(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
母材の化学組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．３０〜０．８０％、
Ｓｉ：０．０２〜２．５％、
Ｍｎ：０．３５〜２．０％、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｓ  ：０．０４０％以下、
Ｎ  ：０．００３０〜０．０２％
を含有し、
Ｏ  ：０．００５％以下、
Ｐ  ：０．０２５％以下
にそれぞれ制限し、残部がＦｅおよび不純物であり、
表面から０．２ｍｍ深さまでの固溶Ｎ濃度が０．０５〜１．５０％であり、
有効硬化層深さｔが０．５ｍｍ以上で、かつ、破損危険部位の半径又は肉厚の半分をｒ（ｍｍ）とするとき、ｔ／ｒ≦０．３５である鋼部品であって、
上記鋼部品を３００℃で焼戻したときの焼戻し後の表面から０．２ｍｍ深さまでのビッカース硬さがＨｖ６００以上となることを特徴とする面疲労強度に優れる軟窒化高周波焼入れ鋼部品。
【請求項２】
母材の化学組成のＦｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｕ：３．０％以下、Ｃｏ：３．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｔｅ：０．１％以下、Ｐｂ:０．５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下の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に記載の面疲労強度に優れる軟窒化高周波焼入れ鋼部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟窒化高周波焼入れ鋼部品に関し、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歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ等に用いられる軟窒化高周波焼入れ鋼部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
たと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、ハブなどの動力伝達部品等の鋼部品は、高い面疲労強度が要求される。一般に上記の部品には素材にＪＩＳ  ＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等のＣが０．２％前後の肌焼鋼を用い、肌焼鋼に浸炭焼入れ処理を施して部品の表層にＣが０．８％前後のマルテンサイト組織の硬化層を形成して面疲労強度を高めて使用される。【０００３】
しかしながら、浸炭焼入れ処理は９５０℃前後の高温でのオーステナイト域において、５〜１０時間、場合によっては１０時間以上の処理となるため、結晶粒粗大化による熱処理変形（焼入れ歪）が大きくなることがある。このため、高い精度が要求される部品の場合には、浸炭焼入れの後、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。【０００４】
近年、自動車エンジン等の低騒音化の要求が高まっていることから、浸炭焼入れ処理に比べて熱歪が小さい表面硬化処理である高周波焼入れや軟窒化が注目されている。【０００５】
高周波焼入れは表層部の必要な部分のみ短時間加熱でオーステナイト化して焼入れするので焼入れ歪が小さく、高周波焼入れによれば、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強度を得るとすれば、０．８％を超えるＣ含有量を有する鋼材が必要となる。その結果、母材の硬さが上昇し、被削性の著しい劣化が生じる。したがって、むやみに鋼中のＣ含有量を増加することはできず、高周波焼入れのみで面疲労強度を向上させるには限界がある。【０００６】
軟窒化処理はＡ１変態点以下の温度域で表面硬化層を得る処理であり、また浸炭焼入れ処理に比べて、処理時間が２〜４時間程度と短い。そのため、低歪が要求される鋼部品への軟窒化の適用は多い。しかしながら、軟窒化処理だけで得られる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は適用することが困難である。【０００７】
最近では、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、特に面疲労強度を得る手法として、軟窒化後に高周波焼入れを施すことが試みられている。【０００８】
