(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
母材の鋼の化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．６％，
Ｓｉ：０．０２〜２．０％，
Ｍｎ：０．３５〜１．５％，
Ａｌ：０．００１〜０．５％，
Ｃｒ：０．０５〜２．０％，
Ｓ：０．０００１〜０．０５％，
Ｎ：０．００３〜０．０１２０％，
Ｐ：０．０３％以下，
Ｏ：０．００５０％以下，
Ｂ：０〜０．００５％，
Ｗ：０〜０．５％，
Ｍｏ：０〜１．０％，
Ｖ：０〜１．０％，
Ｎｂ：０〜０．３％，
Ｔｉ：０〜０．２％，
Ｚｒ：０〜０．０５％，
Ｓｂ：０〜０．１％，
Ｓｎ：０〜０．１％，
Ｃｕ：０〜２．０％，
Ｎｉ：０〜２．０％，
Ｃａ：０〜０．０１％，
Ｍｇ：０〜０．０１％，
Ｔｅ：０〜０．１％，
残部：鉄及び不純物からなり、
表層部に鉄窒素化合物層を深さ方向の厚みにして２５〜５０μｍを有しており、前記鉄窒素化合物層におけるＦｅ窒化物であるγ´相の体積率が８５％超である
ことを特徴とする高周波焼入れ部品用素形材。
【請求項２】
さらに、前記鉄窒素化合物層の表面に厚みが０．１〜５μｍのマグネタイトの皮膜を有していることを特徴とする請求項１に記載の高周波焼入れ部品用素形材。
【請求項３】
前記母材の鋼の化学成分が、質量％で、
Ｂ：０．０００３〜０．００５％，
Ｗ：０．００２５〜０．５％，
Ｍｏ：０．０５〜１．０％，
Ｖ：０．０５〜１．０％，
Ｎｂ：０．００５〜０．３％，
Ｔｉ：０．００５〜０．２％，
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％
の内の１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１または２に記載の高周波焼入れ部品用素形材。
【請求項４】
前記母材の鋼の化学成分が、質量％で、
Ｓｂ：０．０００５〜０．１％，
Ｓｎ：０．０１〜０．１％，
Ｃｕ：０．０１〜２．０％，
Ｎｉ：０．０１〜２．０％
の内の１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の高周波焼入れ部品用素形材。
【請求項５】
前記母材の鋼の化学成分が、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％，
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％，
Ｔｅ：０．０００５〜０．１％
の内の１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の高周波焼入れ部品用素形材。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか一項に記載の前記素形材に高周波焼入れを施したことを特徴とする高周波焼入れ部品。
【請求項７】
請求項１〜５のいずれか一項に記載の前記素形材に高周波焼入れを施すことを特徴とする高周波焼入れ部品の製造方法。
【請求項８】
前記高周波焼入れ部品の表面から最大で深さ５μｍの領域での、円相当径で０．５〜１μｍの空孔が５００個／ｍｍ２未満であることを特徴とする請求項６に記載の高周波焼入れ部品。
【請求項９】
請求項１、３〜５のいずれか一項に記載の前記母材の鋼の化学成分からなる鋼をガス窒化処理するに際し、
ＮＨ３を含有する雰囲気ガスの組成を調整する工程と；
窒化ポテンシャルＫＮが下記ａ式を満足し、かつＣＯ２を含有しない雰囲気ガス中で、処理温度が５００℃以上６００℃未満で３０分以上のガス窒化を実施する工程と；を有する
ことを特徴とする高周波焼入れ部品用素形材の製造方法。
−１．４×（Ｔ−７７３）／１００＋２．０≧ＫＮ≧−０．１５×（Ｔ−７７３）／１００＋０．３・・・（ａ）
ここで、ＫＮ＝ＰＮＨ３／ＰＨ２３／２  （ＰＮＨ３：雰囲気ガスのＮＨ３分圧、ＰＨ２：雰囲気ガスのＨ２分圧）、Ｔ：ガス窒化処理温度（Ｋ）である。
【請求項１０】
前記ガス窒化を実施する工程の後、４５０〜５５０℃の水蒸気雰囲気で３０〜６０分加熱する条件で熱処理する工程を有することを特徴とする請求項９に記載の高周波焼入れ部品用素形材の製造方法。
【請求項１１】
請求項９または１０に記載の製造方法により得られた前記素形材に高周波焼入れを施す際に、前記素形材の表面温度が焼入れ温度−５０℃に到達してから焼入れまでの加熱時間を１０秒以内とし、前記焼入れ温度を８５０〜１０００℃とすることを特徴とする高周波焼入れ部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高周波焼入れを施した高周波焼入れ部品、その素形材、並びにそれらの製造方法に関する。特に、自動車等の動力伝達部品用に適用される高い面疲労強度を有する部品、例えば歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ、軸受等の高周波焼入れ部品の素形材及びその製造方法に関する。
本願は、２０１３年０３月０８日に、日本に出願された特願２０１３−０４７０１３号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
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、ハブなどの動力伝達部品は、高い面疲労強度が要求される。従来、一般に上記した部品には母材としてＪＩＳ  ＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等のＣが０．２％前後の肌焼鋼を用い、浸炭焼入れ処理を施して部品の表面をＣが０．８％前後のマルテンサイト組織の硬化層を形成して面疲労強度を高めて使用されている。しかしながら浸炭焼入れは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での処理となるため、結晶粒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がたい。このため高い精度が要求される部品の場合には、浸炭焼入れされた後、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。【０００３】
また、歯車等の部品は、高い面疲労強度特性に加えて、高い曲げ疲労強度が要求される場合が多い。例えば、歯車の場合においては過負荷による歯元での曲げ疲労破壊に対する強度が必要なためである。近年、地球環境負荷低減の立場から部品の軽量化による燃費向上のニーズが高まりつつあり、その実現には高強度化、すなわち、従来よりもさらに高い面疲労強度、高い曲げ疲労強度を有することが必須である。【０００４】
これらの要求を満足させるには、ＪＩＳ  ＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等を用いて浸炭処理を行った従来の方法から、曲げ疲労強度や面疲労強度、耐食性といった特性の優れる鋼材の開発と共に、高周波焼入れや窒化といった新しい熱処理方法を取り入れることが検討されている。【０００５】
高周波焼入れは表層部の必要な部分のみ加熱焼入れを行うため、浸炭プロセスに比べて効率良く表面硬化した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るとすれば鋼中に０．８％以上ものＣ濃度が必要となり面疲労強度向上には不必要な内部の硬さも上昇し、被削性の著しい劣化が生じる。そのため、むやみに鋼中Ｃ量を増加できず、高周波焼入れのみでの面疲労強度向上には限界がある。【０００６】
