JP5026625B2 - 表面硬化用機械構造用鋼、及び、機械構造用鋼部品とその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車等の動力伝達用部品、特に、腐食環境下で高い面疲労強度を要する部品、例えば、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ、軸受等に適用する表面硬化用機械構造用鋼と、該鋼で製造した機械構造用鋼部品、及び、該部品の製造方法に関する。

機械構造用部品、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、ハブなどの動力伝達用部品には、高い面疲労強度が要求される。

従来、一般に、上記部品の素材には、Ｃが０．２％前後の肌焼鋼（ＪＩＳ ＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等）を用い、浸炭焼入れ処理を施して、部品の表面に、Ｃが０．８％前後のマルテンサイトの硬化層を形成し、面疲労強度を高めている。

しかし、浸炭は、９５０℃前後でのオーステナイト変態を伴い、かつ、５〜１０時間、場合によっては１０時間以上の長時間処理となるので、結晶粒の粗大化により熱処理変形（焼入れ歪）が大きくなることは避けがたい。

それ故、高い精度が要求される部品の場合、浸炭焼入れの後、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。

また、機械構造用鋼部品は、耐食性が要求される環境で使用される。その場合、(a)素材として、面疲労強度に加え、耐食性の優れた鋼材を用いる、(b)熱処理で部品特性の向上を図る、又は、(c)鋼材と熱処理の組合せで部品特性の向上を図る、という解決策を採用する。

近年、自動車エンジン等が発する騒音を低減することが求められている。耐食性の向上や、騒音の低減に対する要求を満足するには、ＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等に浸炭処理を施す従来の方法では限界がある。

そこで、高周波焼入れや、軟窒化等の熱処理を用いて、強度や耐食性に優れる鋼材を開発することが検討されている。高周波焼入れでは、表層部のみを短時間で加熱してオーステナイト化し、焼入れを行うので、焼入れ歪が小さい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れば、０．８％以上のＣが必要となる。鋼材のＣ量を多くすると、面疲労強度の向上には必要のない内部硬さが上昇して、被削性が著しく劣化するので、むやみに、鋼材のＣ量を増加することはできない。

それ故、高周波焼入れのみで面疲労強度を高くすることには、限界がある。

軟窒化は、変態点以下の５００〜６５０℃の温度域で、鋼材表面に、窒素と炭素を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。

鋼材の表層では、拡散浸透した窒素により窒化物が生成する。一般に、鋼材の最表層には、Ｆｅ₃Ｎ、Ｆｅ₄Ｎ等の窒化物からなる化合物層が形成され、その内部に、Ｎが拡散浸透した窒化層が形成される。

軟窒化は、低温で処理ができ、しかも、処理時間が０．５〜５時間で、浸炭に比べ短時間でよいので、低歪みが要求される鋼部品の製造に多く適用されている。さらに、軟窒化を施した鋼材の表層では、Ｎ濃度が高くなり、耐食性が向上する。

しかし、軟窒化処理だけでは、硬化層の深さは小さいので、軟窒化を、高い面圧が加わるトランスミッション歯車等の製造に適用することは難しい。

最近、高周波焼入れと軟窒化の欠点を補い、より優れた機械的性質、特に、面疲労強度を高める手法として、軟窒化後に高周波焼入れを施す手法が試みられている。

特許文献１には、高周波焼入れとガス軟窒化を組み合わせて、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り高い面疲労強度を得る方法が提案されている。

しかし、上記方法では、表面硬度は高いが、窒化層中のＮ濃度が低いので、高温での硬さが低く、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、高い面疲労強度が得られない。

特許文献２には、高周波焼入れと軟窒化を組み合わせて、機械的強度に優れた機械構造用部品を製造する方法が提案されている。この方法では、窒化物を固溶させるために、９００〜１２００℃の高周波加熱を行う。

しかし、Ｎとの親和性が高くて、窒化物の分解、拡散を促進する元素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、鋼材表面に酸化層が生成して、機械的性質が劣化する。また、上記方法では、厚い化合物層を形成することが考慮されていないので、高い面圧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、高周波焼入れと窒化を組み合せて、優れた機械的性質を得る技術が提案されている。しかし、この技術では、窒化を６００℃以上の高温で行うので、化合物層が薄く、さらに、そのＮ濃度が低く、高周波焼入れ時に分解して拡散するＮ量が少ない。

上記技術では、窒化で、化合物層を形成することができても、厚くて、かつ、Ｎ濃度の高い窒化層を形成することは難しい。それ故、高周波焼入れとの組合せでも、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４には、軟窒化後に高周波焼入れを行うことに加え、ＭｎとＳの量を適正にバランスさせて製造した、機械的強度と被削性に優れた機械構造用部品が提案されている。

しかし、上記機械構造用部品においては、機械的強度、例えば、水を含む潤滑環境下での耐久性が不十分である。水を含む潤滑環境では、鋼部品の摺動面に発生する腐食が起点となって、鋼部品が早期に破壊する。

それ故、この環境で使用する鋼材において、機械的強度、特に、良好な疲労特性を確保するには、より一層の耐食性の向上が必要である。

通常、歯車等の動力伝達用部品は、鍛造後の鋼材（素材）を切削加工して、所要の形状に仕上げ、次工程で、表面硬化処理を施して完成品となる。

特許文献１〜４の技術は、合金元素を添加した中炭素鋼に表面硬化処理を施して、稼動面の高強度化を図る技術である。それ故、上記技術では、鋼材（素材）の硬さが必要以上に上昇し、また、被削性が考慮されていないので、切削加工性の劣化は避けられず、その結果、生産性が低下して、製造コストが上昇する。

したがって、上記鋼部品の製造に使用する鋼材においては、鍛造後の鋼材において硬さの上昇を抑制するとともに、快削性元素の添加で被削性を確保して、表面硬化部の面疲労強度の向上を達成することが課題である。

特開平０６−１７２９６１号公報 特開平０７−０９０３６３号公報 特開２００７−０７７４１１号公報 国際公開ＷＯ２０１０／０８２６８５号公報

本発明は、上記課題を踏まえ、高周波焼入れ、又は、軟窒化のみでは、鋼材の表面硬さ及び内部硬さが低いという欠点を補う手法を開発することを課題とし、該課題を解決して、従来の軟窒化高周波焼入れ鋼部品では得られていない高い表面硬さ、焼戻し軟化抵抗、及び、被削性を備え、さらに、稼動面に十分な潤滑膜を備える、面疲労強度と耐食性に優れた機械構造用鋼部品の素材として用いる表面硬化用機械構造用鋼と、該鋼で製造した機械構造用鋼部品、及び、該部品の製造方法を提供することを目的とする。

鋼部品の面疲労強度を高めるには、(ｉ）表面硬さの向上、（ii）鋼硬化層の深さの増大、及び、（iii）高温化（３００℃前後）する稼動面において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。

また、鋼部品の生産性を低下させないためには、鋼材（素材）の被削性を高めて、部品加工性を向上させる必要がある。さらに、鋼部品の稼動面同士の焼付きや凝着を防止するためには、鋼部品の稼動面に、十分な潤滑膜を形成することが有効である。

そこで、本発明者らは、軟窒化と高周波熱処理の組み合せによる鋼部品の表面硬化と、鋼材の成分組成の調整による被削性と耐食性の向上について検討した。その結果、以下、（ａ）〜（ｅ）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濃度の高い窒化層を形成することが有効である。窒化処理を施すのみでは、化合物層を形成できても、Ｎ濃度が高く、かつ、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（Ｆｅ₃Ｎ、Ｆｅ₄Ｎ等の窒化物からなる層）をＮ源とし、その後の高周波加熱で窒化物を分解して、鋼材中に十分な量のＮを拡散させることが必要である。

図１に、軟窒化処理を施した鋼材の表面から芯部方向の断面における硬さの分布（図中「点線」参照）と、軟窒化処理後、高周波焼入れを施した鋼材の表面から芯部方向の断面における硬さの分布（図中「実線」参照）を対比して示す。

