗ：０．００２５〜０．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．００３〜０．０２％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２５％、
Ｐ：０．０００１〜０．０３％、及び、
Ｏ：０．０００１〜０．００５％
を含有し、
Ｍｎ／Ｓが７０以上３００００以下であり、
残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする表面硬化用機械構造用鋼。
（２）さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、及び、
Ｖ：０．０１〜１．０％の１種又は２種以上
を含有することを特徴とする上記（１）に記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（３）さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（４）さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、及び、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（５）さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、及び、
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（６）前記機械構造用鋼が、窒化処理の後、高周波焼入れを施す鋼であることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（７）前記窒化処理が軟窒化処理であることを特徴とする上記（６）に記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（８）上記（１）〜（７）のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼を加工し、窒化処理の後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、表面から深さ０．４ｍｍ以上にわたる表層が窒化層であり、かつ、表面から深さ０．２ｍｍまでの窒化層の硬さが、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さで６５０以上であることを特徴とする機械構造鋼部品。
（９）前記窒化処理が軟窒化処理であることを特徴とする上記（８）に記載の機械構造鋼部品。
（１０）前記窒化層内の表面から深さ５μｍ以上にわたる窒化層に、円相当径で、０．１〜１μｍの空孔が、１００００個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする上記（８）又は（９）に記載の機械構造鋼部品。
これらのことを踏まえ、本発明者らは、軟窒化処理と高周波熱処理の組合せによる鋼部品の表面硬化について鋭意研究し、以下の知見を得るに至った。
（ａ）軟化抵抗を増大するためには、Ｎ濃度が高い窒化層を形成することが有効である。窒化処理のみでは、化合物層を形成することができても、Ｎ濃度が高くて厚い窒化層を形成することは難しく、軟化抵抗を増大することは不可能である。
軟化抵抗を増大するためには、軟窒化時に形成される化合物層（主に、Ｆｅ３Ｎ、Ｆｅ４Ｎ等のＦｅ窒化物からなる層）をＮの供給源とし、その後に行う高周波加熱で化合物を分解して、鋼中に、十分な量のＮを拡散させる必要がある。
ここで、図１に、軟窒化材と、軟窒化＋高周波焼入れ材における、表面から芯部方向の断面硬さ分布の一例を示す。
軟窒化材においては、窒化層の最表層（図２（ａ）、参照。図２（ａ）については後述する。）に、化合物層が形成されて、図１に示すように、非常に高い硬さを示すが、化合物層の厚さは薄い。
そして、高周波加熱で、最表層の化合物層が分解し、Ｎが内部に拡散して、最表層の硬さは、やや低くなるが、面疲労強度の向上に有効な硬化層（窒化層）が増加していることが解る。
なお、焼入れを施した軟窒化材の表層組織はマルテンサイトで、芯部はフェライト−パーライト組織である。
高周波焼入れで分解する化合物層の厚さを１０μｍ以上とすると、高いＮ濃度の窒化層を厚くすることができる。窒化処理で形成される化合物層は、窒化条件によっては、脆い化合物層となり、機械的性質を劣化させる場合があるので、通常は、化合物層の厚さを薄くする努力がなされている。
これに対し、本発明では、化合物層の厚さを積極的に厚くして、化合物層の特性を積極的に活用することを特徴とする。即ち、本発明では、化合物層の厚さを厚くすることで、高周波焼入れ時に、Ｎを多く含むマルテンサイトを形成し、軟化抵抗の高い組織を得るものである。
本発明においては、軟化抵抗の高い組織の形成により、高温時の軟化抵抗が、飛躍的に増大する。
（ｂ）軟窒化時に、厚い化合物層を形成するためには、Ｆｅ−Ｎ化合物の生成を妨げるＳを低減することが必要である。鋼材中のＳは、単独で固溶していると、鋼材表面へ濃化して、窒化を阻害する。このＳの作用を抑制するため、一定以上の量のＭｎを添加し、ＭｎＳとして、Ｓを固定し無害化する。
Ｍｎは、Ｍｎ／Ｓ≧７０を満たす量添加すると、Ｓの作用を抑制し、化合物層の形成に顕著な効果を発揮する。ただし、Ｍｎ／Ｓは、３００００以下が好ましい。
（ｃ）高周波加熱時に、化合物層の分解と、Ｎの鋼中への拡散を促進して、窒化層深さを増大するためには、Ｎとの親和性の高いＷを、所要量添加する必要がある。Ｗの添加により、窒化層中のＮ濃度が著しく増加し、さらに、窒化層の深さが増大して、軟化抵抗が向上する。
Ｗの添加で、９００℃未満の低温でも、十分にＮの拡散を促進することができる。このように、加熱温度を低くすることができるので、結晶粒径の微細化効果と、酸化層の低減効果により、機械的性質の劣化を防止することができる。
（ｄ）稼動面の焼付きや凝着を防止するためには、潤滑剤の油膜が途切れなく形成されるように、油溜まりを設けることが有効である。本発明においては、鋼材表層に、軟窒化処理で化合物層を形成し、その後の高周波加熱でオーステナイト化して、焼入れを施すことで、窒化層を形成することを特徴とする。
図２に、光学顕微鏡及び走査型電子顕微鏡で観察した窒化層の一例を示す。図２（ａ）は、光学顕微鏡写真で観察した窒化層を示し、図２（ｂ）は、走査型電子顕微鏡で観察した窒化層（層部拡大）を示す。
図２（ｂ）から、窒化層は、化合物層の分解により、油溜まりとして機能する多数の空孔が存在する硬質な多孔質層となっていることが解る。窒化層中に空孔が多数存在することにより、潤滑効果が向上し、耐摩耗性及び耐久性が一層向上する。
軟窒化及び高周波加熱条件を制御することにより、空孔を、円相当径で０．１μｍ以上１μｍ以下の寸法で、１００００個／ｍｍ２以上の密度で、表面から５μｍ以上の深さで、窒化層中に存在させることができる。窒化層中の空孔は、油溜りとして、有効に機能を発揮する。
本発明は、上記知見に基づいて完成したものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．３〜０．６％、
Ｓｉ：０．０２〜２．０％、
Ｍｎ：１．５％〜３．０％、
Ｗ：０．００２５〜０．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．００３〜０．０２％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２５％、
Ｐ：０．０００１〜０．０３％、及び、
Ｏ：０．０００１〜０．００５％
を含有し、
Ｍｎ／Ｓが７０以上３００００以下であり、
残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする表面硬化用機械構造用鋼。
（２）さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、及び、
Ｖ：０．０１〜１．０％の１種又は２種以上
を含有することを特徴とする上記（１）に記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（３）さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（４）さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、及び、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（５）さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、及び、
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（６）前記機械構造用鋼が、窒化処理の後、高周波焼入れを施す鋼であることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（７）前記窒化処理が軟窒化処理であることを特徴とする上記（６）に記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（８）上記（１）〜（７）のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼を加工し、窒化処理の後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、表面から深さ０．４ｍｍ以上にわたる表層が窒化層であり、かつ、表面から深さ０．２ｍｍまでの窒化層の硬さが、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さで６５０以上であることを特徴とする機械構造鋼部品。
（９）前記窒化処理が軟窒化処理であることを特徴とする上記（８）に記載の機械構造鋼部品。
（１０）前記窒化層内の表面から深さ５μｍ以上にわたる窒化層に、円相当径で、０．１〜１μｍの空孔が、１００００個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする上記（８）又は（９）に記載の機械構造鋼部品。
本発明によれば、自動車等の動力伝達部品に適用できる表面硬化用構造用鋼を提供するとともに、高い面疲労強度を有する鋼部品、特に、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ等の機械構造鋼部品を提供することができる。
図１は、軟窒化材と、軟窒化＋高周波焼入れ材における、表面から芯部方向の断面硬さ分布の一例を示す図である。
図２は、光学顕微鏡及び走査型電子顕微鏡で観察した窒化層の一例を示す図である。（ａ）は、光学顕微鏡写真で観察した窒化層を示し、（ｂ）は、走査型電子顕微鏡で観察した窒化層（層部拡大）を示す。
図３は、Ｍｎ／Ｓと化合物層厚さ（μｍ）の関係を示す図である。
図４は、高周波焼入れを施した後、表層から０．２ｍｍ位置でのＮ濃度（質量％）と、３００℃焼戻し硬さ（Ｈｖ）の関係を示す図である。
図２は、光学顕微鏡及び走査型電子顕微鏡で観察した窒化層の一例を示す図である。（ａ）は、光学顕微鏡写真で観察した窒化層を示し、（ｂ）は、走査型電子顕微鏡で観察した窒化層（層部拡大）を示す。
図３は、Ｍｎ／Ｓと化合物層厚さ（μｍ）の関係を示す図である。
図４は、高周波焼入れを施した後、表層から０．２ｍｍ位置でのＮ濃度（質量％）と、３００℃焼戻し硬さ（Ｈｖ）の関係を示す図である。
本発明は、高い面疲労強度が要求される鋼部品を製造するため、ＭｎとＷを適正量添加した鋼に、窒化又は軟窒化処理を施した後、高周波焼入れを施して、Ｎ濃度の高い窒化層を深く形成し、硬さ及び軟化抵抗を高めることを基本思想とする。
まず、本発明の基本となる成分組成を規定する理由について説明する。ここで、％は、質量％を意味する。
Ｃ：０．３〜０．６％
Ｃは、鋼の強度を得るために重要な元素である。特に、高周波焼入れ前の組織のフェライト分率を低減し、高周波焼入れ時の硬化能を向上させ、硬化層深さを大きくするために必要な元素である。
０．３％未満では、フェライト分率が高く、高周波焼入れ時の硬化が不足するので、下限を０．３％とした。好ましい下限は、０．３６％である。
一方、多すぎると、鋼部品製作時の切削性や鍛造性が著しく低下し、さらに、高周波焼入れ時に焼割れが発生する可能性が大きくなるので、上限を０．６％とした。好ましい上限は、０．５３％である。
Ｓｉ：０．０２〜２．０％
Ｓｉは、焼入層の軟化抵抗を高めて、面疲労強度を高める効果を有する元素である。その効果を得るには、０．０２％以上の添加が必要である。好ましくは、０．１％以上、より好ましくは０．２５％以上添加する。
しかし、２．０％を超えると、鍛造時の脱炭が著しくなるので、２．０％を上限とした。好ましい上限は１．４４％である。
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ｍｎは、焼入れ性の向上、軟化抵抗の増大により、面疲労強度を高めるのに有効な元素である。さらに、Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして固定して、Ｓが鋼材表面に濃化してＮの侵入を阻害する作用を抑制し、窒化又は軟窒化処理による厚い化合物層の形成を促進する効果を有する元素である。
ＳをＭｎＳとして固定し無害化するためには、Ｍｎを、Ｍｎ／Ｓ≧７０を満たすように添加することが必要である。
また、Ｍｎは、高周波焼入れ前の組織のフェライト分率を低下させ、高周波焼入れ時の硬化能を高める効果を有する元素である。添加効果を得るためには、１．５％以上の添加が必要である。好ましくは、１．５５％以上であり、さらに好ましくは、１．６％以上である。
しかし、３．０％を超えると、鋼材製造時に硬くなり過ぎて、棒鋼切断性等に支障が生じるし、さらに、Ｍｎは、製鋼時の凝固段階でデンドライトの樹間に偏析して、鋼材を局部的に硬化して脆くする場合があるので、３．０％を上限とした。好ましい上限は、２．５９％、さらに好ましい上限は２．２９％である。
Ｓ：０．０００１〜０．０２５％
Ｓは、被削性を向上させる効果がある一方、鋼材表面に濃化して、軟窒化時に、Ｎの鋼材中への侵入を妨げる作用をなす軟窒化阻害元素である。
０．０２５％を超えると、軟窒化を阻害する作用が著しくなり、さらに、鍛造性も著しく劣化するので、被削性向上のため添加するとしても、０．０２５％以下に止めるべきである。好ましくは、０．０１９％以下、より好ましくは、０．００９％以下である。下限は、工業的限界の０．０００１％とした。
鋼中のＳを、ＭｎＳとして固定して無害化するために、３００００≧Ｍｎ／Ｓ≧７０とすることが必要である。
Ｍｎ／Ｓ：７０〜３００００
上述したように、Ｓが鋼材表面へ濃化するのを防止するため、Ｓに対する一定比以上のＭｎを添加して、ＳをＭｎＳとして固定し、Ｓの無害化を図らなければならない。
ＭｎとＳの添加量の比Ｍｎ／Ｓが７０未満であると、Ｓが鋼材表面に濃化し、窒化又は軟窒化時の化合物層の形成が妨げられるので、Ｍｎ／Ｓを７０以上とした。Ｍｎ／Ｓが７０以上であると添加効果が著しい。
Ｍｎの上限が設定され、Ｓの下限が設定されているので、特に、Ｍｎ／Ｓの上限を設定する必要はないが、Ｍｎ／Ｓ≒３００００で、Ｍｎの添加効果が飽和するので、上限を３００００とした。
図３は、鋼材に、後述する条件で軟窒化処理を施して得た、Ｍｎ／Ｓと化合物層の厚さ（μｍ）との関係を示す図である。図３から、Ｍｎ／Ｓを７０以上にすると、軟窒化処理を施したとき、厚みが１０μｍ以上の化合物層を得ることができることが解る。
Ｗ：０．００２５〜０．５％
Ｗは、Ｎとの親和性がよく、焼入れ性を高め、かつ、高周波加熱時のＮの拡散を促進して面疲労強度を高める作用をなす元素である。また、Ｗは、高周波焼入れ前の組織のフェライト分率を低下させ、高周波焼入れ時の硬化能を高める作用をなす元素である。
さらに、Ｗは、鋼中で偏析し難く、鋼の焼入れ性を均一に高めて、Ｍｎの偏析による焼入れ性の低下を補う作用をなす元素である。Ｗの添加効果を得るには、０．００２５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上である。