窒化は変態点以下の５００〜６００℃位の温度域で、主として窒素を鋼材表層部に拡散浸透させることにより硬化層を形成する表面硬化法である。また、軟窒化は同様に窒素と炭素を同時に鋼材表層部に拡散浸透させることにより硬化層を形成する表面硬化法である。ともに、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。鋼材表面では拡散した窒素により鋼中に窒化物を生成し、一般的に最表面に主にＦｅ３Ｎ（以下、εと記す場合がある）、Ｆｅ４Ｎ（以下、γ’と記す場合がある）等のＦｅ窒化物からなる鉄窒素化合物層を形成し、その内部には、Ｎが拡散した窒素拡散層を生成する。【０００７】
窒化は浸炭の場合と比較して低温で処理ができる事から、低歪が要求される部品への適用は多い。さらに、窒化処理した鋼材表面では窒素濃度が高くなり、耐食性が向上する。しかしながら窒化処理だけでは硬化層深さは小さいため、高い面圧が加わるトランスミッション歯車等に適用することが困難である。【０００８】
最近では、高周波焼入れと窒化の欠点を補い、より優れた機械的性質、特に面疲労強度を発揮する手法として、窒化後に高周波焼入れを施すことが試みられている。【０００９】
特許文献１では、高周波焼入れとガス軟窒化を組み合わせることによりそれぞれ単独での欠点を補い、優れた機械的性質、特に焼戻し軟化抵抗向上による高い面疲労強度を得ようとする方法が提案されている。しかしながら本提案では表面硬度は高いものの、窒化層中のＮ濃度は低いため高温硬さは低く、稼動中に高温となる歯車等の表面において十分な焼戻し軟化抵抗を発揮することが出来ず、高い面疲労強度を得ることができていない。また、高周波焼入れ時の鉄窒素化合物層（高周波焼入れ前はε主体の相）からの脱窒および酸化の影響を割けることができず、これに起因し、表層部の組織が不均質となり、曲げ疲労強度を低下させる原因となることが懸念される。【００１０】
特許文献２では、高周波焼入れとガス軟窒化を組み合わせることによる機械的強度に優れた機械構造用部品の製造方法が提案されている。本提案では窒化物の固溶のために９００℃以上１２００℃以下での高周波加熱を規定している。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ず、そのため鋼材表面の酸化層の生成が著しくなり、特に曲げ疲労強度が顕著に低下することが予測される。また厚い鉄窒素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で良好な面疲労強度を得ることはできない。【００１１】
特許文献３では、高周波焼入れとガス軟窒化を組み合わせることで優れた機械的性質を得ようとする技術が提案されている。しかしながら本提案のガス軟窒化は６００℃以上の高温であり、鉄窒素化合物層は薄く、さらにその中のＮ濃度は低く、高周波焼入れ時に分解して拡散するＮ量も少ない。このガス軟窒化では鉄窒素化合物層は形成できても、厚くＮ濃度の高い窒化層を形成することは難しいため、高周波焼入れとの組合せによっても、焼戻し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。【００１２】
特許文献４では、軟窒化処理後に高周波焼入れを実施することに加え、ＭｎとＳを適性にバランスさせることで機械的強度と被削性を両立して優れた機械構造用部品が提案されている。この特許に関しても特許文献１における課題と同様に、高周波焼入れ時の鉄窒素化合物層（高周波焼入れ前はε主体の相）からの脱窒および酸化の影響が不可避であり、これに起因する表面組織の不均一が曲げ疲労強度を低下させる原因となることが懸念される。【００１３】
特許文献５では塩浴軟窒化後に化成皮膜による酸化防止処理を施し、後続する高周波焼入れでの脱窒および酸化の影響を極力排除して、表面組織の均一を図り、曲げ疲労強度を向上させている。ただし、化成皮膜による酸化防止処理には限界があり、高周波焼入れでの加熱最高温度を８８０℃として制限し、最高加熱温度までの到達時間を０．６〜２．０秒に制限するなど、通常の高周波焼入れで必要とする加熱最高温度９００度以上、最高加熱温度までの到達時間３秒以上と比較して低温、短時間の焼入れを余儀なくさせる。そのため、熱処理前に母材を事前調質（焼入れによる炭素分布均質化）する必要があり、硬化層深さの適正化（例えばＨｖ５５０以上の領域を表面から１．５ｍｍ深さまで確保など）が難しいといった面疲労強度を確保するための技術課題があり、性能、経済性の両面から適用できる部品に限界がある。【００１４】
特許文献６では高周波焼入れ時の鋼材の表面酸化を抑制する目的から高周波焼入れ雰囲気をアンモニアガス雰囲気、不活性ガス雰囲気、還元性ガス雰囲気またはその組合せ、あるいは低酸素雰囲気または真空雰囲気で実施することが特徴である。この方法は表面酸化の抑制には有効であるものの、高周波焼入れ時の脱窒による相変化（加熱中にεがオーステナイト、更に焼入れによりマルテンサイトおよび残留オーステナイトに変化）は不可避で表層部の組織の不均質化は避けられない。また、高周波焼入れにおいて雰囲気制御を行なうに際し、作業効率の低下等、経済性低下なども懸念される。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】日本国特開平６−１７２９６１号公報
【特許文献２】日本国特開平７−９０３６４号公報
【特許文献３】日本国特開２００７−７７４１１号公報
【特許文献４】ＰＣＴ／ＪＰ２０１０／０５０７４２号公報
【特許文献５】日本国特開２００９−２８０８３８号公報
【特許文献６】日本国特開２０１１−０３２５３６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
本発明は、上記の実情を鑑み、窒化と高周波焼入れとを組み合わせた熱処理プロセスにおいて、特に高周波焼入れの熱処理に関して、特に上記の特許文献５に記載されている制約条件を緩和しつつ、酸化、脱窒を抑制できる組織と、その実現方法を見出し、高い曲げおよび面疲労強度を確保することにある。【００１７】
すなわち、窒化のみでの表面硬さ及び内部硬さが低い欠点を補い、さらに、従来の部品では得られない高い表面硬さ、内部硬さ、焼戻し軟化抵抗、被削性を有しつつ、高い面疲労強度と曲げ疲労強度に優れた高周波焼入れ部品の素形材とその製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
部品の面疲労強度向上には、表面硬さの向上、適正な硬化層深さの確保、及び稼働中に最大で３００℃程度まで温度上昇する稼働面での高温強度維持のための焼戻し軟化抵抗の向上が有効である。【００１９】
表面硬さについては、Ｃ濃度で０．３５質量％以上を有する鋼材に対し、窒素を窒化により侵入させた状態で高周波焼入れを施すことにより、表面から５０μｍ深さにおいてビッカース硬度で７００Ｈｖ以上の硬さを得ることができる。窒化を施さずに高周波焼入れをする場合と比較して、表面硬さはビッカース硬度で３０〜５０Ｈｖ以上向上させることができる。【００２０】
硬化層深さは高周波焼入れ条件で制御する。ただし、酸化を防止する化成皮膜処理を施しても、高温あるいは長時間加熱する場合には、高周波焼入れ時に脱窒および酸化による表面軟化を避けることはできない。したがって、高周波焼入れ条件を緩和（焼入れ時の最高到達温度の低減、短時間加熱など）しない限り、高周波焼入れ後の組織を均質にすることができない。高周波焼入れ後の組織が不均質になると、表面の硬さが不均一になることに加えて、脱窒、酸化による体積変化に起因するクラックの形成等によって表面性状が円滑でなくなり、曲げ疲労強度を低下させる要因となる。しかし、本発明技術では表層部の鉄窒素化合物をγ´（ガンマプライム：Ｆｅ４Ｎ）主体の鉄窒素化合物層とすることにより、脱窒と酸化を抑制する。これに加えて高周波焼入れ前に水蒸気雰囲気での熱処理を行ない、鋼材の表面にマグネタイト（Ｆｅ３Ｏ４）の緻密な酸化膜を形成させることにより、さらに脱窒、酸化の抑制を顕著に強化させる。さらに条件によっては鉄窒素化合物層の薄肉化も加わり、曲げ疲労強度の向上に活かすことができる。【００２１】