図１に示すように、軟窒化で、鋼材の最表層には、非常に硬い化合物層が形成されるが、その厚さは薄い。そして、高周波加熱により、最表層の化合物層において窒化物が分解し、Ｎが内部に拡散し、最表層の硬さはやや低下するが、面疲労強度の向上に有効な硬化層（窒化層）は増大する（図中「実線」参照）。

なお、高周波焼入れを施した鋼材において、表層はマルテンサイトで、芯部はフェライト−パーライトである。

軟窒化で、厚さ１０μｍ以上の化合物層を形成すると、高周波焼入れで、Ｎ濃度が高く、かつ、厚い窒化層を形成することができる。軟窒化で形成する化合物層は、窒化条件によっては脆いものとなり、機械的性質を劣化させるので、通常は、化合物層の厚さを薄くする。

しかし、本発明では、逆に、所要の厚さの化合物層を形成し、この化合物層の特性を積極的に活用する。この点が、本発明の特徴である。

即ち、軟窒化で、鋼材の最表層に形成した、所要の厚さの化合物層に高周波焼入れを施すと、鋼材の表層組織が、Ｎ濃度が高いマルテンサイトとなり、高温時の軟化抵抗が飛躍的に増大する。

（ｂ）軟窒化で、厚い化合物層を形成するために、ＦｅとＮの結合を妨げるＳの量を低減する。鋼材中にＳが単独で固溶していると、Ｓは鋼材表面へ濃化し、Ｎの侵入を阻害する。

Ｓの鋼材表面への濃化を防止するため、鋼材に所要量のＭｎを添加して、ＳをＭｎＳとして固定する。Ｍｎ量は、Ｍｎ／Ｓ≧７０を満たす量が好ましい。

（ｃ）鋼材の被削性を高めるために、表面硬化処理後の面疲労強度が劣化しない程度に、鋼材の硬さの上昇を抑制し、さらに、面疲労強度の向上にも寄与する快削性元素を添加する。鋼材の硬さの上昇を抑制するためには、Ｍｎ、Ｎ等の合金元素を過剰に添加しないことが有効である。

さらに、面疲労強度の向上にも寄与しつつ、被削性を向上させるＡｌとＢを複合添加する。Ｂは、鋼材中のＮと結合してＢＮを形成し、鋼材の加工時、被削性の向上に寄与する。Ｂは、冷却速度が遅い冷却、例えば、鍛造後の冷却の途中でＢＮを形成し、鋼材を硬くしないので、被削性を劣化させることはない。

高周波加熱時に、ＢＮが分解して固溶Ｂが生成し、焼入れ時、鋼材の表層硬さが向上して、鋼材表層の面疲労強度が向上する。

Ａｌは、固溶状態で存在して、鋼材の被削性を著しく向上させる。Ａｌも、鋼材の硬さの上昇には影響しない。Ａｌは、軟窒化時にＮと結合してＡｌＮを形成し、表層近傍のＮ濃度を高めるので、面疲労強度の向上にも寄与する。

さらに、ＡｌとＢを複合添加すると、Ｂが、被削性の向上に有効なＢＮを形成して、鋼材中のＮを消費し、その結果、より多くの固溶Ａｌが、鋼材中に存在することになり、被削性が相乗的に向上する。

（ｄ）鋼部品の稼動面で焼付きや凝着を防止するには、潤滑剤の油膜を途切れなく形成する油溜まりを設けることが有効である。本発明では、軟窒化で、鋼材表層に化合物層を形成し、その後、高周波加熱でオーステナイト化し、焼入れを施して窒化層を形成する。

図２に、鋼材の表層に形成した窒化層の組織態様を示す。図２（ａ）に、光学顕微鏡で観察した窒化層の組織態様を示し、図２（ｂ）に、走査型電子顕微鏡で観察した窒化層の組織態様を示す。

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空孔が多数形成されて存在する硬質な多孔質層である。鋼材の表層に、硬質の多孔質層が存在するので、鋼材表層における潤滑効果が向上し、耐摩耗性及び耐久性が一層向上する。

軟窒化条件及び高周波加熱条件を制御することにより、表面から５μｍ以上の深さ領域において、油溜りとして有効に機能する円相当径で０．１〜１μｍの空孔を、５０００個／ｍｍ²以上形成することができる。

（ｅ）鋼部品の表面の耐食性を向上させるには、窒化又は軟窒化処理で、表層部のＮ濃度を高めることが有効であり、さらに、ＣｒとＳｎの複合添加が有効である。

鋼部品の表面の凹部において、鋼から溶け出したＮと使用環境中の水分が反応してアンモニウムイオンが生成し、鋼部品の表面の凹凸に堆積する。この堆積で、鋼材表面のｐＨが上昇して腐食し難くなる。

このことと、ＣｒとＳｎの複合添加で、鋼部品の表面に生成する不動態皮膜が、高いｐＨであるほど安定化することの相乗効果で、鋼部品の表面の耐食性が向上する。なお、ＣｒとＳｎを複合添加する場合、Ｃｒが０．０５％以上あること、及び、ＳｎがＣｒの２０％以上あることが好ましい。

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 ：０．３０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．０２〜２．０％、
Ｍｎ：０．３５〜１．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、
Ｓｎ：０．００１〜１．０％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０２１％、
Ｎ ：０．００３０〜０．００５５％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｏ ：０．００５％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、
Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｎ、及び、Ｓの含有量が、下記式（１）及び（２）を満たし、さらに、ＳｎとＣｒの含有量が、下記式（３）を満たす
ことを特徴とする表面硬化用機械構造用鋼。
−０．１９≦０．１２×Ｓｎ＋Ｃｕ−０．１×Ｎｉ≦０．１５ ・・・（１）
６０≦Ｍｎ／Ｓ≦３００ ・・・（２）
Ｓｎ≧０．２×Ｃｒ ・・・（３）
（２）前記鋼が、さらに、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％
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）に記載の表面硬化用機械構造用鋼。

（３）前記鋼が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、
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前記（１）又は（２）に記載の表面硬化用機械構造用鋼。

（４）前記（１）〜（３）のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼を窒化又は軟窒化し、次いで、高周波焼入れを施して製造した鋼部品であって、
（ａ）表面から深さ０．４ｍｍ以上の表層が窒化層で、かつ、
（ｂ）表面から深さ０．２ｍｍまでの表層において、３００℃で焼戻し処理をしたときのビッカース硬さが６５０以上である、
ことを特徴とする機械構造用鋼部品。

（５）前記窒化層内の表面から深さ５μｍ以上の層に、円相当径で０．１〜１μｍの空孔が５０００個／ｍｍ²以上存在することを特徴とする前記（４）に記載の機械構造用鋼部品。

（６）前記窒化層内の表面側の、窒化又は軟窒化で形成した化合物層に対応する層を機械加工で除去したことを特徴とする前記（４）又は（５）に記載の機械構造用鋼部品。

（７）前記（１）〜（３）のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼を、鍛造又は／及び切削で、所定の形状に成形し、その後、成形した鋼部材に、５５０〜６５０℃で０．５〜５時間、窒化又は軟窒化処理を施し、次いで、９００〜１１００℃で０．０５〜５秒、高周波加熱して焼入れし、（ａ）表面から深さ０．２ｍｍ以上の表層に窒化層を形成し、かつ、（ｂ）表面から深さ０．２ｍｍまでの表層において、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さを６５０以上とすることを特徴とする機械構造用鋼部品の製造方法。

（８）前記高周波焼入れの後、表層を、下記式（４）を満足する研削除去量（ｍｍ）で研削除去することを特徴とする前記（７）に記載の機械構造用鋼部品の製造方法。
０．０５×｛１−０．００６×（６００−窒化又は軟窒化温度（℃））｝×｛（窒化又は軟窒化時間（ｈｒ）＋１）／３｝≦研削除去量≦０．２ｍｍ ・・・（４）