ただし、０．５％を超えると、切削性が悪化し、さらには、添加効果が飽和して経済性が損なわれるので、０．５％を上限とした。好ましい上限は、０．４０％であり、より好ましくは０．２５％である。
Ａｌ：０．００１〜０．５％
Ａｌは、Ａｌ窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入れ時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用し、さらに、焼入れ性を高めて、硬化層深さを増大する作用をなす元素である。また、Ａｌは、被削性向上にも有効な元素である。
添加効果を得るため、０．００１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．００５％以上、より好ましくは、０．０１０％以上である。
しかし、０．５％を超えて添加すると、析出物が粗大化して鋼を脆化させるので、上限を０．５％とした。好ましい上限は、０．３１％、より好ましくは、０．１４％である。
Ｎ：０．００３〜０．０２％
Ｎは、各種の窒化物を形成して、高周波焼入れ時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るため、０．００３％以上の添加が必要である。好ましくは、０．００５％以上、である。
しかし、０．０２％を超えて添加すると、鍛造性が悪化するので、０．０２％を上限とした。好ましい上限は、０．０１％である。
Ｐ：０．０００１〜０．０３％
Ｐは、粒界に偏析して靭性を低下する作用をなす元素である。そのため、極力低減する必要があり、０．０３％以下に制限する。好ましくは、０．０１％以下に制限する。下限は、工業的限界の０．０００１％とする。
Ｏ：０．０００１〜０．００５０％
Ｏは、Ａｌ２Ｏ３やＳｉＯ２等の酸化物系介在物として鋼中に存在するが、Ｏが多いと該酸化物が大型化してしまい、これを起点として動力伝達部品の破損に至るため、０．００５０％以下に制限する必要がある。
少ないほど好ましいので、０．００２０％以下が望ましく、さらに、高寿命を指向する場合は、０．００１５％以下が望ましい。下限は、工業的限界の０．０００１％とする。
次に、本発明の選択元素の成分組成について説明する。
［面圧疲労強度向上元素］
Ｃｒ：０．０１〜２．０％
Ｃｒは、鋼の窒化特性を高めるとともに、焼入層の軟化抵抗を高めて、面圧疲労強度を改善する効果を有する元素である。添加効果を得るため、０．０１％以上添加する。好ましくは、０．１％以上、より好ましくは、０．５２％以上である。
ただし、２．０％を超えて添加すると、切削性が悪化するので、２．０％を上限とした。好ましい上限は、１．７４％、より好ましい上限は、１．３０％である。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、焼入層の軟化抵抗を高めて、面圧疲労強度を高める効果と、焼入層を強靭化して曲げ疲労強度を高める効果を有する元素である。添加効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０５％以上、より好ましくは、０．１２％以上である。
ただし、１．０％を超えて添加しても、添加効果は飽和して、経済性を損ねるので、１．０％を上限とした。好ましい上限は、０．８０％、より好ましい上限は、０．６９％である。
Ｖ：０．０１〜１．０％
Ｖは、窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入処理時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．１０％以上、より好ましくは、０．２５％以上である。
しかし、１．０％を超えて添加しても、添加効果は飽和して、経済性を損ねるので、上限を１．０％とした。好ましい上限は、０．８０％、より好ましい上限は、０．６８％である。
本発明においては、面圧疲労強度を高めるため、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、及び、Ｖ：０．０１〜１．０％の１種又は２種以上を添加する。
［焼入れ性向上元素］
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂは、焼入れ性の向上に寄与する元素である。添加効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．００１％以上である。ただし、０．００５０％を超えて添加しても、添加効果は飽和するので、０．００５％を上限とした。好ましい上限は、０．００３％である。
［鋼材強化元素］
Ｎｂ：０．００５〜０．３％
Ｎｂは、窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入れ時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０１％以上、より好ましくは、０．０４％以上である。
しかし、０．３％を超えて添加して、添加効果は飽和して、経済性を損ねるので、上限を０．３％とした。好ましい上限は、０．２％、より好ましい上限は、０．１６％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．２％
Ｔｉは、窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入処理時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０２％以上、より好ましくは、０．０５％以上である。
しかし、０．２％を超えて添加すると、析出物が粗大化して、鋼を脆化させるので、上限を０．２％とした。好ましい上限は、０．１５％、より好ましい上限は、０．１１％である。
Ｎｉ：０．０５〜２．０％
Ｎｉは、靭性を、さらに高める元素である。添加効果を得るためには、０．０５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．１０％以上、より好ましくは、０．２１％以上である。
しかし、２．０％を超えて添加すると、切削性が悪化するので、２．０％を上限とした。好ましい上限は、１．５％、より好ましい上限は、０．９６％である。
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｃｕは、フェライトを強化し、焼入れ性の向上、耐食性の向上に有効な元素である。添加効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０９％以上、より好ましくは、０．１４％以上である。
しかし、２．０％を超えて添加しても、機械的性質の向上効果が飽和するので、２．０％を上限とした。好ましい上限は、１．５％、より好ましい上限は、０．９５％である。なお、Ｃｕは、特に、熱間延性を低下させ、圧延時の疵の原因となり易いので、Ｎｉと同時に添加することが好ましい。
本発明においては、鋼材を強化するため、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、及び、Ｃｕ：０．０１〜２．０％の１種又は２種以上を添加する。
［曲げ強度向上元素］
鋼部品に、曲げ疲労強度の向上が求められる場合、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、及び、Ｔｅ：０．０００５〜０．１％の１種又は２種以上を、鋼材に添加する。
上記元素は、歯車の曲げ疲労破壊や、軸部品のスプラインの底部の疲労破壊の原因となるＭｎＳの延伸を抑制して、曲げ疲労強度を、一層向上させる元素である。
添加効果を得るためには、Ｃａ：０．０００５％以上、Ｍｇ：０．０００５％以上、Ｚｒ：０．０００５％以上、Ｔｅ：０．０００５％以上の添加が必要である。好ましくは、Ｃａ：０．００１０％以上、Ｍｇ：０．００１０％以上、Ｚｒ：０．００１０％以上、Ｔｅ：０．００１０％以上である。
しかし、Ｃａ：０．０１％超、Ｍｇ：０．０１％超、Ｚｒ：０．０５％超、Ｔｅ：０．１％超を添加しても、添加効果は飽和して、経済性を損なうので、Ｃａ：０．０１％、Ｍｇ：０．０１％、Ｚｒ：０．０５％、Ｔｅ：０．１％を上限とした。好ましい上限は、Ｃａ：０．００５％、Ｍｇ：０．００５％、Ｚｒ：０．００５％、Ｔｅ：０．０７％である。
即ち、ＭｎＳの延伸抑制効果を得るために、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、及び、Ｔｅ：０．０００５〜０．１％の１種又は２種以上を添加する。
また、本発明においては、上記元素の他、本発明の効果を損なわない範囲で、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ、ＲＥＭ、Ｓｂを含有することができる。
次に、鋼部品の表層における窒化層の厚さと硬さについて説明する。
本発明の鋼部品は、本発明の鋼を加工した部品に、窒化又は軟窒化処理を施した後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、表面から深さ０．４ｍｍ以上にわたる表層が窒化層であり、かつ、表面から深さ０．２ｍｍまでの窒化層の硬さが、３００℃で焼戻ししたとき、ビッカース硬さで６５０以上であることを特徴とする。
窒化層の厚みが０．４ｍｍ未満であると、十分な硬さを有する表層の厚みが薄くなり、表面起点の破壊が起きる前に、内部破壊であるスポーリングが発生し、低寿命となるので、表面から深さ０．４ｍｍ以上にわたる表層を窒化層とする。
面疲労破壊は、高温化（３００℃前後）する稼動面において生じる表面起点の破壊であるので、高温強度の維持、つまり、焼戻し軟化抵抗を増大することが、面疲労強度の向上に有効である。
表面から深さ０．２ｍｍの窒化層において、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さが６５０未満であると、窒化層が高い面圧に耐えることができないので、表面から深さ０．２ｍｍまでの窒化層において、３００℃で焼戻ししたときのビッカース硬さを６５０以上とする。
実際の鋼部品において、軟窒化処理を施した後に高周波焼入れを施した鋼部品であることは、（ａ）鋼部品からミクロサンプルを採取し、ナイタール腐食液で腐食した後、光学顕微鏡で観察した組織分布、（ｂ）表面から芯部へかけて測定した硬さ分布、さらに、（ｃ）ＥＰＭＡで測定した表面から芯部へのＮ濃度分布により、判別することができる。
Ｎ濃度の高い窒化層を形成して、高い面疲労強度を得るためには、高周波熱処理時に分解してＮを供給する化合物層（主に、Ｆｅ３Ｎ、Ｆｅ４Ｎ等のＦｅ窒化物からなる層）を、鋼表面に形成する必要がある。このため、窒化処理又は軟窒化処理は、必要で重要な処理である。
鋼中に、十分な量のＮを拡散させ、鋼の表層に、硬くて、かつ、焼戻し軟化抵抗の高い窒化層を深く形成するためには、窒化又は軟窒化処理後の化合物層の厚さを１０μｍ以上とする必要がある。
６００℃を超える高温で、軟窒化処理を施すと、化合物層が薄く、さらに、化合物層中のＮ濃度が低くなるので、軟窒化温度は６００℃未満とする。軟窒化温度が低温であると、鋼材の熱処理変形や、粒界酸化等を防止することができるので、この点からも、軟窒化温度を６００℃未満とする。
厚い化合物層を形成するために、軟窒化処理温度は５００℃以上が好ましい。窒化層の深さは、軟窒化処理を長時間施しても、飽和状態になるので、軟窒化処理時間は１〜３時間が好ましい。
軟窒化処理後の冷却は、空冷、Ｎ２ガス冷却、油冷等、どの方法で行ってもよい。軟窒化処理としては、ガス軟窒化処理や、塩浴軟窒化処理を用いることができる。
鋼材表面に窒素を供給し、鋼材表層に１０μｍ以上の化合物層を形成する方法としては、軟窒化処理だけでなく、窒化処理も用いることができる。ここでいう窒化処理とは、軟窒化処理のように、ＮＨ３とＣＯ２（場合によっては、Ｎ２も）の混合雰囲気で処理する方法ではなく、ＮＨ３のみで長時間処理する表面硬化方法として、工業的に区別されている方法のことである。
軟窒化処理で鋼材表面に形成した化合物層を分解し、さらに、Ｎを鋼中へ拡散させて、Ｎ濃度の高い窒化層を、表面から深さ０．４ｍｍ以上のところまで深く形成し、表面から深さ０．２ｍｍまでの窒化層において、３００℃で焼戻ししたときのビッカース硬さが６５０以上の高い硬度を得るためには、軟窒化処理の後に、高周波加熱により、オーステナイト域に加熱して、焼入れを施すことが必要である。
高周波焼入れ時の加熱条件は、化合物層の分解を考慮して設定しなければならない。加熱温度は、オーステナイト化温度以上、９００℃未満とし、保持時間は、０．０５〜５秒とする必要がある。
ここで、図４に、高周波焼入れ後、表面から０．２ｍｍの位置におけるＮ濃度と、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さの関係を示す。図４から、ビッカース硬さを６５０以上とするためには、上記Ｎ濃度を０．３５％以上とする必要があることが解る。
加熱温度が９００℃以上であると、Ｎが不必要に内部まで拡散して、面疲労強度の向上に必要な、表面から０．２ｍｍまでの窒化層におけるＮ濃度が０．３５％未満となる。
その結果、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さが６５０未満になり、さらに、酸化層の増大により、機械的性質が劣化する。加熱温度が、オーステナイト化温度未満であると、マルテンサイト変態が起きず、高い表面硬度を得ることができない。
保持時間が０．０５秒未満であると、化合物層の分解や、生成したＮの拡散が不十分となり、一方、５秒を超えると、Ｎが不必要に内部まで拡散して、面疲労強度の向上に必要な、表面から０．２ｍｍまでの窒化層におけるＮ濃度が０．３５％未満となる。
その結果、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さが６５０未満になる。
高周波の周波数は、小型の鋼部品であれば、４００ｋＨｚ前後、大型の鋼部品であれば、５ｋＨｚ前後が基準となる。
焼入れに用いる冷媒は、水、ポリマー焼入れ材等、水系で冷却能が大きなものが好ましい。高周波焼入れ後は、通常、浸炭焼入れ品に準じて、１５０℃前後で低温焼戻しを施して、鋼部品の靭性を確保することが好ましい。
次に、鋼部品の表層組織について説明する。
本発明の鋼部品は、軟窒化処理を施した後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、表面から深さ５μｍ以上にわたる表層において、円相当径で０．１〜１μｍの空孔が、１００００個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする。
転がりによる面疲労が原因で破壊する、歯車のような鋼部材では、稼動面の潤滑が重要である。潤滑が不十分であれば、鋼材同士が接触して、焼付きや凝着が発生し、面疲労強度が低下する。
潤滑が十分な潤滑膜を形成するためには、稼動面に、潤滑剤油膜が途切れなく形成されるように、油溜まりを設けることが有効である。本発明においては、鋼材表層に、軟窒化処理で、Ｆｅ３Ｎ、Ｆｅ４Ｎ等のＦｅ窒化物を主体とする化合物層を形成し、その後、高周波加熱によりオーステナイト化して焼入れ処理を施して、窒化層を形成することを特徴とする。
窒化層は、化合物層の分解により生成するが、この時、化合物層中のＮが、内部へ拡散して、窒化層を形成するとともに、旧化合物層は、多数の空孔が分散する硬質な多孔質層となる。この空孔が油溜りとして機能して、潤滑効果が向上し、耐摩耗性及び耐久性が一層向上する。このことは、本発明者らが鋭意研究の結果見いだした知見である。
円相当径で０．１〜１μｍの空孔が、表面から５μｍ以上の深さの窒化層において、１００００個／ｍｍ２以上存在すると、油溜りとして有効に機能することを、本発明者らは、鋭意研究の結果、見いだした。
空孔の大きさ、及び、分布を、所要の範囲内に収めるためには、軟窒化条件、及び、高周波加熱条件を、適確に制御することが必要である。軟窒化処理で生成した化合物層中にも、多少の空孔が存在するので、油溜まり効果は発現するが、該化合物層は、極めて脆く、大きな加重に耐え切れないので、高い面疲労強度を得ることはできない。
