JP2011252206A - 摺動特性に優れた肌焼鋼部品 - Google Patents

Abstract

【課題】摩擦係数が低く、摺動特性に優れた肌焼鋼部品を提供する。
【解決手段】浸炭層または浸炭窒化層を表面に有する肌焼鋼部品であって、鋼中成分は、Ｃ：０．１〜０．５％（質量％、以下同じ）、Ｓｉ：０．０３〜２％、Ｍｎ：０．２〜１．８％、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．２％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１６〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００８％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｏ：０．００２％以下を含有し、残部：鉄および不可避不純物であって、下式（１）および（２）を満足すると共に、表面粗さＲａが０．１６μｍ以下である。［Ｎ］−１．３×［Ｂ］≧０．００１０％・・・（１）式中[]は各元素の含有量（％）である。表面固溶Ａｌ≧０．１５％・・・(２）
【選択図】なし

Description

本発明は、表面に浸炭また浸炭窒化の硬化層を有し、摩擦係数が低く摺動特性に優れた肌焼鋼部品に関するものである。本発明の肌焼鋼部品は、例えば自動車に使用されるＣＶＴプーリー類などの変速機、産業機械に使用される軸受、歯車、シャフト類などの機械構造部品に好適に用いられる。

自動車の変速機や産業機械の軸受、歯車、シャフト類の機械構造部品では、摩擦によるエネルギー損失がエネルギー効率低下の主な原因となるため、摩擦係数の低減が求められている。機械構造用部品は、ＪＩＳ規格のＳＣＭ４２０Ｈ、ＳＣｒ４２０Ｈなどに代表される肌焼鋼に鍛造などの加工を施し、切削加工することによって最終の部品形状に仕上げた後、その表面を浸炭または浸炭窒化処理（大気圧、低圧、真空、プラズマ雰囲気下での処理を含む）などの表面硬化処理を施して製造される。

機械構造部品の摩擦損失を低減して摺動特性の向上を図った技術として、例えば特許文献１および特許文献２が挙げられる。このうち特許文献１には、歯車の表面にＤＬＣ膜（ダイヤモンドライクカーボン膜）をコーティングすることによって摩擦係数を低減し、上記ＤＬＣ膜中の水素量を制御することによって潤滑油中でも低い摩擦係数を得る技術が開示されている。しかしながら、ＤＬＣ膜はコストが高く、また、ＤＬＣ膜の使用条件によっては密着性不足のためＤＬＣ膜が剥離するなどの問題がある。

また、特許文献２には、摺動部材表面の凹凸の高さや長さを制御することによって摩擦係数を低減する技術が開示されている。しかし、上記の方法では、特殊な工具や精密加工方法を用いて凹凸形状を制御しているため、コストが著しく上昇し、工業的規模での大量生産に適さない。

特開２００８−３２１５０号公報 特開２００１−３０４２６７号公報

自動車などの燃費向上ニーズの増大に伴い、摩擦損失の低減化に対する要求は益々強くなっており、摩擦係数を小さくして摺動特性に優れた肌焼鋼部品の提供が切望されている。

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、摩擦による損失の低減が求められる機械構造用部品において、上記特許文献などのように新たなコーティング処理や特殊な精密加工などを施すことなく、低コストで、摩擦係数が低く摺動特性に優れた肌焼鋼部品を提供することにある。

上記課題を解決し得た本発明に係る摺動特性に優れた肌焼鋼部品は、浸炭層または浸炭窒化層を表面に有する肌焼鋼部品であって、鋼中成分は、Ｃ：０．１〜０．５％（質量％、以下同じ）、Ｓｉ：０．０３〜２％、Ｍｎ：０．２〜１．８％、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．２％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１６〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００８％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｏ：０．００２％以下を含有し、残部：鉄および不可避不純物であって、下式（１）および（２）を満足すると共に、表面粗さＲａが０．１６μｍ以下であるところに要旨を有するものである。
［Ｎ］−１．３×［Ｂ］≧０．００１０％ ・・・ （１）
式中、［ ］は各元素の含有量（％）である。
表面固溶Ａｌ≧０．１５％ ・・・ （２）

本発明の好ましい実施形態において、上記肌焼鋼部品は、更にＭｏ：１％以下を含有している。

本発明の好ましい実施形態において、上記肌焼鋼部品は、更にＣｕ：１％以下、および／またはＮｉ：２．５％以下を含有している。

本発明の好ましい実施形態において、上記肌焼鋼部品は、更にＮｂ、Ｔｉ、およびＶよりなる群から選択される少なくとも一種の元素をそれぞれ１％以下含有している。

本発明の好ましい実施形態において、上記肌焼鋼部品は、更にＣａ、Ｚｒ、Ｓｂ、ＰｂおよびＢｉよりなる群から選択される少なくとも一種の元素をそれぞれ０．１％以下含有している。