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ていない高い表面硬さ、焼戻し軟化抵抗、及び、被削性を備え、さらに、稼動面に十分な潤滑膜を備える、面疲労強度と耐食性に優れた機械構造用鋼部品の素材として用いる表面硬化用機械構造用鋼と、該鋼で製造した機械構造用鋼部品、及び、該部品の製造方法を提供することができる。

特に、本発明の表面硬化用機械構造用鋼は、自動車等の動力伝達用部品に適用でき、腐食環境下で高い面圧疲労強度を必要とする、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ、軸受等の素材として好適で、自動車の高出力化及び低コスト化等に大きく寄与する。

軟窒化処理を施した鋼材の表面から芯部方向の断面における硬さの分布（図中「点線」参照）と、軟窒化処理後、高周波焼入れを施した鋼材の表面から芯部方向の断面における硬さの分布（図中「実線」参照）を対比して示す図である。 鋼材の表層に形成した窒化層の態様を示す図である。（ａ）は、光学顕微鏡で観察した窒化層の組織態様を示し、（ｂ）は、走査型電子顕微鏡で観察した窒化層の組織態様を示す。 軟窒化したときのＭｎ／Ｓと窒素化合物層の厚さの関係を示す図である。 軟窒化（又は窒化）条件と窒素化合物層の厚さの関係を示す図である。

本発明の表面硬化用機械構造用鋼（以下「本発明鋼」ということがある。）は、腐食環境下でも高い面疲労強度が要求される鋼部品を製造するため、鋼部品用の鋼材に、Ｍｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｎを適正量添加して被削性を向上させ、さらに、軟窒化後に高周波焼入れを施すことにより、Ｎ濃度の高い窒化層を厚く形成して、硬さ及び軟化抵抗を向上させ、さらに、Ｃｒ及びＳｎに加え、表層部に存在するＮで、耐食性を向上させることを基本思想とする。

具体的に、本発明鋼は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％、Ｍｎ：０．３５〜１．５％、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｓｎ：０．００１〜１．０％、Ｓ：０．０００１〜０．０２１％、Ｎ：０．００３０〜０．００５５％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｏ：０．００５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｎ、及び、Ｓの含有量が、下記式（１）及び（２）を満たし、さらに、ＳｎとＣｒの含有量が、下記式（３）を満たすことを特徴とする。

−０．１９≦０．１２×Ｓｎ＋Ｃｕ−０．１×Ｎｉ≦０．１５ ・・・（１）
６０≦Ｍｎ／Ｓ≦３００ ・・・（２）
Ｓｎ≧０．２×Ｃｒ ・・・（３）
まず、本発明鋼の成分組成の限定理由を説明する。以下、成分組成に係る％は質量％を意味する。

Ｃ：０．３０〜０．６０％
Ｃは、鋼の強度を得るために重要であり、特に、高周波焼入れの前組織としてのフェライトの分率を低減し、高周波焼入れ時の硬化能を向上させ、硬化層を深く形成するために必要である。

０．３０％未満では、フェライト分率が高くなり、高周波焼入れ時の硬化が不足するので、下限を０．３０％とする。０．６０％を超えると、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０．６０％とする。好ましくは０．３４〜０．５６％である。

Ｓｉ：０．０２〜２．０％
Ｓｉは、焼入れ層の軟化抵抗を高めて、面疲労強度を向上させる作用をなす。添加効果を得るため０．０２％以上を添加する。好ましくは０．０７％以上である。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。製造性を考慮すると、１．３％以下が好ましい。

Ｍｎ：０．３５〜１．５％
Ｍｎは、焼入れ性の向上、及び、軟化抵抗の増大による面疲労強度の向上に有効である。また、Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして固定して、Ｓの鋼材表面への濃化に起因するＮ侵入阻害現象の発現を防止し、軟窒化による厚い化合物層の形成を促進する。さらに、Ｍｎは、高周波焼入れの前組織のフェライトの分率を低下させ、高周波焼入れ時の硬化能を高める作用をなす。

添加効果を得るため、０．３５％以上を添加するが、ＳをＭｎＳとして確実に固定して無害化するために、Ｍｎ／Ｓ≧６０を満たす量を添加する。好ましくは０．５０％以上である。

Ｍｎを多量に添加すると、高周波焼入れ時の焼入れ性が向上して硬さが上昇し、面疲労強度は向上するが、１．５％を超えると、鋼材自体の硬さが大幅に上昇して、軟窒化前の鋼材の切削加工性が著しく劣化する。その結果、生産性が低下するので、上限を１．５％とする。好ましくは１．２％以下である。

６０≦Ｍｎ／Ｓ≦３００
Ｓに対し、Ｍｎを一定比で添加してＭｎＳを形成して、Ｓの鋼材表面への濃化を防止し、Ｓの鋼材表面への濃化に起因するＮ侵入阻害現象の発現を防止して、軟窒化で、厚い化合物層を形成することは、本発明において重要なことである。

そこで、本発明者らは、軟窒化したときのＭｎ／Ｓと化合物層の厚さの関係を調査した。その結果を図３に示す。

Ｍｎ／Ｓが６０未満であると、ＭｎＳの生成が不十分となり、鋼材表面にＳが濃化する。その結果、軟窒化時、Ｎの侵入が阻害され、厚さ１０μｍ以上の化合物層の形成が妨げられるので、下限を６０とする。好ましくは９０以上である。

Ｍｎ／Ｓが６０以上、好ましくは９０以上であれば、軟窒化で、厚さ１０μｍ以上の化合物層を形成でき、添加効果は著しいが、３００を超えると、添加効果がほぼ飽和し、また、多量添加の弊害が現れるので、上限を３００とする。好ましくは２５０以下である。鋼材の被削性を考慮すると、２２３以下がより好ましい。

Ａｌ：０．００１〜０．５％
Ａｌは、窒化物として鋼中に析出し分散して、高周波焼入れ時、オーステナイトを細粒化し、さらに、焼入れ性を高めて、硬化層の厚さを厚くする。また、Ａｌは、軟窒化時に窒化物を形成し、表層近傍のＮ濃度を高めて、面疲労強度の向上に寄与するとともに、被削性の向上にも寄与する。

添加効果を得るため、０．００１％以上を添加するが、面疲労強度の向上の点からは、０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。０．５％を超えると、析出した窒化物が粗大化して、鋼材が脆化するので、上限を０．５％とする。好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．１％以下である。

Ｃｒ：０．０５〜２．０％
Ｃｒは、不動態皮膜を形成して、耐食性の向上に寄与するとともに、窒化特性と焼入層の軟化抵抗を向上させ、面圧疲労強度の向上に寄与する。また、Ｃｒが適正量のＳｎと共存すると、不動態皮膜がより安定して、腐食環境下での耐食機能が強化され、その結果、腐食環境下での面疲労強度が向上する。

軟窒化後、高周波焼入れを施す鋼部品においては、鋼部品の表層のＮ濃度が増加して摺動面のｐＨが上昇する。この高ｐＨ環境下では、Ｃｒの不動態皮膜が生成し易く、さらに、後述のＳｎ添加で、Ｃｒの不動態皮膜はより安定化する。即ち、高Ｎ濃度環境とＳｎ添加で、少量のＣｒでも安定な不動態皮膜が生成し、耐食性が向上する。

添加効果を得るため０．０５％以上を添加する。好ましくは０．１０％以上である。２．０％を超えると、鋼材の切削性が悪化するので、２．０％を上限とする。好ましくは１．５％以下である。

Ｓｎ：０．００１〜１．０％、Ｓｎ／Ｃｒ≧０．２
Ｓｎは、Ｃｒと共存して、Ｃｒ酸化物の不動態皮膜を安定化し、鋼材の耐食性の向上に寄与する。この耐食性向上効果を得るため０．００１％以上を添加する。好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上である。

Ｓｎを多量に添加すると熱間延性が低下し、鋼材製造時の鋳造及び／又は圧延で疵が発生するので、上限を１．０％とする。疵発生を確実にする点で、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．１％以下である。