空孔が粗大であると、表面粗さが劣化して、ピッチング等の面疲労の起点となり、面疲労強度を阻害するので、空孔の大きさを、円相当径で１μｍ以下に制限した。一方、空孔が小さ過ぎると、空孔が油溜りとして十分に機能しないので、空孔の大きさは、円相当径で０．１μｍ以上必要である。
空孔の数が少な過ぎると、空孔が油溜まりとして有効に機能しないので、表面から５μｍ以上の深さの窒化層において、１００００個／ｍｍ２以上存在する必要がある。
歯車の歯面等の摺動部材は、正常運転において、寿命に至るまで５μｍ以上摩耗するので、表面から５μｍ以上の深さまで、空孔が１００００個／ｍｍ２以上存在する必要がある。空孔の大きさと密度は、軟窒化条件、及び、高周波加熱条件に依存する。
窒化層を有効な多孔質層にするためには、高い面疲労強度を得ることができる軟窒化条件、及び、高周波焼入れ条件で、熱処理することが必須である。好ましくは、５８０℃以上、６００℃未満で軟窒化処理を行い、その後、８８０℃以上９００℃未満で、１秒以上４秒以下、高周波加熱を行うことが好ましい。
鋼部材の組織は、表層はマルテンサイトで、芯部はフェライト−パーライト組織のままとする必要がある。表層のみを焼入れして、マルテンサイト変態させ、表層に圧縮残留応力を付与すると、面疲労強度が向上する。芯部までマルテンサイト変態すると、表層の圧縮残留応力が減少して、面疲労強度が低下する。
まず、本発明の基本となる成分組成を規定する理由について説明する。ここで、％は、質量％を意味する。
Ｃ：０．３〜０．６％
Ｃは、鋼の強度を得るために重要な元素である。特に、高周波焼入れ前の組織のフェライト分率を低減し、高周波焼入れ時の硬化能を向上させ、硬化層深さを大きくするために必要な元素である。
０．３％未満では、フェライト分率が高く、高周波焼入れ時の硬化が不足するので、下限を０．３％とした。好ましい下限は、０．３６％である。
一方、多すぎると、鋼部品製作時の切削性や鍛造性が著しく低下し、さらに、高周波焼入れ時に焼割れが発生する可能性が大きくなるので、上限を０．６％とした。好ましい上限は、０．５３％である。
Ｓｉ：０．０２〜２．０％
Ｓｉは、焼入層の軟化抵抗を高めて、面疲労強度を高める効果を有する元素である。その効果を得るには、０．０２％以上の添加が必要である。好ましくは、０．１％以上、より好ましくは０．２５％以上添加する。
しかし、２．０％を超えると、鍛造時の脱炭が著しくなるので、２．０％を上限とした。好ましい上限は１．４４％である。
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ｍｎは、焼入れ性の向上、軟化抵抗の増大により、面疲労強度を高めるのに有効な元素である。さらに、Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして固定して、Ｓが鋼材表面に濃化してＮの侵入を阻害する作用を抑制し、窒化又は軟窒化処理による厚い化合物層の形成を促進する効果を有する元素である。
ＳをＭｎＳとして固定し無害化するためには、Ｍｎを、Ｍｎ／Ｓ≧７０を満たすように添加することが必要である。
また、Ｍｎは、高周波焼入れ前の組織のフェライト分率を低下させ、高周波焼入れ時の硬化能を高める効果を有する元素である。添加効果を得るためには、１．５％以上の添加が必要である。好ましくは、１．５５％以上であり、さらに好ましくは、１．６％以上である。
しかし、３．０％を超えると、鋼材製造時に硬くなり過ぎて、棒鋼切断性等に支障が生じるし、さらに、Ｍｎは、製鋼時の凝固段階でデンドライトの樹間に偏析して、鋼材を局部的に硬化して脆くする場合があるので、３．０％を上限とした。好ましい上限は、２．５９％、さらに好ましい上限は２．２９％である。
Ｓ：０．０００１〜０．０２５％
Ｓは、被削性を向上させる効果がある一方、鋼材表面に濃化して、軟窒化時に、Ｎの鋼材中への侵入を妨げる作用をなす軟窒化阻害元素である。
０．０２５％を超えると、軟窒化を阻害する作用が著しくなり、さらに、鍛造性も著しく劣化するので、被削性向上のため添加するとしても、０．０２５％以下に止めるべきである。好ましくは、０．０１９％以下、より好ましくは、０．００９％以下である。下限は、工業的限界の０．０００１％とした。
鋼中のＳを、ＭｎＳとして固定して無害化するために、３００００≧Ｍｎ／Ｓ≧７０とすることが必要である。
Ｍｎ／Ｓ：７０〜３００００
上述したように、Ｓが鋼材表面へ濃化するのを防止するため、Ｓに対する一定比以上のＭｎを添加して、ＳをＭｎＳとして固定し、Ｓの無害化を図らなければならない。
ＭｎとＳの添加量の比Ｍｎ／Ｓが７０未満であると、Ｓが鋼材表面に濃化し、窒化又は軟窒化時の化合物層の形成が妨げられるので、Ｍｎ／Ｓを７０以上とした。Ｍｎ／Ｓが７０以上であると添加効果が著しい。
Ｍｎの上限が設定され、Ｓの下限が設定されているので、特に、Ｍｎ／Ｓの上限を設定する必要はないが、Ｍｎ／Ｓ≒３００００で、Ｍｎの添加効果が飽和するので、上限を３００００とした。
図３は、鋼材に、後述する条件で軟窒化処理を施して得た、Ｍｎ／Ｓと化合物層の厚さ（μｍ）との関係を示す図である。図３から、Ｍｎ／Ｓを７０以上にすると、軟窒化処理を施したとき、厚みが１０μｍ以上の化合物層を得ることができることが解る。
Ｗ：０．００２５〜０．５％
Ｗは、Ｎとの親和性がよく、焼入れ性を高め、かつ、高周波加熱時のＮの拡散を促進して面疲労強度を高める作用をなす元素である。また、Ｗは、高周波焼入れ前の組織のフェライト分率を低下させ、高周波焼入れ時の硬化能を高める作用をなす元素である。
さらに、Ｗは、鋼中で偏析し難く、鋼の焼入れ性を均一に高めて、Ｍｎの偏析による焼入れ性の低下を補う作用をなす元素である。Ｗの添加効果を得るには、０．００２５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上である。
ただし、０．５％を超えると、切削性が悪化し、さらには、添加効果が飽和して経済性が損なわれるので、０．５％を上限とした。好ましい上限は、０．４０％であり、より好ましくは０．２５％である。
Ａｌ：０．００１〜０．５％
Ａｌは、Ａｌ窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入れ時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用し、さらに、焼入れ性を高めて、硬化層深さを増大する作用をなす元素である。また、Ａｌは、被削性向上にも有効な元素である。
添加効果を得るため、０．００１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．００５％以上、より好ましくは、０．０１０％以上である。
しかし、０．５％を超えて添加すると、析出物が粗大化して鋼を脆化させるので、上限を０．５％とした。好ましい上限は、０．３１％、より好ましくは、０．１４％である。
Ｎ：０．００３〜０．０２％
Ｎは、各種の窒化物を形成して、高周波焼入れ時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るため、０．００３％以上の添加が必要である。好ましくは、０．００５％以上、である。
しかし、０．０２％を超えて添加すると、鍛造性が悪化するので、０．０２％を上限とした。好ましい上限は、０．０１％である。
Ｐ：０．０００１〜０．０３％
Ｐは、粒界に偏析して靭性を低下する作用をなす元素である。そのため、極力低減する必要があり、０．０３％以下に制限する。好ましくは、０．０１％以下に制限する。下限は、工業的限界の０．０００１％とする。
Ｏ：０．０００１〜０．００５０％
Ｏは、Ａｌ２Ｏ３やＳｉＯ２等の酸化物系介在物として鋼中に存在するが、Ｏが多いと該酸化物が大型化してしまい、これを起点として動力伝達部品の破損に至るため、０．００５０％以下に制限する必要がある。
少ないほど好ましいので、０．００２０％以下が望ましく、さらに、高寿命を指向する場合は、０．００１５％以下が望ましい。下限は、工業的限界の０．０００１％とする。
次に、本発明の選択元素の成分組成について説明する。
［面圧疲労強度向上元素］
Ｃｒ：０．０１〜２．０％
Ｃｒは、鋼の窒化特性を高めるとともに、焼入層の軟化抵抗を高めて、面圧疲労強度を改善する効果を有する元素である。添加効果を得るため、０．０１％以上添加する。好ましくは、０．１％以上、より好ましくは、０．５２％以上である。
ただし、２．０％を超えて添加すると、切削性が悪化するので、２．０％を上限とした。好ましい上限は、１．７４％、より好ましい上限は、１．３０％である。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、焼入層の軟化抵抗を高めて、面圧疲労強度を高める効果と、焼入層を強靭化して曲げ疲労強度を高める効果を有する元素である。添加効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０５％以上、より好ましくは、０．１２％以上である。
ただし、１．０％を超えて添加しても、添加効果は飽和して、経済性を損ねるので、１．０％を上限とした。好ましい上限は、０．８０％、より好ましい上限は、０．６９％である。
Ｖ：０．０１〜１．０％
Ｖは、窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入処理時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．１０％以上、より好ましくは、０．２５％以上である。
しかし、１．０％を超えて添加しても、添加効果は飽和して、経済性を損ねるので、上限を１．０％とした。好ましい上限は、０．８０％、より好ましい上限は、０．６８％である。
本発明においては、面圧疲労強度を高めるため、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、及び、Ｖ：０．０１〜１．０％の１種又は２種以上を添加する。
［焼入れ性向上元素］
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂは、焼入れ性の向上に寄与する元素である。添加効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．００１％以上である。ただし、０．００５０％を超えて添加しても、添加効果は飽和するので、０．００５％を上限とした。好ましい上限は、０．００３％である。
［鋼材強化元素］
Ｎｂ：０．００５〜０．３％
Ｎｂは、窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入れ時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０１％以上、より好ましくは、０．０４％以上である。
しかし、０．３％を超えて添加して、添加効果は飽和して、経済性を損ねるので、上限を０．３％とした。好ましい上限は、０．２％、より好ましい上限は、０．１６％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．２％
Ｔｉは、窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入処理時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０２％以上、より好ましくは、０．０５％以上である。
しかし、０．２％を超えて添加すると、析出物が粗大化して、鋼を脆化させるので、上限を０．２％とした。好ましい上限は、０．１５％、より好ましい上限は、０．１１％である。
Ｎｉ：０．０５〜２．０％
Ｎｉは、靭性を、さらに高める元素である。添加効果を得るためには、０．０５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．１０％以上、より好ましくは、０．２１％以上である。
しかし、２．０％を超えて添加すると、切削性が悪化するので、２．０％を上限とした。好ましい上限は、１．５％、より好ましい上限は、０．９６％である。
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｃｕは、フェライトを強化し、焼入れ性の向上、耐食性の向上に有効な元素である。添加効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０９％以上、より好ましくは、０．１４％以上である。
しかし、２．０％を超えて添加しても、機械的性質の向上効果が飽和するので、２．０％を上限とした。好ましい上限は、１．５％、より好ましい上限は、０．９５％である。なお、Ｃｕは、特に、熱間延性を低下させ、圧延時の疵の原因となり易いので、Ｎｉと同時に添加することが好ましい。
本発明においては、鋼材を強化するため、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、及び、Ｃｕ：０．０１〜２．０％の１種又は２種以上を添加する。
［曲げ強度向上元素］
鋼部品に、曲げ疲労強度の向上が求められる場合、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、及び、Ｔｅ：０．０００５〜０．１％の１種又は２種以上を、鋼材に添加する。
上記元素は、歯車の曲げ疲労破壊や、軸部品のスプラインの底部の疲労破壊の原因となるＭｎＳの延伸を抑制して、曲げ疲労強度を、一層向上させる元素である。
添加効果を得るためには、Ｃａ：０．０００５％以上、Ｍｇ：０．０００５％以上、Ｚｒ：０．０００５％以上、Ｔｅ：０．０００５％以上の添加が必要である。好ましくは、Ｃａ：０．００１０％以上、Ｍｇ：０．００１０％以上、Ｚｒ：０．００１０％以上、Ｔｅ：０．００１０％以上である。
しかし、Ｃａ：０．０１％超、Ｍｇ：０．０１％超、Ｚｒ：０．０５％超、Ｔｅ：０．１％超を添加しても、添加効果は飽和して、経済性を損なうので、Ｃａ：０．０１％、Ｍｇ：０．０１％、Ｚｒ：０．０５％、Ｔｅ：０．１％を上限とした。好ましい上限は、Ｃａ：０．００５％、Ｍｇ：０．００５％、Ｚｒ：０．００５％、Ｔｅ：０．０７％である。
即ち、ＭｎＳの延伸抑制効果を得るために、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、及び、Ｔｅ：０．０００５〜０．１％の１種又は２種以上を添加する。
また、本発明においては、上記元素の他、本発明の効果を損なわない範囲で、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ、ＲＥＭ、Ｓｂを含有することができる。
次に、鋼部品の表層における窒化層の厚さと硬さについて説明する。
本発明の鋼部品は、本発明の鋼を加工した部品に、窒化又は軟窒化処理を施した後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、表面から深さ０．４ｍｍ以上にわたる表層が窒化層であり、かつ、表面から深さ０．２ｍｍまでの窒化層の硬さが、３００℃で焼戻ししたとき、ビッカース硬さで６５０以上であることを特徴とする。
窒化層の厚みが０．４ｍｍ未満であると、十分な硬さを有する表層の厚みが薄くなり、表面起点の破壊が起きる前に、内部破壊であるスポーリングが発生し、低寿命となるので、表面から深さ０．４ｍｍ以上にわたる表層を窒化層とする。
面疲労破壊は、高温化（３００℃前後）する稼動面において生じる表面起点の破壊であるので、高温強度の維持、つまり、焼戻し軟化抵抗を増大することが、面疲労強度の向上に有効である。
表面から深さ０．２ｍｍの窒化層において、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さが６５０未満であると、窒化層が高い面圧に耐えることができないので、表面から深さ０．２ｍｍまでの窒化層において、３００℃で焼戻ししたときのビッカース硬さを６５０以上とする。
実際の鋼部品において、軟窒化処理を施した後に高周波焼入れを施した鋼部品であることは、（ａ）鋼部品からミクロサンプルを採取し、ナイタール腐食液で腐食した後、光学顕微鏡で観察した組織分布、（ｂ）表面から芯部へかけて測定した硬さ分布、さらに、（ｃ）ＥＰＭＡで測定した表面から芯部へのＮ濃度分布により、判別することができる。