歯車等の動力伝達部品の稼働面は、潤滑環境下においても、すべり等による摩擦により３００℃前後の温度が上昇する。このとき、鋼材は焼戻し効果によって硬さが低下し、部品の面疲労強度が低下することになる。窒化により表層部に浸入した窒素はこの軟化を防止する効果をもっている。
本発明は上記の知見に基づいて完成したものであり、その発明の要旨は以下のとおりである。【００２２】
（１）本発明の第一の態様に係る高周波焼入れ部品用素形材は、母材の鋼の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６％，Ｓｉ：０．０２〜２．０％，Ｍｎ：０．３５〜１．５％，Ａｌ：０．００１〜０．５％，Ｃｒ：０．０５〜２．０％，Ｓ：０．０００１〜０．０５％，Ｎ：０．００３〜０．０１２０％，Ｐ：０．０３％以下，Ｏ：０．００５０％以下，Ｂ：０〜０．００５％，Ｗ：０〜０．５％，Ｍｏ：０〜１．０％，Ｖ：０〜１．０％，Ｎｂ：０〜０．３％，Ｔｉ：０〜０．２％，Ｚｒ：０〜０．０５％，Ｓｂ：０〜０．１％，Ｓｎ：０〜０．１％，Ｃｕ：０〜２．０％，Ｎｉ：０〜２．０％，Ｃａ：０〜０．０１％，Ｍｇ：０〜０．０１％，Ｔｅ：０〜０．１％，残部：鉄及び不純物からなり、表層部に鉄窒素化合物層を深さ方向の厚みにして２５〜５０μｍを有しており、前記鉄窒素化合物層におけるＦｅ窒化物であるγ´相の体積率が８５％超である。
【００２３】
（２）上記（１）に記載の高周波焼入れ部品用素形材は、さらに、前記鉄窒素化合物層の表面に厚みが０．１〜５μｍのマグネタイトの皮膜を有してもよい。【００２４】
（３）上記（１）または（２）に記載の高周波焼入れ部品用素形材は、前記母材の鋼の化学成分が、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５％，Ｗ：０．００２５〜０．５％，Ｍｏ：０．０５〜１．０％，Ｖ：０．０５〜１．０％，Ｎｂ：０．００５〜０．３％，Ｔｉ：０．００５〜０．２％，Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％の内の１種または２種以上を含有してもよい。【００２５】
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の高周波焼入れ部品用素形材は、前記母材の鋼の化学成分が、質量％で、Ｓｂ：０．０００５〜０．１％，Ｓｎ：０．０１〜０．１％，Ｃｕ：０．０１〜２．０％，Ｎｉ：０．０１〜２．０％の内の１種または２種以上を含有してもよい。【００２６】
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の高周波焼入れ部品用素形材は、前記母材の鋼の化学成分が、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％，Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％，Ｔｅ：０．０００５〜０．１％の内の１種または２種以上を含有してもよい。【００２７】
（６）本発明の第二の態様に係る高周波焼入れ部品は、上記（１）〜（５）のいずれか一項に記載の前記素形材に高周波焼入れを施してもよい。【００２８】
（７）本発明の第三の態様に係る高周波焼入れ部品の製造方法は、上記（１）〜（５）のいずれか一項に記載の前記素形材に高周波焼入れを施してもよい。【００２９】
（８）上記（６）に記載の高周波焼入れ部品は、前記高周波焼入れ部品の表面から最大で深さ５μｍの領域での、円相当径で０．５〜１μｍの空孔が５００個／ｍｍ２未満であってもよい。【００３０】
（９）本発明の第四の態様に係る高周波焼入れ部品用素形材の製造方法は、上記（１）、（３）〜（５）のいずれか一項に記載の前記母材の鋼の化学成分からなる鋼をガス窒化処理するに際し、ＮＨ３を含有する雰囲気ガスの組成を調整する工程と；窒化ポテンシャルＫＮが下記ａ式を満足し、かつＣＯ２を含有しない雰囲気ガス中で、処理温度が５００℃以上６００℃未満で３０分以上のガス窒化を実施する工程と；を有してもよい。
−１．４×（Ｔ−７７３）／１００＋２．０≧ＫＮ≧−０．１５×（Ｔ−７７３）／１００＋０．３・・・（ａ）
ここで、ＫＮ＝ＰＮＨ３／ＰＨ２３／２  （ＰＮＨ３：雰囲気ガスのＮＨ３分圧、ＰＨ２：雰囲気ガスのＨ２分圧）、Ｔ：ガス窒化処理温度（Ｋ）である。
【００３１】
（１０）上記（９）に記載の高周波焼入れ部品用素形材の製造方法は、前記ガス窒化を実施する工程の後、４５０〜５５０℃の水蒸気雰囲気で３０〜６０分加熱する条件で熱処理する工程を有してもよい。【００３２】
（１１）本発明の第五の態様に係る高周波焼入れ部品の製造方法は、上記（９）または（１０）に記載の製造方法により得られた前記素形材に高周波焼入れを施す際に、前記素形材の表面温度が焼入れ温度−５０℃に到達してから焼入れまでの加熱時間を１０秒以内とし、前記焼入れ温度を８５０〜１０００℃としてもよい。
【発明の効果】
【００３３】
本発明の上記各態様によれば、自動車等の動力伝達部品に適用できる高い面疲労強度、曲げ疲労強度を有した、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ、軸受等の高周波焼入れ部品の素形材及びその製造方法を提供することができ、これにより自動車の高出力化および低コスト化等に大きく寄与する。
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験に供した試験片の寸法を示す図である。
【図２】本発明の実施形態における、窒化処理鋼材の層構造を示す概略図の一例である。
【発明を実施するための形態】
【００３５】
本発明は、窒化処理により、動力伝達部品の素形材である表層部にＦｅ窒化物であるγ´（ガンマプライム：Ｆｅ４Ｎ）を主体とする鉄窒素化合物層３を生成させ、高周波焼入れ時の脱窒の抑制及び酸化を抑制する。これに加えて高周波焼入れ前に水蒸気雰囲気で熱処理を行ない、素形材の表面にマグネタイト（Ｆｅ３Ｏ４）の緻密な酸化膜を形成させることにより、さらに高周波焼入れ時の脱窒及び酸化をより効果的に抑制し、曲げ疲労強度及び面疲労強度を向上させるものである。
【００３６】
そして、本発明は、窒化後に高周波焼入れを施すことにより、Ｎ濃度の高い窒化層１を深く形成し、硬さ及び焼戻し軟化抵抗を向上させることができる。以上の知見をもとに発明を完成したものである。
【００３７】
先ず、本発明の部品およびその素形材の必須添加成分の規定理由を説明する。なお、以下の説明において、化学成分における質量％は、単に％と記載する。
【００３８】
＜Ｃ：０．３５〜０．６％＞
Ｃは、鋼の強度を得るために重要な元素であり、特に、高周波焼入れの前組織として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。しかし、Ｃ含有量が０．３５％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。よって、Ｃ含有量を０．３５％以上とする。好ましくは０．４５％以上、より好ましくは０．５０％である。一方、添加量が多すぎると被削性や鍛造性を著しく害し、さらに高周波焼入れ時に焼割れの発生する可能性が大きくなるため、Ｃ含有量は０．６％以下とする。
【００３９】
＜Ｓｉ：０．０２〜２．０％＞
Ｓｉは、焼入層の焼戻し軟化抵抗を向上させることにより、面疲労強度を向上させる効果がある。その効果を得るために、Ｓｉ含有量は０．０２％以上とする。好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると鍛造時の脱炭が著しくなる。よって、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。
