JP7264117B2

JP7264117B2 - 鋼部品およびその製造方法

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Publication number: JP7264117B2
Application number: JP2020096488A
Authority: JP
Inventors: 祐太今浪; 隆岩本; 公宏西村
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2019-06-27
Filing date: 2020-06-02
Publication date: 2023-04-25
Anticipated expiration: 2040-06-02
Also published as: JP2021006659A

Description

本発明は、建産機や自動車分野で用いられる機械構造用材料に供する、特に接触疲労に対する寿命の長い鋼部品に関するものである。本発明の鋼部品として、建産機分野では、例えば、走行減速機のギア（プラネタリーギアおよびサンギア等の歯車）、大型減速機のギア、油圧ポンプのバルブプレート、ボールねじのナット、サイクロン減速機の曲線板およびピン、並びに、直動軸受けのブロック等が挙げられ、同様に、自動車分野では、各種軸受、エンジンのピストンピン、カムシャフトおよびタイミングギア、変速機の歯車類（ミッシングギア、リングギア、サンギアおよびプラネリタギア等）、並びに、駆動系のデフベベルギア、トリポート、インナおよびボール等が挙げられる。また、建産機や自動車分野以外では、電気機器分野の風力発電機用の軸受や減速ギア等である。

鋼の疲労に対する耐久性、いわゆる疲労特性を向上させる熱処理として、浸炭焼入れ焼戻しがよく知られている。この浸炭焼入れ焼戻しは、自動車用の歯車をはじめとし様々な鋼部品に適用されている。疲労特性の向上は、部品の小型化を可能とし、車両の軽量化につながることから、根強い材料要求の一つである。

ここで、部品の対折損型疲労強度を高める手段として、浸炭処理とショットピーニング処理を併用する技術が提案されている。この技術では、浸炭鋼部品にショットピーニングを適用することにより、圧縮残留応力を付与し疲労特性を向上させることが可能である。また、切削工具や鍛造用金型材料では、化学気相成長(CVD)や物理気相成長(PVD)による硬質被膜の形成も表面疲労強度を向上させる作用がある。

例えば、特許文献１では、浸炭用鋼の表面に炭素を浸み込ませる化学的表面硬化処理工程、ショットピーニング工程、硬質被膜処理工程の順に処理する面疲労強度および曲げ疲労強度に優れた鋼部品が提案されている。

また、特許文献２では、浸炭または浸炭窒化処理後の歯車の噛み合い面に鉄の窒化物及び/又は鉄の炭窒化物を含有する被膜を付与する、高強度歯車が提案されている。更に、特許文献３では、機械構造用鋼を用いて浸炭または浸炭窒化処理後に硬質被膜を形成し、次いで焼入れ焼戻しする耐高面圧部品の製造方法が提案されている。

特開2005－23399号公報特開2002－286115号公報特開2000－8121号公報

近年、環境対応のための、各種部品の軽量化への要求はますます強くなってきている。この要求に応えるために、部品の更なる高疲労強度化が求められている。また、歯車等の接触型部品では、摩擦によるエネルギー損失(フリクションロス)を低減するため、潤滑油の低粘度化が進んでいる。潤滑油の低粘度化は摩擦係数を増大させ、疲労寿命を低下させる要因であり、鋼部品に対しては特に接触型疲労特性の向上が必要になってきている。このような背景においては、従来の浸炭鋼部品では疲労特性が十分ではない場合が多くあった。

特許文献１に記載の技術では、ショットピーニング工程の後に硬質被膜処理工程が続くために、ショットピーニングによる表面圧痕が鋼板表面に形成される。かような表面に硬質被膜を形成すると、被膜と鋼材との密着性が不足し、接触型の疲労に対して被膜剥離が早期に生じる結果、疲労特性が低下してしまう。

特許文献２に記載の技術では、歯車の噛み合い面に鉄の窒化物及び/又は鉄の炭窒化物を含有する被膜を付与させるために、これら鉄の窒化物及び/又は鉄の炭窒化物にはポーラスと呼ばれる空孔欠陥が生じる場合がある。かような欠陥は疲労破壊の起点となり、疲労特性を低下させることになる。