特許文献１〜３には、軟窒化処理と高周波焼入れとを組合せることにより、面疲労強度を向上させた機械構造用鋼が開示されている。特許文献１〜３に記載の技術は、高周波焼入れ温度が９５０℃未満であるので、軟窒化処理で表層に析出した窒化物が十分に固溶せず、窒素（Ｎ）の多くが窒化物として存在し、表層の固溶Ｎ濃度が低い。その結果、圧縮残留応力が低いため、十分に高い面疲労強度を得ることができない。【０００９】
特許文献４では、高周波焼入れと窒化処理を組み合わせることによる機械的強度に優れた鋼部品の製造方法が提案されている。特許文献４の製造方法で得られた鋼部品の表層硬度は高い。しかしながら、表層の全Ｎ濃度、すなわち窒化物のＮ濃度と固溶Ｎ濃度の合計は低く、かつＶ等の窒化物形成元素が多量に存在し、また、表層の全Ｎ濃度のうちの固溶Ｎ濃度は低いので、表層の高温硬さは低い。そのため、稼動中に高温となる歯車等の表層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。【００１０】
特許文献５でも、高周波焼入れと窒化処理を組み合わせることで優れた機械的性質を得る技術が提案されている。特許文献５に記載の技術は、表面から０．０５ｍｍ深さの窒素濃度が高いことを特徴としている。しかしながら、面疲労破壊は表面起点破壊であるが、破壊の深さは０．０５ｍｍの数倍の深さにまで達する。したがって、表面から０．０５ｍｍ深さの硬度が高いだけでは高い面疲労強度を得ることはできない。【００１１】
特許文献６でも、高周波焼入れと窒化処理を組み合わせることによる機械的強度に優れた鋼部品の製造方法が提案されている。特許文献６に記載の技術は、部品の大きさに対する有効硬化層が深く、高周波加熱によってオーステナイト化する領域の占める深さが深い。そのため、表面近傍の圧縮残留応力が小さく、さらに焼入れ歪が大きくなり、部品特性として好ましくない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】国際公開第２０１０／０８２６８５号
【特許文献２】特開２０１１−２０８２５０号公報
【特許文献３】国際公開第２０１０／０７０９５８号
【特許文献４】特開平６−１７２９６１号公報
【特許文献５】特開２００７−７７４１１号公報
【特許文献６】特開平７−９０３６４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明は、前記の実情を鑑み、従来の軟窒化高周波焼入れ鋼部品では得られない、焼戻し軟化抵抗に優れ、高い表面近傍の圧縮残留応力を示して面疲労強度に優れる軟窒化高周波焼入れ鋼部品を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
動力伝達部品は、使用時の発熱により３００℃前後まで稼働面の温度が上昇する。したがって、鋼部品の面疲労強度向上には、稼動面の高温強度維持のために焼戻し軟化抵抗を向上させることが有効である。さらに、鋼部品の面疲労強度向上には、表面近傍の圧縮残留応力を高くすることが有効である。また、鋼部品の精度向上には、焼入れ歪の低減が有効である。
本発明者らは、軟窒化処理と高周波焼入れの組合せによる鋼部品の表面硬化処理について種々の検討を行い、以下の知見を得た。【００１５】
ａ）鋼部品の稼働面の焼戻し軟化抵抗を向上させるには、鋼部品の表層の固溶Ｎ濃度を高めることが有効である。通常測定されるＮ濃度は、マルテンサイト中に固溶しているＮと、鋼中の窒化物のＮの合計量である。本発明者らは、高周波加熱時の最高温度を変化させて表層の固溶Ｎと窒化物の割合を変化させることによって、３００℃で焼戻した際の表層の固溶Ｎ濃度が硬さに与える影響を調査した結果、マルテンサイト中の固溶Ｎ濃度を増加させることが焼戻し軟化抵抗の向上に有効であることを確認した。【００１６】
ｂ）表面近傍の圧縮残留応力を高くするには、表層の固溶Ｎ濃度を高め、かつ有効硬化層深さを比較的浅めにすることが有効である。すなわち、表層の固溶Ｎ濃度を高くすると、高周波焼入れ時のマルテンサイト変態による膨張量が大きくなるので、表面近傍の圧縮残留応力を高くすることができる。また、部品の大きさに対して有効硬化層深さを浅くすることでも表面近傍の圧縮残留応力を高くすることができる。これらを組み合わせることで、表面近傍の圧縮残留応力を高くすることができる。さらに、部品の大きさに対して有効硬化層深さを浅くすることは、焼入れ歪の低減にも寄与する。これは、焼入れ歪がオーステナイトのマルテンサイト変態に起因して現れるためである。【００１７】
表層の固溶Ｎ濃度を高くするためには、高周波加熱時の到達温度を高くする必要がある。しかしながら、単に高周波加熱時の到達温度を上げると、有効硬化層深さが深くなりすぎ、表面近傍の圧縮残留応力が低くなる。従来技術でも９００℃以上の高周波加熱を行った例があるが、有効硬化層深さが深くなり、圧縮残留応力を十分に高くすることができなかった。【００１８】
