在高温下的面压疲劳强度优异的渗碳氮化高频淬火钢部件及其制造方法 【技术领域】
本发明涉及渗碳氮化高频淬火钢部件，更具体地讲，涉及适用于机械结构用部件、特别是汽车等的动力传递部件用的具有高的面压疲劳强度的齿轮、无级变速器、等速联轴节、轮毂等的钢部件。
背景技术
机械结构用部件，例如自动变速器的齿轮、无级变速器的槽轮、等速联轴节、轮毂等的动力传递部件，要求其面压疲劳强度(滚动接触疲劳强度；rolling contact fatigue strength)。以往，一般地对于上述的部件，原材料使用JIS SCr420、SCM420等的C为0.2％左右的渗碳钢，实施渗碳淬火处理，使部件的表面成为C为0.8％左右的马氏体组织，提高面压疲劳强度来使用。
近年来，随着使用条件的严酷，要求提高面压疲劳强度，代替以往的渗碳淬火，软化抗力更优异的渗碳氮化受到人们关注。
例如特开平7-190173号公报提出下述方案，即，通过氮化或渗碳氮化处理，使氮含量为0.2％以上0.8％以下，接着通过利用盐浸渍的淬火处理来进行高强度化，进而与该处理接续，通过实施喷丸处理来进一步提高强度。
另外，特开2006-292139号公报提出了下述方案，即，与渗碳氮化处理以及退火处理接续，实施高频淬火处理，从而具有残余奥氏体量为15体积％以上的表层部，由此提高齿轮轴的剥离寿命。
然而，近年来随着使用条件进一步严酷，在使用条件下，工作面更加高温化为高于300℃、低于400℃，要求进一步提高面压疲劳强度。
【发明内容】
因此，本发明的课题是，提供与以往相比面压疲劳强度优异的渗碳氮化高频淬火钢部件，特别是齿轮、无级变速器、等速联轴节、轮毂等的钢部件。
如上所述，已知通过利用渗碳氮化淬火处理提高软化抗力，能够提高面压疲劳强度，本发明者们发现，为了提高在近年的工作面更加高温化(高于300℃、低于400℃)的情况下的面压疲劳强度，至少需要以下的(a)～(e)事项，从而完成了本发明。
(a)在渗碳氮化处理后实施高频淬火处理。
(b)通过渗碳氮化处理，在表面的N浓度为0.1～0.8质量％的同时，N浓度与C浓度之和为1.0～2.0％质量。
(c)在高频淬火后的组织中，残余奥氏体量被限制为不到15体积％。
(d)表面的不完全淬硬层的深度被限制为不到5μm。
(e)表面的X射线衍射半值宽为6.0度以上。(另外，本发明中所说的表面意指最表面)。
即，本发明的要旨如下。
(1)一种在高温下的面压疲劳强度优异的渗碳氮化高频淬火钢部件，其特征在于，是由化学成分以质量％计含有C：0.005～0.8％、Si：2.0％以下、Mn：0.2～3.0％、P：0.03％以下、S：0.005～0.10％、Ni：3.0％以下(包括0％)、Cr：5.0％以下(包括0％)、Mo：2.0％以下(包括0％)、W：1.0％以下(包括0％)、B：0.0050％以下(包括0％)、O：0.0050％以下、N：0.003～0.03％，还含有Al：0.005～0.2％、Ti：0.005～0.2％之中的一种或者两种、以及V：0.3％以下(包括0％)、Nb：0.3％以下(包括0％)之中的一种或者两种，其余部分实质上由铁和不可避免的杂质构成的钢制成的、在渗碳氮化处理后实施了高频淬火处理的钢部件，表面的N浓度为0.1～0.8质量％、且N浓度与C浓度之和为1.0～2.0质量％，表面的残余奥氏体量不到15体积％，从表面起的不完全淬硬层的深度不到5μm，而且表面的X射线衍射半值宽为6.0度以上。