鋼材から溶け出したＮと使用環境中の水分からアンモニウムイオンが生成して鋼部品の表面の凹凸に堆積し、表面のｐＨが上昇し腐食し難くなること、及び、鋼部品の表面に生成する不動態皮膜が、ｐＨが高いほど安定化することの相乗で耐食性が向上する。

鋼材の耐食性は、ＣｒとＳｎの少量添加でも向上するが、Ｃｒ量に対し、Ｓｎ／Ｃｒ≧０．２を満たす量のＳｎを添加すれば、より少量のＣｒ添加で、安定した不動態皮膜を形成することができる。

なお、Ｓｎは、Ｃｕと同様に熱間延性を低下させる元素であるので、鋼材の熱間延性を確保するため、熱間延性を改善する元素のＮｉを含めて、下記式（１）を満たす必要がある。この点については後述する。

−０．１９≦０．１２×Ｓｎ＋Ｃｕ−０．１×Ｎｉ≦０．１５ ・・・（１）
Ｎｉ：０．０１〜２．０％
Ｎｉは、靭性の向上に寄与する。靭性向上効果を得るため、０．０１％以上を添加する。好ましくは０．０７％以上である。２．０％を超えると、鋼材の切削性が悪化するので、２．０％を上限とする。好ましくは１．６％以下である。また、Ｎｉは、熱間延性を改善するので、上記式（１）を満たす必要がある。

Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｃｕは、フェライトを強化して焼入れ性を高め、さらに、耐食性を高める。０．０１％未満では、添加効果が発現しないので、下限を０．０１％とする。好ましくは０．０８％以上である。

２．０％を超えると、機械的性質の向上が飽和するので、上限を２．０％とする。好ましくは１．６％以下である。また、Ｃｕは、Ｓｎと同様に熱間延性を低下させる元素であるので、上記式（１）を満たす必要がある。

Ｓｎは、耐食性を高める一方で熱間加工性を低下させる元素である。Ｃｕは、Ｓｎと同様に、熱間加工性を低下させる元素である。一方、Ｎｉは、熱間加工性を高める元素である。

Ｓｎ、Ｃｕ、及び、Ｎｉを同時に含有する本発明鋼において、所要の熱間加工性を維持し、鋼材の製造、連続鋳造、熱間圧延、及び、熱間鍛造において、割れや疵の発生を防止して、生産性を確保するためには、Ｓｎ量、Ｃｕ量、及び、Ｎｉ量を適正にバランスさせることが重要である。

即ち、上記式（１）は、Ｓｎ量、Ｃｕ量、及び、Ｎｉ量の適正なバランスのもとで、必要な熱間加工性を確保することを意味する組成関係式である。

なお、Ｓｎの係数（０．１２）は、熱間延性を阻害する程度をＣｕと比較して定めた係数であり、Ｎｉの係数（０．１）は、熱間延性を改善する程度を経験的に定めた係数である。

上記式（１）において、下限は、Ｓｎ及びＣｕの最小量、及び、Ｎｉの最大量から定まるが、上限は、生産性の確保に必要な熱間加工性を維持する観点から、０．１５と設定した。上記式（１）について、以下に詳細に説明する。

Ｓｎは、高温加工時の割れ、疵の原因となる元素である。ＳｎとＣｕが共存すると、高温延性が著しく低下して、高温加工時に割れや、疵が発生し、不良品が発生する。即ち、Ｓｎ添加で耐食性の向上を図ろうとすると、鋼材の製造性が損なわれる場合がある。

それ故、実際の鋼材製造工程中、鋳片を分塊圧延する工程において、割れと疵の発生が問題となる。

Ｓｎ含有鋳片の熱間加工性は、一般の鋳片の熱間加工性より劣るので、本発明では、最も厳しい分塊圧延を模擬して熱間加工性を評価して、棒鋼圧延時の割れ、及び、圧延後の疵を防止するための、Ｓｎ、Ｃｕ、及び、Ｎｉの量を変数とする組成関係式の上限を決定する。

供試鋼は、質量％で、Ｃ：０．２８〜０．６３％、Ｓｉ：０．０１〜２．１０％、Ｍｎ：０．３０〜２．１０％、Ａｌ：０．０１０〜５．５０％、Ｃｒ：０．１０〜２．５０％、Ｓ：０．００５〜０．０２２％、Ｎ：０．００３１〜０．００６０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５２％を基本組成とし、１．０５％以下のＳｎ、１．５０％以下のＣｕ、２．１０％以下のＮｉを、種々の組合せで添加した鋼を、真空溶解にて溶解し、１５ｋｇのインゴットに鋳造して、熱間圧延性を評価した。

インゴットから、断面が８０ｍｍ角の試験材を切削加工で切り出し、試験材の中心部に熱電対を取り付けた。この試験材を、１０５０℃の電気炉に装入し、試験材の中心部が１０４５℃に達してから３０分間後に取り出し、表面温度が１０００℃に達した時点で、試験材に圧延加工を施した。

圧延加工は、３パス連続で行い、厚さ８０ｍｍを、順次、６４ｍｍ、５１ｍｍ、４１ｍｍに減厚し、空冷で室温まで冷却した。

圧延加工で試験材が割れた場合は、割れた時点で圧延加工を中断した。割れなかった試験材については、冷却後、試験材の断面を切り出して、表面疵の有無を観察した。表面疵の判定は、深さ１００μｍ未満を“疵無し”とし、深さ１００μｍ超を“疵有り”とした。

上記観察結果から、“０．１２×Ｓｎ＋Ｃｕ−０．１×Ｎｉ”の値が０．１５を超えると、鋼材の製造工程、又は、鋼部品の製造工程で割れ及び疵が発生することが判明した。

即ち、本発明鋼において、Ｓｎ、Ｃｕ、及び、Ｎｉの量を、個々の組成範囲の内で、かつ、０．１２×Ｓｎ＋Ｃｕ−０．１×Ｎｉ≦０．１５を満足すように定めれば、鋼材の製造工程、又は、鋼部品の製造工程で、割れ及び疵の発生を防止することができる。

Ｓ：０．０００１〜０．０２１％
Ｓは、被削性を向上させるが、一方で、鋼材表面に濃化して、軟窒化時、Ｎの鋼材への侵入を妨げ、軟窒化を阻害する元素である。被削性向上のため添加するが、０．０２１％を超えると、軟窒化を阻害する程度が著しくなり、さらに、鍛造性が劣化するので、上限を０．０２１％とする。

好ましくは０．０１５％以下である。下限は、工業的に限界の０．０００１％とする。好ましくは０．００１％以上である。また、Ｓを、ＭｎＳとして固定し無害化するために、Ｍｎ／Ｓ≧７０を満たすこがより好ましい。

Ｎ：０．００３０〜０．００５５％
Ｎは、各種の窒化物を形成して、高周波焼入処理時のオーステナイト組織を細粒化する。細粒化効果を得るため、０．００３０％以上を添加する。好ましくは０．００３５％以上である。

Ｎを多量に添加すると、硬さが上昇し、また、ＡｌＮが生成して、被削性向上に有効な固溶Ａｌが減少し、被削性が劣化する。また、高温域の延性が低下し、さらに、粗大ＡｌＮや粗大ＢＮが生成して、鋼材が著しく脆化し、圧延や鍛造時に割れが発生する。

それ故、上限を０．００５５％とする。好ましくは０．００５０％以下である。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不可避的に混在する不純物元素であり、粒界に偏析して、靭性を低下させる。それ故、極力低減する必要があり、０．０３０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。

下限は特に定めないが、０．０００１％未満に低減することは、工業的に困難であるので、不可避的に０．０００１％以上混入することになる。

Ｏ：０．００５％以下
Ｏは、不可避的に、Ａｌ₂Ｏ₃やＳｉＯ₂等の酸化物系介在物として存在する元素である。Ｏが多いと、上記酸化物が大型化して、動力伝達用部品の破損の起点として機能するので、０．００５％以下とする。好ましくは０．００２％以下である。高寿命を指向する場合は、０．００１％以下が好ましい。