【００４０】
＜Ｍｎ：０．３５〜１．５％＞
Ｍｎは、焼入れ性向上、焼戻し軟化抵抗増大により面疲労強度を向上させるのに有効な元素である。この効果は０．３５％以上で得られるので、Ｍｎ含有量を０．３５％以上とする。好ましくは０．６％以上である。また、Ｓは鋼材の表面に濃化し、Ｎの侵入を阻害するが、Ｍｎは鋼中のＳをＭｎＳとして固定することにより、このＳによるＮの侵入阻害効果を防止し、窒化による厚い鉄窒素化合物層３の形成を促進する。このような効果を得る場合は、Ｍｎ／Ｓ≧７０とすることが好ましい。しかしＭｎ含有量が１．５％を超えると、母材７の硬さは大幅に上昇し、窒化前の被削性が著しく劣化する。このため、Ｍｎ含有量は１．５％以下とする。
【００４１】
＜Ａｌ：０．００１〜０．５％＞
Ａｌは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入処理時のオーステナイト組織の細粒化に有効に働き、さらに焼入れ性を高めて硬化層深さを大きくする元素である。また被削性向上にも有効な元素である。そのためＡｌ含有量を０．００１％以上とする。好ましくは０．０１％以上である。さらにＡｌは、窒化時にＮと化合物を形成し、表層部のＮ濃度を高める効果があり、面疲労強度向上にも有効な元素である。そのためＡｌ含有量を０．００１％以上とする。しかし、Ａｌ含有量が０．５％を超えると、高周波加熱時にオーステナイトへの変態が完了しにくく、焼きが満足に入らなくなるため、Ａｌ含有量は０．５％以下とする。
【００４２】
＜Ｃｒ：０．０５〜２．０％＞
Ｃｒは、窒化特性と焼戻し軟化抵抗を向上させ、面疲労強度が向上する効果がある。この効果は０．０５％以上で得られるので、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とする。好ましくは０．２％以上である。さらに好ましくは０．４％以上である。但し、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると被削性が悪化するため、Ｃｒ含有量は２．０％以下とする。さらに、Ｓｎを添加した場合には、Ｃｒ含有量は０．０５％以上であると、腐食環境下での面疲労強度がさらに向上する。
【００４３】
＜Ｓ：０．０００１〜０．０５％＞
Ｓは被削性を向上させる効果がある。一方、Ｓは、鋼材の表面に濃化することにより窒化時にＮの鋼材への侵入を妨げる窒化を阻害する元素である。Ｓ含有量が０．０５％を超えると窒化の阻害は著しくなり、さらに鍛造性も著しく劣化する。従って、被削性向上のため、Ｓ含有量は、Ｓを含有させたとしても０．０５％以下に止めるべきである。一方、Ｓ含有量の下限は、工業的限界の０．０００１％とする。
【００４４】
＜Ｎ：０．００３〜０．０１２０％＞
多量のＮは硬さを上昇させ、更にＡｌと化合してＡｌＮを生成し、被削性向上に有効な固溶Ａｌを減少させてしまう。そのため被削性は劣化する。また高温域の延性を低下させ、更に粗大ＡｌＮや粗大ＢＮが生成することにより、母材７を著しく脆化させる。そのため、圧延や鍛造時に割れを発生させる。したがって、Ｎ含有量は、０．０１２０％以下に制限する必要がある。一方でＮは、各種窒化物を形成して高周波加熱時のオーステナイト組織の細粒化に有効に働く。そのため、Ｎ含有量は、０．００３％以上とする。
【００４５】
＜Ｐ：０．０３％以下＞
Ｐは不純物として含有され粒界に偏析して靭性を低下させるため極力低減する必要があり、少ないほど好ましく、Ｐ含有量は０．０３％以下に制限する必要がある。Ｐ含有量の下限は、工業的限界の０．０００１％とする。
【００４６】
＜Ｏ：０．００５０％以下＞
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が多いと上記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、Ｏは少ないほど好ましく、Ｏ含有量を０．００５０％以下に制限する必要がある。Ｏ含有量は０．００２０％以下が望ましく、更に０．００１５％以下が望ましい。Ｏ含有量の下限は、工業的限界の０．０００１％とする。
【００４７】
次に、任意に添加する選択成分の規定理由について説明する。
【００４８】
［鋼材強化元素］
本発明の部品およびその素形材は、さらに、次に示す、鋼材強化元素の内の１種または２種以上を添加することができる。
【００４９】
＜Ｂ：０〜０．００５％＞
Ｂは、鋼中のＮと結合することにより、ＢＮとして析出して被削性向上に寄与する。高周波加熱時にＢＮが分解してＢとなり、焼入れ性を大きく向上させることで、面疲労強度向上に寄与する。Ｂ添加の効果を確実に得るために、Ｂ含有量は０．０００３％以上が好ましい。但し、Ｂ含有量が０．００５％を超えてもその効果は飽和し、更に圧延や鍛造時の割れの原因ともなるため、Ｂ含有量を０〜０．００５％とする。
【００５０】
＜Ｗ：０〜０．５％＞
Ｗは、焼入性向上により面疲労強度が向上する元素である。Ｗ添加の効果を確実に得るために、Ｗ含有量は０．００２５％以上が好ましい。Ｗ含有量が０．５％を超えると被削性が劣化するため、Ｗ含有量を０〜０．５％とする。一方、Ｗによる焼入れ性向上効果をより確実に得るために、Ｗ含有量は０．０１％以上が好ましく、さらに好ましくは０．０３％以上である。
【００５１】
＜Ｍｏ：０〜１．０％＞
Ｍｏは、添加すれば焼入層の焼戻し軟化抵抗を向上させることにより、面疲労強度が向上する効果に加えて、焼入層を強靭化して曲げ疲労強度を向上する効果もある。Ｍｏ添加の効果を確実に得るために、Ｍｏ含有量は０．０５％以上が好ましい。但し、Ｍｏ含有量が１．０％を超えて添加してもその効果は飽和して経済性を損ねるため、Ｍｏ含有量を０〜１．０％とする。
【００５２】
＜Ｖ：０〜１．０％＞
Ｖは、添加することによって窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入処理時のオーステナイト組織の細粒化に有効である。Ｖ添加の効果を確実に発揮させるために、Ｖ含有量は０．０５％以上の添加が好ましい。しかし、Ｖ含有量が１．０％を超えて添加してもその効果は飽和して経済性を損ねるため、Ｖ含有量を０〜１．０％とする。
【００５３】
＜Ｎｂ：０〜０．３％＞
Ｎｂは、添加することによって窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入処理時のオーステナイト組織の細粒化に有効である。Ｎｂ添加の効果を確実に発揮させるために、Ｎｂ含有量は０．００５％以上の添加が好ましい。しかし、Ｎｂ含有量が０．３％を超えて添加してもその効果は飽和して経済性を損ねるため、Ｎｂ含有量を０〜０．３％とする。
【００５４】
＜Ｔｉ：０〜０．２％＞
Ｔｉは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入処理時のオーステナイト組織の細粒化に有効に働く。Ｔｉ添加の効果を確実に発揮させるために、Ｔｉ含有量は０．００５％以上が好ましい。しかし、Ｔｉ含有量が０．２％を超えると析出物が粗大化して鋼を脆化させるため、Ｔｉ含有量を０〜０．２％とする。
【００５５】
＜Ｚｒ：０〜０．０５％＞
Ｚｒは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入処理時のオーステナイト組織の細粒化に有効に働く。Ｚｒ添加の効果を確実に発揮させるために、Ｚｒ含有量は０．０００５％以上が好ましい。しかし、Ｚｒ含有量が０．０５％を超えると析出物が粗大化して鋼を脆化させるため、Ｚｒ含有量を０〜０．０５％とする。
【００５６】
［酸化抑制による曲げ疲労強度向上元素］