(2)根据上述(1)所述的在高温下的面压疲劳强度优异的渗碳氮化高频淬火钢部件，其特征在于，钢的化学成分以质量％计还含有选自Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、Zr：0.0005～0.05％、Te：0.0005～0.1％中的一种或者两种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的在高温下的面压疲劳强度优异的渗碳氮化高频淬火钢部件，其特征在于，钢部件是齿轮、无级变速器、等速联轴节或者轮毂中的任一种。
(4)一种在高温下的面压疲劳强度优异的渗碳氮化高频淬火钢部件的制造方法，其特征在于，使用化学成分以质量％计含有C：0.005～0.8％、Si：2.0％以下、Mn：0.2～3.0％、P：0.03％以下、S：0.005～0.10％、Ni：3.0％以下(包括0％)、Cr：5.0％以下(包括0％)、Mo：2.0％以下(包括0％)、W：1.0％以下(包括0％)、B：0.0050％以下(包括0％)、O：0.0050％以下、N：0.003～0.03％，还含有Al：0.005～0.2％、Ti：0.005～0.2％之中的一种或者两种、以及V：0.3％以下(包括0％)、Nb：0.3％以下(包括0％)之中的一种或者两种，其余部分实质上由铁和不可避免的杂质构成的钢，成形出部件，实施渗碳氮化处理之后，进行油淬火或者盐淬火，接着进行高频加热，利用温度不到40℃的水或者聚合物淬火剂实施淬火，使该部件的最表面地N浓度为0.1～0.8质量％、且N浓度与C浓度之和为1.0～2.0质量％，使表面的残余奥氏体量不到15体积％，使从表面起的不完全淬硬层的深度不到5μm，而且使表面的X射线衍射半值宽为6.0度以上。
(5)根据(4)所述的在高温下的面压疲劳强度优异的渗碳氮化高频淬火钢部件的制造方法，其特征在于，钢的化学成分以质量％计还含有选自Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、Zr：0.0005～0.05％、Te：0.0005～0.1％中的一种或者两种以上。
(6)根据(4)或(5)所述的在高温下的面压疲劳强度优异的渗碳氮化高频淬火钢部件的制造方法，其特征在于，钢部件是齿轮、无级变速器、等速联轴节或者轮毂中的任一种。
【附图说明】
图1是不完全淬硬层深度与疲劳试验寿命的关系的图。
【具体实施方式】
为了利用渗碳氮化淬火处理谋求面压疲劳强度进一步提高，与渗碳氮化处理接续，也进行高频淬火处理是有效的。其理由基于下述(a)～(c)。
(a)当只为以往的渗碳氮化淬火时，表面的奥氏体晶粒度限于8号左右，而通过与渗碳氮化接续，实施加热温度为800℃～900℃的高频淬火，可得到奥氏体晶粒度为10号以上的细粒。
(b)以往的渗碳氮化淬火为部件整体的淬火，因此淬火时的冷却介质，从抑制淬火变形的观点出发，不得不使用冷却能力比较小的油、盐。与之相对，高频淬火为只对部件表层部的加热，未淬火到芯部，由于该原因，对抑制淬火变形有利，因此可进行冷却能力大的水冷，可减轻在表面不可避免地生成的不完全淬硬层。
另外，先于高频淬火而实施的渗碳氮化后的冷却方法，从抑制变形的观点出发，优选水淬火以外的方法，例如油淬火、盐淬火。
(c)同样地，高频淬火由于冷却能力大，能够更加抑制表面的残余奥氏体量，因此能够增加在渗碳氮化下的C含量和N含量，能够增加软化抗力。
另外，本发明者们发现，以往认为有效的喷丸处理，对在比以往更加高温化(高于300℃且低于400℃)的情况下的面压疲劳强度的提高反倒有害。以往，作为喷丸处理的效果之一，认为是通过利用加工硬化来提高硬度，从而疲劳强度提高。可是已确认，在进行了喷丸处理的场合，当在高温(高于300℃且低于400℃)的环境下使用时，相比于不实施喷丸处理的情况，面压疲劳强度降低。本发明者考虑其原因如下。