下限は特に定めないが、０．０００１％未満に低減することは、工業的に困難であるので、不可避的に０．０００１％以上混入することになる。

次に、本発明鋼の選択成分の組成を限定する理由について説明する。

［鋼材強化元素］
Ｂ：０．０００３〜０．００５％
Ｂは、鋼中のＮと結合し、鋼材加工時にＢＮとして存在して、被削性の向上に寄与する。また、Ｂは、冷却速度の遅い冷却中にＢＮを形成するので、鋼材を硬化させない作用をなす。さらに、鋼材の加工後に施す高周波加熱時に、ＢＮが分解してＢが生成し、焼入れ性が大きく向上して、面疲労強度が向上する。

添加効果を得るため、０．０００３％以上を添加する。好ましくは０．０００８％以上である。０．００５％を超えると、添加効果は飽和し、さらに、圧延や鍛造時の割れの原因ともなるので、０．００５％を上限とする。好ましくは０．００４％以下である。

Ｗ：０．００２５〜０．５％
Ｗは、焼入れ性を高め、面疲労特性の向上に寄与するが、一方で、硬さを上昇させて、被削性を劣化させる。それ故、Ｗの添加量は制限される。添加効果を得るため、０．００２５％以上を添加するが、面疲労強度の大幅な向上を達成するためには、０．０１％以上を添加する。好ましくは０．０３％以上である。０．５％を超えると、添加効果が飽和するとともに、被削性が劣化するので、０．５％を上限とする。好ましくは０．２％以下である。

Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは、焼入れ層の軟化抵抗を高めて、面圧疲労強度の向上に寄与し、また、焼入れ層を強靭にして、曲げ疲労強度の向上に寄与する。添加効果を得るため０．０５％以上を添加する。好ましくは０．１０％以上である。１．０％を超えると、添加効果は飽和するので１．０％を上限とする。好ましくは０．７％以下である。

Ｖ：０．０５〜１．０％
Ｖは、窒化物として鋼材中に析出分散して、高周波焼入れ時のオーステナイト組織の細粒化に寄与する。添加効果を得るため０．０５％以上を添加する。好ましくは０．１０％以上である。１．０％を超えると、添加効果は飽和するので、上限を１．０％とする。好ましくは０．７％以下である。

Ｎｂ：０．００５〜０．３％
Ｎｂは、窒化物として鋼材中に析出分散して、高周波焼入れ時のオーステナイト組織の細粒化に寄与する。添加効果を得るため０．００５％以上を添加する。好ましくは０．０１０％以上である。０．３％を超えると、添加効果は飽和するので、上限を０．３％とする。好ましくは０．１％以下である。

Ｔｉ：０．００５〜０．２％
Ｔｉは、窒化物として鋼材中に析出分散して、高周波焼入れ時のオーステナイト組織の細粒化に寄与する。添加効果を得るため０．００５％以上を添加する。好ましくは０．０１０％以上である。０．２％を超えると、析出物が粗大化して、鋼材を脆化させるので、上限を０．２％とする。好ましくは０．１％以下である。

［曲げ強度向上元素］
鋼部品において、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種以上を添加する。

これらの元素は、いずれも、ＭｎＳの延伸を抑制して、曲げ疲労強度をより高め、歯車の曲げ疲労破壊や、軸部品のスプライン底の疲労破壊を防止する。

ＭｎＳの延伸抑制効果を得るため、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、Ｔｅを、０．０００５％以上を添加する。好ましくは、いずれの元素も０．００１０％以上である。

多量に添加しても、添加効果は飽和するので、上限を、Ｃａ及びＭｇは０．０１％、Ｚｒは０．０５％、Ｔｅは０．１％とする。好ましくは、Ｃａ及びＭｇは０．００５％以下、Ｚｒは０．０１％以下、Ｔｅは０．０５％以下である。

また、本発明鋼は、上記成分の他、特性を損なわない範囲で、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｚｎ、ＲＥＭ、Ｓｂ等を含有してもよい。

次に、本発明の機械構造用鋼部品（以下「本発明鋼部品」ということがある。）の窒化層の厚さと硬さについて説明する。

本発明鋼部品は、本発明鋼を窒化又は軟窒化し、次いで、高周波焼入れを施した鋼部品であって、（ａ）表面から深さ０．４ｍｍ以上の表層が窒化層で、かつ、（ｂ）表面から深さ０．２ｍｍまでの表層において、３００℃で焼戻し処理をしたときのビッカース硬さが６５０以上である。

鋼部品の表層を研削加工して使用する場合、窒化又は軟窒化で生成した窒素化合物層を完全に除去せずに、鋼部品の表層に、表面硬さの確保及び耐食性の向上に寄与するＮ含有層を残留させるために、表面から深さ０．４ｍｍ以上の表層を窒化層とする。

窒化層の厚さが不十分であると、十分な硬さを有する表層の厚さが薄くて、表面起点で破壊する前に内部破壊のスポーリングが発生し、低寿命となり、また、耐食性向上効果が発現しない。

面疲労破壊は、高温化（３００℃前後）する稼動面における、表面起点の破壊であるので、面疲労強度を高めることで、面疲労破壊を防止することができる。面疲労強度の向上には、高温強度の維持、つまり、焼戻し軟化抵抗の増大が有効である。それ故、鋼部品の表面から深さ０．２ｍｍまでの表層において、３００℃で焼戻し処理したときのビッカース硬さを６５０以上とする。

鋼部品の表面から０．２ｍｍまでの表層において、３００℃で焼戻し処理したときのビッカース硬さが６５０未満であると、高い面圧に耐えることができない。

実際の鋼部品において、軟窒化後に高周波焼入れを施した鋼部品であることは、鋼部品からミクロサンプルを採取して、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と、表面から芯部における硬さ分布、さらに、ＥＰＭＡで測定した表面から芯部におけるＮ分布により判別することができる。

次に、本発明鋼部品の表層組織について説明する。

本発明鋼部品は、窒化又は軟窒化後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、表面から深さ５μｍ以上の層に、円相当径で０．１〜１μｍの空孔が５０００個／ｍｍ²以上存在する。

転がりによる面疲労が原因で破壊する鋼部品（歯車）では、稼動面の潤滑が重要である。稼動面での潤滑が十分でないと、鋼材同士の接触で焼付きや凝着が生じて、面疲労強度が低下する。

稼動面に、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。

本発明鋼部品では、鋼材表層に、軟窒化で、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、高周波加熱でオーステナイト化して焼入れして窒化層を形成することを特徴とする。

窒化層は、軟窒化時に生成した化合物層の分解で生成したＮ、及び、軟窒化時、鋼材中に拡散浸透したＮにより形成する。この時、化合物層は、高周波焼入れ後に、多数の空孔が分散して存在する硬質な多孔質層（ポーラス層）となる。

この空孔（ポーラス）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。

円相当径０．１〜１μｍの空孔が、表面から５μｍ以上の深さの層に、５０００個／ｍｍ²以上存在すると、空孔が油溜りとして有効に機能する。油溜とし有効に機能する空孔を形成するためには、軟窒化条件、及び／又は、高周波加熱条件を制御する必要がある。

軟窒化だけでも、化合物層に空孔を形成することができ、空孔は油溜まりとして機能するが、化合物層は極めて脆く、大きな荷重に耐えられないので、面疲労強度は向上しない。

空孔が粗大であると、ピッチング等の面疲労の起点となり、面疲労強度が低下するので、空孔の円相当径は１μｍ以下とした。空孔の円相当径が小さ過ぎると、油溜りとして十分に機能しないので、円相当径の下限を０．１μｍとした。