本発明によれば、摩擦による損失が低減され、自動車などの燃費や産業機械などのエネルギー効率が向上するため、本発明の肌焼鋼部品は、例えば自動車に使用されるＣＶＴプーリー類などの変速機、産業機械に使用される軸受、歯車、シャフト類などに好適に用いられる。

図１は、実施例１において摩擦係数測定試験の概略を示す図である。 図２は、実施例１において摩擦係数の測定に用いた試験ローラーの形状を示す概略断面図である。 図３は、実施例１において摩擦係数の測定に用いた相手ローラーの形状を示す概略断面図である。

本発明者らは、摩擦係数が小さく摺動特性に優れた肌焼鋼部品を提供するため、検討を行なった。その結果、摩擦係数の低減には、ＢＮの析出物および表面（具体的には、部品の最表面から深さ１００μｍ位置までの領域）の固溶Ａｌが有効に作用することを突き止め、上記（１）式および（２）式を導出した。更に、摩擦係数の低減には、表面粗さＲａの制御も不可欠であることも見出した。また、所望のＢＮを確保するには、成分が適切に制御された鋼を用い、１１００℃以上に加熱した後、９００〜１０５０℃の温度域で１５０秒以上保持し、その後冷却するに際し９００℃から７００℃までの平均冷却速度を０．０５〜１０℃／秒とする方法が有効であり、これにより、鋼中のＡｌＮ量が低減されて所望のＢＮ量が増加することも分かった。更に、このようにして析出したＢＮが再固溶しないようにするためには、表面硬化処理後の冷却速度を適切に制御することが有効であることも分った。具体的には、上記方法の後、所定の部品形状に切削加工してから浸炭処理または浸炭窒化処理を行ない、その後冷却するに際し９００℃から８００℃までの平均冷却速度を１℃／秒以上に制御すれば良いことを見出し、本発明を完成した。

上記のように制御された肌焼鋼部品は、摺動時の表面（摺動部表面）に摩擦係数低減に有効な皮膜が形成されるため、摩擦係数が低くなって摺動特性が向上すると推察される。

上述したように本発明の肌焼鋼部品は、浸炭層または浸炭窒化層を表面に有する肌焼鋼部品であって、鋼中成分は、Ｃ：０．１〜０．５％（質量％、以下同じ）、Ｓｉ：０．０３〜２％、Ｍｎ：０．２〜１．８％、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．２％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１６〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００８％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｏ：０．００２％以下を含有し、残部：鉄および不可避不純物であって、下式（１）および（２）を満足すると共に、摺動部の表面粗さＲａが０．１６μｍ以下であるところに特徴がある。
［Ｎ］−１．３×［Ｂ］≧０．００１０％ ・・・ （１）
式中、［ ］は各元素の含有量（％）である。
表面固溶Ａｌ≧０．１５％ ・・・ （２）

まず、鋼中成分について説明する。本発明では、肌焼鋼の組成を代表的に例示することができるが、ＳｉやＣｒについては、その上限を超えたものも使用可能である。具体的には以下のとおりである。

Ｃ：０．１〜０．５％
Ｃは、肌焼鋼部品内部の強度を確保するために必須の元素であり、そのためにＣ量を０．１％以上とする。ただし、過剰に添加すると、浸炭や浸炭窒化の表面処理前の硬さが高くなり過ぎて切削加工や鍛造の時に工具や金型の寿命を低下させるため、Ｃ量の上限を０．５％とする。好ましいＣ量は、０．１５％以上０．２２％以下であり、より好ましくは０．１８％以上０．２０％以下である。

Ｓｉ：０．０３〜２％
Ｓｉは、製鋼時の脱酸元素として有効であるほか、歯車などでは面疲労強度の向上に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ量の下限を０．０３％とする。ただし、過剰に添加すると、被削性や鍛造性が低下するため、Ｓｉ量の上限を２％とする。なお、通常の肌焼鋼におけるＳｉ量の上限は、おおむね０．９％程度であるが、本発明では、２％まで許容できることを実験により確認している。好ましいＳｉ量は、０．３５％以上１．０％以下であり、より好ましくは０．４％以上０．８％以下である。