特許文献３に記載の技術では、機械構造用鋼を浸炭または浸炭窒化処理後、硬質被膜を形成し、次いで焼入れ焼戻しする。この鋼の焼入れ時には、マルテンサイト変態に伴って熱処理歪が導入される。これにより、硬質被膜と鋼材との間に膨張収縮量の差が生じ、その結果、鋼材からの被膜の剥離は避けられない。さらに、特許文献３に記載の機械構造用鋼では、Alが添加されていないため酸化物系介在物が粗大に分散しており、これによる接触型疲労特性の低下も課題であった。

本発明は、上記の実情に鑑み開発されたものであり、特に接触型の疲労に対する耐久性能（以下、接触疲労特性ともいう）に優れた鋼部品を提供することを目的とする。

発明者らは、上記の目的を達成すべく、浸炭処理または浸炭窒化処理を施した鋼部品の疲労特性に及ぼす硬質被膜の影響を鋭意研究した結果、浸炭処理または浸炭窒化処理後に鉄炭化物または鉄窒化物ではない硬質被膜を付与することによって、接触疲労に対する寿命を効果的に向上させ得ることを見出し、本発明を完成するに到った。
すなわち、本発明の要旨は次の通りである。

１．Ｃ：0.10～0.35質量％、
Si：0.01～0.70質量％、
Mn：0.30～1.50質量％、
Ｐ：0.1質量％以下、
Ｓ：0.5質量％以下、
Cr：0.30～2.00質量％、
Al：0.010～0.080質量％および
Ｎ：0.0250質量％以下
を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成と、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計の面積率が９０％以上の組織と、を有する鋼からなる鋼部分と、該鋼部分の表面に密着して存在する硬質被膜とを有し、
前記硬質被膜の直下の前記鋼部分に浸炭層または浸炭窒化層の硬化層を有し、
前記硬質被膜の直下の前記鋼部分と前記硬質被膜との界面の十点平均粗さが１～５μｍであり、
前記硬質被膜は、チタン炭化物（TiC）、チタン窒化物（TiN）、チタン炭窒化物（TiCN）、クロム窒化物（CrN）、バナジウム炭化物（VC）および硬質炭素膜(ダイヤモンドライクカーボン)のいずれか１種以上である鋼部品。

２．前記硬化層のビッカース硬さＨｓと前記硬質被膜のビッカース硬さＨｆとの比Ｈｆ／Ｈｓが2.0以上10.0以下である前記１に記載の鋼部品。

３．前記硬質被膜が硬質炭素膜であり、かつ前記硬化層のビッカース硬さＨｓと前記硬質被膜のビッカース硬さＨｆとの比Ｈｆ／Ｈｓが3.8以上10.0以下である前記１または２に記載の鋼部品。

４．前記硬質被膜は、厚さが0.2μm 以上25.0μm以下である前記１から３のいずれかに記載の鋼部品。

５．前記成分組成は、さらに、
Mo：0.30質量％未満、
Cu：１質量％以下、
Ni：１質量％以下および
Ｂ：0.01質量％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する前記１から４のいずれかに記載の鋼部品。

６．前記成分組成は、さらに、
Ti：0.1質量％以下、
Nb：0.1質量％以下、
Ｖ：0.1質量％以下、
Hf：0.1質量％以下、
Ta：0.1質量％以下および
Se：0.3質量％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する前記１から５のいずれかに記載の鋼部品。
７．前記成分組成は、さらに、
Sn：0.1質量％以下および
Sb：0.1質量％以下
のいずれか１種または２種を含有する前記１から６のいずれかに記載の鋼部品。