通过喷丸处理，硬度因下述的硬化而增加：由加工变形引起的加工硬化；由压缩残余应力的增加引起的硬化；以及由加工诱发马氏体相变引起的硬化。可是，推测其中的由加工变形引起的加工硬化以及由压缩残余应力的增加引起的硬度的增加部分无助于在高温(高于300℃且低于400℃)下的面压疲劳强度的提高。其理由是因为，高于300℃且低于400℃是由于比较轻微的位错移动而导致大半的加工硬化以及压缩残余应力被释放的温度区域。
因此，本发明者们认为，为了提高高温化(高于300℃且低于400℃)下的面压疲劳强度，排除了加工硬化以及压缩残余应力的影响的组织自身，即马氏体组织自身的硬度提高是重要的。
由于马氏体组织的硬度与位错密度对应，位错密度的大小与X射线衍射半值宽对应，因此通过测定X射线衍射半值宽，能够测定马氏体组织自身的硬度，但据本发明者的调查已确认，通过应用喷丸处理，X射线衍射半值宽减少。虽然该机理不确定，但推测虽然通过喷丸，产生加工诱发马氏体相变，但通过进一步淬火生成的马氏体组织的一部分进行了再结晶。
由于以上的理由，认为由喷丸处理引起的硬度提高，在高温(高于300℃且低于400℃)下无助于面压疲劳强度提高，甚至使面压疲劳强度降低。因此认为硬度作为面压疲劳强度提高的指针是不充分的，优选的指针是表面的X射线衍射半值宽。
此外，本发明者们已确认，表面性状，特别是表面的不完全淬硬层的程度大大影响到在高于300℃且低于400℃的使用环境下的面压疲劳强度。
以往，表面性状对疲劳强度的影响，例如如「热处理」(VOL.30，No.5PAGE.240-246，1990年)所示，根据晶界氧化深度来整理，但根据本发明者调查的结果，关键的是不完全淬硬层的程度，通过测定表面的X射线衍射半值宽，也能够估计不完全淬硬层的程度。因此也认为，从表面性状的视角出发，优选将表面的X射线半值宽作为面压疲劳强度提高的指针使用。而且发现，该不完全淬硬层的深度不到5μm也是关键的。根据上述的情况进行刻苦研究的结果，完成了本发明。
首先，关于对本发明的钢部件来说较重要的制造工序和组织的规定理由进行说明。
〔在渗碳氮化处理后实施了高频淬火处理的钢部件〕
如前所述，通过在渗碳氮化处理后实施高频淬火处理，能够进一步提高面压疲劳强度。由于通过高频淬火，使部件表面硬化，因此在高频淬火之前实施的渗碳氮化处理后的冷却，从抑制变形的观点出发，优选冷却速度较小的油淬火或者盐淬火。当为水等的冷却能力高的淬火时，淬火时的热处理变形大，因此不优选，相反地，当为冷却速度小的炉冷时，在冷却中Cr、Mo等作为碳化物而析出，造成损耗，因此不优选。虽然渗碳氮化处理时的总渗碳深度根据部件的大小而不同，但是优选对于小的部件而言以0.3mm以上为目标，对于大的部件而言以0.8mm以上为目标。
关于高频淬火时的加热方法，不需要采用特别特殊的方法，采用一般的方法即足够。例如关于频率，如果是小物部件，则400kHz左右为目标，如果是大物部件，则5kHz左右为目标，关于加热温度，800℃～900℃为目标。
淬火所使用的冷却介质，需要在严格管理的状态下使用水、聚合物淬火剂等在水系中冷却能力大的冷却介质，以避免使用温度超过40℃。由此在能够将表面的残余奥氏体量限制为不到15体积％的同时，能够将不完全淬硬层的深度限制为不到5μm。
优选：高频淬火后，按照一般的渗碳淬火品、渗碳氮化淬火品来实施150℃左右的低温回火，确保部件的韧性。
另外，对于实际的钢部件，可根据以下所述来判别是在渗碳氮化处理后实施了高频淬火处理的钢部件：从钢部件制取显微样品，经硝酸乙醇溶液腐蚀后，用光学显微镜观察到的组织分布；从表面向心部的硬度分布；以及，由EPMA测定的从表面向心部的C分布和N分布。
〔在表面的N浓度为0.1～0.8质量％的同时，N浓度与C浓度之和以质量％计为1.0～2.0质量％〕