Ｍｎ：０．２〜１．８％
Ｍｎは、転動疲労寿命の向上に寄与する残留オーステナイトの生成に有効な元素であり、焼入れ性の向上にも寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量の下限を０．２％とする。ただし、過剰に添加すると、素材の硬さが高くなりすぎて被削性などが低下するため、Ｍｎ量の上限を１．８％とする。好ましいＭｎ量は、０．４％以上１．２％以下であり、より好ましくは０．９％以下である。

Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）
Ｃｒは、焼入れ性を向上させて浸炭処理または浸炭窒化処理後の硬さを向上させる元素であり、このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｒ量を０．５％以上とすることが好ましい。ただし、過剰に添加すると、浸炭または浸炭窒化前に行う切削加工などの加工時における被削性を低下させるため、Ｃｒ量の上限を３％とする。なお、通常の肌焼鋼におけるＣｒ量の上限は、おおむね１．２％程度であるが、本発明では、３％まで許容できることを実験により確認している。好ましいＣｒ量は、０．８％以上１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以上１．２％以下である。

Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは鋼中に不可避的に含まれる元素（不純物）であり、熱間加工時の割れを助長するので、できるだけ低減することが好ましい。Ｐ量は０．０３％以下であり、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。なお、Ｐ量を０％とすることは工業的に困難である。

Ｓ：０．２％以下（０％を含まない）
Ｓは、被削性を向上させる元素であるが、過剰に含有させると鋼材の延性や靭性が低下するため、その上限を０．２％とする。特にＳ量が過剰になると、Ｍｎと反応してＭｎＳ介在物を形成する量が増大し、この介在物が圧延時に圧延方向に伸展して圧延直角方向の靭性（横目の靭性）を劣化させる。但し、Ｓは、鋼に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％とすることは工業的に困難である。

Ａｌ：０．１６〜０．５％
Ａｌは本発明を特徴付ける成分の一つであり、摩擦係数の低減に寄与する表面固溶Ａｌの供給成分である。また、ＡｌはＮと結合して浸炭時の結晶粒を微細化し、疲労強度を高める作用もある。本発明では、上記作用を有効に発揮させるため、肌焼鋼に通常含まれるＡｌ量（概ね、０．０１〜０．０３％程度）よりも多くのＡｌ量（下限０．１６％）を規定している。一方、Ａｌ量が０．５％を超えて添加しても上記摩擦係数低減作用は飽和するほか、鋼材の製造工程において鋳造時のノズル閉塞や圧延での割れなどの問題が生じるため、上限を０．５％とする。好ましいＡｌ量は０．１８％以上０．４０％以下であり、より好ましくは０．２０％以上０．３０％以下である。

Ｂ：０．０００５〜０．００８％
Ｂも本発明を特徴付ける成分の一つであり、Ｎと結合してＢＮを形成し、摩擦係数の低減化に寄与する成分である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｂ量を０．０００５％以上とし、且つ、Ｎ量とＢ量の関係を規定する式（１）を満たすことが必要である。式（１）については後述する。ただし、Ｂを過剰に添加しても上記効果が飽和するほか、鋼材の焼入れ性が過度に高くなって部品の強度ばらつきの原因となるため、上限を０．００８％とする。好ましいＢ量は０．００１０％以上０．００６％以下であり、より好ましくは０．００１５％以上０．００４％以下である。

Ｎ：０．００２〜０．０１５％
Ｎは、上述したＢと結合して摩擦係数の低減に寄与するＢＮを析出させるための供給成分である。また、ＮはＡｌと結合してＡｌＮ化合物を生成し、浸炭時の結晶粒を微細化して疲労強度を高める作用もある。このような作用を有効に発揮させるため、Ｎ量を０．００２％以上とし、且つ、Ｎ量とＢ量の関係を規定する式（１）を満たすことが必要である。式（１）については後述する。ただし、Ｎを過剰に添加すると熱間加工時に割れ易くなるため、Ｎ量の上限を０．０１５％とする。好ましいＮ量の下限は０．００５％以上であり、より好ましくは０．００７％以上である。また、好ましいＮ量の上限は０．０１２％以下である。

Ｏ：０．００２％以下（０％を含まない）
Ｏは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、粗大な酸化物系介在物を形成して、被削性や延性、靱性、熱間加工性などに悪影響を及ぼす元素である。特に本発明では、摩擦係数低減に寄与する表面固溶Ａｌと、浸炭時結晶粒微細化による疲労強度向上に寄与するＡｌＮを確保するため、Ａｌ₂Ｏ₃などの酸化物の生成を極力防止する必要がある。このような観点から、Ｏ量を０．００２％以下とする。好ましくは０．００１５％以下である。なお、Ｏ量を０％とすることは工業的に困難である。