８．前記成分組成は、さらに、
Pb：0.3質量％以下および
Bi：0.3質量％以下、
のいずれか１種または２種を含有する前記１から７のいずれかに記載の鋼部品。

９．前記１、５～８のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、鍛造および切削またはそれらの複合にて所望の形状に加工した後、浸炭処理または浸炭窒化処理を施して浸炭層または浸炭窒化層からなる硬化層を形成し、表面粗さ（十点平均粗さ）が１～５μｍである該硬化層上にチタン炭化物（TiC）、チタン窒化物（TiN）、チタン炭窒化物（TiCN）、クロム窒化物（CrN）、バナジウム炭化物（VC）および硬質炭素膜(ダイヤモンドライクカーボン)のいずれか１種以上の硬質被膜を形成する鋼部品の製造方法。

本発明によれば、鋼部品の疲労特性が向上する結果、部品の小型軽量化を実現することができるため、工業上非常に有用である。

本発明の鋼部品について、詳しく説明する。
まず、鋼部品は、鋼を素材とした部品であり、すなわち鋼部分を有する。この鋼部分の成分組成の限定理由について、成分元素毎に説明する。
Ｃ：0.10～0.35質量％
Ｃは、浸炭熱処理後の焼入れにより中心部の硬度を高めるために、0.10質量％以上とすることが好ましい。一方、含有量が0.35質量％を超えると、焼入れ後の芯部の靭性が低下するため、Ｃ量は0.35質量％以下の範囲とする。好ましくは0.13～0.27質量％の範囲、より好ましくは0.15～0.25％の範囲である。

Si：0.01～0.70質量％
Siは、脱酸剤として必要であり、少なくとも0.01質量％で添加する。一方、Siの過剰な添加は、浸炭層や浸炭窒化層の表層における、Siの優先酸化を促進し、粒界酸化層を形成させてしまう。かような粒界酸化層はPVDまたはCVD処理において、被膜と鋼材との密着を阻害するため、これを避けるにはSiの上限を0.70質量％に規定する。好ましくは0.05～0.65質量％、より好ましくは0.10～0.35質量％である。

Mn：0.30～1.50質量％
Mnは、焼入性の向上に有効な元素で有り、少なくとも0.30質量％で添加する。一方、Mnの過剰な添加は、固溶強化による変形抵抗の上昇を招くため、上限を1.50質量％とする。好ましくは0.40～1.30質量％であり、より好ましくは0.70～1.20質量％である。

Ｐ：0.1質量％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析し、靭性を低下させるため、その混入は低いほど望ましいが、0.1質量％までは許容される。好ましくは、0.02質量％以下である。また、下限については特に限定せずとも問題はないが、無駄な低Ｐ化は精錬時間の増長や精錬コストを上昇させてしまうため、0.003質量％以上とすることが好ましい。

Ｓ：0.5質量％以下
Ｓは、硫化物系介在物として存在し、被削性の向上に有効な元素であるが、過剰な添加は冷間鍛造性の低下を招くため、上限を0.5質量％とする。また、下限については特に限定しないが、過度の低Ｓ化は精錬コストを上昇させてしまうため、0.003質量％以上とすることが好ましい。より好ましくは0.004～0.300質量％であり、さらには0.005～0.090質量％である。

Cr：0.30～2.00質量％
Crは、焼入性と焼戻し軟化抵抗の向上に寄与し、さらには炭化物の球状化促進にも有用な元素であるが、含有量が0.30質量％に満たないと、その添加効果に乏しい。一方、2.00質量％を超えると、過剰浸炭や残留オーステナイトの生成を促進し、疲労強度に悪影響を与える。よって、Cr量は0.30～2.00質量％の範囲にする。好ましくは0.7～1.9質量％の範囲、より好ましくは0.80～1.24質量％である。

Al：0.010～0.080質量％
Alは、酸化物を形成し脱酸に有効な元素であるとともに粗大化な酸化物系介在物の生成を抑止する作用を有するが、含有量が0.010質量％に満たないと、その添加効果に乏しい。しかし、過剰な添加は介在物の増加を招き、疲労破壊の起点を増やし、低疲労強度の原因となることから、上限を0.080質量％とする。好ましくは、0.015～0.080質量％であり、より好ましくは0.015～0.060質量％である。また、Ｂと組み合わせて固溶Ｂによる焼入れ性向上も疲労強度向上に効果的であり、その場合は0.035～0.070質量％の範囲が好適である。