本発明らは、上記の問題を解決するために、高周波加熱の条件を鋭意検討し、本発明を完成した。その要旨は下記のとおりである。【００１９】
（１）母材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０％、Ｓｉ：０．０２〜２．５％、Ｍｎ：０．３５〜２．０％、Ａｌ：０．００１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜３．０％、Ｓ：０．０４０％以下、Ｎ：０．００３０〜０．０２％を含有し、Ｏ：０．００５％以下、Ｐ：０．０２５％以下にそれぞれ制限し、残部がＦｅおよび不純物であり、表面から０．２ｍｍ深さまでの固溶Ｎ濃度が０．０５〜１．５０％であり、有効硬化層深さｔが０．５ｍｍ以上で、かつ、破損危険部位の半径又は肉厚の半分をｒ（ｍｍ）とするとき、ｔ／ｒ≦０．３５である鋼部品であって、上記鋼部品を３００℃で焼戻したときの焼戻し後の表面から０．２ｍｍ深さまでのビッカース硬さがＨｖ６００以上となることを特徴とする面疲労強度に優れる軟窒化高周波焼入れ鋼部品。
【００２０】
（２）母材の化学組成のＦｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｕ：３．０％以下、Ｃｏ：３．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｔｅ：０．１％以下、Ｐｂ:０．５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）の面疲労強度に優れる軟窒化高周波焼入れ鋼部品。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、従来の軟窒化高周波焼入れ鋼部品では得られない、高い表面近傍の圧縮残留応力を示し、面疲労強度に優れる、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ等の動力伝達部品を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】破損危険部位を説明する概略図である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
本発明者らが表層の焼戻し軟化抵抗および表面近傍の圧縮残留応力に及ぼす影響を調査した結果、表層の固溶Ｎ濃度を高め、有効硬化層深さを浅めに制御することで、面疲労強度に優れることが判明した。
【００２４】
まず、本発明の母材の化学組成の規定理由を説明する。ここで、化学組成の％は質量％を表す。
【００２５】
Ｃ：０．３０〜０．８０％
Ｃは、鋼の強度を得るために重要な元素である。特に、高周波焼入れの前組織としてのフェライト分率を低減し、高周波加熱した場合に速やかに鋼の表層をオーステナイト単相とすることで、高周波焼入れ時の硬化能を向上させるために必要である。Ｃの含有量が０．３０％未満では、フェライト分率が高く、高周波焼入れにより十分硬化させることができない。Ｃの含有量が０．８０％を超えると鋼部品製作時の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。したがって、Ｃの含有量は、０．３０〜０．８０％とした。Ｃの含有量は、０．４０〜０．６０％が好ましい。
【００２６】
Ｓｉ：０．０２〜２．５％
Ｓｉは表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。その効果を得るには、Ｓｉの含有量を０．０２％以上とする必要がある。Ｓｉの含有量が２．５％を超えると鍛造時の脱炭が著しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０２〜２．５％とした。Ｓｉ含有量は、０．２０〜０．８０％が好ましい。
【００２７】
Ｍｎ：０．３５〜２．０％
Ｍｎは、焼入れ性を向上し、表層の焼戻し軟化抵抗高めることにより面疲労を向上させるのに有効な元素である。また、高周波焼入れの前組織として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向上させるのに有効である。その効果を得るには、Ｍｎの含有量を０．３５％以上とする必要がある。Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、鋼材製造時に硬くなりすぎて棒鋼を切断する場合に支障が生じる。さらに、Ｍｎは製鋼時の凝固段階でデンドライト樹間に偏析しやすく、局部的に硬化して鋼材を脆くする場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は、０．３５〜２．０％とした。Ｍｎ含有量は、０．５０〜１．５％が好ましい。
【００２８】
Ａｌ：０．００１〜２．０％