本発明における鋼中成分は、上記成分を含み、残部：鉄および不可避的不純物であるが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の特性付与などを目的として、以下の選択成分を添加することができる。

Ｍｏ：１％以下
Ｍｏは、焼入れ性向上元素であり、浸炭または浸炭窒化層において不完全焼入れ組織生成の抑制にも有効に作用する。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｏ量の下限を０．１％とすることが好ましい。ただし、過剰に添加すると、被削性や鍛造性が低下するため、Ｍｏの上限を１％とすることが好ましい。より好ましいＭｏ量は０．２％以上０．４５％以下であり、更に好ましくは０．３％以上０．４％以下である。

Ｃｕ：１％以下および／またはＮｉ：２．５％以下
ＣｕおよびＮｉは、いずれも耐食性向上元素であり、Ｎｉは更に靭性向上作用も有している。ただし、Ｃｕ量が1％を超えると熱間加工性が低下するため、Ｃｕ量の上限を１％とすることが好ましい。また、Ｎｉ量が２．５％を超えると、残留オーステナイト量が過剰に増加して焼入れによる硬さ低下の問題を招くため、Ｎｉ量の上限を２．５％とすることが好ましい。Ｃｕ量のより好ましい範囲は、０．０５％以上０．６％以下であり、更に好ましくは０．１％以上０．４％以下である。また、Ｎｉ量のより好ましい下限は、０．１％以上であり、更に好ましくは０．２％以上である。また、Ｎｉ量のより好ましい上限は１．０％以下であり、更に好ましくは０．８％以下であり、更により好ましくは０．６％以下である。なお、ＣｕおよびＮｉは、いずれかを単独で添加しても良いし、両方を併用しても良い。

Ｎｂ、Ｔｉ、およびＶよりなる群から選択される少なくとも一種の元素をそれぞれ１％以下
これらの元素は、いずれも炭窒化物形成元素であり、加熱時のオーステナイト粒径を微細化して疲労強度向上に寄与する。このような作用を有効に発揮させるため、Ｎｂを添加する場合は０．０５％以上、Ｔｉを添加する場合は０．０５％以上、Ｖを添加する場合は０．０５％以上とすることが好ましい。ただし、過剰に添加すると、粗大な炭窒化物が生成し、逆に疲労強度の低下を招くため、Ｎｂ量の上限を１％（より好ましくは０．５％）、Ｔｉ量の上限を１％（より好ましくは０．５％）、Ｔｉ量の上限を１％（より好ましくは０．５％）、Ｖ量の上限を１％（より好ましくは０．５％）にすることが好ましい。なお、これらの元素は、いずれかを単独で添加しても良いし、二種以上を併用しても良い。

Ｃａ、Ｚｒ、Ｓｂ、ＰｂおよびＢｉよりなる群から選択される少なくとも一種の元素をそれぞれ０．１％以下
これらの元素は、いずれも切削加工時の被削性改善元素として有用である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃａ、Ｚｒ、Ｓｂ、ＰｂおよびＢｉの好ましい含有量の下限を、それぞれＣａ：０．０００５％、Ｚｒ：０．００１％、Ｓｂ：０．０００５％、Ｐｂ：０．００１％、Ｂｉ：０．００１％とする。より好ましくは、Ｃａ：０．００１％、Ｚｒ：０．００５％、Ｓｂ：０．００２％、Ｐｂ：０．０１％、Ｂｉ：０．００５％である。ただし、過剰に添加すると、疲労寿命が低下するため、各元素の上限を０．１％（より好ましくは０．０５％）とすることが好ましい。なお、これらの元素は、いずれかを単独で添加しても良いし、二種以上を併用しても良い。