Ｎ：0.0250質量％以下
Ｎは、Alと結合し窒化物(AlN)を形成する。かようなAlNは微細に析出し浸炭加熱時の結晶粒を微細化させ疲労特性を改善させる作用を有する。しかし、過剰な添加は鋳造後の鋼片表面割れを招くため、0.0250質量％を上限とする。下限については特に限定しないが、過度の低Ｎ化は精錬コストを上昇させてしまうため、0.0010％以上とすることが好ましい。より好ましくは0.0015～0.0180質量％であり、さらには0.0020～0.0150質量％である。
以上説明した元素以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。

以上、本発明の好適基本成分について説明したが、本発明では、必要に応じて、更に、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。
Mo：0.30質量％未満、
Cu：１質量％以下、
Ni：１質量％以下および
Ｂ：0.01質量％以下
のうちから選ばれる１種以上

Mo：0.30質量％未満
Moは、焼入性と焼戻し軟化抵抗性の向上に寄与し、さらには浸炭異常層を低減する効果も示し、有用な元素であるため添加してもよい。しかし、含有量が0.30質量％以上では、焼入性が過剰となり、圧延後の硬度が上昇し、鍛造性や被削性が低下する懸念がある。そのため、Mo含有量は0.30質量％未満の範囲に制限することが好ましい。なお、Moによる上記の焼入性、焼戻し軟化抵抗性の向上、浸炭異常層の低減の各効果を発現させるためには、Moは0.01質量％以上で含有されることが好ましい。さらに、好ましくは0.03～0.25質量％の範囲である。より好ましくは0.05～0.22質量％である。

Cu：１質量％以下
Cuは、焼入性の向上に寄与する元素である。この効果を得るためには、Cuは0.01質量％以上で含有されることが好ましい。一方、Cu含有量が１質量％を超えると、圧延材の表面肌が荒れてしまい、疵として残存する懸念がある。そこで、Cu量は１質量％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.015～0.500質量％の範囲である。更に好ましくは0.03～0.30質量％である。

Ni：１質量％以下
Niは、焼入性の向上に寄与するとともに、靱性の向上に有用な元素である。これらの効果を得るためには、Niは0.01質量％以上で含有されることが好ましい。一方、１質量％を超えて含有されても、上記の効果が飽和する。よって、Ni含有量は１質量％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.015～0.500質量％の範囲である。更に好ましくは0.03～0.30質量％である。

Ｂ：0.01質量％以下
Ｂは、粒界に偏析し、拡散型変態を抑制することで、焼入性の向上に有効であり、加えて粒界を強化し、疲労亀裂の発生および進展を抑制し疲労強度を向上させる効果もある。Ｂによるこの効果を得るためには、0.0003質量％以上でＢを含有させることが好ましい。一方、0.01質量％を超えると、靱性が低下するため、Ｂ量は0.01質量％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは、0.0005～0.0050質量％の範囲である。更に好ましくは0.0007～0.0020質量％である。

さらに、必要に応じて、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。
Nb：0.1質量％以下、
Ti：0.1質量％以下、
Ｖ：0.1質量％以下、
Hf：0.1質量％以下、
Ta：0.1質量％以下および
Se：0.3質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上

Nb：0.1質量％以下
Nbの添加は浸炭時の結晶粒粗大化を抑制して疲労特性を改善させる作用がある。しかし、0.1質量％を超えて添加しても、その効果は飽和し経済的に不利となるため、Nb含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005～0.080質量％である。
さらに好ましくは、0.01～0.06質量％である。

Ti：0.1質量％以下
Tiの添加は、鋳造後の表面割れを抑制する効果がある。しかし、0.1質量％を超えて添加しても、その効果は飽和し経済的に不利となるため、Ti含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005～0.080質量％である。さらに好ましくは、0.01～0.06質量％である。