空孔の数が少なすぎると、全体的に、油溜りとして有効に機能しないので、鋼部品の表面から５μｍ以上の深さの層において、５０００個／ｍｍ²以上存在する必要がある。

歯車の歯面等の摺動面は、正常運転のもとで寿命に至るまでの期間に、通常、５μｍ以上摩耗するので、鋼部品の寿命の延長を図るために、鋼部品の表面から５μｍ以上の深さの層において、円相当径０．１〜１μｍの空孔が、５０００個／ｍｍ²以上存在する必要がある。

空孔の大きさと個数は、軟窒化条件及び／又は高周波加熱条件に依存する。有効に機能する多孔質層を形成するためには、高い面疲労強度が得られる軟窒化条件及び／又は高周波焼入れ条件を選択する必要がある。

５５０〜６５０℃で、０．５〜５時間、窒化又は軟窒化処理を行い、その後、９００〜１１００℃で、０．０５〜５秒、高周波加熱を行うことが好ましい。

本発明鋼部品において、表層はマルテンサイトであるが、芯部はフェライト−パーライトのままとする必要がある。

表層のみを焼入れてマルテンサイトにすると、表層に圧縮応力が残留し、面疲労強度が向上する。芯部までマルテンサイトにすると、表層に残留する圧縮応力が減少して、面疲労強度が低下する。

本発明鋼部品において、窒化層内の窒素化合物層に対応する層を機械加工で除去することが好ましい。

窒化又は軟窒化時に窒素化合物層が生成した部位は、その後の高周波焼入れで、空孔を含むマルテンサイトとなるが、窒素化合物層よりも内部の層（以下「窒素拡散層」という）は、空孔を含まないマルテンサイトとなり、両組織は硬さの点で相違する。

本発明鋼部品においては、熱処理後に、歪除去を目的として研削加工を施す場合があるが、研削加工が不十分であると、窒素化合物層のマルテンサイトと、窒素拡散層のマルテンサイトが、研削後の表面上に混在して顕れ、表面硬さがばらつくことになる。

そこで、本発明鋼部品の表面を研削加工して使用する場合には、表面硬さのばらつきを解消するため、窒素化合物層の厚さ以上の研削量を確保する必要がある。

窒素化合物層を除去する研削量ついて説明する。窒素化合物層の厚さは、窒化又は軟窒化の温度及び／又は時間に依存する。そこで、窒化又は軟窒化の温度及び／又は時間と、窒化又は軟窒化後に測定した窒素化合物層の厚みとの関係を調査した。結果、図４に示す。

横軸は、窒化又は軟窒化における温度（℃）と時間（ｈｒ）の影響を調査した結果に基づいて、０．０５×｛１−０．００６×（６００−窒化又は軟窒化温度（℃））｝×｛（窒化又は軟窒化時間（ｈｒ）＋１）／３｝とした。

図４に示すように、窒素化合物層の厚さ（ｍｍ）＝０．０５×｛１−０．００６×（６００−窒化又は軟窒化処理温度（℃））｝×｛（窒化又は軟窒化処理時間（ｈｒ）＋１）／３｝の関係式が得られた。

それ故、鋼部品の表面の研削除去においては、上記関係式で求まる厚さ（ｍｍ）以上の研削除去量を確保すれよい。また、研削除去量は、窒化又は軟窒化で、鋼材へのＮ添加の効果が発現し得る０．２ｍｍを上限とした。

したがって、窒素化合物層を除去する研削量は、下記式（４）を満足することが好ましい。

０．０５×｛１−０．００６×（６００−窒化又は軟窒化温度（℃））｝×｛（窒化又は軟窒化時間（ｈｒ）＋１）／３｝≦研削除去量（ｍｍ）≦０．２ｍｍ ・・・（４）
次に、本発明鋼部品の製造方法について説明する。

本発明鋼部品は、本発明鋼を鍛造及び／又は切削して所定の形状に成形し、成形した鋼部材に窒化又は軟窒化を施して製造される。

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、高周波加熱時に分解してＮ供給源となる化合物層（主に、Ｆｅ₃Ｎ、Ｆｅ₄Ｎ等のＦｅ窒化物からなる層）を、軟窒化で鋼表面に形成する。

鋼材中に十分な量のＮを拡散させ、硬くて、かつ、焼戻し軟化抵抗の高い窒化層を厚く形成するためには、軟窒化後の化合物層の厚さを１０μｍ以上とする必要がある。

軟窒化温度が高温であると、化合物層が薄くなり、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６５０℃以下とする。軟窒化温度が６５０℃以下であると、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。好ましくは６２０℃以下である。

厚い化合物層を形成するため、軟窒化温度の下限は５５０℃とする。好ましくは５８０℃以上である。

窒化層の厚さは、軟窒化時間とともに厚くなるので、軟窒化時間は、少なくとも０．５時間は必要である。５時間を超えると、窒化層の厚さの増大は飽和するので、軟窒化時間は５時間以下とする。好ましくは１〜４時間である。

軟窒化後の冷却は、空冷、Ｎ₂ガス冷却、油冷等の方法で行う。軟窒化は、ガス軟窒化、又は、塩浴軟窒化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方法は、軟窒化、又は、窒化のいずれでもよい。

本発明における窒化は、軟窒化のように、ＮＨ₃とＣＯ₂（場合によっては、Ｎ₂も含む）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。

軟窒化で鋼材表層に形成した化合物層を分解し、生成したＮを鋼材中へ拡散させて、Ｎ濃度の高い窒化層を、表面から深さ０．４ｍｍ以上の領域層に形成し、表面から深さ０．２ｍｍまでの層において、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、軟窒化後に、高周波加熱でオーステナイト化して焼入れすることが必要である。

高周波焼入れ時の加熱については、窒素化合物層の分解・固溶を考慮しなければならない。オーステナイトが単相で、かつ、窒素化合物層が固溶した状態を確保するためには、加熱温度は９００〜１１００℃とし、保持時間は０．０５〜５秒とする必要がある。

加熱温度が９００℃未満であると、窒素化合物の分解・固溶が不十分となり、必要な硬さを確保することができなくなる。加熱温度が１１００℃を超えると、Ｎの拡散が内部まで拡大して、表面のＮ濃度が０．５％未満となり、３００℃で焼戻ししたとき、ビッカース硬さ６５０以上を確保できず、さらに、酸化層の増大により、機械的性質が劣化する。

保持時間が０．０５秒より短いと、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の拡散が内部まで拡大し、表面のＮ濃度が０．５％未満となり、３００℃で焼戻ししたとき、ビッカース硬さ６５０以上を確保できない。

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前後である。焼入に用いる冷媒は、水、ポリマー焼入材など、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、一般的な浸炭焼入れ品に準じ、１５０℃前後の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、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１）
表１と表２（表１の続き）（発明例）、及び、表３（比較例）に示す成分組成の鋼材を製造した。

鋼材の熱間圧延性を評価するため、鋼材から、断面８０ｍｍ角の試験材を切削加工で切り出し、中心部に熱電対を取り付け、１０５０℃の電気炉に装入した。

試験材の中心部が１０４５℃に達してから、３０分間後に電気炉から取り出し、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を、順次、６４ｍｍ、５１ｍｍ、４１ｍｍに減厚し、空冷で室温まで冷却した。

圧延で割れた試験材については、割れた時点で試験を中断し、他の試験材については、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未満を“疵無し”とし、１００μｍ超を“疵有り”とした。

観察の結果、表１及び表２（表１の続き）に示す成分組成の鋼材（発明例１〜４３）については“疵無し”であったので、次に、機械特性を評価した。表３に示す成分組成の鋼材に係る実施例５３、及び、５６〜５８では“疵有り”であった。

表３に示すように、実施例５３、５６、及び、５８の鋼材は、Ｓｎ、Ｃｕ、及び、Ｎｉが、０．１２×Ｓｎ＋Ｃｕ−０．１×Ｎｉ≦０．１５を満たしていない。実施例５７では、Ｂ（選択元素）が、本発明範囲の上限０．００５％を超えている（表３、参照）。

熱間圧延で“疵有り”と判定した実施例５３、及び、５６〜５８については、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ので、以後の特性評価を実施しなかった（表６、参照）。