本発明の部品およびその素形材は、さらに、次に示す、酸化抑制による曲げ疲労強度向上元素の内の１種または２種以上を添加することができる。
【００５７】
＜Ｓｂ：０〜０．１％＞
Ｓｂは、表面偏析傾向の強い元素であり、外部からの酸素の吸着による酸化を防止するのに有効な元素である。Ｓｂの酸化防止効果を確実に発揮させるために、Ｓｂは０．０００５％以上含有することが好ましい。しかし、Ｓｂ含有量が０．１％を超えるとその効果は飽和することから、効率性を考慮してＳｂ含有量を０〜０．１％とする。
【００５８】
＜Ｓｎ：０〜０．１％＞
Ｓｎは、単独またはＣｒとの複合添加により、耐食性が向上する。Ｓｎ添加の耐食性向上効果を確実に発揮させるために、Ｓｎ含有量は０．０１％以上が好ましい。またＳｎの上限の濃度を設定する理由は、Ｓｎの多量添加により熱間延性が低下し、鋼材製造時の鋳造、圧延で疵を発生させる原因となることがあるためである。そのためＳｎ含有量を、熱間延性の低下が許容範囲である０〜０．１％に設定する。
【００５９】
＜Ｃｕ：０〜２．０％＞
Ｃｕは、酸化の進行に伴い鋼材表面に濃化し、後続の酸化反応を抑制する効果がある。Ｃｕ添加の効果を確実に発揮させるために、Ｃｕ含有量は０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｃｕ含有量が２．０％を超えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽和するので、Ｃｕ含有量を０〜２．０％とする。特に熱間延性を低下させ、圧延時の疵の原因となりやすい。
【００６０】
＜Ｎｉ：０〜２．０％＞
Ｎｉは、Ｃｕと同様に添加すれば酸化の進行に伴い鋼材表面に濃化し、後続の酸化反応を抑制する効果がある。Ｎｉ添加の効果を確実に発揮させるために、Ｎｉ含有量は０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｎｉ含有量が２．０％を超えるＮｉ添加では、被削性が悪化するため、Ｎｉ含有量を０〜２．０％とする。また、Ｎｉは、熱間延性を改善させる元素として機能し、ＣｕやＳｎ添加した場合の熱間延性低下を抑制させる。その効果は、ＳｎとＣｕを含めた下記２式を満たすことが好ましい。
０．１２×Ｃｕ＋Ｓｎ−０．１×Ｎｉ≦０．１５・・・（２）
【００６１】
［硫化物微細化による曲げ疲労強度向上元素］
本発明の部品及びその素形材は、さらに、部品で曲げ疲労強度の向上も求められる場合に、次に示す、硫化物微細化による曲げ疲労強度向上元素を添加することができる。
【００６２】
＜Ｃａ：０〜０．０１％＞
＜Ｍｇ：０〜０．０１％＞
＜Ｔｅ：０〜０．１％＞
Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅは、ＭｎＳの延伸を抑制し、一層曲げ疲労強度を向上させる元素である。しかし、各元素で上記量を超えて含有させてもその効果は飽和して経済性を損なうため、それぞれＣａ含有量を０〜０．０１％、Ｍｇ含有量を０〜０．０１％、Ｔｅ含有量を０〜０．１％とする。そして、ＭｎＳの延伸を抑制させる効果を確実に得るために、それぞれＣａ含有量を０．０００５％、Ｍｇ含有量を０．０００５％、Ｔｅ含有量を０．０００５％を下限とするのが好ましい。
【００６３】
なお、本発明の高周波焼入れ部品及びその素形材における残部、即ち、上述した各元素以外の成分は、鉄および不純物である。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の環境から混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００６４】
窒化時に表層部に生成する鉄窒素化合物層３は、γ´相（ガンマプライム：Ｆｅ４Ｎ）とε相（Ｆｅ２−３Ｎ）である。ε相中のＮの拡散はγ´相中のＮの拡散と比較して、約３０倍速い。ε相中では、Ｎの拡散速度が速いゆえに、鉄窒素化合物層３から外部雰囲気へのＮの放散、いわゆる脱窒が顕著となる。一方、γ´相中のＮの拡散が遅いため、脱窒は起こりにくい。従って、窒化時の鉄窒素化合物層３はγ´相が主体となって構成する組織とすることが望ましく、ε相が一部存在する場合も鉄窒素化合物層３内に少量、かつ分散することが好ましい。
【００６５】
このような効果を得るには、上記鉄窒素化合物層３におけるＦｅ窒化物であるγ´相の体積率を８０％以上とする必要がある。脱窒防止の効果は鉄窒素化合物層３の厚みが０．１μｍ以上存在すれば充分である。また、鉄窒素化合物層３の厚みは５０μｍを超えても問題は無いが、５０μｍ超の鉄窒素化合物層３を層状に生成させるには工業的に多大な時間を要する。したがって、窒化後の鉄窒素化合物層３の厚みを０．１〜５０μｍとした。
【００６６】
窒化時の鉄窒素化合物層３をγ´相が主体の鉄窒素化合物層３とするには、窒化処理温度での窒化ポテンシャルを制御することが最も重要である。縦軸に窒化ポテンシャル、横軸に温度をとり、窒化処理の際の窒化ポテンシャル、温度条件で生成される窒化物の状態を示す図、すなわち鉄−窒素二元系の温度と窒化ポテンシャルで生成する相を示す平衡状態図として、レーラー線図（文献「鉄の窒化と軟窒化」アグネ技術センター刊  ｐ１３１）が知られている。一般に窒化ポテンシャルを上昇させると、鋼中に窒化物が析出した状態からγ´相へ、γ´相からε相へと平衡状態で存在する相が変化する。このことから、本発明者は、鉄窒素化合物層３をγ´相が主体の鉄窒素化合物層３とするにはε相を生成させていた従来の窒化条件よりも窒化ポテンシャルを低めに誘導することが有効であることに気付いた。さらにγ´を生成させる窒化ポテンシャルはレーラー線図から明らかなように、窒化処理温度により変化する。従って、本発明の素形材は、上記の化学成分からなる鋼をガス窒化処理するに際し、ＮＨ３を含有する雰囲気ガスの組成を調整し、ガス窒化処理中の窒化ポテンシャルＫＮが下記ａ式を満足し、かつＣＯ２を含有しない雰囲気ガス中で、処理温度５００〜６００℃で３０分以上保持する条件により窒化を行う方法（本発明のガス窒化処理方法）を採用することにより得ることができる。
−１．４×（Ｔ−７７３）／１００＋２．０≧ＫＮ≧−０．１５×（Ｔ−７７３）／１００＋０．３・・・（ａ）
ここで、ＫＮ＝ＰＮＨ３／ＰＨ２３／２  （ＰＮＨ３：雰囲気ガスのＮＨ３分圧、ＰＨ２：雰囲気ガスのＨ２分圧）、Ｔ：ガス窒化処理温度（Ｋ）である。ａ式は、レーラー線図のα／γ´、γ´／ε境界線を数値化し、近似式として定式化したものである。
【００６７】
窒化ポテンシャルをａ式に示す範囲で制限したのは、先に言及したレーラー線図でのγ´相安定領域を元に、γ´相が工業的に安定に存在する領域を実験的に求めた結果を反映させている。
ＣＯ２を含有しないとした理由は、ＣＯ２を含有すると、浸炭反応が生じ、表層部に窒化化合物に加えてセメンタイトが生成し、疲労強度が低下するためである。
処理温度を５００〜６００℃とした理由は、６００℃を超えると、ε窒化物が生成しやすくなるためγ´窒化物が生成しにくく、鉄窒素化合物層３をγ´相が主体の鉄窒素化合物層３とすることができなくなる。一方、５００℃未満では、窒化反応が進まず長時間の処理が必要となるためである。また、窒化処理時間を３０分以上とした理由は、窒化処理に伴う、鋼材中への窒素の侵入を十分に行うためである。十分な窒化処理を施したのち、高周波焼入れを実施することにより、面疲労強度は著しく向上する。窒化処理時間の上限については、特に限定するものではないが、産業上の生産効率を追求する上で、支障をきたさない範囲が望ましく、約４８時間程度が好ましい。
【００６８】
次に、好ましい素形材の製造方法の態様として、ガス窒化処理の後に行う酸化皮膜処理の条件について説明する。
【００６９】