部件的面压疲劳强度，由表面或者极浅的表面正下方决定，因此表面的N浓度和C浓度是重要的，从赋予软化抗力的观点考虑，将N浓度定为0.1～0.8质量％。原因是当N浓度不到0.1质量％时，软化抗力的赋予是不充分的，当超过0.8质量％时，由于Ms点降低，不能够将表面的残余奥氏体量限制为不到15体积％。该N浓度的优选的范围为0.5～0.8％。另外，一般的通过渗碳氮化处理得到的表面的N浓度，由于以赋予淬硬性为目的，因此通常为0.1质量％左右，最高为0.4％左右，其目的与本发明不同。
另外，将表面的N浓度与C浓度之和定为1.0～2.0质量％。N浓度与C浓度之和不到1.0质量％时，部件的硬度不足，优选超过1.4％，但当超过2.0质量％时，由于Ms点降低，表面的残余奥氏体量限制为不到15体积％变得极困难，因此在本发明中，规定为1.0～2.0质量％。优选的范围为1.4～2.0质量％。
〔表面的残余奥氏体量不到15体积％〕
表面的残余奥氏体，根据使用条件下的面压而被加工诱发，进行马氏体相变，或变化成为低碳马氏体和碳化物，由此造成部件的形状变化。表面的残余奥氏体量为15体积％以上时，由于该形状变化，造成面压疲劳强度的劣化，因此需要限制为不到15体积％。优选为不到10体积％。为了奥氏体量限制为不到15体积％，应用使N浓度为0.8质量％以下、并且使N浓度与C浓度的和为2.0质量％以下的渗碳氮化处理至少是必要的。但是，在部件小，或使用后述的使用温度不超过40℃的水或者聚合物淬火剂的淬火冷却介质的喷射量相对于部件而言较大，淬火时的冷却速度大的情况下，可引起奥氏体量超过15体积％，因此在该情况下，必须进行下述的调整：将淬火冷却介质的使用温度在不超过40℃的范围提高少许、减少喷射量、或者在高频淬火后实施冷处理等等。需要通过进行预测试，来确立将奥氏体量限制为不到15体积％的条件。
〔从表面起的不完全淬硬层的深度不到5μm〕
对钢材实施了渗碳淬火处理、渗碳氮化淬火处理的情况下，渗碳时从表面侵入的氧与钢材中的合金元素(Si、Mn、Cr等)结合，导致合金元素损耗，起因于此，表层下10μm左右以上的区域变得淬火不足，该淬火不足的区域被广泛称为不完全淬硬层。在实施渗碳氮化处理和高频淬火处理二者的同时，关于上述的淬火所用的冷却介质，在严格管理水、聚合物淬火剂等在水系中冷却能力大的冷却介质使得其使用温度不超过40℃的状态下进行淬火，通过淬火时的冷却速度的增加，从表面起的不完全淬硬层的深度可限制为不到5μm不到。
据本发明者们的调查发现，如图1所示，不完全淬硬层的深度以5μm为界，当不到5μm时，面压疲劳强度大幅度提高。详细观察疲劳强度试验后的部件，当不完全淬硬层的深度为5μm以上时，与表面接触的晶粒的每个晶粒的约半周以上被不完全淬硬层包围，因此在使用时容易产生该晶粒的剥离。另外，即使晶界氧化深度超过5μm，在面压疲劳强度上也没有问题。
〔表面的X射线衍射半值宽为6.0度以上〕
X射线衍射半值宽不到6.0度时，得不到充分的面压疲劳强度，通过使之为6.0度以上，可得到比以往优异的面压疲劳强度，因此定为6.0度以上。X射线衍射半值宽为6.0度相当于：在没有利用喷丸处理的加工硬化和压缩残余应力的赋予的情况下的常温硬度55H RC左右，作为用于得到面压疲劳强度的下限。优选为6.2度以上。
为了实现该半值宽值，需要至少与表面的N浓度与C浓度的和为1.0～2.0质量％的渗碳氮化处理接续，进行冷却介质使用了使用温度不超过40℃的水或者聚合物淬火剂的高频淬火处理。但是，在部件大、或淬火冷却介质的喷射量相对于部件而言较小的场合，由于淬火时的冷却速度不足，会引起X射线半值宽不到6.0度，因此在该场合，优选进行降低冷却介质的使用温度、或者增多喷射量等等的调整。需要通过进行预测试，来确立达到6.0度以上、优选达到6.2度以上的条件。另外，该淬火冷却介质的条件，需为同时实现上述的表面的残余奥氏体量不到15体积％的条件。