Ａｌは、軟窒化時に窒化物を形成し、表層の全N濃度を増加させ、高周波焼入れ時に一部またはすべての窒化物が溶体化することで表層の固溶N濃度を増加させる元素である。また、高周波焼入れ時に溶体化しない窒化物が存在しても、鋼中に分散するため、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効果がある。また、被削性向上にも有効な元素である。そのため、Ａｌの含有量は０．００１％以上とする必要がある。Ａｌの含有量が２．０％を超えると、析出物が粗大化して鋼を脆化させる。したがって、Ａｌ含有量は、０．００１〜２．０％とした。Ａｌ含有量は、０．０２０〜０．１０％が好ましい。
【００２９】
Ｃｒ：０．０１〜３．０％
Ｃｒは、Ａｌと同様の効果を持つ元素である。すなわち、Ｃｒは、軟窒化時に窒化物を形成し、表層の全N濃度を増加させ、高周波焼入れ時に一部またはすべての窒化物が溶体化することで表層の固溶N濃度を増加させる元素である。また、高周波焼入れ時に溶体化しない窒化物が存在しても、鋼中に分散するため、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効果がある。その効果を得るには、Ｃｒの含有量を０．０１％以上とする必要がある。Ｃｒの含有量が３．０％を超えると、被削性が悪化する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０１〜３．０％とした。Ｃｒ含有量は、０．０５％以上、１．０％未満が好ましい。
【００３０】
Ｓ：０．０４０％以下
Ｓは、不純物元素である。また積極的に含有させると、被削性の向上に有効な元素である。Ｓの含有量が０．０４０％を超えると、鍛造性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は、０．０４０％以下とした。Ｓ含有量は、０．００１〜０．０１５％が好ましい。
【００３１】
Ｎ：０．００３〜０．０２％
Ｎは、各種窒化物を形成して芯部のオーステナイト組織の粗粒化防止に有効に働く。その効果を得るには、Ｎの含有量を０．００３％以上とする必要がある。Ｎの含有量が０．０２％を超えると、本来、軟窒化時に全Ｎ濃度を増加させる作用を有するＡｌやＣｒ等の合金元素が凝固時に粗大な窒化物を形成し、粗大な窒化物は高周波焼入れ時に溶体化しないため、実質高周波焼入れ後の固溶Ｎ濃度が低くなる。したがって、Ｎ含有量は、０．００３〜０．０２％とした。Ｎ含有量は、０．００４〜０．０１２％未満が好ましい。
【００３２】
Ｏ（酸素）とＰは、不純物であるが、本発明においては特に制限する必要がある。
【００３３】
Ｏ：０．００５％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が多いと該酸化物が大型化し、これを起点として動力伝達部品の破損に至る。そのため、Ｏの含有量は０．００５％以下に制限する必要がある。Ｏの含有量は少ないほど好ましいので、０．００２％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。
【００３４】
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、粒界に偏析して靭性を低下させるので極力低減する必要があり、０．０２５％以下に制限する。
【００３５】
母材の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物とは、鋼の原材料および製造環境から混入するものをいう。
【００３６】
次に、任意に含有することが可能な化学組成の規定理由について説明する。
【００３７】
［鋼材強化元素］
Ｎｂ：０．３％以下
Ｎｂは、Ａｌと同様の効果を持つ元素である。すなわち、Ｎｂは、軟窒化時に窒化物を形成し、表層の全N濃度を増加させ、高周波焼入れ時に一部またはすべての窒化物が溶体化することで表層の固溶N濃度を増加させる元素である。また、高周波焼入れ時に溶体化しない窒化物が存在しても、鋼中に分散するため、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効果がある。また、被削性向上にも有効な元素である。しかし、０．３％を超えて含有してもその効果は飽和して経済性を損ねる。したがって、含有する場合のＮｂの含有量を０．３％以下とした。前記効果を安定して得るためには、Ｎｂの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００３８】
Ｔｉ：０．３％以下