更に本発明では、下式（１）および（２）を満足することが必要である。

［Ｎ］−１．３×［Ｂ］≧０．００１０％ ・・・ （１）
式中、［ ］は各元素の含有量（％）である。

上述したように本発明では、ＢＮの析出によって摩擦係数の低減化を図り、更にＡｌＮの析出によって浸炭加熱時の異常粒成長抑制効果を図るものであるため、Ｎは、所望のＢＮおよびＡｌＮを確保するだけの含有量とする必要がある。すなわち、鋼中のＢがすべてＮと結合しても余剰のＮでＡｌＮを生成させる必要がある。このような観点から、本発明では、Ｎの含有量［Ｎ］とＢの含有量［Ｂ］との関係について上記（１）式定めた。上記式（１）において、係数（１．３）は、Ｎの原子量（約１４．０）とＢの原子量（約１０．８）との比であり、ＮがＢとすべて結合したとしても０．００１０％以上のＮが残っていることを示している。上記式（１）の左辺の値は、好ましくは０．００１２％であり、より好ましくは０．００１４％である。また、上記式（１）の左辺の値の上限は、過剰な固溶Ｎにより熱間加工性が低下することを考慮すると、好ましくは０．０２０％であり、より好ましくは０．０１５％である。

表面固溶Ａｌ≧０．１５％ ・・・ （２）
上述したように本発明では、部品表面の固溶Ａｌによって摩擦係数の低減化を図るものであり、このような作用を有効に発揮させるため、表面固溶Ａｌ量を０．１５％以上とする。好ましくは０．１８％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。但し、表面固溶Ａｌ量が過剰になると熱間加工した場合に割れが発生するため、上限を０．５％とすることが好ましい。

ここで、「表面」とは、部品の最表面から深さ１００μｍ位置までの領域を意味する。表面固溶Ａｌ量の測定方法は、実施例の欄で説明する。

更に本発明では、表面粗さＲａを０．１６μｍ以下とする。摩擦係数を低減して摺動特性を高めるためには、上記の鋼中成分並びに上記式（１）および（２）の制御に加えて、表面粗さも適切に制御する必要がある。表面粗さＲａが０．１６μｍを超えると金属同士の接触による焼き付きを発生しやすくなるため、たとえ鋼中成分などを適切に制御したとしても所望の低摩擦は得られないことを実験により確認している（後記する実施例の欄を参照）。表面粗さＲａは小さいほど良く、好ましくは０．１４μｍ以下であり、より好ましくは０．１２μｍ以下である。なお、表面粗さＲａの下限は特に限定されないが、鋼組成に依らずに安定して低い摩擦係数を得ることができ、また生産性とのバランスなどを考慮すると、おおむね０．０２μｍ以上であることが好ましい。

ここで表面粗さＲａは、ＪＩＳ Ｂ０６０１ ２００１に規定する算術平均粗さＲａを意味する。本発明では、表面粗さ計（ＵＬＶＡＣ製の表面形状測定装置ＤＥＫＴＡＫ６Ｍ）を用い、線分長さ３．０ｍｍ（基準長さ）のＲａを測定した。

次に、このような肌焼鋼部品を得るための方法を説明する。

本発明では、摩擦係数の低減に有用なＢＮを確保するために、上記のように成分が適切に制御された鋼を用い、浸炭処理または浸炭窒化処理の表面硬化処理の前（すなわち、部品に加工する前）および表面硬化処理の後において、特に９００〜７００℃近傍または９００〜８００℃近傍の冷却速度を適切に制御することが必要である。これにより、表面硬化処理の前に析出させたＢＮを、表面硬化処理の後の冷却過程で再固溶させることなく確保することができる。更に摩擦係数の低減に有用な表面固溶Ａｌを確保するためには、上記のように成分が適切に制御された鋼を用い、特に表面硬化処理の際の雰囲気を還元性雰囲気に制御する必要がある。これにより、表面硬化処理時における酸素の侵入が抑えられ、所定の表面固溶Ａｌ量を確保することができる。

以下、工程順に詳細に説明する。

まず、上記化学成分を有する鋼を用意し、１１００℃以上に加熱し、鋼中に含まれるＡｌＮやＢＮなどの析出物を一旦再固溶させる。即ち、本発明のようにＡｌを０．１６％以上と多く含有する鋼は、その製造条件によって、ＡｌやＢ、Ｎの固溶状態と析出状態が大きく変化するため、１１００℃以上に加熱して、鋼中に含まれるＡｌＮとＢＮを鋼中に再固溶させることができる。

次に、９００〜１０５０℃の温度域で１５０秒以上保持する。これにより、ＢＮを選択的に析出させることができる。保持時間が１５０秒未満では、ＢＮの析出が充分に進まず、ＢＮ不足となる。好ましい保持時間は１７０秒以上であり、より好ましくは２００秒以上である。保持時間の上限は特に限定されないが、長時間保持すると生産性が悪くなるため、６００秒以下が好ましい。

なお、上述した９００〜１０５０℃の高温域での保持は、恒温で行ってもよいし、この温度域内で加熱および／または冷却してもよく、該温度域での保持時間が１５０秒以上であればよい。