Ｖ：0.1質量％以下
Ｖは、鋼中でVCを形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Ｖによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％以上でＶを含有させることが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加しても、結晶粒の粗大化防止効果は飽和する一方で、合金コストが高価となるばかりである。よって、Ｖ含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005～0.080質量％である。さらに好ましくは、0.01～0.06質量％である。

Hf：0.1質量％以下
Hfは、鋼中で炭化物を形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Hfによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％でHfを添加することが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加すると、鋳造凝固時に粗大な析出物を生成し、粗粒化抑制能の低下や疲労強度の劣化を招くおそれがあるため、Hfの含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005～0.060質量％である。さらに好ましくは、0.01～0.05質量％である。

Ta：0.1質量％以下
Taは、鋼中で炭化物を形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Taによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％でTaを添加することが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加すると、鋳造凝固時に割れを生じやすくなり、圧延および鍛造後でも疵が残存してしまう懸念があるため、Taの含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005～0.060質量％である。さらに好ましくは、0.01～0.05質量％である。

Se：0.3質量％以下
Seは、MnやCuと結合し、鋼中に析出物として分散する。Se析出物は浸炭熱処理温度域で析出物成長がほとんど起こらず安定に存在しており、オーステナイト粒径のピン止め効果が高い。このため、Se添加は結晶粒の粗大化防止に有効であるが、この効果を得るためには、少なくとも0.001質量％以上でSeを添加することが好ましい。一方、0.3質量％を超えて添加しても、結晶粒の粗大化防止効果は飽和する。このため、Se含有量は0.3質量％とすることが好ましい。より好ましくは、0.005～0.100質量％である。さらに好ましくは、0.008～0.090質量％である。

さらに、必要に応じて、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。
Sn：0.1質量％以下および
Sb：0.1質量％以下のうちから選ばれる１種以上を含有
Sb：0.1質量％以下
Sbは、鋼材表面の脱炭を抑制し、表面硬度の低下を防止するために有効な元素である。この効果を発現させるためには、Sbは0.0003質量％以上含有させることが好ましい。一方、過剰な添加は鍛造性を劣化させることから、Sbの含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.001～0.050質量％であり、更に好ましくは、0.0015～0.0350質量％である。

Sn：0.1質量％以下
Snは、鋼材表面の耐食性を向上させるために有効な元素である。耐食性向上の観点からは、Snは0.003質量％以上含有させることが好ましい。一方、過剰な添加は鍛造性を劣化させることから、Snの含有量は0.1質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.0010～0.0500質量％であり、更に好ましくは、0.0015～0.0350質量％である。

さらに、必要に応じて、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。
Pb：0.3質量％以下および
Bi：0.3質量％以下のうちから選ばれる１種以上を含有
PbおよびBiは、切削時の切屑を微細化する効果があり、切屑処理性を向上させる場合、これらの元素添加が有効である。この効果を得るために、PbおよびBiはそれぞれ0.01質量％以上の添加が好ましい。しかしながら、これらの元素を過度に添加しても切屑処理性の向上効果は飽和し経済的に不利となる。従って、合金コスト上昇を抑えるため、PbおよびBi量の上限値をそれぞれ0.3質量％とする。より好ましいPb量およびBi量はそれぞれ0.01～0.20質量％、更には0.01～0.10質量％である。

本発明の鋼部品における鋼部分は、上記した成分組成に加えて、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計の面積率が９０％以上の組織を有し、該鋼部分の表面に密着して存在する硬質被膜を有する。さらに、鋼部分の硬質被膜の直下、すなわち、鋼部分の硬質被膜が密着する部位は、浸炭層または浸炭窒化層の硬化層が形成され、硬質被膜の直下の前記鋼部分と前記硬質被膜との界面の十点平均粗さが１～５μｍである。
以下、これらの要件毎に説明する。

［鋼組織］
本発明の鋼部品は、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計の面積率が９０％以上の組織であることが肝要である。なぜなら、鋼の強度確保に必要なためである。マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計の面積率は、好ましくは９５％以上であり、１００％であってもよい。残部の組織は特に限定されない。