酸化皮膜処理にはいくつかの方法があるが、本発明では緻密な酸化物であるマグネタイト（Ｆｅ３Ｏ４）を生成させることを特徴としている。マグネタイトを鋼材表面に生成させて鋼材を被覆することにより、特に脱窒の抑制効果が発揮され、脱窒に起因する表層部の軟化を防止することができる。このマグネタイト被覆を実現する方法には、水蒸気雰囲気で４５０〜５５０℃に加熱する。加熱条件は一般的に５００℃前後で３０〜６０分保持することで、約１〜２μｍの厚みのマグネタイト皮膜２を生成させることが可能である。ここで、マグネタイト皮膜２は最低でも０．１μｍ以上の厚みが確保されれば脱窒を抑制するのに充分である。そのため、マグネタイト皮膜２の厚みの最小値を０．１μｍとした。また、マグネタイト皮膜２は厚くても支障はないが、厚みを増すような処理を施すには、処理時間が長期化し、生産効率が低下することが考えられるので、マグネタイト皮膜２の厚みの最大値を５μｍとした。
【００７０】
次に、高周波焼入れの条件について説明する。
【００７１】
表層部の鉄窒素化合物層３をγ´相が主体の鉄窒素化合物層３となるように生成させた場合、ε相が主体の鉄窒素化合物層３となるように生成させた場合よりも、高周波焼入れに際しては表層部の脱窒、酸化および表面性状の円滑さは改善される方向へ向かう。しかしながら、脱窒および酸化を完全に抑制することはできない場合がある。
そのために、本発明の素形材の高周波焼入れは、焼入れ温度を８５０〜１０００℃とし、その焼入れ温度−５０℃に達してから焼入れまでの加熱時間を１０秒以内とすることが好ましい。ここで加熱時間とは、表面の温度が焼入れ時に到達する最高加熱温度を基準として、５０℃低い温度に到達してから保持される時間であり、この加熱時間は表層部の脱窒、酸化に影響する。加熱温度が高いほど表層部の脱窒、酸化が発生しやすくなる。
素形材の表面温度が、焼入れ温度−５０℃に到達してから焼入れ温度までの加熱時間が１０秒を超えた場合は、表層部の脱窒、酸化が著しくなり表面性状の円滑さは充分に確保されず、曲げ疲労強度は向上しない。所望の厚みの焼入れ層を得るには、表層部をオーステナイト化する時間が必要であり、上記加熱時間は０．５秒以上であるのが好ましい。また、焼入れ温度が１０００℃を超えた場合にも、表層部の脱窒、酸化が著しくなり、表面性状の円滑さは充分に確保されず、曲げ疲労強度は向上しない。なお、焼入れ温度が８５０℃未満の場合は、高周波焼入れにより素形材に十分な焼入れを施すことができず、初析フェライトが出現し、表面硬化層の硬さが不均一になり、曲げ疲労強度は向上しない。
【００７２】
窒化処理した素形材を高周波焼入れすると、表層部に空孔が発生する傾向がある。空孔は、繰り返し曲げ応力を付加したときの疲労破壊の起点となるし、またき裂伝播の原因となる。したがって、高周波焼入れ部品の表層部の空孔の生成は極力防止することが望ましい。そのため、高周波焼入れ部品の表層部、即ち表面から深さ５μｍまでの領域での、円相当径で０．５μｍ〜１μｍの空孔が５００個／ｍｍ２未満であることとした。
【００７３】
空孔が生成するのは主として下記の２つの原因が考えられる。まず第一に、窒化時に鉄窒素化合物層３へＮが侵入し、その後、冷却に伴い固溶限界を超えたＮがガス化し空孔を形成する。第二に、高周波焼入れでの加熱時に鉄窒素化合物層３からの脱窒、および同時に起こる内部酸化で空孔を形成する。
従って、空孔の個数を制限するためには、過剰なＮの浸入を抑えることが望ましく、具体的には、鉄窒素化合物層３の化合物組成自体がＮ濃度の低いものであること、すなわち、鉄窒素化合物層３は、ε相主体の鉄窒素化合物層３よりもγ´相主体の鉄窒素化合物層３が望ましい。また、ε相中のＮの拡散はγ´相中のＮの拡散と比較して、約３０倍速い。ε相中では、Ｎの拡散速度が速いゆえに、鉄窒素化合物層３から外部雰囲気へのＮの放散、いわゆる脱窒が顕著となる。この点からも、空孔の個数を制限するためには、鉄窒素化合物層３は、ε相主体の鉄窒素化合物層３よりもγ´相主体の鉄窒素化合物層３が望ましい。
そして、前述したように窒化処理においてγ´が生成しやすい条件（窒化温度、窒化ポテンシャル）を選択することにより、このような表層部に空孔の少ない高周波焼入れ部品を得ることができる。
【実施例】
【００７４】
以下に本発明を実施例によって具体的に説明する。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１条件例であり、本発明は、この１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。ただし、表１Ａ〜表８Ｂにおいて、実施例３〜１４、１６〜２３、２８、３１〜４５、７２〜８３、８５〜９２、９４〜９７、１００〜１１１、１１３、１１４、１４０及び１４１は参考例とし、それ以外の実施例は発明例とする。
【００７５】
表１Ａ、表１Ｂ、表１Ｃ、および表３に示す化学組成を有する鋼材を作製した。表１Ａ、表１Ｂ、表１Ｃ、および表３に示す化学組成を有する鋳片を板厚８０ｍｍの試験材に切削加工し、中心部に熱電対を取り付けたものを用いた。これら試験材を、１０５０℃の電気炉に装入し、試験片中心部が１０４５℃に達してから３０分間後に炉から取り出し、表面温度が１０００℃となった時点で圧延加工した。圧延加工は３パス連続で行い、板厚８０ｍｍから６４ｍｍ、５１ｍｍ、４１ｍｍとし、空冷で室温まで冷却し鋼材を作成した。但し、鋼番号ｂｈについては、Ｓｎを過剰に添加したために鋼材製造段階での疵の発生が著しく、製造性に課題があるため、以降の特性評価を実施しなかった。また圧延加工で割れた水準は、割れた時点で試験を中断し、その他は、冷却後、圧延材の断面を切り出して表面疵を観察した。疵判定は、深さ１００μｍ以下を疵無し、１００μｍ超を疵有りとした。以上の実験結果を表１Ｃおよび表３に示すが、表１Ｃについてはすべて疵無しと判断し、機械特性の評価を進めた。一方、表３の鋼番号ｂｈについては疵有りと判定した。
面疲労強度評価のためのローラーピッチング疲労試験片用に、板厚４１ｍｍの板状鋼材から、直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する小ローラー試験片と、直径１３０ｍｍ、幅１８ｍｍの大ローラー試験片を切り出し、製作した。また焼戻し軟化抵抗調査用に直径２６ｍｍ、長さ１００ｍｍの円筒試験片も製作した。【００７６】
小ローラー試験片及び大ローラー試験片については、実施例Ａとして窒化処理（各温度、各時間条件での窒化後、Ｎ２ガス冷却、窒化ガス組成：Ｎ２＋ＮＨ３流量調整により窒化ポテンシャルを制御）を施し、高周波焼入れ（周波数１００ｋＨｚ）を施した。実施例Ｂとして、実施例Ａで窒化処理を施した後、４５０〜５５０℃の水蒸気雰囲気で３０〜６０分加熱する熱処理、それに引き続いて高周波焼入れ（周波数１００ｋＨｚ）を施した。高周波焼入れ時の冷媒は水道水またはポリマー焼入剤を用いた。その後、１５０℃で１ｈｒの焼戻し処理を行った。【００７７】
また、曲げ疲労強度評価のための切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片用には、図１に示す寸法で環状Ｖ字型切欠き形状の試験片を作成し、上記に示すローラーピッチング疲労試験片と同様の条件で窒化処理、高周波焼入れ、および焼戻しあるいは、窒化処理、水蒸気雰囲気での熱処理、高周波焼入れ、および焼戻しを行なった。【００７８】