上記のように９００〜１０５０℃で保持してＢＮを析出させた後は、９００から７００℃までの平均冷却速度を０．０５〜１０℃／秒に制御して冷却する。このようにして上記温度域の通過時間を制御することにより、ＡｌＮの析出を抑制すると共に、ＢＮがＡｌＮに変化するのを防止し、ＢＮの析出量を確保できる。即ち、９００〜７００℃の温度域では、ＢＮよりもＡｌＮの方が熱力学的に安定なため、前述したように９００〜１０５０℃の高温域でＢＮを選択的に析出させても、９００〜７００℃の低温域を通過する時間が長くなると、ＢＮがＡｌＮに変化し、ＢＮの析出量が減少する。ＡｌＮは、上述したように、疲労特性向上には寄与するが、被削性に対しては劣化させる方向に作用する。従って、上記低温域の平均冷却速度は０．０５℃／秒以上とする。好ましくは０．１℃／秒以上、より好ましくは０．５℃／秒以上、更に好ましくは１℃／秒以上である。しかし、上記低温域の平均冷却速度が大き過ぎると、マルテンサイトやベイナイト等の過冷組織が生成して被削性が却って低下する。従って、９００℃から７００℃までの平均冷却速度は１０℃／秒以下とする。好ましくは９．５℃／秒以下、より好ましくは８℃／秒以下、更に好ましくは５℃／秒以下、特に好ましくは３℃／秒以下である。

上記のように冷却した後は、部品形状に切削加工してから、浸炭処理または浸炭窒化処理の表面硬化処理を行なう。

表面硬化処理では、所定の表面固溶Ａｌ量を確保できるように還元性雰囲気下で行なうことが好ましい。例えば通常の浸炭条件では、最表面に酸素が侵入するため、固溶Ａｌはアルミナなどの酸化物となり、固溶Ａｌ量が大幅に減少する。そのため、酸素の侵入を抑える目的で、還元性雰囲気で表面硬化処理を行う。具体的には、例えばプロパンガスを変成させたＣＯを含む混合ガス下でＣＰ（カーボンポテンシャル）０．８５以上の浸炭を行なったり、アセチレンガスの存在下で真空浸炭を行なうなどの方法により、表面硬化処理を行なうことが好ましい。

また、表面硬化処理時の温度は、９００〜１０００℃程度に制御することが好ましい。上記温度が１０００℃を超えるとＡｌＮが固溶し易くなり、異常粒成長を起して疲労特性が低下する恐れがある。また、上記温度での保持時間は、例えば、３０分〜８時間程度とすることが好ましい。

浸炭または浸炭窒化の種類は特に限定されず、ガス浸炭（ガス浸炭窒化）、真空浸炭（真空浸炭窒化）、高濃度浸炭（高炭素浸炭）など公知の方法を採用できる。真空浸炭（真空浸炭窒化）するときの真空度は、例えば、０．０１ＭＰａ程度以下とすることが好ましい。

上記表面硬化処理の後、冷却する。冷却に当たっては、析出したＢＮが再固溶しないように、９００℃から８００℃までの平均冷却速度を１℃／秒以上とする。

即ち、ＡｌＮの析出温度はおおよそ７５０〜９００℃、ＢＮの析出温度はおおよそ６００〜１０５０℃であるが、８００〜９００℃の温度域では、ＢＮよりもＡｌＮの方が熱力学的に安定であるため、この温度域を通過するときの時間を短くすることにより、鋼中に析出したＢＮがＡｌＮに変化するのを抑えることができ、所望のＢＮ量を維持することができる。従って本発明では、９００℃から８００℃までの平均冷却速度を１℃／秒以上とする。好ましくは２℃／秒以上であり、より好ましくは５℃／秒以上である。なお、上記温度域での平均冷却速度の上限は特に限定されないが、温度制御のし易さなどを考慮すると、おおむね、１０℃／秒以下であることが好ましい。

なお、９００℃から８００℃まで冷却するにあたっては、上記の温度範囲を一定の速度で冷却してもよいし、途中で冷却速度を変化させてもよく、要するに、９００℃から８００℃の温度域での平均冷却速度が１℃／秒以上となれば良い。

上記のようにして冷却した後、焼入れ焼戻し処理を行う。焼入れ焼戻し条件は、機械構造部品を製造するときに通常採用される条件を選択することができる。例えば、焼入れの後、１５０〜４００℃程度で、２０分〜１時間程度保持して焼戻しを行うことが好ましい。