Ｎ濃度の高い窒化層を形成して、高い面疲労強度を得るためには、高周波熱処理時に分解してＮを供給する化合物層（主に、Ｆｅ３Ｎ、Ｆｅ４Ｎ等のＦｅ窒化物からなる層）を、鋼表面に形成する必要がある。このため、窒化処理又は軟窒化処理は、必要で重要な処理である。
鋼中に、十分な量のＮを拡散させ、鋼の表層に、硬くて、かつ、焼戻し軟化抵抗の高い窒化層を深く形成するためには、窒化又は軟窒化処理後の化合物層の厚さを１０μｍ以上とする必要がある。
６００℃を超える高温で、軟窒化処理を施すと、化合物層が薄く、さらに、化合物層中のＮ濃度が低くなるので、軟窒化温度は６００℃未満とする。軟窒化温度が低温であると、鋼材の熱処理変形や、粒界酸化等を防止することができるので、この点からも、軟窒化温度を６００℃未満とする。
厚い化合物層を形成するために、軟窒化処理温度は５００℃以上が好ましい。窒化層の深さは、軟窒化処理を長時間施しても、飽和状態になるので、軟窒化処理時間は１〜３時間が好ましい。
軟窒化処理後の冷却は、空冷、Ｎ２ガス冷却、油冷等、どの方法で行ってもよい。軟窒化処理としては、ガス軟窒化処理や、塩浴軟窒化処理を用いることができる。
鋼材表面に窒素を供給し、鋼材表層に１０μｍ以上の化合物層を形成する方法としては、軟窒化処理だけでなく、窒化処理も用いることができる。ここでいう窒化処理とは、軟窒化処理のように、ＮＨ３とＣＯ２（場合によっては、Ｎ２も）の混合雰囲気で処理する方法ではなく、ＮＨ３のみで長時間処理する表面硬化方法として、工業的に区別されている方法のことである。
軟窒化処理で鋼材表面に形成した化合物層を分解し、さらに、Ｎを鋼中へ拡散させて、Ｎ濃度の高い窒化層を、表面から深さ０．４ｍｍ以上のところまで深く形成し、表面から深さ０．２ｍｍまでの窒化層において、３００℃で焼戻ししたときのビッカース硬さが６５０以上の高い硬度を得るためには、軟窒化処理の後に、高周波加熱により、オーステナイト域に加熱して、焼入れを施すことが必要である。
高周波焼入れ時の加熱条件は、化合物層の分解を考慮して設定しなければならない。加熱温度は、オーステナイト化温度以上、９００℃未満とし、保持時間は、０．０５〜５秒とする必要がある。
ここで、図４に、高周波焼入れ後、表面から０．２ｍｍの位置におけるＮ濃度と、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さの関係を示す。図４から、ビッカース硬さを６５０以上とするためには、上記Ｎ濃度を０．３５％以上とする必要があることが解る。
加熱温度が９００℃以上であると、Ｎが不必要に内部まで拡散して、面疲労強度の向上に必要な、表面から０．２ｍｍまでの窒化層におけるＮ濃度が０．３５％未満となる。
その結果、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さが６５０未満になり、さらに、酸化層の増大により、機械的性質が劣化する。加熱温度が、オーステナイト化温度未満であると、マルテンサイト変態が起きず、高い表面硬度を得ることができない。
保持時間が０．０５秒未満であると、化合物層の分解や、生成したＮの拡散が不十分となり、一方、５秒を超えると、Ｎが不必要に内部まで拡散して、面疲労強度の向上に必要な、表面から０．２ｍｍまでの窒化層におけるＮ濃度が０．３５％未満となる。
その結果、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さが６５０未満になる。
高周波の周波数は、小型の鋼部品であれば、４００ｋＨｚ前後、大型の鋼部品であれば、５ｋＨｚ前後が基準となる。
焼入れに用いる冷媒は、水、ポリマー焼入れ材等、水系で冷却能が大きなものが好ましい。高周波焼入れ後は、通常、浸炭焼入れ品に準じて、１５０℃前後で低温焼戻しを施して、鋼部品の靭性を確保することが好ましい。
次に、鋼部品の表層組織について説明する。
本発明の鋼部品は、軟窒化処理を施した後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、表面から深さ５μｍ以上にわたる表層において、円相当径で０．１〜１μｍの空孔が、１００００個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする。
転がりによる面疲労が原因で破壊する、歯車のような鋼部材では、稼動面の潤滑が重要である。潤滑が不十分であれば、鋼材同士が接触して、焼付きや凝着が発生し、面疲労強度が低下する。
潤滑が十分な潤滑膜を形成するためには、稼動面に、潤滑剤油膜が途切れなく形成されるように、油溜まりを設けることが有効である。本発明においては、鋼材表層に、軟窒化処理で、Ｆｅ３Ｎ、Ｆｅ４Ｎ等のＦｅ窒化物を主体とする化合物層を形成し、その後、高周波加熱によりオーステナイト化して焼入れ処理を施して、窒化層を形成することを特徴とする。
窒化層は、化合物層の分解により生成するが、この時、化合物層中のＮが、内部へ拡散して、窒化層を形成するとともに、旧化合物層は、多数の空孔が分散する硬質な多孔質層となる。この空孔が油溜りとして機能して、潤滑効果が向上し、耐摩耗性及び耐久性が一層向上する。このことは、本発明者らが鋭意研究の結果見いだした知見である。
円相当径で０．１〜１μｍの空孔が、表面から５μｍ以上の深さの窒化層において、１００００個／ｍｍ２以上存在すると、油溜りとして有効に機能することを、本発明者らは、鋭意研究の結果、見いだした。
空孔の大きさ、及び、分布を、所要の範囲内に収めるためには、軟窒化条件、及び、高周波加熱条件を、適確に制御することが必要である。軟窒化処理で生成した化合物層中にも、多少の空孔が存在するので、油溜まり効果は発現するが、該化合物層は、極めて脆く、大きな加重に耐え切れないので、高い面疲労強度を得ることはできない。
空孔が粗大であると、表面粗さが劣化して、ピッチング等の面疲労の起点となり、面疲労強度を阻害するので、空孔の大きさを、円相当径で１μｍ以下に制限した。一方、空孔が小さ過ぎると、空孔が油溜りとして十分に機能しないので、空孔の大きさは、円相当径で０．１μｍ以上必要である。
空孔の数が少な過ぎると、空孔が油溜まりとして有効に機能しないので、表面から５μｍ以上の深さの窒化層において、１００００個／ｍｍ２以上存在する必要がある。
歯車の歯面等の摺動部材は、正常運転において、寿命に至るまで５μｍ以上摩耗するので、表面から５μｍ以上の深さまで、空孔が１００００個／ｍｍ２以上存在する必要がある。空孔の大きさと密度は、軟窒化条件、及び、高周波加熱条件に依存する。
窒化層を有効な多孔質層にするためには、高い面疲労強度を得ることができる軟窒化条件、及び、高周波焼入れ条件で、熱処理することが必須である。好ましくは、５８０℃以上、６００℃未満で軟窒化処理を行い、その後、８８０℃以上９００℃未満で、１秒以上４秒以下、高周波加熱を行うことが好ましい。
鋼部材の組織は、表層はマルテンサイトで、芯部はフェライト−パーライト組織のままとする必要がある。表層のみを焼入れして、マルテンサイト変態させ、表層に圧縮残留応力を付与すると、面疲労強度が向上する。芯部までマルテンサイト変態すると、表層の圧縮残留応力が減少して、面疲労強度が低下する。
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及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。
（実施例）
表１及び表２（表１の続き）に化学組成を示す各種鋼材を鍛造し、焼鈍を施した後、機械加工により、ローラーピッチング疲労試験に供する試験片、即ち、（ａ）直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する小ローラー試験片と、（ｂ）直径１３０ｍｍ、幅１８ｍｍの円筒部を有する大ローラー試験片を作製した。
さらに、焼戻しによる軟化抵抗を調査する硬さ試験に供する、直径２６ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を作製した。
小ローラー試験片及び大ローラー試験片については、軟窒化処理（Ｎ２（０．４５Ｎｍ３／ｈ）＋ＮＨ３（０．５Ｎｍ３／ｈ）＋ＣＯ２（０．０５Ｎｍ３／ｈ）の雰囲気中、所定温度で２時間窒化し、Ｎ２ガス中で冷却）を施し、次いで、高周波焼入れ（周波数１００ｋＨｚ）を施した。
高周波焼入れ時の冷媒は、水道水又はポリマー焼入剤を用いた。その後、１５０℃で６０分の焼戻し処理を施して、疲労試験に供した。
試験片の大ローラーと小ローラーを用いて、標準的な面疲労試験であるローラーピッチング疲労試験を行った。ローラーピッチング疲労試験は、小ローラーに、種々のヘルツ応力（面圧）で、大ローラーを押し付け、接触部での両試験片の回転方向を同一、滑り率を−４０％（接触部において、大ローラーの周速が、小ローラー試験片の周速より４０％大きい）として行った。
上記接触部に供給するギア油の油温は９０℃とした。試験打ち切り回数は、通常、鋼の疲労限を示す１０００万回（１０７回）とし、小ローラーにおいてピッチングが発生せず、１０００万回の回転数に達した最大ヘルツ応力を、小ローラーの疲労限とした。
ピッチング発生の検出は、試験機に備え付けた振動計で行い、振動検出後に、両ローラーの回転を停止して、ピッチングの発生と回転数を確認した。
硬さ測定試験片については、小ローラー試験片及び大ローラー試験片の場合と同じ条件で、軟窒化処理と高周波焼入れを施した。その後、３００℃で６０分の焼戻し処理を施して切断し、切断断面において、表面から芯部への硬さ分布を、ビッカース硬度計にて測定した。なお、焼入れた表層組織はマルテンサイトで、焼入れされていない芯部はフェライト−パーライト組織のままであった。
また、表面から０．２ｍｍの位置でのＮ濃度を、ＥＰＭＡで測定した。
円相当径で０．１〜１μｍの空孔の密度は、小ローラー試験片及び大ローラー試験片の場合と同じ条件で、軟窒化処理と高周波焼入れを施した試験片を、圧延方向と直角な面で切断して、樹脂に埋め込み、鏡面研摩して作製した表層組織を、画像処理により定量化して求めた。
測定は、３０００倍で、１視野５０μｍ２を４０視野以上について行い、測定値を、１ｍｍ２当たりの空孔数に換算して、密度を算出した。
試験結果を表３及び表４（表３の続き）に示す。
表３及び表４に示すように、実施例１〜３１の発明例は、いずれも、ローラーピッチング疲労試験による寿命が１０００万回（１０７回）以上であり、優れた面疲労強度（高い疲労試験寿命）を有していて、実施例３２〜５３の比較例に対し、良好な結果となっている。
ＭｎとＷを適正量添加した鋼材を用いた実施例１、２、及び、４〜１０の発明例においては、（ａ）６００℃未満の軟窒化処理で、厚さ１０μｍ以上の化合物層が形成され、（ｂ）オーステナイト化温度９００℃未満で０．０８〜４．９秒の高周波加熱後の焼入れにより、厚さ０．４ｍｍ以上の窒化層が形成され、（ｃ）高いＮ濃度により、表面から０．２ｍｍの位置で、３００℃焼戻しでのビッカース硬さ６５０以上が得られている。
その結果、実施例１、２、及び、４〜１０の発明例においては、優れた面疲労強度が得られている。
任意添加元素を添加した鋼材を用いた実施例１１、１３〜１９、及び、２１〜２５の発明例においても、ローラーピッチング疲労試験による寿命が１０００万回以上であり、良好な面疲労強度が得られている。
さらに、実施例３、１２、２０、及び、２６〜３１（空孔密度が１００００個／ｍｍ２以上）の発明例においても、ローラーピッチング疲労試験による寿命が１０００万回以上であり、良好な面疲労強度が得られている。
これに対し、化学成分が本発明で規定する範囲から外れた鋼種に、軟窒化処理を施した後、高周波焼入れを施した実施例３２〜３８の比較例においては、疲労試験寿命が、何れも、１０００万回に達していない。
特に、実施例３３、３４、及び、３８の比較例では、Ｍｎ／Ｓが低く、Ｓの表面濃化を防止することができず、その結果、軟窒化処理で生成する化合物層の厚さが薄く、高周波焼入れ後の鋼部品の窒化層の厚さは、０．４ｍｍ未満と小さく、表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は低く、３００℃焼戻しでのビッカース硬さも６５０未満と低い値を示している。
化学成分は本発明で規定する範囲内にあるが、高周波加熱条件が、本発明の条件から外れた実施例３９〜４２の比較例においては、何れも、軟窒化処理で十分な厚さの化合物層が生成しているものの、高周波加熱条件が十分でないため、疲労試験寿命が１０００万回に達していない。
例えば、実施例３９の比較例では、高周波加熱温度が高すぎて、Ｎが不必要に内部まで拡散し、窒化層の厚さは０．６５ｍｍと本発明の範囲内にあるものの、鋼部品の表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．２０％と低く、３００℃焼戻しビッカース硬さも、５７５で、６５０に達せず、さらに、表層に酸化層が生成して、疲労寿命が短い。
また、実施例４１の比較例では、高周波加熱時間が長すぎて、Ｎが不必要に内部まで拡散し、窒化層の厚さは０．７０ｍｍと本発明の範囲内にあるものの、鋼部品の表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．２７％と低く、３００℃焼戻しビッカース硬さが４７１と低く、疲労寿命が短い。
軟窒化処理条件が本発明の条件から外れた実施例４３〜４４の比較例においては、何れも、化合物層も厚みが薄いので、鋼部品の窒化層の厚さは薄く、疲労寿命が１０００万回に達していない。
例えば、実施例４４の比較例では、化学成分は本発明で規定する範囲内にあり、表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．３６％と高く、３００℃で焼戻ししたときのビッカース硬さも６５１と高い値を示すものの、軟窒化温度が低過ぎるため、化合物層の厚みが薄く、鋼部品の窒化層の厚さも０．２５ｍｍと薄く、疲労寿命が短い。
化学成分と軟窒化処理条件が本発明の範囲から外れた実施例４５の比較例においては、Ｍｎ／Ｓが小さいことと、軟窒化温度が高過ぎることにより、化合物層の厚みが薄く、さらに、Ｗ無添加のため、鋼部品の窒化層の厚さは０．１５ｍｍと薄く、表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．０６％と低く、３００℃で焼戻ししたときのビッカース硬さも、３８８と、６５０に達せず、疲労寿命が短い。
化学成分と高周波加熱条件が本発明の範囲から外れた実施例４６〜５１の比較例においては、何れも、化合物層の厚みが薄いので、鋼部品の窒化層の厚さは薄く、表面から深さ０．２ｍｍまでにおける３００℃焼戻し硬さは低く、疲労寿命が１０００万回に達していない。
例えば、実施例４８の比較例では、Ｍｎ／Ｓが小さいため、化合物層の厚さは薄く、また、Ｗ無添加で、高周波加熱温度が高いために、鋼部品の窒化層の厚さは０．１２ｍｍと小さく、表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．１８％で、３００℃焼戻し硬さは５８０と低く、疲労寿命は短い。
化学成分が本発明で規定する範囲を外れ、さらに、軟窒化処理条件と高周波加熱条件が本発明の範囲から外れた実施例５２〜５３の比較例においても、化合物層の厚みが薄いので、鋼部品の窒化層の厚さは薄く、表面から深さ０．２ｍｍまでにおける３００℃焼戻し硬さは低く、疲労寿命が１０００万回に達していない。
例えば、実施例５３の比較例では、Ｍｎ／Ｓは７０以上であるが、軟窒化温度が高いため、化合物層の厚さは薄く、また、Ｗ無添加で、高周波加熱温度が高いために、鋼部品の窒化層の厚さは０．３０ｍｍと薄く、表面から０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．０８％で、３００℃焼戻し硬さは５３５と低く、疲労寿命は、非常に短い。
以上の結果から、（ａ）適正量のＭｎ、Ｗの添加、及び、（ｂ）適正な条件での軟窒化処理とその後の高周波焼入れを行ない、適正な窒化層厚さと硬さを得ている発明例では、優れた面疲労強度が得られていることが解る。
（実施例）
表１及び表２（表１の続き）に化学組成を示す各種鋼材を鍛造し、焼鈍を施した後、機械加工により、ローラーピッチング疲労試験に供する試験片、即ち、（ａ）直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する小ローラー試験片と、（ｂ）直径１３０ｍｍ、幅１８ｍｍの円筒部を有する大ローラー試験片を作製した。