図２に示すように、このうち窒化処理では、その処理条件で表層部に鉄窒素化合物層３が形成され、その内部に窒素拡散層４が形成される。鉄窒素化合物層３は、表面に沿ってほぼ均質な膜状となって生成して成長し、母相５とは明確な相境界６をもつ。この相境界６の表面からの深さが鉄窒素化合物層３の厚みである。この鉄窒素化合物層３の厚み、および鉄窒素化合物層３中のγ’相の体積率は、断面の表層部に対して走査型電子顕微鏡内のＥＢＳＤ（Electron Backscatter Diffraction）で相にε、γ’、フェライト、セメンタイトで解析を行い、その結果得た相マッピングから測定、計算する。また、鉄窒素化合物層３より内部においても窒素は拡散により浸透し、窒素濃度の高い領域が存在する。窒素濃度が窒化前、すなわち母材７と同一となるまでの領域を窒化層１と表現する。窒化によって侵入した窒素の影響を受けていない領域を母材７と表現する。なお、窒素の拡散浸透領域は光学顕微鏡では明確に区分けすることはできず、例えばＥＰＭＡによる線分析で窒素濃度を測定して定量評価する。鉄窒素化合物層３および窒化層１はともに高温処理あるいは、長時間処理するほど厚みが増す傾向にあり、窒化物形成元素の添加量が多い場合には厚みが減少する傾向にある。【００７９】
窒化処理後、水蒸気雰囲気で熱処理を行うことで、最表層部、すなわち表面に緻密なマグネタイト皮膜２を形成させ、後に実施する高周波焼入れの際に起こる脱窒をさらに抑制する。【００８０】
引き続いて実施する高周波加熱で、主としてγ’化合物で構成される表層部の鉄窒素化合物層３はγ’からεに変態するが、γ’の段階では脱窒および酸化は殆ど起こらず、ε変態後焼入れまでの非常に短い時間内で僅かに脱窒および酸化が発生する。そのため焼入れ組織はεのままの状態で凍結される。【００８１】
高周波焼入れ処理後の表層部に存在する空孔は、電子顕微鏡を用いて断面の表面から深さ５μｍの領域を観察し、空孔の個数を測定した。【００８２】
鋼中の窒素が高くなることにより、１５０℃焼戻し後の硬さ、３００℃焼戻し硬さが向上する。特にローラーピッチング疲労試験での鋼材の耐久性は、３００℃焼戻し硬さと正の相関があることが一般に知られている。本発明では、３００℃焼戻し硬さの下限値を、ビッカース硬さで６５０として目標を定めた。【００８３】
３００℃焼戻し硬さ測定試験片を小ローラー試験片及び大ローラー試験片と同一条件で窒化処理をおこない、高周波焼入れ（周波数１００ｋＨｚ）を施した（実施例Ａ）。実施例Ａで窒化処理を施した後、４５０〜５５０℃に加熱して、３０〜６０分保持する水蒸気雰囲気での熱処理条件で、マグネタイト皮膜２を表面に施した後に高周波焼入れを行った（実施例Ｂ）。さらにその後、３００℃で６０分の焼戻し処理を行った、断面切断後、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。尚、焼入れた表層部の組織はマルテンサイトで、芯部は焼きが入っておらず、フェライト−パーライト組織のままであった。マグネタイト皮膜２の厚さは、ＥＰＭＡを用いて表層部のＯ元素マッピングを作成し、そのマッピング中の表層部におけるＯ濃度が高い領域の厚みとして測定した。なお、鉄窒素化合物層３の厚みは、前述した実施例と同様の方法で測定したが、マグネタイト皮膜２と鉄窒素化合物層３の境界から、相境界６までの深さを鉄窒素化合物層３の厚みとした。【００８４】
表２Ｂ、表６Ｃに示すように、実施例１〜４６、７０〜１１５の発明例は、いずれも３００℃焼戻し硬さで目標とするレベルを満足する。【００８５】
上記の熱処理を施したうえで、大ローラー試験片と小ローラー試験片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、小ローラー試験片に種々のヘルツ応力の面圧で大ローラー試験片を押し付けて、接触部での両ローラー試験片の周速方向を同一方向とし、滑り率を−４０％（小ローラー試験片よりも大ローラー試験片の方が接触部の周速が４０％大きい）として回転させて試験を行った。上記接触部に潤滑油として供給するギア油の油温は９０℃とし、大ローラー試験片と小ローラー試験片との接触応力を３５００ＭＰａとした。試験打ち切り回数を１０００万回（１０７回）とし、小ローラー試験片においてピッチングが発生せずに１０００万回の回転数に達した場合、小ローラー試験片の耐久性が確保されたと判断した。ピッチング発生の検出は試験機に備え付けてある振動計によって行い、振動検出後に両ローラーの回転を停止させてピッチングの発生と回転数を確認した。【００８６】
また、回転曲げ疲労試験においては、ＪＩＳ  Ｚ２２７４記載の方法に則って実施し、１０００万回の回転数に達した場合、耐久性十分との判断とし、疲労限および時間強度を求める方式で試験を実施した。特性評価は主として疲労限の値の高低で判断した。【００８７】
表２Ｂ、表６Ｃに示すように、実施例１〜４６、７０〜１１５の発明例はいずれもローラーピッチング疲労試験において３５００ＭＰａ以上の応力条件で１０００万回耐久を確保している。一方、表４Ｂ、表７Ｂに示す実施例４７〜６０、１１６〜１２９の比較例のうち、実施例５０、５２、５４、５５、１１９、１２１、１２３、１２４を除くすべての比較例において１０００万回に到達する前に損傷が発生し、ローラーピッチング疲労試験において、ローラーピッチング疲労耐久性が不十分であった。なお実施例５４、１２３については、Ｓｎの上限を超える添加に起因して鋼材に疵が多発したため、評価しなかった。【００８８】
また、曲げ疲労強度に関して、実施例１〜４６の発明例はいずれも切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験において、７００ＭＰａの応力条件において１０００万回耐久を確保している。実施例７０〜１１５の発明例はいずれも切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験において、７００ＭＰａおよび７５０ＭＰａいずれの応力条件において１０００万回耐久を確保している。一方、実施例４７〜６０の比較例のうち、実施例５４を除く全ての実施例において１０００万回に到達する前に損傷が発生し、切欠き付き小野式回転曲げ疲労の耐久性が不十分であった。実施例１１６〜１２９の比較例のうち、実施例１２３を除く全ての実施例において１０００万回に到達する前に損傷が発生し、切欠き付き小野式回転曲げ疲労の耐久性が不十分であった。【００８９】
ここで化学成分に関して、表１Ａ、表１Ｂ、表１Ｃに示す鋼番号ａ〜ａｔの鋼はすべて本発明の化学成分範囲内にある。一方、表３に示す鋼番号ｂａ〜ｂｎの鋼は、いずれか１つまたは２つ以上の本発明で規定した化学成分範囲からの逸脱がある。【００９０】
表４Ａは、表３に示された化学成分の鋼を窒化、高周波焼入れした際の条件を示す。表４Ａの実施例５０、５２、５５は表３に示す化学成分が本発明の範囲から各々逸脱していることに加え、ガス窒化処理条件が本発明の範囲から不適合である。その結果、表４Ｂに示すように面疲労強度評価および曲げ疲労強度評価を評価するうえで、３００℃焼戻し硬さが高いため、ローラーピッチング疲労試験は、耐久であったが、切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験は、その目標レベルに到達する以前に損傷が発生した。また、実施例５４は表３に示すＳｎの添加量が本発明の範囲から逸脱していることが原因で、耐久評価試験前の状態で疵が多発したため、部品での疵も同様に多発すると考えられるため、評価を取りやめた。
表７Ａは、表３に示された化学成分の鋼を窒化、水蒸気雰囲気での熱処理、高周波焼入れした際の条件を示す。表７Ａの実施例１１９、１２１、１２４は表３に示す化学成分が本発明の範囲から各々逸脱していることに加え、ガス窒化処理条件が本発明の範囲から不適合である。その結果、表７Ｂに示すように面疲労強度評価および曲げ疲労強度評価を評価するうえで、３００℃焼戻し硬さが高いため、ローラーピッチング疲労試験は、耐久であったが、切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験は、その目標レベルに到達する以前に損傷が発生した。また、実施例１２３は表３に示すＳｎの添加量が本発明の範囲から逸脱していることが原因で、耐久評価試験前の状態で疵が多発したため、部品での疵も同様に多発すると考えられるため、評価を取りやめた。【００９１】