在此，所谓X射线衍射半值宽，意指：使用微小部X射线残余应力测定装置(Cr管球)，用60秒钟测定α-Fe的(211)面所得到的峰的半值宽。
另外，在对部件要求的弯曲疲劳强度高等的需要喷丸处理的场合，必须限于弧高为0.3mmA左右的轻微的喷丸处理，确保6.0度以上的X射线衍射半值宽。
另外，本发明的渗碳氮化高频淬火部件，在高频淬火处理后，即使进一步进行冷处理、回火处理、WPC处理、滚磨处理、齿磨处理、珩磨加工等的追加处理，只要表面的残余奥氏体量和X射线衍射半值宽在发明的范围内，就毫不妨碍效果。
接着，对本发明的钢的化学成分的规定理由进行说明。另外，在此，所述的％意指质量％。
C：0.005～0.8％
C是对得到钢的强度较重要的元素，但可通过添加Mn、Cr等的淬硬性提高元素来代替，因此只要是0.005％以上即可。因此，本发明将C含量的下限定为0.005％。可是，其含量超过0.8％时，显著损害部件制作时的切割性、锻造性，因此将上限定为不到0.8％。最优选的添加量为0.1～0.6％。
Si：2.0％以下
Si也可以不添加，可以为不可避免的杂质水平。若添加的话，则使淬硬层的软化抗力提高，由此具有面压疲劳强度提高的效果。为了得到该效果，优选为0.2％以上。可是，当超过2.0％时，锻造时的脱碳变得显著，因此将2.0％作为上限。最优选的添加量为0.2～2.0％。
Mn：0.2～3.0％
Mn是对提高淬硬性有效的元素，另外，也是对提高软化抗力有效的元素。为了得到其效果，需要添加0.2％以上。可是，当超过3.0％时，在制造钢材时过于硬，棒钢切割性等存在问题，因此将3.0％作为上限。最优选的添加量为0.2～2.0％。
P：0.03％以下
P作为不可避免的杂质而含有，由于偏析于晶界使韧性降低，因此必须极力减少，需要限制在0.03％以下。
S：0.005～0.10％
S从可削性的观点考虑需为0.005％以上。因此，本发明将S含量的下限定为0.005％。然而，超过0.10％时，损害锻造性，因此将0.10％作为上限。最优选的添加量为0.01～0.03％。
Ni：3.0％以下(包括0％)
Ni也可以不添加。若添加的话，则具有进一步提高韧性的效果。为了得到该效果，优选为0.2％以上。可是，当超过3.0％时，切削性恶化，因此将3.0％作为上限。最优选的添加量为0.2～2.0％。
Cr：5.0％以下(包括0％)
Cr也可以不添加。若添加的话，则使淬硬层的软化抗力提高，由此具有面压疲劳强度提高的效果。为了得到该效果，优选为0.2％以上。但是，当超过5.0％时，切削性恶化，因此将5.0％作为上限。最优选的添加量为0.2～2.0％。
Mo：2.0％以下(包括0％)
Mo也可以不添加。若添加的话，则使淬硬层的软化抗力提高，由此具有面压疲劳强度提高的效果，而且还具有将淬硬层强韧化从而提高弯曲疲劳强度的效果。为了得到该效果，优选为0.01％以上。但是，添加量超过2.0％时其效果饱和，损害经济性，因此将2.0％作为上限。最优选的上限为0.7％。
W：1.0％以下(包括0％)
W也可以不添加。若添加的话，则使淬硬层的软化抗力提高，由此具有面压疲劳强度提高的效果。为了得到其效果，优选为0.1％以上。但是，当超过1.0％时，切削性恶化，因此将1.0％作为上限。最优选的添加量为0.1～0.4％。
B：0.0050％以下(包括0％)
B也可以不添加。若添加的话，则有助于淬硬性的提高。为了得到其效果，优选为0.0006％以上。但是，当超过0.0050％时其效果饱和，因此将0.0050％作为上限。最优选的添加量为0.0006～0.0040％。