さらに、焼戻しによる軟化抵抗を調査する硬さ試験に供する、直径２６ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を作製した。
高周波焼入れ時の冷媒は、水道水又はポリマー焼入剤を用いた。その後、１５０℃で６０分の焼戻し処理を施して、疲労試験に供した。
試験片の大ローラーと小ローラーを用いて、標準的な面疲労試験であるローラーピッチング疲労試験を行った。ローラーピッチング疲労試験は、小ローラーに、種々のヘルツ応力（面圧）で、大ローラーを押し付け、接触部での両試験片の回転方向を同一、滑り率を−４０％（接触部において、大ローラーの周速が、小ローラー試験片の周速より４０％大きい）として行った。
上記接触部に供給するギア油の油温は９０℃とした。試験打ち切り回数は、通常、鋼の疲労限を示す１０００万回（１０７回）とし、小ローラーにおいてピッチングが発生せず、１０００万回の回転数に達した最大ヘルツ応力を、小ローラーの疲労限とした。
ピッチング発生の検出は、試験機に備え付けた振動計で行い、振動検出後に、両ローラーの回転を停止して、ピッチングの発生と回転数を確認した。
硬さ測定試験片については、小ローラー試験片及び大ローラー試験片の場合と同じ条件で、軟窒化処理と高周波焼入れを施した。その後、３００℃で６０分の焼戻し処理を施して切断し、切断断面において、表面から芯部への硬さ分布を、ビッカース硬度計にて測定した。なお、焼入れた表層組織はマルテンサイトで、焼入れされていない芯部はフェライト−パーライト組織のままであった。
また、表面から０．２ｍｍの位置でのＮ濃度を、ＥＰＭＡで測定した。
円相当径で０．１〜１μｍの空孔の密度は、小ローラー試験片及び大ローラー試験片の場合と同じ条件で、軟窒化処理と高周波焼入れを施した試験片を、圧延方向と直角な面で切断して、樹脂に埋め込み、鏡面研摩して作製した表層組織を、画像処理により定量化して求めた。
測定は、３０００倍で、１視野５０μｍ２を４０視野以上について行い、測定値を、１ｍｍ２当たりの空孔数に換算して、密度を算出した。
試験結果を表３及び表４（表３の続き）に示す。
ＭｎとＷを適正量添加した鋼材を用いた実施例１、２、及び、４〜１０の発明例においては、（ａ）６００℃未満の軟窒化処理で、厚さ１０μｍ以上の化合物層が形成され、（ｂ）オーステナイト化温度９００℃未満で０．０８〜４．９秒の高周波加熱後の焼入れにより、厚さ０．４ｍｍ以上の窒化層が形成され、（ｃ）高いＮ濃度により、表面から０．２ｍｍの位置で、３００℃焼戻しでのビッカース硬さ６５０以上が得られている。
その結果、実施例１、２、及び、４〜１０の発明例においては、優れた面疲労強度が得られている。
任意添加元素を添加した鋼材を用いた実施例１１、１３〜１９、及び、２１〜２５の発明例においても、ローラーピッチング疲労試験による寿命が１０００万回以上であり、良好な面疲労強度が得られている。
さらに、実施例３、１２、２０、及び、２６〜３１（空孔密度が１００００個／ｍｍ２以上）の発明例においても、ローラーピッチング疲労試験による寿命が１０００万回以上であり、良好な面疲労強度が得られている。
これに対し、化学成分が本発明で規定する範囲から外れた鋼種に、軟窒化処理を施した後、高周波焼入れを施した実施例３２〜３８の比較例においては、疲労試験寿命が、何れも、１０００万回に達していない。
特に、実施例３３、３４、及び、３８の比較例では、Ｍｎ／Ｓが低く、Ｓの表面濃化を防止することができず、その結果、軟窒化処理で生成する化合物層の厚さが薄く、高周波焼入れ後の鋼部品の窒化層の厚さは、０．４ｍｍ未満と小さく、表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は低く、３００℃焼戻しでのビッカース硬さも６５０未満と低い値を示している。
化学成分は本発明で規定する範囲内にあるが、高周波加熱条件が、本発明の条件から外れた実施例３９〜４２の比較例においては、何れも、軟窒化処理で十分な厚さの化合物層が生成しているものの、高周波加熱条件が十分でないため、疲労試験寿命が１０００万回に達していない。
例えば、実施例３９の比較例では、高周波加熱温度が高すぎて、Ｎが不必要に内部まで拡散し、窒化層の厚さは０．６５ｍｍと本発明の範囲内にあるものの、鋼部品の表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．２０％と低く、３００℃焼戻しビッカース硬さも、５７５で、６５０に達せず、さらに、表層に酸化層が生成して、疲労寿命が短い。
また、実施例４１の比較例では、高周波加熱時間が長すぎて、Ｎが不必要に内部まで拡散し、窒化層の厚さは０．７０ｍｍと本発明の範囲内にあるものの、鋼部品の表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．２７％と低く、３００℃焼戻しビッカース硬さが４７１と低く、疲労寿命が短い。
軟窒化処理条件が本発明の条件から外れた実施例４３〜４４の比較例においては、何れも、化合物層も厚みが薄いので、鋼部品の窒化層の厚さは薄く、疲労寿命が１０００万回に達していない。
例えば、実施例４４の比較例では、化学成分は本発明で規定する範囲内にあり、表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．３６％と高く、３００℃で焼戻ししたときのビッカース硬さも６５１と高い値を示すものの、軟窒化温度が低過ぎるため、化合物層の厚みが薄く、鋼部品の窒化層の厚さも０．２５ｍｍと薄く、疲労寿命が短い。
化学成分と軟窒化処理条件が本発明の範囲から外れた実施例４５の比較例においては、Ｍｎ／Ｓが小さいことと、軟窒化温度が高過ぎることにより、化合物層の厚みが薄く、さらに、Ｗ無添加のため、鋼部品の窒化層の厚さは０．１５ｍｍと薄く、表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．０６％と低く、３００℃で焼戻ししたときのビッカース硬さも、３８８と、６５０に達せず、疲労寿命が短い。
化学成分と高周波加熱条件が本発明の範囲から外れた実施例４６〜５１の比較例においては、何れも、化合物層の厚みが薄いので、鋼部品の窒化層の厚さは薄く、表面から深さ０．２ｍｍまでにおける３００℃焼戻し硬さは低く、疲労寿命が１０００万回に達していない。
例えば、実施例４８の比較例では、Ｍｎ／Ｓが小さいため、化合物層の厚さは薄く、また、Ｗ無添加で、高周波加熱温度が高いために、鋼部品の窒化層の厚さは０．１２ｍｍと小さく、表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．１８％で、３００℃焼戻し硬さは５８０と低く、疲労寿命は短い。
化学成分が本発明で規定する範囲を外れ、さらに、軟窒化処理条件と高周波加熱条件が本発明の範囲から外れた実施例５２〜５３の比較例においても、化合物層の厚みが薄いので、鋼部品の窒化層の厚さは薄く、表面から深さ０．２ｍｍまでにおける３００℃焼戻し硬さは低く、疲労寿命が１０００万回に達していない。
例えば、実施例５３の比較例では、Ｍｎ／Ｓは７０以上であるが、軟窒化温度が高いため、化合物層の厚さは薄く、また、Ｗ無添加で、高周波加熱温度が高いために、鋼部品の窒化層の厚さは０．３０ｍｍと薄く、表面から０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．０８％で、３００℃焼戻し硬さは５３５と低く、疲労寿命は、非常に短い。
以上の結果から、（ａ）適正量のＭｎ、Ｗの添加、及び、（ｂ）適正な条件での軟窒化処理とその後の高周波焼入れを行ない、適正な窒化層厚さと硬さを得ている発明例では、優れた面疲労強度が得られていることが解る。
本発明によれば、自動車等の動力伝達部品に適用できる表面硬化用構造用鋼を提供するとともに、高い面圧疲労強度を有する鋼部品、特に、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ等の機械構造鋼部品を提供することができる。その結果、本発明は、自動車の高出力化及び低コスト化等に大きく貢献するので、産業上の利用可能性が大きいものである。
本発明は、表面硬化用機械構造用鋼と、特に、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ等の自動車等の動力伝達部品用に適用する高い面疲労強度を有する機械構造鋼部品に関するものである。
機械構造鋼部品、例えば、自動変速機の歯車や、無段変速機のシーブ、等速ジョイント、ハブ等の動力伝達部品には、高い面疲労強度が要求される。
従来、一般に、上記部品には、素材として、ＪＩＳのＳＣｒ４２０や、ＳＣＭ４２０等の、Ｃが０．２％前後の肌焼鋼を用い、該素材を部品に加工した後、浸炭焼入れして、部品表面に、Ｃが０．８％前後のマルテンサイト組織の硬化層を形成し、面疲労強度を高めて使用している。
しかし、浸炭焼入れは、９５０℃前後の高温でのオーステナイト変態を伴い、５〜１０時間、場合によっては、１０時間以上もの長時間処理となるので、結晶粒の粗大化による熱処理変形（焼入れ歪）が大きくなることは避け難い。
このため、鋼部品に高い精度が要求される場合には、浸炭焼入れした後、鋼部品に、研削や、ホーニング等の仕上げ加工を施さなければならない。
このことに加え、近年、自動車エンジン等の騒音を低減する要求が高まっていることから、浸炭焼入れに比べて熱歪が小さい表面硬化法である高周波焼入れや、軟窒化処理が注目されている。
高周波焼入れは、鋼材表層部の必要な部分のみを、短時間の加熱でオーステナイト化して焼入れする方法であるので、焼入れ歪が小さく、精度良く表面硬化部品を得ることができる。しかし、高周波焼入れのみで、浸炭焼入れ材と同等の硬さを得ようとすると、０．８％以上のＣ添加が必要となる。
鋼中のＣ量が、０．８％以上になると、面疲労強度の向上には不必要な内部硬さも上昇し、被削性が著しく劣化するので、むやみに、鋼中のＣ量を増加することはできない。高周波焼入れのみで面疲労強度を向上させるのには限界がある。
軟窒化処理は、変態点以下の５００〜６００℃の温度域で、主として、窒素と炭素を、同時に、鋼材表面に拡散・浸透させて硬化層を形成し、耐摩耗性、耐焼付性、耐疲労性等を向上させる表面硬化法である。
鋼材表面には、拡散した窒素により、窒化物が生成する。通常、鋼材の最表面には、主に、Ｆｅ3Ｎ、Ｆｅ4Ｎ等のＦｅ窒化物からなる化合物層が形成され、その内部には、Ｎが拡散した窒化層が形成される。
軟窒化処理は、低温で行うことができ、しかも、浸炭処理に比べ、処理時間が２〜４時間程度の短時間でよいので、低歪が要求される鋼部品の製造に、多く適用されている。しかし、軟窒化処理だけでは、硬化層深さが浅いので、高い面圧が加わるトランスミッション歯車等には適用することができない。
最近、高周波焼入れと軟窒化処理の欠点を補い、より優れた機械的性質、特に、より優れた面疲労強度を得る手法として、軟窒化処理の後に高周波焼入れを施すことが試みられている（特許文献１〜７、参照）。
例えば、特許文献１には、高周波焼入れとガス軟窒化処理を組み合せて、それぞれの欠点を補い、優れた機械的性質、特に、軟化抵抗の向上による高い面疲労強度を得る方法が開示されている。
しかし、特許文献１の方法では、表面硬度は高いものの、窒化層中のＮ濃度が低いため、高温硬さが低くて、稼動中に高温となる歯車等の表面で、十分な軟化抵抗が得られず、結局、高い面疲労強度が得られていない。
特許文献２にも、高周波焼入れと軟窒化処理を組み合せて、機械的強度に優れた機械構造用部品を製造する方法が開示されている。特許文献２の方法では、窒化物の固溶のために、９００℃以上１２００℃以下の高温での高周波加熱を必要とする。
しかし、窒化物の分解、拡散を促進する、Ｎとの親和性の高い元素の添加量が不足しているため、高温加熱とならざるを得ない。そのため、鋼材表面における酸化層の生成が著しくなり、機械的性質が大きく劣化してしまう。
また、特許文献２の方法では、厚い化合物層を形成するための手法が考慮されていないので、高い面圧の下で、良好な面疲労強度を得ることはできない。
特許文献３には、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０３〜１．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、残部Ｆｅ及び不純物よりなる鋼に対し、窒化層深さが１５０μｍ以上となる条件で軟窒化処理を行った後、窒化層がオーステナイト化する条件で高周波焼入れを行うことを特徴とする機械的強度に優れた機械構造部品の製造方法が開示されている。
しかし、特許文献３の製造方法においては、面疲労強度を高めるため、所要の厚さの窒化層を形成することは考慮されていない。
特許文献４には、部品形状に加工された鉄系材料に軟窒化処理を行って表面層に窒素を拡散浸透させ化合物層を形成させた後、化合物層が消失し新たに生成した表層の拡散層が脱窒されて最表面に多孔質層が形成されるような条件で高周波焼入れを行うことを特徴とする機械部品の熱処理方法が開示されている。
しかし、特許文献４の熱処理方法においては、面疲労強度を高めるため、所要の厚さの窒化層を形成することは考慮されていない。
特許文献５には、カムフォロア装置に用いるローラー支持軸であって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｗを合計で１．０〜２０．０重量％、ＣとＮを合計で０．５〜１．２重量％、それぞれ含有し、残りを不可避不純物とＦｅとした鉄系合金製で、表面を窒化処理した後に、両端部を除く外周面部分に高周波焼き入れを施したローラー支持軸が開示されている。
しかし、特許文献５のローラー支持軸においては、面疲労強度を高めるため、所要の厚さの窒化層を形成することは考慮されていない。
特許文献６にも、高周波焼入れと窒化処理を組み合せて、優れた機械的性質を得る方法が開示されている。しかし、特許文献６の方法における窒化処理は、６００℃以上の高温で行うので、化合物層の層厚は薄く、さらに、その中のＮ濃度は低いので、高周波焼入れ時に分解して拡散するＮ量も少ない。
結局、特許文献６の窒化処理では、化合物層を形成することができても、厚くてＮ濃度の高い窒化層を形成することは難しいので、高周波焼入れと組み合せても、軟化抵抗が高く面疲労強度の良好な窒化層を形成することはできない。
特許文献７には、質量％で、Ｃ：０．３０％超、０．５０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｍｏ：０．３％以上、０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表面に、厚さ５０μｍ以下でかつビッカース硬度７５０以上の硬化層を有し、該硬化層以外の組織が、旧オーステナイト粒径１０μｍ以下でかつマルテンサイト分率が９０％以上で、ビッカース硬度が４５０以上７５０未満であることを特徴とする強度、延性、靭性、耐磨耗性に優れた機械構造用鋼が開示されている。
しかし、特許文献７の機械構造用鋼は、所要の厚さの窒化層を形成し、面疲労強度を高めたものでないので、無段変速機の金属ベルトに適用できても、自動変速機の歯車や、無段変速機のシーブ、等速ジョイント、ハブ等の、高い面圧がかかる動力伝達部品に適用するのは難しい。
いずれにしても、高い面圧がかかる動力伝達部品に適用できる表面硬化用構造用鋼は、これまで提案されていない。
本発明は、上記実情に鑑み、高周波焼入れ、又は、軟窒化処理のみでは、表面硬さ及び内部硬さが低いという欠点を、高周波焼入れと軟窒化処理を組み合せることにより、相互に補い、（ｉ）従来の軟窒化高周波焼入れ鋼部品では得られない、高い表面硬さ、内部硬さ、及び、焼戻し軟化抵抗を備え、さらに、（ii）稼動面で十分な潤滑膜を形成して、面疲労強度に優れる機械構造用鋼部品と、該鋼部品に用いる表面硬化用機械構造用鋼を提供することを課題とする。
鋼部品の面疲労強を高めるには、(ｉ)表面硬さの向上、(ii)硬化層深さの増大、及び、(iii)高温化（３００℃前後）する稼動面で高温強度を維持するための軟化抵抗の向上、が有効である。さらに、稼動面同士の焼付きや、凝着を防止するためには、十分な潤滑膜を形成することが有効である。
これらのことを踏まえ、本発明者らは、軟窒化処理と高周波熱処理の組合せによる鋼部品の表面硬化について鋭意研究し、以下の知見を得るに至った。