Ｔｉは、Ａｌと同様の効果を持つ元素である。すなわち、Ｔｉは、軟窒化時に窒化物を形成し、表層の全N濃度を増加させ、高周波焼入れ時に一部またはすべての窒化物が溶体化することで表層の固溶N濃度を増加させる元素である。また、高周波焼入れ時に溶体化しない窒化物が存在しても、鋼中に分散するため、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効果がある。しかし、Ｔｉの含有量が０．３％を超えると析出物が粗大化して鋼を脆化させる。したがって、含有する場合のＴｉの含有量を０．３％以下とした。前記効果を安定して得るためには、Ｔｉの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００３９】
Ｖ：１．０％以下
Ｖは、Ａｌと同様の効果を持つ元素である。すなわち、Ｖは、軟窒化時に窒化物を形成し、表層の全N濃度を増加させ、高周波焼入れ時に一部またはすべての窒化物が溶体化することで表層の固溶N濃度を増加させる元素である。また、高周波焼入れ時に溶体化しない窒化物が存在しても、鋼中に分散するため、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効果がある。しかし、１．０％を超えて含有してもその効果は飽和して経済性を損ねる。したがって、含有する場合のＶの含有量を１．０％以下とした。前記効果を安定して得るためには、Ｖの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
【００４０】
Ｗ：０．５％以下
Ｗは、Ａｌと同様の効果を持つ元素である。すなわち、Ｗは、軟窒化時に窒化物を形成し、表層の全Ｎ濃度を増加させ、高周波焼入れ時に一部またはすべての窒化物が溶体化することで表層の固溶Ｎ濃度を増加させる元素である。また、高周波焼入れ時に溶体化しない窒化物が存在しても、鋼中に分散するため、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効果がある。また、高周波焼入れの前組織として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向上させる。Ｗの含有量が０．５％を超えると切削性が悪化し、さらには効果が飽和して経済性が損なわれる。したがって、含有する場合のＷの含有量を０．５％以下とした。前記効果を安定して得るためには、Ｗの含有量を０．０３％以上とすることが好ましい。
【００４１】
［焼入れ性向上元素］
Ｎｉ：３．０％以下
Ｎｉは、焼入れ性を高め、靭性をさらに向上させる。Ｎｉの含有量が３．０％を超えると、切削性が悪化する。したがって、含有する場合のＮｉの含有量を３．０％以下とした。前記効果を安定して得るためには、Ｎｉの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
【００４２】
Ｃｕ：３．０％以下
Ｃｕは、フェライトを強化し、焼入れ性向上、耐食性向上にも有効である。３．０％を超えて含有しても、機械的性質の点では効果が飽和する。したがって、含有する場合のＣｕの含有量を３．０％以下とした。前記効果を安定して得るためには、Ｃｕの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕは、熱間延性を低下させ、圧延時の疵の原因となりやすいので、Ｎｉと同時に含有することが好ましい。
【００４３】
Ｃｏ：３．０％以下
Ｃｏは、焼入性の向上に寄与する。３．０％を超えてもその効果は飽和する。したがって、含有する場合のＣｏの含有量を３．０％以下とした。前記効果を安定して得るためには、Ｃｏの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
【００４４】
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、表層の焼戻し軟化抵抗を向上させることにより、面圧疲労強度を向上させる効果に加えて、硬化層を強靭化して曲げ疲労強度を向上させる効果もある。１．０％を超えて含有してもその効果は飽和して経済性を損ねる。したがって、含有する場合のＭｏの含有量を１．０％以下とした。前記効果を安定して得るためには、Ｍｏの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
【００４５】
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、焼入性の向上に寄与する。０．００５％を超えてもその効果は飽和する。したがって、含有する場合のＢの含有量を０．００５％以下とした。前記効果を安定して得るためには、Ｂの含有量を０．０００６％以上とすることが好ましい。
【００４６】
［切削性向上元素］
部品作成時に切削性も求められる場合には、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｐｂ、ＲＥＭから選択される１種以上を含有する。
【００４７】
Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｔｅ：０．１％以下、Ｐｂ：０．５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下