O：0.0050％以下、
O作为氧化铝、二氧化钛等的氧化物系夹杂物而存在于钢中，当O多时，该氧化物大型化，以其为起点，导致动力传递部件的破损，因此必须限制在0.0050％以下。越少越好，因此优选为0.0020％以下，进而，在以高寿命为目标的场合，优选为0.0015％以下。
N：0.003～0.03％
N形成各种氮化物，对高频淬火处理时的奥氏体组织的细化有效地作用，因此需要为0.003％以上。可是，当超过0.03％时，显著损害锻造性，因此将0.03％作为上限。最优选的添加量为0.003～0.02％。
Al：0.005～0.2％、Ti：0.005～0.2％之中的一种或者两种
Al、Ti通过以氮化物形式析出分散于钢中，来对高频淬火处理时的奥氏体组织的细化有效地作用，因此Al、Ti之中的一种或者两种，分别为0.005％以上是必要的。可是，当分别超过0.2％时，析出物粗大化，使钢脆化，因此上限分别定为0.2％。最优选的是添加0.005～0.05％的Al。
V：0.3％以下(包括0％)、Nb：0.3％以下(包括0％)之中的一种或者两种
V、Nb也可以不添加，但通过添加，V、Nb以氮化物形式析出分散于钢中，由此对高频淬火处理时的奥氏体组织的细化有效。为了发挥它们的效果，V、Nb之中的一种或者两种，各自添加0.01％以上是必要的。可是，当添加量分别超过0.3％时，其效果饱和，损害经济性，因此各自的上限规定为0.3％。最优选的是添加0.1～0.2％的V。
选自Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、Zr：0.0005～0.05％、Te：0.0005～0.1％中的一种或者两种以上
进而，对部件也要求提高弯曲疲劳强度的情况下，可添加选自下述的含量的Ca、Mg、Zr、Te中的一种或者两种以上，这些成分，是对于齿轮的弯曲疲劳破坏、轴部件的花键底的疲劳破坏，抑制MnS的延伸，使弯曲疲劳强度更加提高的元素。即，为了赋予抑制MnS延伸的效果，含有选自Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、Zr：0.0005～0.05％以及Te：0.0005～0.1％中的至少一种以上。可是，各元素超过上述量而含有时，其效果饱和，并损害经济性，因此作为上限。
另外，除了上述规定的化学成分以外，也可在不损害本发明的效果的范围含有Sn、Zn、Rem、Pb、Sb等。
实施例
以下通过实施例具体说明本发明。
对具有表1所示的化学组成的各钢材实施锻造和退火后，通过机械加工，制作了辊振动(roller pitching)疲劳试件用的具有直径26mm、宽度28mm的圆筒部的小辊试件2个和直径130mm、宽度18mm的大辊试件1个。然后，对该小辊试件和该大辊试件实施了表2所示的以下处理。
对于No.1～No.17，实施了渗碳氮化处理(950℃×5小时的RX气体渗碳→850℃×4小时的利用氨和RX气体的渗碳氮化→油淬火)以及与之接续地实施了高频淬火(频率100kHz、加热温度850℃)。高频淬火时的冷却介质，如表2的高频淬火时的冷却方法所示，使用了淡水或者聚乙烯吡咯烷酮系聚合物淬火剂。然后，在180℃下进行90分钟的回火处理，用于疲劳试验。
对于No.18，进行了渗碳氮化处理(950℃×5小时的RX气体渗碳→850℃×4小时的利用氨和RX气体的渗碳氮化→油淬火)后，在180℃下进行90分钟的回火处理，用于疲劳试验。
对于No.19，实施了渗碳处理(950℃×5小时的RX气体渗碳→油淬火)以及与之接续地实施了高频淬火(频率100kHz、加热温度850℃)。高频淬火时的冷却介质，如表2的高频淬火时的冷却方法所示，使用了淡水。然后，在180℃下进行90分钟的回火处理，用于疲劳试验。