（ａ）軟化抵抗を増大するためには、Ｎ濃度が高い窒化層を形成することが有効である。窒化処理のみでは、化合物層を形成することができても、Ｎ濃度が高くて厚い窒化層を形成することは難しく、軟化抵抗を増大することは不可能である。
軟化抵抗を増大するためには、軟窒化時に形成される化合物層（主に、Ｆｅ3Ｎ、Ｆｅ4Ｎ等のＦｅ窒化物からなる層）をＮの供給源とし、その後に行う高周波加熱で化合物を分解して、鋼中に、十分な量のＮを拡散させる必要がある。
ここで、図１に、軟窒化材と、軟窒化＋高周波焼入れ材における、表面から芯部方向の断面硬さ分布の一例を示す。
軟窒化材においては、窒化層の最表層（図２（ａ）、参照。図２（ａ）については後述する。）に、化合物層が形成されて、図１に示すように、非常に高い硬さを示すが、化合物層の厚さは薄い。
そして、高周波加熱で、最表層の化合物層が分解し、Ｎが内部に拡散して、最表層の硬さは、やや低くなるが、面疲労強度の向上に有効な硬化層（窒化層）が増加していることが解る。
なお、焼入れを施した軟窒化材の表層組織はマルテンサイトで、芯部はフェライト−パーライト組織である。
高周波焼入れで分解する化合物層の厚さを１０μｍ以上とすると、高いＮ濃度の窒化層を厚くすることができる。窒化処理で形成される化合物層は、窒化条件によっては、脆い化合物層となり、機械的性質を劣化させる場合があるので、通常は、化合物層の厚さを薄くする努力がなされている。
これに対し、本発明では、化合物層の厚さを積極的に厚くして、化合物層の特性を積極的に活用することを特徴とする。即ち、本発明では、化合物層の厚さを厚くすることで、高周波焼入れ時に、Ｎを多く含むマルテンサイトを形成し、軟化抵抗の高い組織を得るものである。
本発明においては、軟化抵抗の高い組織の形成により、高温時の軟化抵抗が、飛躍的に増大する。
（ｂ）軟窒化時に、厚い化合物層を形成するためには、Ｆｅ−Ｎ化合物の生成を妨げるＳを低減することが必要である。鋼材中のＳは、単独で固溶していると、鋼材表面へ濃化して、窒化を阻害する。このＳの作用を抑制するため、一定以上の量のＭｎを添加し、ＭｎＳとして、Ｓを固定し無害化する。
Ｍｎは、Ｍｎ／Ｓ≧７０を満たす量添加すると、Ｓの作用を抑制し、化合物層の形成に顕著な効果を発揮する。ただし、Ｍｎ／Ｓは、３００００以下が好ましい。
（ｃ）高周波加熱時に、化合物層の分解と、Ｎの鋼中への拡散を促進して、窒化層深さを増大するためには、Ｎとの親和性の高いＷを、所要量添加する必要がある。Ｗの添加により、窒化層中のＮ濃度が著しく増加し、さらに、窒化層の深さが増大して、軟化抵抗が向上する。
Ｗの添加で、９００℃未満の低温でも、十分にＮの拡散を促進することができる。このように、加熱温度を低くすることができるので、結晶粒径の微細化効果と、酸化層の低減効果により、機械的性質の劣化を防止することができる。
（ｄ）稼動面の焼付きや凝着を防止するためには、潤滑剤の油膜が途切れなく形成されるように、油溜まりを設けることが有効である。本発明においては、鋼材表層に、軟窒化処理で化合物層を形成し、その後の高周波加熱でオーステナイト化して、焼入れを施すことで、窒化層を形成することを特徴とする。
図２に、光学顕微鏡及び走査型電子顕微鏡で観察した窒化層の一例を示す。図２（ａ）は、光学顕微鏡写真で観察した窒化層を示し、図２（ｂ）は、走査型電子顕微鏡で観察した窒化層（層部拡大）を示す。
図２（ｂ）から、窒化層は、化合物層の分解により、油溜まりとして機能する多数の空孔が存在する硬質な多孔質層となっていることが解る。窒化層中に空孔が多数存在することにより、潤滑効果が向上し、耐摩耗性及び耐久性が一層向上する。
軟窒化及び高周波加熱条件を制御することにより、空孔を、円相当径で０．１μｍ以上１μｍ以下の寸法で、１００００個／ｍｍ2以上の密度で、表面から５μｍ以上の深さで、窒化層中に存在させることができる。窒化層中の空孔は、油溜りとして、有効に機能を発揮する。
本発明は、上記知見に基づいて完成したものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．３〜０．６％、
Ｓｉ：０．０２〜２．０％、
Ｍｎ：１．５％〜３．０％、
Ｗ：０．００２５〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．００３〜０．０２％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２５％、
Ｐ：０．０００１〜０．０３％、及び、
Ｏ：０．０００１〜０．００５％
を含有し、
Ｍｎ／Ｓが７０以上３００００以下であり、
残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする表面硬化用機械構造用鋼。
Ｃ：０．３〜０．６％、
Ｓｉ：０．０２〜２．０％、
Ｍｎ：１．５％〜３．０％、
Ｗ：０．００２５〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．００３〜０．０２％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２５％、
Ｐ：０．０００１〜０．０３％、及び、
Ｏ：０．０００１〜０．００５％
を含有し、
Ｍｎ／Ｓが７０以上３００００以下であり、
残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする表面硬化用機械構造用鋼。
（２）さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
を含有することを特徴とする上記（１）に記載の表面硬化用機械構造用鋼。
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
を含有することを特徴とする上記（１）に記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（３）さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、及び、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の表面硬化用機械構造用鋼。
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、及び、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（４）さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、及び、
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、及び、
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（５）前記機械構造用鋼が、窒化処理の後、高周波焼入れを施す鋼であることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（６）前記窒化処理が軟窒化処理であることを特徴とする上記（５）に記載の表面硬化用機械構造用鋼。
（７）上記（１）〜（６）のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼を加工し、窒化処理の後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、表面から深さ０．４ｍｍ以上にわたる表層が窒化層であり、かつ、表面から深さ０．２ｍｍまでの窒化層の硬さが、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さで６５０以上であることを特徴とする機械構造鋼部品。
（８）前記窒化処理が軟窒化処理であることを特徴とする上記（７）に記載の機械構造鋼部品。
（９）前記窒化層内の表面から深さ５μｍ以上にわたる窒化層に、円相当径で、０．１〜１μｍの空孔が、１００００個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする上記（７）又は（８）に記載の機械構造鋼部品。
本発明によれば、自動車等の動力伝達部品に適用できる表面硬化用構造用鋼を提供するとともに、高い面疲労強度を有する鋼部品、特に、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ等の機械構造鋼部品を提供することができる。
本発明は、高い面疲労強度が要求される鋼部品を製造するため、ＭｎとＷを適正量添加した鋼に、窒化又は軟窒化処理を施した後、高周波焼入れを施して、Ｎ濃度の高い窒化層を深く形成し、硬さ及び軟化抵抗を高めることを基本思想とする。
まず、本発明の基本となる成分組成を規定する理由について説明する。ここで、％は、質量％を意味する。
Ｃ：０．３〜０．６％
Ｃは、鋼の強度を得るために重要な元素である。特に、高周波焼入れ前の組織のフェライト分率を低減し、高周波焼入れ時の硬化能を向上させ、硬化層深さを大きくするために必要な元素である。
Ｃは、鋼の強度を得るために重要な元素である。特に、高周波焼入れ前の組織のフェライト分率を低減し、高周波焼入れ時の硬化能を向上させ、硬化層深さを大きくするために必要な元素である。
０．３％未満では、フェライト分率が高く、高周波焼入れ時の硬化が不足するので、下限を０．３％とした。好ましい下限は、０．３６％である。
一方、多すぎると、鋼部品製作時の切削性や鍛造性が著しく低下し、さらに、高周波焼入れ時に焼割れが発生する可能性が大きくなるので、上限を０．６％とした。好ましい上限は、０．５３％である。
Ｓｉ：０．０２〜２．０％
Ｓｉは、焼入層の軟化抵抗を高めて、面疲労強度を高める効果を有する元素である。その効果を得るには、０．０２％以上の添加が必要である。好ましくは、０．１％以上、より好ましくは０．２５％以上添加する。
Ｓｉは、焼入層の軟化抵抗を高めて、面疲労強度を高める効果を有する元素である。その効果を得るには、０．０２％以上の添加が必要である。好ましくは、０．１％以上、より好ましくは０．２５％以上添加する。
しかし、２．０％を超えると、鍛造時の脱炭が著しくなるので、２．０％を上限とした。好ましい上限は１．４４％である。
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ｍｎは、焼入れ性の向上、軟化抵抗の増大により、面疲労強度を高めるのに有効な元素である。さらに、Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして固定して、Ｓが鋼材表面に濃化してＮの侵入を阻害する作用を抑制し、窒化又は軟窒化処理による厚い化合物層の形成を促進する効果を有する元素である。
Ｍｎは、焼入れ性の向上、軟化抵抗の増大により、面疲労強度を高めるのに有効な元素である。さらに、Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして固定して、Ｓが鋼材表面に濃化してＮの侵入を阻害する作用を抑制し、窒化又は軟窒化処理による厚い化合物層の形成を促進する効果を有する元素である。
ＳをＭｎＳとして固定し無害化するためには、Ｍｎを、Ｍｎ／Ｓ≧７０を満たすように添加することが必要である。
また、Ｍｎは、高周波焼入れ前の組織のフェライト分率を低下させ、高周波焼入れ時の硬化能を高める効果を有する元素である。添加効果を得るためには、１．５％以上の添加が必要である。好ましくは、１．５５％以上であり、さらに好ましくは、１．６％以上である。
しかし、３．０％を超えると、鋼材製造時に硬くなり過ぎて、棒鋼切断性等に支障が生じるし、さらに、Ｍｎは、製鋼時の凝固段階でデンドライトの樹間に偏析して、鋼材を局部的に硬化して脆くする場合があるので、３．０％を上限とした。好ましい上限は、２．５９％、さらに好ましい上限は２．２９％である。
Ｓ：０．０００１〜０．０２５％
Ｓは、被削性を向上させる効果がある一方、鋼材表面に濃化して、軟窒化時に、Ｎの鋼材中への侵入を妨げる作用をなす軟窒化阻害元素である。
Ｓは、被削性を向上させる効果がある一方、鋼材表面に濃化して、軟窒化時に、Ｎの鋼材中への侵入を妨げる作用をなす軟窒化阻害元素である。
０．０２５％を超えると、軟窒化を阻害する作用が著しくなり、さらに、鍛造性も著しく劣化するので、被削性向上のため添加するとしても、０．０２５％以下に止めるべきである。好ましくは、０．０１９％以下、より好ましくは、０．００９％以下である。下限は、工業的限界の０．０００１％とした。
鋼中のＳを、ＭｎＳとして固定して無害化するために、３００００≧Ｍｎ／Ｓ≧７０とすることが必要である。
Ｍｎ／Ｓ：７０〜３００００
上述したように、Ｓが鋼材表面へ濃化するのを防止するため、Ｓに対する一定比以上のＭｎを添加して、ＳをＭｎＳとして固定し、Ｓの無害化を図らなければならない。
上述したように、Ｓが鋼材表面へ濃化するのを防止するため、Ｓに対する一定比以上のＭｎを添加して、ＳをＭｎＳとして固定し、Ｓの無害化を図らなければならない。
ＭｎとＳの添加量の比Ｍｎ／Ｓが７０未満であると、Ｓが鋼材表面に濃化し、窒化又は軟窒化時の化合物層の形成が妨げられるので、Ｍｎ／Ｓを７０以上とした。Ｍｎ／Ｓが７０以上であると添加効果が著しい。
Ｍｎの上限が設定され、Ｓの下限が設定されているので、特に、Ｍｎ／Ｓの上限を設定する必要はないが、Ｍｎ／Ｓ≒３００００で、Ｍｎの添加効果が飽和するので、上限を３００００とした。
図３は、鋼材に、後述する条件で軟窒化処理を施して得た、Ｍｎ／Ｓと化合物層の厚さ（μｍ）との関係を示す図である。図３から、Ｍｎ／Ｓを７０以上にすると、軟窒化処理を施したとき、厚みが１０μｍ以上の化合物層を得ることができることが解る。
Ｗ：０．００２５〜０．５％
Ｗは、Ｎとの親和性がよく、焼入れ性を高め、かつ、高周波加熱時のＮの拡散を促進して面疲労強度を高める作用をなす元素である。また、Ｗは、高周波焼入れ前の組織のフェライト分率を低下させ、高周波焼入れ時の硬化能を高める作用をなす元素である。
Ｗは、Ｎとの親和性がよく、焼入れ性を高め、かつ、高周波加熱時のＮの拡散を促進して面疲労強度を高める作用をなす元素である。また、Ｗは、高周波焼入れ前の組織のフェライト分率を低下させ、高周波焼入れ時の硬化能を高める作用をなす元素である。
さらに、Ｗは、鋼中で偏析し難く、鋼の焼入れ性を均一に高めて、Ｍｎの偏析による焼入れ性の低下を補う作用をなす元素である。Ｗの添加効果を得るには、０．００２５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上である。
ただし、０．５％を超えると、切削性が悪化し、さらには、添加効果が飽和して経済性が損なわれるので、０．５％を上限とした。好ましい上限は、０．４０％であり、より好ましくは０．２５％である。
Ａｌ：０．００１〜０．５％
Ａｌは、Ａｌ窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入れ時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用し、さらに、焼入れ性を高めて、硬化層深さを増大する作用をなす元素である。また、Ａｌは、被削性向上にも有効な元素である。
Ａｌは、Ａｌ窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入れ時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用し、さらに、焼入れ性を高めて、硬化層深さを増大する作用をなす元素である。また、Ａｌは、被削性向上にも有効な元素である。
添加効果を得るため、０．００１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．００５％以上、より好ましくは、０．０１０％以上である。
しかし、０．５％を超えて添加すると、析出物が粗大化して鋼を脆化させるので、上限を０．５％とした。好ましい上限は、０．３１％、より好ましくは、０．１４％である。
しかし、０．５％を超えて添加すると、析出物が粗大化して鋼を脆化させるので、上限を０．５％とした。好ましい上限は、０．３１％、より好ましくは、０．１４％である。
Ｎ：０．００３〜０．０２％