これらの元素は、ＭｎＳの延伸を抑制すること、または脆化相として存在することにより、切削性を向上させる。これらの効果を与えるためには、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｔｅ：０．１％以下、Ｐｂ：０．５％以下及びＲＥＭ：０．００５％以下から選択される少なくとも１種以上を含有させる。ＲＥＭとは、希土類元素である。各元素で上限値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。したがって、含有する場合のＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｐｂ、及びＲＥＭの含有量を、それぞれ、０．０１％以下、０．０１％以下、０．０５％以下、０．１％以下、０．５％以下、及び０．００５％以下とした。前記効果を安定して得るためには、含有する場合のＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｐｂ、及びＲＥＭの含有量を、０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００４８】
次に、表面から０．２ｍｍ深さまでの固溶Ｎ濃度と、３００℃で焼戻しした後の表面から０．２ｍｍ深さまでのビッカース硬さについて説明する。以下、表面から０．２ｍｍ深さまでの固溶Ｎ濃度を、「表層の固溶Ｎ濃度」いう。また、３００℃で焼戻しした後の表面から０．２ｍｍ深さまでのビッカース硬さを「表層の３００℃焼戻し硬さ」という。
【００４９】
表層の固溶Ｎ濃度とは、鋼中の全Ｎ量から、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＴｉＮ及びＶＮ等の窒化物に含まれるＮ量を引いた値である。表層の固溶Ｎ量は、不活性ガス融解−熱伝導度法により全Ｎ量を測定するとともに、非水溶媒電解液による定電位電解腐食法のＳＰＥＥＤ法及び０．１μｍのフィルターにより電解抽出した残渣をインドフェノール吸光度法により窒化物中Ｎ量を測定し、下記数式（２）により算出する。
（固溶Ｎ量）＝（全Ｎ量）−（窒化物中Ｎ量）  …  （２）
【００５０】
表面から０．２ｍｍ深さまでの領域を測定するには、測定試料として０．２ｍｍまで切削加工した際の切り屑を使用する。ただし、切削加工時の発熱による温度上昇の影響を抑えるため、切り屑はテンパーカラーが見られない必要がある。
【００５１】
本発明者らは、軟窒化条件、高周波焼入れ条件及び鋼材の化学組成を変化させ、高周波焼入れ後の表層の固溶Ｎ濃度を変化させ、３００℃で６０分焼戻しした後の表層の３００℃焼戻し硬さを調べた。その結果、表層の固溶Ｎ濃度が０．０５％以上１．５％以下の範囲において、表層の固溶Ｎ濃度が高いほど表層の３００℃焼戻し硬さが向上することが確認された。
【００５２】
マルテンサイト中に固溶するＮは、Ｃと同様に、置換型固溶原子として結晶内に存在することで、固溶強化、転位強化に寄与し、強度を向上させる。３００℃で焼戻しを行うと、固溶Ｃは炭化物を析出し、マルテンサイト中の固溶Ｃ濃度が低下することで鋼の強度が低下する。一方、Ｎは固溶状態を維持するので、３００℃で焼戻しを行っても鋼は高い強度を維持する。そのため、浸炭焼入れのみ、高周波焼入れのみを施した部品に比べ、軟窒化と高周波焼入れを施した部品の方が、３００℃焼戻し硬さが高い。
【００５３】
表層の固溶Ｎ濃度が０．０５％未満の場合、表層の３００℃焼戻し硬さの向上は小さく、面疲労強度は低い。十分に高い表層の３００℃焼戻し硬さを得るには、０．１０％以上が好ましい。表層の固溶Ｎ濃度が１．５％を超えると、冷却時のマルテンサイト変態開始温度が低下し、高周波焼入れ後の残留オーステナイトが高くなる。その結果、表層の固溶Ｎ濃度の増加により、焼入れ後の表層の硬さ、及び表層の３００℃焼戻し硬さが向上する以上に硬さが低下する。そのため、逆に面疲労強度が低下する。
【００５４】
表層の３００℃焼戻し硬さを６００以上とするのは、表層の３００℃焼戻し硬さが６００以上となる深さが表面から０．２ｍｍより浅い場合、負荷される面圧に鋼部品が耐えることができず、疲労破壊するためである。
【００５５】
次に、有効硬化層深さについて説明する。
【００５６】
有効硬化層深さｔは、ＪＩＳ  G０５５９で規定される。本発明の鋼部品においては、有効硬化層深さｔは０．５ｍｍ以上であり、かつ下記［１］式を満足する。
【００５７】
ｔ／ｒ≦０．３５  …  ［１］
ただし、ｔ：有効硬化層深さ（ｍｍ）、ｒ：破損危険部位の半径又は肉厚の半分（ｍｍ）
【００５８】