上記のように焼入れ焼戻しを行なった後、表面を研磨するなどして仕上げ加工を行なう。これにより、最終部品の表面粗さＲａを０．１６μｍ以下とすることができる。また、上記の仕上げ加工処理によって、酸素が侵入し易い最表面領域が除去されるため、表面固溶Ａｌ量を確実に確保することができる。研磨方法は特に限定されず、例えば、砥石や砥粒などによる研磨などが挙げられる。また、表面粗さＲａの制御方法は上記の研磨処理に限定されず、例えば、電解研磨などの仕上げ加工処理を採用しても良い。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

実施例１
下記表１に示す化学成分組成の鋼（残部：鉄、およびＰ、Ｓ、Ｏ以外の不可避的不純物）１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面：φ２４５ｍｍ×下面：φ２１０ｍｍ×長さ：４８０ｍｍのインゴットに鋳造し、鍛造（ソーキング：１２５０℃×３時間程度、鍛造加熱：１１００℃×１時間程度）および切断し、一辺１５０ｍｍ×長さ６８０ｍｍの四角材形状を経由して、鍛造材（φ８０ｍｍ、長さ３５０ｍｍの丸棒材）に加工した。

このようにして得られた鍛造材について、所定の温度に加熱した後、冷却した。表２に、加熱温度（℃）、９００〜１０５０℃の温度域での保持時間（秒）、保持後９００℃から７００℃までの平均冷却速度（℃／秒）を夫々併記する。

次に、冷却後の丸棒材を、図１に示す試験片の形状に切削加工した後、浸炭処理または浸炭窒化処理を施し、肌焼鋼部品を製造した。

（ガス浸炭）
切削加工して得られたＮｏ．１〜７、９、１２〜１５の試験片を９２０℃に昇温し、この温度で５時間保持して、カーボンポテンシャル（ＣＰ）０．８５にて、プロパンガスを変性させたＣＯを含む混合ガス（プロパン変性ガス）の還元性雰囲気下でガス浸炭を行なった。その後、８５０℃で３０分間保持してから７０℃の油浴に入れて焼入れ、１９０℃で３０分間焼戻した後、表面を砥石で研磨して仕上げ加工を行った。ガス浸炭した後、９００℃から８００℃までの平均冷却速度を上記表２に示す。また、本実施例では、表面粗さＲａの摩擦係数に対する影響を調べるため、砥石の粗さを変化するなどして表面粗さＲａを変化させた。

（真空浸炭）
切削加工して得られたＮｏ．１１の試験片を９３０℃に昇温し、この温度で４時間保持して、カーボンポテンシャル（ＣＰ）０．８５、圧力０．００５ＭＰａ以下にて、プロパンガスの還元性雰囲気下でガス浸炭を行なった。その後、８５０℃で３０分間保持してから７０℃の油浴に入れて焼入れ、１９０℃で３０分間焼戻した後、表面を砥石で研磨して仕上げ加工を行った。真空浸炭した後、９００℃から８００℃までの平均冷却速度を上記表２に示す。

（高濃度浸炭）
切削加工して得られたＮｏ．１０の試験片を１０００℃に昇温し、この温度で５時間保持して、カーボンポテンシャル（ＣＰ）１．５にて、プロパンガスの還元性雰囲気下で高濃度浸炭（高炭素浸炭）を行なった。その後、８５０℃で３０分間保持してから７０℃の油浴に入れて焼入れ、１９０℃で３０分間焼戻した後、表面を砥石で研磨して仕上げ加工を行った。高濃度浸炭した後、９００℃から８００℃までの平均冷却速度を上記表２に示す。

（浸炭窒化）
切削加工して得られたＮｏ．８の試験片を９６０℃に昇温し、この温度で５間保持して、カーボンポテンシャル（ＣＰ）０．５にて、プロパン変成ガスとアンモニアの混合ガスの還元性雰囲気下にて浸炭窒化を行なった。
一方、表面硬化処理時の温度の影響を調べるため、Ｎｏ．１９の試験片を、９６０℃に昇温し、この温度で１０間保持して、上記Ｎｏ．８と同様の浸炭窒化を行なった。
その後、上記Ｎｏ．８および１９の試験片について、いずれも８５０℃で３０分間保持してから７０℃の油浴に入れて焼入れ、１９０℃で３０分間焼戻した後、表面を砥石で研磨して仕上げ加工を行った。浸炭窒化した後、９００℃から８００℃までの平均冷却速度を上記表２に示す。