［硬化層］
鋼部品は、鋼部分の表面、すなわち、鋼部分における硬質被膜を付着させる部位を浸炭層または浸炭窒化層による硬化層とする。なぜなら、浸炭処理または浸炭窒化処理にて鋼部品の表面を硬化することによって、疲労強度が向上するためである。

ここで、浸炭層または浸炭窒化層は、一般的な浸炭処理または浸炭窒化処理によって得られる。

上記した浸炭層または浸炭窒化層による硬化層は、疲労強度確保のため、ビッカース硬さが550以上となる深さが0.3mm以上であることが好ましい。

［硬質被膜］
さらに、前記硬化層上に鉄炭化物および鉄窒化物以外の硬質被膜を有することが肝要である。前記硬化層上に鉄炭化物および鉄窒化物の硬質被膜を形成すると、硬質被膜にポーラスが生成することで硬質被膜が剥離しやすくなり、疲労特性が低下する。前記硬化層上に鉄炭化物および鉄窒化物以外の硬質被膜を付与すると、硬質膜にポーラスが生成することがなく、硬質被膜の有する接触疲労寿命向上効果を得ることができる。

前記鉄炭化物および鉄窒化物以外の硬質被膜としては、チタン炭化物（TiC）、チタン窒化物（TiN）、チタン炭窒化物（TiCN）、クロム窒化物（CrN）、バナジウム炭化物（VC）、硬質炭素膜(ダイヤモンドライクカーボン：DLC)が適切である。これらの硬質被膜は、それ自体が高強度であることに加え、潤滑作用を有するために、この潤滑作用を発揮することにより接触疲労寿命を向上させることができる。

前記硬質被膜の厚さは、0.2μm 以上25.0μm以下であることが好ましい。すなわち、硬質被膜の厚さは0.2μm以上であれば、接触疲労寿命を向上するのに十分である。一方、膜厚の過剰な増大は被膜の形成処理に要する時間を長くなりコスト的に不利になるため、膜厚の上限は25μmとすることが好ましい。

［硬質被膜の直下の鋼部分と硬質被膜との界面］
硬質被膜の直下の鋼部分と硬質被膜との界面における表面粗さは、十点平均粗さで１～５μｍとする。すなわち、前記硬質被膜は、浸炭熱処理後に精密な研磨加工を行うなどして硬質被膜を形成する対象物の表面の粗さが過度に小さくなると、被膜と該対象物との密着性が低下する。一方で、対象物表面の粗さが過度に大きくなると、接触疲労寿命が低下する傾向が現れる。従って、硬質被膜付与前の対象物の表面粗さは、十点平均粗さで１～５μmとする。

なお、硬質被膜付与前の対象物の表面粗さは、硬質被膜付与後の対象物、すなわち、被膜を有する部品における硬質被膜を有する鋼部分と硬質被膜との界面の表面粗さを意味する。上述のとおり、被膜付与前の対象物の表面粗さ（十点平均粗さ）が１～５μｍであるということは、本発明の鋼部品においては、走査型電子顕微鏡を用いて断面を組織観察し、鋼部分と硬質被膜との境界について輪郭プロファイルを画像解析して求めて粗さ曲線とし、基準長さ１mmにおける最高の山頂から高い順に５番目までの山高さの平均と最深の谷底から深い順に５番目までの谷深さの平均の和（十点平均粗さ）が、１～５μｍであるということである。

また、硬化層のビッカース硬さＨｓと硬質被膜のビッカース硬さＨｆとの比Ｈｆ／Ｈｓ（以下、単に硬さ比Ｈｆ／Ｈｓと云う）が2.0以上10.0以下であることが好ましい。硬さ比Ｈｆ／Ｈｓが2.0未満であると、硬質被膜が、接触疲労寿命の向上に寄与する皮膜とはならない。一方、硬さ比Ｈｆ／Ｈｓが10.0超であるためには、硬化層のビッカース硬さＨｓを極端に低くか、硬質被膜のビッカース硬さＨｆを高くする必要がある。疲労強度確保の観点からの硬化層のビッカース硬さは上述のとおり550以上であること、および、上述した種々の硬質被膜の硬さを踏まえると、現実的なＨｆ／Ｈｓは2.0～10.0の範囲である。硬質被膜が、硬質炭素膜（ダイヤモンドライクカーボン：DLC）である場合は、Ｈｆ／Ｈｓは3.8～7.0の範囲である。