破損危険部位の半径又は肉厚の半分であるｒは、有効硬化層深さと部品の大きさを相対化するために用いた指標である。破損危険部位とは設計上の危険断面のことであり、シャフトのような軸状部品では最小直径部や応力集中が最大となる断面部の半径（断面が円形の場合）又は肉厚の半分（断面が方形の場合）である。歯車部品では、図１に矢印で示した部分が破損危険部位（疲労破損部）１であり、２ｒが肉厚２である。
【００５９】
高周波加熱時のオーステナイト化する領域の割合、すなわち部品の大きさに対する有効硬化層深さの比を小さくすることで、表面近傍の圧縮残留応力を増加させ、かつ焼入れ歪を低減することができる。
【００６０】
有効硬化層が深くなると、表面近傍の圧縮残留応力が低下するだけでなく、焼割れが発生する原因となるので、［１］式の上限を０．３５とする。たとえば、ローラーピッチング疲労試験で用いる大ローラー試験片では、半径６５ｍｍに対して、有効硬化層深さを４０ｍｍとした場合、高周波焼入れ時に表面に焼割れが発生する。表面近傍の圧縮残留応力をより高くするには、０．３以下が好ましい。
【００６１】
［１］式の下限を定めるべき理由は、部品の大きさに依存しない。よって、下限は［１］式の下限としてではなく、有効硬化層深さを０．５ｍｍ以上とすることで定める。有効硬化層深さが浅くなると、芯部においても高いせん断応力が発生し、硬化層と芯部の間でき裂が発生、進展することでスポーリングが発生する。有効硬化層深さは、安全をみて、０．７５ｍｍ以上とすることが好ましい。
【００６２】
軟窒化処理温度は、温度が低いほど処理時間が長くなるので、５００℃以上とする。一方、軟窒化処理温度がＡ１点を超えると熱処理ひずみが大きくなるので、鋼材のＡ１点未満とする。
【００６３】
軟窒化処理後の冷却は、放冷、空冷、ガス冷却、油冷等いずれの方法で行ってもよい。
【００６４】
軟窒化処理としては、ガス雰囲気、塩浴、電場中いずれの雰囲気下でのＮ侵入方法も適用することができる。なお、軟窒化処理のみならず、窒化処理（Ｃの侵入を伴わずにＮを侵入させる処理）、酸窒化処理（窒化処理＋酸化処理）を適用してもよい。
【００６５】
高周波焼入れを施す際の加熱方法は、表層の固溶Ｎ濃度を考慮して決定する必要がある。表層の固溶Ｎ濃度が０．０５〜１．５％を実現できる高周波加熱温度は、９５０℃以上である。高周波加熱温度が高いほど表層の固溶Ｎ濃度が増加するが、高温にしすぎると結晶粒が粗大化し、歪により部品精度が低下するので、高周波加熱温度は１２００℃以下とする。より好ましい高周波加熱温度は９５０〜１０５０℃であり、さらに好ましくは、９６０〜９８０℃である。
【００６６】
高周波加熱の周波数が低すぎると、狙いの加熱温度と硬化層深さと有効硬化層深さが両立できない。周波数が高すぎると、装置の性能上工業的に実現が困難になる。高周波加熱の周波数は、１００〜３００ｋＨｚとする。
【００６７】
有効硬化層深さは、部品の大きさに依存する。有効硬化層深さが０．５ｍｍ以上で、かつ［１］式を満たすよう適宜調整するには、主に加熱時間を調整する。たとえば、ローラーピッチング疲労試験に用いる小ローラーの半径１３ｍｍの場合、周波数を２００ＫHzで高周波加熱温度を９５０℃とすると加熱時間が２５秒のとき有効硬化層深さが４．５５ｍｍを超え、［１］式から外れるため、２０秒以下にする。一方、同じ条件で加熱時間が０．７秒を下回ると有効硬化層深さが０．５ｍｍ以下となるため、０．７秒以上にする。
【００６８】
高周波焼入れ後に、ショットピーニング等の機械的な表面硬化処理を施してもよい。
【００６９】
軟窒化、高周波加熱及び焼入れは複数回実施してもよい。
【実施例】
【００７０】
次に、本発明の実施例について説明する。実施例の条件は、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例であり、本発明は、この一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。【００７１】
表１に示す化学組成を有する各鋼材に、１２５０℃に加熱後、熱間で鍛造を行って室温まで放冷した後に再加熱し、８５０℃で１時間焼準を施した。その後、機械加工により、ローラーピッチング疲労試験片用に直径が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製作した。さらに、直径が２６ｍｍ、長さ１００ｍｍの硬さ、残留応力測定試験片を作製した。【００７２】
【表１】
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【００７３】
小ローラー及び大ローラーには、実施例３０、３１を除き、軟窒化処理及び高周波焼入れを施した。軟窒化処理は、軟窒化雰囲気に６００℃で所定時間保持した後、Ｎ２ガスで冷却した。軟窒化処理に用いたガスの組成は、Ｎ２（０．４５Ｎｍ３／ｈ）＋ＮＨ３（０．５Ｎｍ３／ｈ）＋ＣＯ２（０．０５Ｎｍ３／ｈ）、軟窒化時間は、実施例１〜２５、２８、２９、３２〜３４は２時間、実施例２６は０．５時間、実施例２７は５時間とした。軟窒化処理に引き続いて、表２に示す条件で高周波焼入れを施した。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分の焼戻し処理を行い、疲労試験に供した。【００７４】