表４Ｂは、表３に示された化学成分の鋼を表４Ａの条件で熱処理した鋼材の特性を示した表である。表４Ｂの実施例４７、５１、５８、６０は、表３に示す化学成分が本発明の範囲から各々逸脱するため、３００℃焼戻し時のビッカース硬さが目標に到達せず、ローラーピッチング疲労試験、切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験共に、その目標レベルに到達する以前に損傷が発生した。実施例４８、４９、５３は表３に示す化学成分が本発明の範囲から逸脱するため、焼入れ不足となり、疲労耐久に必要な表層部の深さまで焼入れできなかったため、ローラーピッチング疲労試験、切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験共に、その目標レベルに到達する以前に損傷が発生した。さらに、実施例５６、５７、５９は、疲労耐久に悪い影響を及ぼす酸化物、硫化物、窒化物等の晶析出物が多量に生成したため、ローラーピッチング疲労試験、切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験共に、その目標レベルに到達する以前に損傷が発生した。
表７Ｂは、表３に示された化学成分の鋼を表７Ａの条件で熱処理した鋼材の特性を示した表である。表７Ｂの実施例１１６、１２０、１２７、１２９は、表３に示す化学成分が本発明の範囲から各々逸脱するため、３００℃焼戻し時のビッカース硬さが目標に到達せず、ローラーピッチング疲労試験、切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験共に、その目標レベルに到達する以前に損傷が発生した。実施例１１７、１１８、１２２は表３に示す化学成分が本発明の範囲から逸脱するため、焼入れ不足となり、疲労耐久に必要な表層部の深さまで焼入れできなかったため、ローラーピッチング疲労試験、切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験共に、その目標レベルに到達する以前に損傷が発生した。さらに、実施例１２５、１２６、１２８は、疲労耐久に悪い影響を及ぼす酸化物、硫化物、窒化物等の晶析出物が多量に生成したため、ローラーピッチング疲労試験、切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験共に、その目標レベルに到達する以前に損傷が発生した。【００９２】
表５Ａ、表５Ｂに示された実施例７、９〜１２、６１〜６９の化学成分は、本発明の化学成分の範囲内である。またガス窒化条件あるいは高周波焼入れ条件が本発明で提示した条件から外れた場合を、実施例６１〜６９の比較例に示す。実施例６１〜６９の鋼材は、表１Ａ、表１Ｂ、表１Ｃの同一鋼番号の鋼材を使用した。実施例６１〜６７は面疲労強度が耐久目標１０００万回寿命を満たす一方で、曲げ疲労強度はいずれの場合においても耐久性目標に到達できなかった。実施例６８、６９は、面疲労強度と曲げ疲労強度がともに耐久目標に到達できなかった。
表８Ａに示された実施例７６、７８〜８１、１３０〜１４１の化学成分は、本発明の化学成分の範囲内である。またガス窒化条件あるいは高周波焼入れ条件が本発明で提示した条件から外れた場合を、実施例１３０〜１３８の比較例に示す。実施例１３０〜１４１の鋼材は、表１Ａ、表１Ｂ、表１Ｃの同一鋼番号の鋼材を使用した。実施例１３０〜１３６は、面疲労強度が耐久目標１０００万回寿命を満たす一方で、曲げ疲労強度はいずれの場合においても耐久性目標に到達できなかった。実施例１３７は、ガス窒化条件の処理時間が短いことで、鉄窒素化合物層３が形成されず、面疲労強度と曲げ疲労強度がともに耐久目標に到達できなかった。実施例１３８は、ガス窒化条件の処理温度が低いことで、鉄窒素化合物層３が形成されず、面疲労強度と曲げ疲労強度がともに耐久目標に到達できなかった。実施例１３９は、水蒸気雰囲気での熱処理温度が高いことで、マグネタイトに多数の割れが発生して均質な皮膜が形成されず、マグネタイト皮膜２の効果が現れなかった。そのため、７５０ＭＰａの応力条件において曲げ疲労強度は耐久性目標に到達できなかった。実施例１４０、１４１は、水蒸気雰囲気での熱処理温度が低いあるいは、熱処理時間が短いために、十分なマグネタイトの厚みが得られなかった。そのため、７５０ＭＰａの応力条件において曲げ疲労強度は耐久性目標に到達できなかった。【００９３】
【表１Ａ】
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【００９４】
【表１Ｂ】
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【００９５】
【表１Ｃ】
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【００９６】
【表２Ａ】
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【００９７】
【表２Ｂ】
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【００９８】
【表３】
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【００９９】
【表４Ａ】
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【０１００】
【表４Ｂ】
0005994924.tif 000009
【０１０１】
【表５Ａ】
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【０１０２】
【表５Ｂ】
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【０１０３】
【表６Ａ】
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【０１０４】
【表６Ｂ】
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【０１０５】
【表６Ｃ】
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【０１０６】
【表７Ａ】
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【０１０７】
【表７Ｂ】
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【０１０８】
【表８Ａ】
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【０１０９】
【表８Ｂ】
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【産業上の利用可能性】
【０１１０】
本発明によれば、自動車等の動力伝達部品用に適用できる高い面疲労強度、曲げ疲労強度を有した、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ、軸受等の高周波焼入れ部品の素形材及びその製造方法を提供することができ、これにより自動車の高出力化および低コスト化等に大きく寄与する。
【符号の説明】
【０１１１】
１    窒化層
２    マグネタイト皮膜
３    鉄窒素化合物層
４    窒素拡散層
５    母相
６    相境界
７    母材
【図１】
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【図２】
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