（表面固溶Ａｌ量の測定）
このようにして得られた肌焼鋼部品の表面に存在する固溶Ａｌ量を測定するため、表面から１００μｍ深さまでの間を旋盤で切削除去し、その切粉を採取して固溶Ａｌ量を算出した。詳細には、上記切粉中のトータルＡｌ量およびＡｌ化合物量（Ａｌ₂Ｏ₃）を以下の方法で測定し、下式に基づいて表面固溶Ａｌ量を算出した。これらの結果を表１に併記する。

トータルＡｌ量：ＩＣＰ発光分光分析法
Ａｌ化合物量：ハロゲン・メタノール抽出（臭素メタノール１０％溶液使用，フィルターサイズ：０．１μｍ）→ＩＣＰ発光分光分析法
固溶Ａｌ量＝（トータルＡｌ量）−（Ａｌ化合物量）

（表面粗さＲａの測定）
上記のようにして得られた肌焼鋼部品の表面粗さＲａを、前述した方法に基づいて測定した。これらの結果を表１に併記する。

（摩擦係数の測定）
上記のようにして得られた肌焼鋼部品を用い、トラクション試験機を用いて図１に示す摩擦測定試験を行った。詳細には、図２に示す形状に加工した試験ローラーと、図３に示す相手ローラーを用い、市販のトランスミッションオイル（カトロール製のＭＴＦ−Ｓ）を１１０℃に加熱して潤滑しながら、試験ローラーの回転速度７６４ｒｐｍ（周速１．０ｍ／ｓ）、相手ローラーの回転速度７６４ｒｐｍ（周速２．０ｍ／ｓ）、面圧２．０ＧＰａにて３０分間摺動させた時点での摩擦係数を測定した。これらの結果を表２に併記する。

Ｎｏ．１〜１５は、本発明で規定する要件を満足する例であり、表面硬化処理の種類にかかわらず、摩擦係数が低く抑えられている。

これに対し、本発明で規定する要件のいずれかを満足しない下記例は、上記の本発明例に比べて摩擦係数が高くなった。

Ｎｏ．１６は鋼中のＡｌ量（トータルＡｌ量）が少ない例であり、式（１）の値（０．０００１％以上）を下回って、所定の表面固溶Ａｌ量が確保できないため、摩擦係数が高くなった。

Ｎｏ．１７は、鋼中成分、式（１）および式（２）は本発明の要件を満足するが、表面粗さＲａが大きい例であり、摩擦係数が高くなった。

Ｎｏ．１８は、浸炭後の冷却速度が遅いために表面固溶Ａｌ量が少ない例であり、摩擦係数が高くなった。

Ｎｏ．１９は、浸炭窒化時間が長すぎるために表面固溶Ａｌ量が少ない例であり、摩擦係数が高くなった。

Claims (5)

1. 浸炭層または浸炭窒化層を表面に有する肌焼鋼部品であって、
   鋼中成分は、
   Ｃ ：０．１〜０．５％（質量％、以下同じ）、
   Ｓｉ：０．０３〜２％、
   Ｍｎ：０．２〜１．８％、
   Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、
   Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．２％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．１６〜０．５％、
   Ｂ ：０．０００５〜０．００８％、
   Ｎ ：０．００２〜０．０１５％、
   Ｏ ：０．００２％以下を含有し、
   残部：鉄および不可避不純物であって、
   下式（１）および（２）を満足すると共に、
   ［Ｎ］−１．３×［Ｂ］≧０．００１０％ ・・・ （１）
   式中、［ ］は各元素の含有量（％）である。
   表面固溶Ａｌ≧０．１５％ ・・・ （２）
   表面粗さＲａが０．１６μｍ以下であることを特徴とする摺動特性に優れた肌焼鋼部品。
2. 更に、Ｍｏ：１％以下を含有する請求項１に記載の肌焼鋼部品。
3. 更に、Ｃｕ：１％以下、および／またはＮｉ：２．５％以下を含有する請求項１または２に記載の肌焼鋼部品。
4. 更に、Ｎｂ、Ｔｉ、およびＶよりなる群から選択される少なくとも一種の元素をそれぞれ１％以下含有する請求項１〜３のいずれかに記載の肌焼鋼部品。
5. 更に、Ｃａ、Ｚｒ、Ｓｂ、ＰｂおよびＢｉよりなる群から選択される少なくとも一種の元素をそれぞれ０．１％以下含有する請求項１〜４のいずれかに記載の肌焼鋼部品。