実施例５５では、鋼材の熱間鍛造段階で脱炭が顕著となり、その後、軟窒化、高周波焼入れを施しても、表層部の硬さが不十分であるので、以後の特性評価を実施しなかった。

他の実施例については、鍛造と焼鈍を施した後、被削性評価用に、直径４５ｍｍ、長さ１００ｍｍの円筒試験片を作製し、被削性を評価した。なお、被削性評価用の試験片は、鍛造後、焼鈍を施したままとして、鍛造、焼鈍後の鋼材の状態で、被削性を評価した。

被削性は、歯車やクランクシャフト等の自動車部品の生産に用いるＮＣマシニングセンタにより、ＭＱＬ（Minimum Quantity Lubrication：最少量潤滑）で深穴穿孔試験を行って評価した。

表４に穿孔条件を示す。表４に示す穿孔条件で穿孔し、ドリルが折損するまでの穴個数を計測した。１０００個以上の穴開けを達成した場合は、被削性良好として、試験を打ち切った。

表５及び表６に、被削性評価試験の結果を示す。表５に示すように、実施例１〜４３の発明例では、いずれも、削孔個数が１０００個を超えていて、被削性が良好である。

一方、表６に示すように、実施例５０〜５２、及び、５９の比較例では、削孔個数が１０００個に達せず、被削性が不十分である。

ローラーピッチング試験片として、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作製して、面疲労強度を評価した。３００℃焼戻し硬さ測定用試験片として、直径２６ｍｍ、長さ１００ｍｍの円筒試験片を作製し、焼戻し軟化抵抗を評価した。

小ローラー試験片、大ローラー試験片、及び、円筒試験片については、軟窒化（窒化ガス組成：Ｎ₂（０．４５Ｎｍ³／ｈｒ）＋ＮＨ₃（０．５Ｎｍ³／ｈｒ）＋ＣＯ₂（０．０５Ｎｍ³／ｈｒ）で窒化、窒化後、Ｎ₂ガスで冷却）を施し、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、又は、ポリマー焼入剤を用いた。焼入れ後、試験片に、１５０℃で１ｈｒの焼戻しを施した。

軟窒化により、試験片の最表層に、Ｆｅ−Ｎ化合物が形成され、その内部に、窒素拡散層が形成される。Ｆｅ−Ｎ化合物は、主として、ε化合物及びγ’化合物である。

ε化合物は、試験片の表面に沿って、ほぼ均質な膜状で生成して、母相とは明確な境界を形成する。表面から境界まで深さを窒素化合物層の厚みとする。窒素は、窒素化合物層より内部にも拡散して浸透し、Ｎ濃度の高い領域を形成する。Ｎ濃度が軟窒化前のＮ濃度と同じになるまでの領域を、窒化層とする。

Ｎの拡散浸透領域は、光学顕微鏡で区分できないので、ＥＰＭＡによる線分析でＮ濃度を測定して、定量的に区分する。窒素化合物層及び窒化層の厚さは、軟窒化が高温及び／又は長時間であるほど厚くなる。

高周波加熱で、Ｆｅ−Ｎ化合物及び母相はオーステナイトに変態し、続く焼入れでマルテンサイトに変態する。

軟窒化で導入した窒素は、加熱の段階でオーステナイト中に固溶し、短時間の高周波加熱では、表面を除き、内部の窒素濃度は、軟窒化時とほとんど変わらないので、マルテンサイトには、軟窒化時とほぼ同じ濃度で窒素が固溶することになる。マルテンサイト中の窒素濃度は、ＥＰＭＡによる線分析で測定できる。

鋼材中の窒素濃度が高くなると、硬さ、３００℃焼戻し硬さ、及び、耐食性が向上する。ローラーピッチング試験での鋼材の耐久性は、３００℃焼戻し硬さと正の相関があり、本発明では、目標下限値を、ビッカース硬さで６５０とした。

上述の熱処理により、表層部には、微細な空孔が形成される。この空孔は、鋼部品の表面において、潤滑油を含ませるピットとして機能し、潤滑性を向上させる。本発明では、十分な潤滑性を確保するために、空孔密度の下限を５０００個／ｍｍ²と設定した。

空孔は、使用環境により、除去したほうが、機械特性を向上させる場合がある。例えば、異物混入した使用環境では、空孔を含む領域の靭性が不十分となり、剥離破壊の起点となる場合がある。

即ち、軟窒化で生成した化合物層を、高周波焼入れ後に研削除去して使用することが好適な場合がある。ただし、窒化層を全て研削除去すると、軟窒化の効果がなくなるので、窒化層を所定の厚さで残す必要がある。

３００℃焼戻し硬さを測定する円筒試験片に、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を施し、次いで、高周波焼入れを施した。

その後、３００℃で６００分の焼戻しを施した試験片の切断断面において、表面から芯部への硬さをビッカース硬度計にて測定した。表層はマルテンサイトで、芯部はフェライト−パーライトであった。表面から０．２ｍｍ位置の窒素濃度を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、切断面を樹脂に埋め込み、鏡面研摩した後、最表層組織を画像処理して求めた。

測定は、３０００倍で１視野５０μｍ²を４０視野以上行い、測定値を１ｍｍ²当たりの空孔数に換算し、空孔が５０００個以上有るかどうかを判定した。

表５に示すように、実施例１〜４３の発明例においては、ＥＰＭＡで測定した窒化層の厚さが０．４ｍｍ以上であり、目標とする３００℃焼戻し硬さ、及び、空孔密度が得られている。

そして、窒化層の厚さが０．４ｍｍ以上であるので、最大研削量の０．２ｍｍを研削除去しても、厚さ０．２ｍｍ以上を確保でき、３００℃焼戻し硬さ、及び、耐食性を維持することができる。

また、実施例１〜４３の発明例においては、３０％含水潤滑油環境下でのローラーピッチング疲労試験で、３５００ＭＰａの応力条件下で、１００万回（１０⁶回）の耐久性を確保している。

一方、表６に示すように、実施例４７〜６４の比較例のうち、実施例４７〜４８、５１、５４、及び、６０〜６４においては、上記応力条件下で１００万回に達する前に損傷が発生したので、腐食環境での耐久性が不十分である。

上記熱処理を施した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、両ローラーの周速方向を同一とし押し付け、接触部での滑り率を−４０％（大ローラー試験片の周速が、小ローラー試験片の周速より、４０％大きい）として回転させて行った。

上記接触部に供給する潤滑油（ギア油）の温度は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は３５００ＭＰａとした。

試験打切り回数を１００万回（１０⁶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１００万回の回転数に達した場合、小ローラーの耐久性が確保されていると評価した。

ピッチングの検出は試験機に備え付けた振動計で行い、振動を検出した後、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。

なお、試験片が腐食し易い環境で試験を行えば、実際の腐食環境下での耐久性を評価できると考え、潤滑油には３０％の水を混合した。

表５に示すように、実施例１〜４３の発明例は、いずれも、３０％の水を含む潤滑油環境（腐食環境）下で、１００万回（１０⁶回）の耐久を示している。

一方、表６に示すように、実施例４７〜６４の比較例のうち、実施例４７〜４９、５１、５８、及び、６０〜６４は、１００万回に達する前に損傷が発生し、３０％の水を含む潤滑油環境（腐食環境）下での耐久性が不十分である。

実施例１〜４３で用いた鋼材の成分組成は、表１及び表２に示すように、本発明の範囲内にあり、また、軟窒化及び高周波加熱焼入れの条件も、本発明の範囲内である。

一方、実施例４７〜６４で用いた鋼材の成分組成は、表３に示すように、１又は２以上の成分が、本発明の範囲から外れている。特に、３００℃焼戻し硬さに寄与する成分、例えば、Ｃ、Ｓｉ等が不足する鋼材、及び、耐食性に寄与する成分組成及び熱処理条件が本発明の範囲から外れる鋼材（例えば、Ｓｎ／Ｃｒが本発明の範囲を満たさない鋼材、窒化条件が本発明の範囲を満たさない鋼材）においては、３０％の水を含む潤滑環境（腐食環境）下でのローラーピッチング試験の結果が目標に達せず、耐久性が劣る結果となっている。