実施例３０は、軟窒化処理は行わず、高周波焼入れのみ実施した。また、実施例３１は、上記の条件で軟窒化処理（軟窒化時間は２時間）のみを施し、高周波焼入れは行わなかった。【００７５】
製作した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、小ローラーに面圧をヘルツ応力３５００ＭＰａとして大ローラーを押し付けて、接触部での両ローラーの周速方向を同一方向とし、滑り率を−４０％（小ローラーよりも大ローラーの方が接触部の周速が４０％大きい）として回転させて行った。接触部に供給するギア油の油温は８０℃とした。寿命は、小ローラーにおいてピッチングが発生するまでの小ローラーの回転数とした。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が振動を検出した際に両ローラーの回転を停止させて目視確認を行ってピッチング有無を確認することで行った。また試験打ち切り回数を、１０００万回（１０７回）とした。【００７６】
残留応力測定試験片に対しては、小ローラー及び大ローラーと同一条件で、軟窒化処理及び高周波焼入れ、焼戻しを施した。Ｎ濃度の測定には、上述の方法を用いた。０．０１ｍｍ深さまでは電解研磨を行い、Ｘ線を用いて０．０１mm深さの残留応力を測定した。また、残留応力測定試験片を用い、３００℃で６０分の焼戻し処理を施し、断面を切断した後、表面から芯部への硬さ分布を、ビッカース硬度計で、０．１ｍｍピッチで測定した。【００７７】
表２に示すように、実施例１〜２５は、いずれもローラーピッチング疲労試験で寿命が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）を有する良好な結果であった。【００７８】
たとえば実施例１は、表層の固溶Ｎ濃度が０．２０％であり、表面近傍の圧縮残留応力が４３３ＭＰａであることから、表層の３００℃焼戻し硬さに優れ、高い表面近傍の圧縮残留応力を示すので、ローラーピッチング疲労試験で寿命が１０００万回以上であり、良好な面疲労強度が得られている。【００７９】
【表２】
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【００８０】
実施例２６、２７は、高周波焼入れ後の表層の固溶Ｎ濃度が本発明から外れた実例である。実施例２６は、鋼材は実施例１と同じだが、軟窒化処理の時間が短い。そのため、表層の固溶Ｎ濃度が０．０５％に達しておらず、表層の３００℃焼戻し硬さはＨｖ６００未満の低い値を示しており、寿命が短い。実施例２７は、鋼材は実施例４と同じだが、軟窒化処理の時間が長い。そのため、表層の固溶Ｎ濃度が１．５％を超え、残留オーステナイトが多量に存在するので、表層の３００℃焼戻し硬さが低く、さらに、焼入れ時の体積変化が小さいことで表面近傍の圧縮残留応力が低下するので、寿命が短い。【００８１】
実施例２８、２９は、それぞれ、高周波焼入れ後のｔ／ｒ、有効硬化層深さｔが本発明の範囲外である。いずれも疲労試験寿命が１０００万回に満たなかった。実施例２８は、高周波加熱の周波数が低く、加熱時間が長かった。そのため、鋼材は実施例１と同じだが、試験片形状に対して有効硬化層深さが深く、表面近傍の圧縮残留応力が低下しており、寿命が短い。実施例２９は、高周波加熱時間が短かった。そのため、鋼材は実施例３と同じだが、有効硬化層深さが浅く、スポーリングが発生しており、寿命が短い。【００８２】
実施例３０は、実施例５と同じ化学組成の鋼材に高周波焼入れのみを施した例である。表層の固溶Ｎ濃度がほとんど存在しておらず、表層の３００℃焼戻し硬さおよび表面近傍の圧縮残留応力が低下しており、寿命が短い。【００８３】
実施例３１は、実施例５と同じ化学組成の鋼材に軟窒化処理のみを施し、高周波焼入れを施さなかった例である。表層の３００℃焼戻し硬さが低く、寿命が短い。【００８４】
実施例３２は、Ｃの濃度が本発明の範囲を下回っており、高周波焼入れ後に十分な硬さが得られなかった。そのため、表層の固溶Ｎ濃度、ｔ／ｒは本発明の範囲内であるが、寿命が短い。【００８５】
実施例３３は、実施例３と同じ化学組成の鋼材で高周波焼入れの条件を変更して熱処理を施した例である。高周波加熱温度が低く、固溶Ｎ濃度が低くなったため、表層の３００℃焼戻し硬さが低く、寿命が短い。
【符号の説明】
【００８６】
１    破損危険部位（疲労破損部）
２    肉厚（２ｒ）
【図１】
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