Ｎは、各種の窒化物を形成して、高周波焼入れ時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るため、０．００３％以上の添加が必要である。好ましくは、０．００５％以上である。
Ｎは、各種の窒化物を形成して、高周波焼入れ時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るため、０．００３％以上の添加が必要である。好ましくは、０．００５％以上である。
しかし、０．０２％を超えて添加すると、鍛造性が悪化するので、０．０２％を上限とした。好ましい上限は、０．０１％である。
Ｐ：０．０００１〜０．０３％
Ｐは、粒界に偏析して靭性を低下する作用をなす元素である。そのため、極力低減する必要があり、０．０３％以下に制限する。好ましくは、０．０１％以下に制限する。下限は、工業的限界の０．０００１％とする。
Ｐは、粒界に偏析して靭性を低下する作用をなす元素である。そのため、極力低減する必要があり、０．０３％以下に制限する。好ましくは、０．０１％以下に制限する。下限は、工業的限界の０．０００１％とする。
Ｏ：０．０００１〜０．００５０％
Ｏは、Ａｌ2Ｏ3やＳｉＯ2等の酸化物系介在物として鋼中に存在するが、Ｏが多いと該酸化物が大型化してしまい、これを起点として動力伝達部品の破損に至るため、０．００５０％以下に制限する必要がある。
Ｏは、Ａｌ2Ｏ3やＳｉＯ2等の酸化物系介在物として鋼中に存在するが、Ｏが多いと該酸化物が大型化してしまい、これを起点として動力伝達部品の破損に至るため、０．００５０％以下に制限する必要がある。
少ないほど好ましいので、０．００２０％以下が望ましく、さらに、高寿命を指向する場合は、０．００１５％以下が望ましい。下限は、工業的限界の０．０００１％とする。
［面圧疲労強度向上元素］
Ｃｒ：０．０１〜２．０％
Ｃｒは、鋼の窒化特性を高めるとともに、焼入層の軟化抵抗を高めて、面圧疲労強度を改善する効果を有する元素である。添加効果を得るため、０．０１％以上添加する。好ましくは、０．１％以上、より好ましくは、０．５２％以上である。
Ｃｒは、鋼の窒化特性を高めるとともに、焼入層の軟化抵抗を高めて、面圧疲労強度を改善する効果を有する元素である。添加効果を得るため、０．０１％以上添加する。好ましくは、０．１％以上、より好ましくは、０．５２％以上である。
ただし、２．０％を超えて添加すると、切削性が悪化するので、２．０％を上限とした。好ましい上限は、１．７４％、より好ましい上限は、１．３０％である。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、焼入層の軟化抵抗を高めて、面圧疲労強度を高める効果と、焼入層を強靭化して曲げ疲労強度を高める効果を有する元素である。添加効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０５%以上、より好ましくは、０．１２％以上である。
Ｍｏは、焼入層の軟化抵抗を高めて、面圧疲労強度を高める効果と、焼入層を強靭化して曲げ疲労強度を高める効果を有する元素である。添加効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０５%以上、より好ましくは、０．１２％以上である。
ただし、１．０％を超えて添加しても、添加効果は飽和して、経済性を損ねるので、１．０％を上限とした。好ましい上限は、０．８０％、より好ましい上限は、０．６９％である。
Ｖ：０．０１〜１．０％
Ｖは、窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入処理時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．１０％以上、より好ましくは、０．２５％以上である。
Ｖは、窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入処理時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．１０％以上、より好ましくは、０．２５％以上である。
しかし、１．０％を超えて添加しても、添加効果は飽和して、経済性を損ねるので、上限を１．０％とした。好ましい上限は、０．８０％、より好ましい上限は、０．６８％である。
本発明においては、面圧疲労強度を高めるため、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、及び、Ｖ：０．０１〜１．０％を添加することが必要である。
次に、本発明の選択元素の成分組成について説明する。
［焼入れ性向上元素］
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂは、焼入れ性の向上に寄与する元素である。添加効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．００１％以上である。ただし、０．００５０％を超えて添加しても、添加効果は飽和するので、０．００５％を上限とした。好ましい上限は、０．００３％である。
Ｂは、焼入れ性の向上に寄与する元素である。添加効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．００１％以上である。ただし、０．００５０％を超えて添加しても、添加効果は飽和するので、０．００５％を上限とした。好ましい上限は、０．００３％である。
［鋼材強化元素］
Ｎｂ：０．００５〜０．３％
Ｎｂは、窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入れ時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０１％以上、より好ましくは、０．０４％以上である。
Ｎｂは、窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入れ時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０１％以上、より好ましくは、０．０４％以上である。
しかし、０．３％を超えて添加して、添加効果は飽和して、経済性を損ねるので、上限を０．３％とした。好ましい上限は、０．２％、より好ましい上限は、０．１６％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．２％
Ｔｉは、窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入処理時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０２％以上、より好ましくは、０．０５％以上である。
Ｔｉは、窒化物として鋼中に析出分散して、高周波焼入処理時、オーステナイト組織の細粒化に有効に作用する元素である。添加効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０２％以上、より好ましくは、０．０５％以上である。
しかし、０．２％を超えて添加すると、析出物が粗大化して、鋼を脆化させるので、上限を０．２％とした。好ましい上限は、０．１５％、より好ましい上限は、０．１１％である。
Ｎｉ：０．０５〜２．０％
Ｎｉは、靭性を、さらに高める元素である。添加効果を得るためには、０．０５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．１０％以上、より好ましくは、０．２１％以上である。
Ｎｉは、靭性を、さらに高める元素である。添加効果を得るためには、０．０５％以上の添加が必要である。好ましくは、０．１０％以上、より好ましくは、０．２１％以上である。
しかし、２．０％を超えて添加すると、切削性が悪化するので、２．０％を上限とした。好ましい上限は、１．５％、より好ましい上限は、０．９６％である。
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｃｕは、フェライトを強化し、焼入れ性の向上、耐食性の向上に有効な元素である。添加効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０９％以上、より好ましくは、０．１４％以上である。
Ｃｕは、フェライトを強化し、焼入れ性の向上、耐食性の向上に有効な元素である。添加効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．０９％以上、より好ましくは、０．１４％以上である。
しかし、２．０％を超えて添加しても、機械的性質の向上効果が飽和するので、２．０％を上限とした。好ましい上限は、１．５％、より好ましい上限は、０．９５％である。なお、Ｃｕは、特に、熱間延性を低下させ、圧延時の疵の原因となり易いので、Ｎｉと同時に添加することが好ましい。
本発明においては、鋼材を強化するため、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、及び、Ｃｕ：０．０１〜２．０％の１種又は２種以上を添加する。
［曲げ強度向上元素］
鋼部品に、曲げ疲労強度の向上が求められる場合、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、及び、Ｔｅ：０．０００５〜０．１％の１種又は２種以上を、鋼材に添加する。
上記元素は、歯車の曲げ疲労破壊や、軸部品のスプラインの底部の疲労破壊の原因となるＭｎＳの延伸を抑制して、曲げ疲労強度を、一層向上させる元素である。
添加効果を得るためには、Ｃａ：０．０００５％以上、Ｍｇ：０．０００５％以上、Ｚｒ：０．０００５％以上、Ｔｅ：０．０００５％以上の添加が必要である。好ましくは、Ｃａ：０．００１０％以上、Ｍｇ：０．００１０％以上、Ｚｒ：０．００１０％以上、Ｔｅ：０．００１０％以上である。
しかし、Ｃａ：０．０１％超、Ｍｇ：０．０１％超、Ｚｒ：０．０５％超、Ｔｅ：０．１％超を添加しても、添加効果は飽和して、経済性を損なうので、Ｃａ：０．０１％、Ｍｇ：０．０１％、Ｚｒ：０．０５％、Ｔｅ：０．１％を上限とした。好ましい上限は、Ｃａ：０．００５％、Ｍｇ：０．００５％、Ｚｒ：０．００５％、Ｔｅ：０．０７％である。
即ち、ＭｎＳの延伸抑制効果を得るために、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、及び、Ｔｅ：０．０００５〜０．１％の１種又は２種以上を添加する。
次に、鋼部品の表層における窒化層の厚さと硬さについて説明する。
本発明の鋼部品は、本発明の鋼を加工した部品に、窒化又は軟窒化処理を施した後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、表面から深さ０．４ｍｍ以上にわたる表層が窒化層であり、かつ、表面から深さ０．２ｍｍまでの窒化層の硬さが、３００℃で焼戻ししたとき、ビッカース硬さで６５０以上であることを特徴とする。
窒化層の厚みが０．４ｍｍ未満であると、十分な硬さを有する表層の厚みが薄くなり、表面起点の破壊が起きる前に、内部破壊であるスポーリングが発生し、低寿命となるので、表面から深さ０．４ｍｍ以上にわたる表層を窒化層とする。
面疲労破壊は、高温化（３００℃前後）する稼動面において生じる表面起点の破壊であるので、高温強度の維持、つまり、焼戻し軟化抵抗を増大することが、面疲労強度の向上に有効である。
表面から深さ０．２ｍｍの窒化層において、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さが６５０未満であると、窒化層が高い面圧に耐えることができないので、表面から深さ０．２ｍｍまでの窒化層において、３００℃で焼戻ししたときのビッカース硬さを６５０以上とする。
実際の鋼部品において、軟窒化処理を施した後に高周波焼入れを施した鋼部品であることは、（a）鋼部品からミクロサンプルを採取し、ナイタール腐食液で腐食した後、光学顕微鏡で観察した組織分布、（b）表面から芯部へかけて測定した硬さ分布、さらに、（c）ＥＰＭＡで測定した表面から芯部へのＮ濃度分布により、判別することができる。
Ｎ濃度の高い窒化層を形成して、高い面疲労強度を得るためには、高周波熱処理時に分解してＮを供給する化合物層（主に、Ｆｅ3Ｎ、Ｆｅ4Ｎ等のＦｅ窒化物からなる層）を、鋼表面に形成する必要がある。このため、窒化処理又は軟窒化処理は、必要で重要な処理である。
鋼中に、十分な量のＮを拡散させ、鋼の表層に、硬くて、かつ、焼戻し軟化抵抗の高い窒化層を深く形成するためには、窒化又は軟窒化処理後の化合物層の厚さを１０μｍ以上とする必要がある。
６００℃を超える高温で、軟窒化処理を施すと、化合物層が薄く、さらに、化合物層中のＮ濃度が低くなるので、軟窒化温度は６００℃未満とする。軟窒化温度が低温であると、鋼材の熱処理変形や、粒界酸化等を防止することができるので、この点からも、軟窒化温度を６００℃未満とする。
厚い化合物層を形成するために、軟窒化処理温度は５００℃以上が好ましい。窒化層の深さは、軟窒化処理を長時間施しても、飽和状態になるので、軟窒化処理時間は１〜３時間が好ましい。
軟窒化処理後の冷却は、空冷、Ｎ2ガス冷却、油冷等、どの方法で行ってもよい。軟窒化処理としては、ガス軟窒化処理や、塩浴軟窒化処理を用いることができる。
鋼材表面に窒素を供給し、鋼材表層に１０μｍ以上の化合物層を形成する方法としては、軟窒化処理だけでなく、窒化処理も用いることができる。ここでいう窒化処理とは、軟窒化処理のように、ＮＨ3とＣＯ2（場合によっては、Ｎ2も）の混合雰囲気で処理する方法ではなく、ＮＨ3のみで長時間処理する表面硬化方法として、工業的に区別されている方法のことである。
軟窒化処理で鋼材表面に形成した化合物層を分解し、さらに、Ｎを鋼中へ拡散させて、Ｎ濃度の高い窒化層を、表面から深さ０．４ｍｍ以上のところまで深く形成し、表面から深さ０．２ｍｍまでの窒化層において、３００℃で焼戻ししたときのビッカース硬さが６５０以上の高い硬度を得るためには、軟窒化処理の後に、高周波加熱により、オーステナイト域に加熱して、焼入れを施すことが必要である。
高周波焼入れ時の加熱条件は、化合物層の分解を考慮して設定しなければならない。加熱温度は、オーステナイト化温度以上、９００℃未満とし、保持時間は、０．０５〜５秒とする必要がある。
ここで、図４に、高周波焼入れ後、表面から０．２ｍｍの位置におけるＮ濃度と、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さの関係を示す。図４から、ビッカース硬さを６５０以上とするためには、上記Ｎ濃度を０．３５％以上とする必要があることが解る。
加熱温度が９００℃以上であると、Ｎが不必要に内部まで拡散して、面疲労強度の向上に必要な、表面から０．２ｍｍまでの窒化層におけるＮ濃度が０．３５％未満となる。
その結果、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さが６５０未満になり、さらに、酸化層の増大により、機械的性質が劣化する。加熱温度が、オーステナイト化温度未満であると、マルテンサイト変態が起きず、高い表面硬度を得ることができない。
保持時間が０．０５秒未満であると、化合物層の分解や、生成したＮの拡散が不十分となり、一方、５秒を超えると、Ｎが不必要に内部まで拡散して、面疲労強度の向上に必要な、表面から０．２ｍｍまでの窒化層におけるＮ濃度が０．３５％未満となる。
その結果、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さが６５０未満になる。
高周波の周波数は、小型の鋼部品であれば、４００ｋＨｚ前後、大型の鋼部品であれば、５ｋＨｚ前後が基準となる。
高周波の周波数は、小型の鋼部品であれば、４００ｋＨｚ前後、大型の鋼部品であれば、５ｋＨｚ前後が基準となる。
焼入れに用いる冷媒は、水、ポリマー焼入れ材等、水系で冷却能が大きなものが好ましい。高周波焼入れ後は、通常、浸炭焼入れ品に準じて、１５０℃前後で低温焼戻しを施して、鋼部品の靭性を確保することが好ましい。
次に、鋼部品の表層組織について説明する。