对于No.20，实施了渗碳氮化处理(950℃×5小时的RX气体渗碳→850℃×4小时的利用氨和RX气体的渗碳氮化→油淬火)以及与之接续地实施了高频淬火(频率100kHz、加热温度850℃)。高频淬火时的冷却介质，如表2的高频淬火时的冷却方法所示，使用了淡水或者聚乙烯吡咯烷酮系聚合物淬火剂。然后，在180℃下进行90分钟的回火处理，并与之接续，进行弧高为1.0mmA(使用Φ0.8mm钢球)的喷丸处理，用于疲劳试验。
使用上述制作的1个大辊试件和1个小辊试件进行辊振动疲劳试验。在辊振动疲劳试验中，使表面压力为赫兹应力4000MPa，将大辊试件按压于小辊试件上，使在接触部的两辊试件的圆周速度方向为同一方向，使滑移率为-40％(大辊试件在接触部的圆周速度比小辊试件大40％)而进行旋转，将直到在小辊试件上发生振动(纵摆；pitching)的小辊试件的转速作为寿命。向上述接触部供给的齿轮油的油温为90℃，流量为每分钟2升，以使得利用试验时的摩擦热使小辊试件的表面温度为350℃。振动发生的检测是利用试验机上具有的振动计来进行的，在检测到振动后使两辊试件的旋转停止，确认振动的发生和转速。辊试件的材质调查，使用未进行上述的辊振动疲劳试验的剩余的小辊试件，按以下的要领来进行。关于表面的N浓度以及C浓度，是将试件的周面沿垂直方向切断，在切断面镜面研磨后，利用EPMA进行最表面的分析。残余奥氏体量和X射线衍射半值宽，是利用X射线法对周面直接进行测定。不完全淬硬层的距表面的深度，是将试件的周面沿垂直方向切断，在切断面镜面研磨后进行腐蚀，辨别不完全淬硬组织来测定。奥氏体晶粒度号，是将试件的周面垂直地切断，在切断面镜面研磨后，依据JIS G 0551对与切断面的周面极接近的部分进行测定。其结果示于表2。
如表2所示表明，本发明例的No.1～No.14的辊试件，寿命为1000万次以上，具有优异的振动疲劳强度(面压疲劳强度)。
与此相对，高频淬火时的自来水的温度脱离了所推荐的小于40℃的温度的比较例的No.15，疲劳试验寿命短，为8,152,000次。认为这是因为，由于水温高，因此淬火时的冷却速度降低，起因于此，表面的残余奥氏体不能限制为不到15体积％，表面的X射线衍射半值宽未达到6.0度。
表面的N浓度脱离了本发明中规定的成分范围的比较例的No.16，疲劳试验寿命短，为8,068,000次。认为原因是，由于N浓度高，导致Ms点降低，起因于此，表面的残余奥氏体不能限制为不到15体积％。
表面的N浓度与C浓度之和脱离了本发明中规定的成分范围的比较例的No.17，疲劳试验寿命短，为5,663,000次。认为原因是，由于N浓度与C浓度之和高，导致Ms点降低，起因于此，表面的残余奥氏体不能限制为不到15体积％，并且，表面的X射线衍射半值宽未达到6.0度。
在渗碳氮化后未进行高频淬火的比较例的No.18，疲劳试验寿命极短，为612,000次。认为原因是，由于未进行高频淬火，因此淬火时的冷却速度小，起因于此，不完全淬硬层的深度为5μm以上。
未进行氮化的No.19，疲劳试验寿命极短，为773,000次。认为由于未进行氮化，因此回火软化抗力不足，这是低寿命的原因。
进行了喷丸的No.20，疲劳试验寿命低，为7,655,000次。认为原因是通过喷丸处理，X射线衍射半值宽变低。
产业上的利用可能性
本发明能够提供具有高的面压疲劳强度的渗碳氮化高频淬火钢部件，特别是能够提供可应用于汽车等的动力传递部件用途的具有高的面压疲劳强度的齿轮、无级变速器、等速联轴节、轮毂等的部件，由此大大有助于汽车的高输出功率化以及低成本化等。
本发明中表示数值范围的“以上”和“以下”均包括本数。