［製造方法］
上記した鋼部品は、鋼素材を、鍛造および切削またはそれらの複合にて所望の形状に加工した後、浸炭処理または浸炭窒化処理を施して浸炭層または浸炭窒化層からなる硬化層を形成し、該硬化層上に硬質被膜をPVD処理またはCVD処理にて被成することにより製造できる。

［浸炭処理または浸炭窒化処理］
まず、浸炭処理は、炭素ポテンシャル0.5～1.2％の浸炭雰囲気において、830℃以上の温度よりの条件にて焼入れ、油中の条件にて冷却する。その後、120℃以上の焼戻し処理を施してもよい。

また、浸炭窒化処理は、炭素ポテンシャル0.5～1.2％、窒素ポテンシャル0.1～1.2％の雰囲気において、750℃以上の温度より焼入れ、油中にて冷却する。その後、120℃以上の焼戻し処理を施してもよい。

なお、浸炭処理または浸炭窒化処理に続くPVD処理またはCVD処理は、後述のとおり高温域にて行われるため、浸炭または浸炭窒化における焼入れ後の焼戻しは省略してもよい。

また、浸炭処理または浸炭窒化処理を行った後にPVD処理またはCVD処理を施すが、PVD処理またはCVD処理を行う対象部位の表面粗さ（十点平均粗さ）は上述のとおり１～５μｍとする。ここでの表面粗さ（十点平均粗さ）は、機械的な研削加工や研磨加工により調整できる。

特に、PVD処理およびCVD処理における上記した処理温度は、鋼材の軟化を抑制するために700℃以下とすることが好ましい。より好ましくは600℃以下とし、最適は500℃以下である。

なお、PVD処理またはCVD処理の後に焼入れを行うことは、硬質被膜と鋼材との密着性を低下させるため、避けるべきである。

以下、実施例に従って、本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。なお、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内にて適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

表１に示す成分組成の鋼を溶製し、熱間圧延により直径30mmの丸棒に成形した。得られた棒鋼よりローラーピッチング試験片を採取した。ここで、ローラーピッチング試験片採取の際の機械加工条件を変更することで、ローラーピッチング試験片の被検面の表面粗さの調整を行った。同一鋼No.の鋼を供試材とし、かつ、同一条件で機械加工を行った試験片を複数採取し、これらのうち一部については、走査型電子顕微鏡を用いて断面を組織観察し、鋼と被膜との境界となる部分について輪郭プロファイルを画像解析して求めて粗さ曲線とし、基準長さ１mmにおける最高の山頂から高い順に５番目までの山高さの平均と最深の谷底から深い順に５番目までの谷深さの平均の和（十点平均粗さ）を求めた。表面粗さ測定に用いた試験片以外の試験片については、これらの試験片に930℃で３時間の浸炭熱処理を実施した。

すなわち、浸炭熱処理は、930℃にて、浸炭期カーボンポテンシャル1.0質量％で２時間および拡散期カーボンポテンシャル0.8質量％で１時間の計３時間保持し、次いで850℃にて焼入れ後120℃油中で冷却した。その後、180℃で１時間保持後に空冷する、焼戻し処理を施した。この焼戻し後、表２に示す種々の条件で硬質被膜を形成した。ここで、硬質被膜を形成した後の被膜を有する鋼部分と硬質被膜との境界の十点平均粗さは、ローラーピンチング試験片に加工直後の表面粗さ（十点平均粗さ）と同一の値であることは確認できている。すなわち、浸炭熱処理前後での十点平均粗さの変化は極めて小さく、無視できることを確認できている。また、比較のため、一部の条件では、焼戻し後に0.1mmの研磨加工（精加工）を行った後、十点平均粗さを測定してから、硬質被膜を付与した。