本発明の鋼部品は、軟窒化処理を施した後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、表面から深さ５μｍ以上にわたる表層において、円相当径で０．１〜１μｍの空孔が、１００００個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする。
転がりによる面疲労が原因で破壊する、歯車のような鋼部材では、稼動面の潤滑が重要である。潤滑が不十分であれば、鋼材同士が接触して、焼付きや凝着が発生し、面疲労強度が低下する。
潤滑が十分な潤滑膜を形成するためには、稼動面に、潤滑剤油膜が途切れなく形成されるように、油溜まりを設けることが有効である。本発明においては、鋼材表層に、軟窒化処理で、Ｆｅ3Ｎ、Ｆｅ4Ｎ等のＦｅ窒化物を主体とする化合物層を形成し、その後、高周波加熱によりオーステナイト化して焼入れ処理を施して、窒化層を形成することを特徴とする。
窒化層は、化合物層の分解により生成するが、この時、化合物層中のＮが、内部へ拡散して、窒化層を形成するとともに、旧化合物層は、多数の空孔が分散する硬質な多孔質層となる。この空孔が油溜りとして機能して、潤滑効果が向上し、耐摩耗性及び耐久性が一層向上する。このことは、本発明者らが鋭意研究の結果見いだした知見である。
円相当径で０．１〜１μｍの空孔が、表面から５μｍ以上の深さの窒化層において、１００００個／ｍｍ2以上存在すると、油溜りとして有効に機能することを、本発明者らは、鋭意研究の結果、見いだした。
空孔の大きさ、及び、分布を、所要の範囲内に収めるためには、軟窒化条件、及び、高周波加熱条件を、適確に制御することが必要である。軟窒化処理で生成した化合物層中にも、多少の空孔が存在するので、油溜まり効果は発現するが、該化合物層は、極めて脆く、大きな加重に耐え切れないので、高い面疲労強度を得ることはできない。
空孔が粗大であると、表面粗さが劣化して、ピッチング等の面疲労の起点となり、面疲労強度を阻害するので、空孔の大きさを、円相当径で１μｍ以下に制限した。一方、空孔が小さ過ぎると、空孔が油溜りとして十分に機能しないので、空孔の大きさは、円相当径で０．１μｍ以上必要である。
空孔の数が少な過ぎると、空孔が油溜まりとして有効に機能しないので、表面から５μｍ以上の深さの窒化層において、１００００個／ｍｍ2以上存在する必要がある。
歯車の歯面等の摺動部材は、正常運転において、寿命に至るまで５μｍ以上摩耗するので、表面から５μｍ以上の深さまで、空孔が１００００個／ｍｍ2以上存在する必要がある。空孔の大きさと密度は、軟窒化条件、及び、高周波加熱条件に依存する。
窒化層を有効な多孔質層にするためには、高い面疲労強度を得ることができる軟窒化条件、及び、高周波焼入れ条件で、熱処理することが必須である。好ましくは、５８０℃以上、６００℃未満で軟窒化処理を行い、その後、８８０℃以上９００℃未満で、１秒以上４秒以下、高周波加熱を行うことが好ましい。
鋼部材の組織は、表層はマルテンサイトで、芯部はフェライト−パーライト組織のままとする必要がある。表層のみを焼入れして、マルテンサイト変態させ、表層に圧縮残留応力を付与すると、面疲労強度が向上する。芯部までマルテンサイト変態すると、表層の圧縮残留応力が減少して、面疲労強度が低下する。
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及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。
（実施例）
表１及び表２（表１の続き）に化学組成を示す各種鋼材を鍛造し、焼鈍を施した後、機械加工により、ローラーピッチング疲労試験に供する試験片、即ち、(a)直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する小ローラー試験片と、(b)直径１３０ｍｍ、幅１８ｍｍの円筒部を有する大ローラー試験片を作製した。
さらに、焼戻しによる軟化抵抗を調査する硬さ試験に供する、直径２６ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を作製した。
表１及び表２（表１の続き）に化学組成を示す各種鋼材を鍛造し、焼鈍を施した後、機械加工により、ローラーピッチング疲労試験に供する試験片、即ち、(a)直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する小ローラー試験片と、(b)直径１３０ｍｍ、幅１８ｍｍの円筒部を有する大ローラー試験片を作製した。
さらに、焼戻しによる軟化抵抗を調査する硬さ試験に供する、直径２６ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を作製した。
小ローラー試験片及び大ローラー試験片については、軟窒化処理（Ｎ2（０．４５Ｎｍ3／ｈ）＋ＮＨ3（０．５Ｎｍ3／ｈ）＋ＣＯ2（０．０５Ｎｍ3／ｈ）の雰囲気中、所定温度で２時間窒化し、Ｎ2ガス中で冷却）を施し、次いで、高周波焼入れ（周波数１００ｋＨｚ）を施した。
高周波焼入れ時の冷媒は、水道水又はポリマー焼入剤を用いた。その後、１５０℃で６０分の焼戻し処理を施して、疲労試験に供した。
試験片の大ローラーと小ローラーを用いて、標準的な面疲労試験であるローラーピッチング疲労試験を行った。ローラーピッチング疲労試験は、小ローラーに、種々のヘルツ応力（面圧）で、大ローラーを押し付け、接触部での両試験片の回転方向を同一、滑り率を−４０％（接触部において、大ローラーの周速が、小ローラー試験片の周速より４０％大きい）として行った。
上記接触部に供給するギア油の油温は９０℃とした。試験打ち切り回数は、通常、鋼の疲労限を示す１０００万回（１０7回）とし、小ローラーにおいてピッチングが発生せず、１０００万回の回転数に達した最大ヘルツ応力を、小ローラーの疲労限とした。
ピッチング発生の検出は、試験機に備え付けた振動計で行い、振動検出後に、両ローラーの回転を停止して、ピッチングの発生と回転数を確認した。
硬さ測定試験片については、小ローラー試験片及び大ローラー試験片の場合と同じ条件で、軟窒化処理と高周波焼入れを施した。その後、３００℃で６０分の焼戻し処理を施して切断し、切断断面において、表面から芯部への硬さ分布を、ビッカース硬度計にて測定した。なお、焼入れた表層組織はマルテンサイトで、焼入れされていない芯部はフェライト−パーライト組織のままであった。
また、表面から０．２ｍｍの位置でのＮ濃度を、ＥＰＭＡで測定した。
円相当径で０．１〜１μｍの空孔の密度は、小ローラー試験片及び大ローラー試験片の場合と同じ条件で、軟窒化処理と高周波焼入れを施した試験片を、圧延方向と直角な面で切断して、樹脂に埋め込み、鏡面研摩して作製した表層組織を、画像処理により定量化して求めた。
測定は、３０００倍で、１視野５０μｍ2を４０視野以上について行い、測定値を、１ｍｍ2当たりの空孔数に換算して、密度を算出した。
試験結果を表３及び表４（表３の続き）に示す。
表３及び表４に示すように、実施例１〜３１の発明例は、いずれも、ローラーピッチング疲労試験による寿命が１０００万回（１０7回）以上であり、優れた面疲労強度（高い疲労試験寿命）を有していて、実施例３２〜５３の比較例に対し、良好な結果となっている。
ＭｎとＷを適正量添加した鋼材を用いた実施例１、２、及び、４〜１０の発明例においては、(a)６００℃未満の軟窒化処理で、厚さ１０μｍ以上の化合物層が形成され、(b)オーステナイト化温度９００℃未満で０．０８〜４．９秒の高周波加熱後の焼入れにより、厚さ０．４ｍｍ以上の窒化層が形成され、(c)高いＮ濃度により、表面から０．２ｍｍの位置で、３００℃焼戻しでのビッカース硬さ６５０以上が得られている。
その結果、実施例１、２、及び、４〜１０の発明例においては、優れた面疲労強度が得られている。
任意添加元素を添加した鋼材を用いた実施例１１、１３〜１９、及び、２１〜２５の発明例においても、ローラーピッチング疲労試験による寿命が１０００万回以上であり、良好な面疲労強度が得られている。
さらに、実施例３、１２、２０、及び、２６〜３１（空孔密度が１００００個／ｍｍ2以上）の発明例においても、ローラーピッチング疲労試験による寿命が１０００万回以上であり、良好な面疲労強度が得られている。
これに対し、化学成分が本発明で規定する範囲から外れた鋼種に、軟窒化処理を施した後、高周波焼入れを施した実施例３２〜３８の比較例においては、疲労試験寿命が、何れも、１０００万回に達していない。
これに対し、化学成分が本発明で規定する範囲から外れた鋼種に、軟窒化処理を施した後、高周波焼入れを施した実施例３２〜３８の比較例においては、疲労試験寿命が、何れも、１０００万回に達していない。
特に、実施例３３、３４、及び、３８の比較例では、Ｍｎ／Ｓが低く、Ｓの表面濃化を防止することができず、その結果、軟窒化処理で生成する化合物層の厚さが薄く、高周波焼入れ後の鋼部品の窒化層の厚さは、０．４ｍｍ未満と小さく、表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は低く、３００℃焼戻しでのビッカース硬さも６５０未満と低い値を示している。
化学成分は本発明で規定する範囲内にあるが、高周波加熱条件が、本発明の条件から外れた実施例３９〜４２の比較例においては、何れも、軟窒化処理で十分な厚さの化合物層が生成しているものの、高周波加熱条件が十分でないため、疲労試験寿命が１０００万回に達していない。
例えば、実施例３９の比較例では、高周波加熱温度が高すぎて、Ｎが不必要に内部まで拡散し、窒化層の厚さは０．６５ｍｍと本発明の範囲内にあるものの、鋼部品の表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．２０％と低く、３００℃焼戻しビッカース硬さも、５７５で、６５０に達せず、さらに、表層に酸化層が生成して、疲労寿命が短い。
また、実施例４１の比較例では、高周波加熱時間が長すぎて、Ｎが不必要に内部まで拡散し、窒化層の厚さは０．７０ｍｍと本発明の範囲内にあるものの、鋼部品の表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．２７％と低く、３００℃焼戻しビッカース硬さが４７１と低く、疲労寿命が短い。
軟窒化処理条件が本発明の条件から外れた実施例４３〜４４の比較例においては、何れも、化合物層も厚みが薄いので、鋼部品の窒化層の厚さは薄く、疲労寿命が１０００万回に達していない。
例えば、実施例４４の比較例では、化学成分は本発明で規定する範囲内にあり、表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．３６％と高く、３００℃で焼戻ししたときのビッカース硬さも６５１と高い値を示すものの、軟窒化温度が低過ぎるため、化合物層の厚みが薄く、鋼部品の窒化層の厚さも０．２５ｍｍと薄く、疲労寿命が短い。
化学成分と軟窒化処理条件が本発明の範囲から外れた実施例４５の比較例においては、Ｍｎ／Ｓが小さいことと、軟窒化温度が高過ぎることにより、化合物層の厚みが薄く、さらに、Ｗ無添加のため、鋼部品の窒化層の厚さは０．１５ｍｍと薄く、表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．０６％と低く、３００℃で焼戻ししたときのビッカース硬さも、３８８と、６５０に達せず、疲労寿命が短い。
化学成分と高周波加熱条件が本発明の範囲から外れた実施例４６〜５１の比較例においては、何れも、化合物層の厚みが薄いので、鋼部品の窒化層の厚さは薄く、表面から深さ０．２ｍｍまでにおける３００℃焼戻し硬さは低く、疲労寿命が１０００万回に達していない。
例えば、実施例４８の比較例では、Ｍｎ／Ｓが小さいため、化合物層の厚さは薄く、また、Ｗ無添加で、高周波加熱温度が高いために、鋼部品の窒化層の厚さは０．１２ｍｍと小さく、表面から深さ０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．１８％で、３００℃焼戻し硬さは５８０と低く、疲労寿命は短い。
化学成分が本発明で規定する範囲を外れ、さらに、軟窒化処理条件と高周波加熱条件が本発明の範囲から外れた実施例５２〜５３の比較例においても、化合物層の厚みが薄いので、鋼部品の窒化層の厚さは薄く、表面から深さ０．２ｍｍまでにおける３００℃焼戻し硬さは低く、疲労寿命が１０００万回に達していない。
例えば、実施例５３の比較例では、Ｍｎ／Ｓは７０以上であるが、軟窒化温度が高いため、化合物層の厚さは薄く、また、Ｗ無添加で、高周波加熱温度が高いために、鋼部品の窒化層の厚さは０．３０ｍｍと薄く、表面から０．２ｍｍまでにおけるＮ濃度は０．０８％で、３００℃焼戻し硬さは５３５と低く、疲労寿命は、非常に短い。
以上の結果から、(a)適正量のＭｎ、Ｗの添加、及び、(b)適正な条件での軟窒化処理とその後の高周波焼入れを行ない、適正な窒化層厚さと硬さを得ている発明例では、優れた面疲労強度が得られていることが解る。
本発明によれば、自動車等の動力伝達部品に適用できる表面硬化用構造用鋼を提供するとともに、高い面圧疲労強度を有する鋼部品、特に、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ等の機械構造鋼部品を提供することができる。その結果、本発明は、自動車の高出力化及び低コスト化等に大きく貢献するので、産業上の利用可能性が大きいものである。
Claims (10)
- 質量％で、
Ｃ：０．３〜０．６％、
Ｓｉ：０．０２〜２．０％、
Ｍｎ：１．５％〜３．０％、
Ｗ：０．００２５〜０．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．００３〜０．０２％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２５％、
Ｐ：０．０００１〜０．０３％、及び、
Ｏ：０．０００１〜０．００５％
を含有し、
Ｍｎ／Ｓが７０以上３００００以下であり、
残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする表面硬化用機械構造用鋼。 - さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、及び、
Ｖ：０．０１〜１．０％の１種又は２種以上
を含有することを特徴とする請求項１に記載の表面硬化用機械構造用鋼。 - さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の表面硬化用機械構造用鋼。 - さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、及び、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の表面硬化用機械構造用鋼。 - さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、及び、
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の表面硬化用機械構造用鋼。 - 前記表面硬化用機械構造用鋼が、窒化処理の後、高周波焼入れを施す鋼であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の表面硬化用機械構造用鋼。
- 前記窒化処理が軟窒化処理であることを特徴とする請求項６に記載の表面硬化用機械構造用鋼。
- 請求項１〜７のいずれか１項に記載の表面硬化用機械構造用鋼を加工し、窒化処理の後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、表面から深さ０．４ｍｍ以上にわたる表層が窒化層であり、かつ、表面から深さ０．２ｍｍまでの窒化層の硬さが、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さで６５０以上であることを特徴とする機械構造鋼部品。
- 前記窒化処理が軟窒化処理であることを特徴とする請求項８に記載の機械構造鋼部品。
- 前記窒化層内の表面から深さ５μｍ以上にわたる窒化層中に、円相当径で、０．１〜１μｍの空孔が、１００００個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする請求項８又は９に記載の機械構造鋼部品。
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