また、Ｍｎ／Ｓが７０未満の場合、及び、軟窒化条件（温度、時間）が、本発明の範囲にない場合においては、軟窒化でのＮの侵入量が不足し、同様に、耐久性に劣る結果となっている。

結局、実施例４７〜６４の比較例においては、表６に示すように、(a)腐食環境下での面疲労強度が目標の１００万回（１０⁶回）に達しない、(b)良好な耐久性を示しても被削性が不十分である、又は、(c)鋼材製造時に疵が多発し又は脱炭が顕著となり、機械特性を評価できない、のいずれかの結果となっている。

実施例４９、５１、及び、６２では、Ｓｎ／Ｃｒが低いことが、腐食環境での疲労耐久性が不十分な結果の一因と考えられる。

実施例４８、４９、６３、及び、６４では、Ｍｎ／Ｓが低くてＳの表面濃化を防止できず、そのため、軟窒化時の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未満と薄くなり、表面から深さ０．２ｍｍまでにおいてＮ濃度は低く、３００℃焼戻しでのビッカース硬さが６５０未満であり、このことが、腐食環境での疲労耐久性が不十分な結果の原因の一つと考えられる。

実施例４７では、Ｃ濃度が低いことで３００℃戻し硬さが不足し、実施例６２では、Ｓｉ濃度が低いことで３００℃戻し硬さ不足し、このことが、腐食環境での疲労耐久性が不十分である原因の一つと考えられる。

実施例５４では、Ｃｒが本発明の範囲の下限を下回ったため、耐食性が不十分となり、腐食環境下での疲労耐久性が不足したと考えられる。実施例６０では、Ａｌが本発明の範囲の上限を超えたため、Ａｌ析出物が粗大化し、腐食環境下での面疲労強度が目標に達しなかったと考えられる。

実施例６１では、酸素濃度が本発明の範囲の上限を超えたため、酸化物が過剰に生成し、該酸化物が疲労試験時の疲労破壊の起点として作用し、耐久性不足になったと考えられる。

被削性は、表４に示す条件で、ドリル穿孔試験を行って評価した。実施例５０〜５２、及び、５９では、目標に達しかった。

実施例５０では、Ｃが本発明の範囲を超え、実施例５１及び５２では、Ｍｎが本発明の範囲を超え、実施例５９では、Ｎｉが本発明の範囲を超えていることが、常温での硬さを上昇させ、ドリル被削性の低下の原因と考えられる。

（実施例２）
鋼材の成分組成が本発明の範囲内であっても、軟窒化の温度及び時間が、本発明の範囲を満たさない場合、軟窒化でのＮの侵入量が不足し、耐久性が劣る結果となる。

表７に実施例（発明例と比較例）を示す。実施例６３の比較例では、軟窒化温度が低いため、十分な厚みの窒化層が形成されず、腐食環境下での疲労耐久性が不十分な結果となっている。

実施例６４の比較例では、高周波焼入れ温度が９００℃未満であり、十分な硬さが得られず、腐食環境下での疲労耐久性が不十分な結果となっている。実施例７及び９の発明例では、腐食環境下での疲労耐久性が十分である。

前述のとおり、軟窒化時に生成した窒素化合物層を機械加工で除去する場合、窒素化合物層から生成したマルテンサイトと窒素拡散層から生成したマルテンサイトが、表面上で混在すると、表面硬さがばらつく原因となるので、鋼材の表層を研削加工して使用する場合は、窒素化合物層の厚み以上の研削量を確保することが必要となる。

図４に、実施例のデータに基づいて作成した、軟窒化（又は窒化）条件と化合物層の厚さの関係を示す。図４に示すように、窒素化合物層の厚みは、０．０５×｛１−０．００６×（６００−窒化又は軟窒化処理温度（℃））｝×｛（窒化又は軟窒化処理時間（ｈｒ）＋１）／３｝で求まる値を超えないから、この値以上で０．２ｍｍ以下の研削量を確保すれば、軟窒化で鋼材にＮを添加する効果が発現することが解る。

前述したように、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ていない高い表面硬さ、焼戻し軟化抵抗、及び、被削性を備え、さらに、稼動面に十分な潤滑膜を備える、面疲労強度と耐食性に優れた機械構造用鋼部品の素材として用いる表面硬化用機械構造用鋼と、該鋼で製造した機械構造用鋼部品、及び、該部品の製造方法を提供することができる。

特に、本発明の表面硬化用機械構造用鋼は、自動車等の動力伝達用部品に適用でき、腐食環境下で高い面圧疲労強度を必要とする、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ、軸受等の素材として好適で、自動車の高出力化及び低コスト化等に大きく寄与する。よって、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．３０〜０．６０％、
   Ｓｉ：０．０２〜２．０％、
   Ｍｎ：０．３５〜１．５％、
   Ａｌ：０．００１〜０．５％、
   Ｃｒ：０．０５〜２．０％、
   Ｓｎ：０．００１〜１．０％、
   Ｓ ：０．０００１〜０．０２１％、
   Ｎ ：０．００３０〜０．００５５％、
   Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
   Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
   Ｐ ：０．０３０％以下、
   Ｏ ：０．００５％以下
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、
   Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｎ、及び、Ｓの含有量が、下記式（１）及び（２）を満たし、さらに、ＳｎとＣｒの含有量が、下記式（３）を満たす
   ことを特徴とする表面硬化用機械構造用鋼。
   −０．１９≦０．１２×Ｓｎ＋Ｃｕ−０．１×Ｎｉ≦０．１５ ・・・（１）
   ６０≦Ｍｎ／Ｓ≦３００ ・・・（２）
   Ｓｎ≧０．２×Ｃｒ ・・・（３）
2. 前記鋼が、さらに、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％
   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。
3. 前記鋼が、さらに、質量％で、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
   Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、
   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又は２に記載の表面硬化用機械構造用鋼。
4. 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を窒化又は軟窒化し、次いで、高周波焼入れを施して製造した鋼部品であって、
   （ａ）表面から深さ０．４ｍｍ以上の表層が窒化層で、かつ、
   （ｂ）表面から深さ０．２ｍｍまでの表層において、３００℃で焼戻し処理をしたときのビッカース硬さが６５０以上である、
   ことを特徴とする機械構造用鋼部品。
5. 前記窒化層内の表面から深さ５μｍ以上の層に、円相当径で０．１〜１μｍの空孔が５０００個／ｍｍ²以上存在することを特徴とする請求項４に記載の機械構造用鋼部品。
6. 前記窒化層内の表面側の、窒化又は軟窒化で形成した化合物層に対応する層を機械加工で除去したことを特徴とする請求項４又は５に記載の機械構造用鋼部品。
7. 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を、鍛造又は／及び切削で、所定の形状に成形し、その後、成形した鋼部材に、５５０〜６５０℃で０．５〜５時間、窒化又は軟窒化処理を施し、次いで、９００〜１１００℃で０．０５〜５秒、高周波加熱して焼入れし、（ａ）表面から深さ０．２ｍｍ以上の表層に窒化層を形成し、かつ、（ｂ）表面から深さ０．２ｍｍまでの表層において、３００℃で焼戻したときのビッカース硬さを６５０以上とすることを特徴とする機械構造用鋼部品の製造方法。
8. 前記高周波焼入れの後、表層を、下記式（４）を満足する研削除去量（ｍｍ）で研削除去することを特徴とする請求項７に記載の機械構造用鋼部品の製造方法。
   ０．０５×｛１−０．００６×（６００−窒化又は軟窒化温度（℃））｝×｛（窒化又は軟窒化時間（ｈｒ）＋１）／３｝≦研削除去量≦０．２ｍｍ
   ・・・（４）