比較として、硬質被膜を付与しない場合、硬質被膜の付与後に850℃にて焼入れ180℃で１時間保持後に空冷する焼戻しを行う場合、浸炭処理を行うことなく硬質被膜を形成する場合、をそれぞれ実施した。

かくして得られた硬質被膜付きおよび硬質被膜なしの各試験片につき、ローラーピッチング試験を行った。ローラーピッチング試験は、すべり率40％および試験速度3000rpmとし、低粘度油(80℃における動粘度７mm/s)を用い油温80℃の条件で試験した。また、相手材ローラーはSUJ２の調質材を用いクラウニングＲ150とした。試験面圧は3.3GPaで５本ずつ試験を行い、繰返し数の上限を１×10⁶回とし打ち切った。上限繰り返し数に至るまでに、ピッチング(剥離)が発生した試験本数を疲労特性として評価した。その評価結果を表３に示す。

また、硬質被膜を付与した試験片では、硬質被膜の密着性を評価するため、面圧3.3GPaで更に１本ずつ試験を行い、繰返し数1×10⁴回で試験中断後、転走面を画像解析し、硬質被膜の剥離面積率を求めた。本試験において、５本とも未破損であれば疲労寿命は十分長寿命である。
表３にローラーピッチング試験の結果を示すように、本発明に従えば、長寿命の疲労特性を有する鋼部品が得られる。

Claims

Ｃ：0.10～0.35質量％、
Si：0.01～0.70質量％、
Mn：0.30～1.50質量％、
Ｐ：0.1質量％以下、
Ｓ：0.5質量％以下、
Cr：0.30～2.00質量％、
Al：0.010～0.080質量％および
Ｎ：0.0250質量％以下
を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成と、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計の面積率が９０％以上の組織と、を有する、鋼素材を、鍛造および切削またはそれらの複合にて所望の形状に加工した後、浸炭処理または浸炭窒化処理を施して浸炭層または浸炭窒化層からなる硬化層を形成し、表面粗さ（十点平均粗さ）が１～５μｍである該硬化層上にチタン炭化物（TiC）、チタン窒化物（TiN）、チタン炭窒化物（TiCN）、クロム窒化物（CrN）、バナジウム炭化物（VC）および硬質炭素膜(ダイヤモンドライクカーボン)のいずれか１種以上の硬質被膜を形成し、該硬質被膜の形成後に焼入れ焼戻し
処理をすることなく鋼部品とする鋼部品の製造方法。
前記硬化層のビッカース硬さＨｓと前記硬質被膜のビッカース硬さＨｆとの比Ｈｆ／Ｈｓが2.0以上10.0以下である請求項１に記載の鋼部品の製造方法。
前記硬質被膜が硬質炭素膜であり、かつ前記硬化層のビッカース硬さＨｓと前記硬質被膜のビッカース硬さＨｆとの比Ｈｆ／Ｈｓが3.8以上10.0以下である請求項１または２に
記載の鋼部品の製造方法。
前記硬質被膜は、厚さが0.2μm 以上25.0μm以下である請求項１から３のいずれかに記載の鋼部品の製造方法。
前記成分組成は、さらに、
Mo：0.30質量％未満、
Cu：１質量％以下、
Ni：１質量％以下および
Ｂ：0.01質量％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する請求項１から４のいずれかに記載の鋼部品の製造方法。
前記成分組成は、さらに、
Ti：0.1質量％以下、
Nb：0.1質量％以下、
Ｖ：0.1質量％以下、
Hf：0.1質量％以下、
Ta：0.1質量％以下および
Se：0.3質量％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する請求項１から５のいずれかに記載の鋼部品の製造方法。
前記成分組成は、さらに、
Sn：0.1質量％以下および
Sb：0.1質量％以下
のいずれか１種または２種を含有する請求項１から６のいずれかに記載の鋼部品の製造方法。
前記成分組成は、さらに、
Pb：0.3質量％以下および
Bi：0.3質量％以下、
のいずれか１種または２種を含有する請求項１から７のいずれかに記載の鋼部品の製造方法。