钢的热处理方法、机械零部件的制造方法及机械零部件

摘要

对表层部进行氮化处理而形成高硬度的表层部并且能抑制晶界析出物的产生的含有3.75质量％以上的铬的钢的热处理方法包括：淬火工序，在该淬火工序中，将含有0.77～0.85％的碳、0.01～0.25％的硅、0.01～0.35％的锰、0.01～0.15％的镍、3.75～4.25％的铬、4～4.5％的钼、0.9～1.1％的钒、剩余部分由铁和杂质构成的钢淬火硬化；等离子体氮化工序，在该等离子体氮化工序中，对经淬火硬化的该钢进行等离子体氮化；以及扩散工序，在该扩散工序中，将经等离子体氮化的该钢保持于300℃以上480℃以下的扩散温度。

说明书

技术领域

本发明涉及钢的热处理方法、机械零部件的制造方法及机械零部件，尤其特定地涉及包括对由含有3.75质量％以上的铬的钢构成的被处理物进行氮化的工序的钢的热处理方法、由含有3.75质量％以上的铬的钢构成且表层部经过氮化处理的机械零部件及其制造方法。

背景技术

为了提高由钢构成的零部件的表层部的强度，有时进行钢的氮化处理。作为现有的钢的氮化处理方法，代表性的有通过在包含氨等作为氮源的气体的气氛中对钢加热而使氮侵入钢的表层部的气体软氮化处理。但是，铬含量高的钢、例如含有3.75质量％以上的铬的钢的表层部形成有化学性质稳定的氧化膜。因此存在如下问题，即：即使对铬含量高的钢实施上述软氮化处理，氮也无法侵入钢的表层部，钢不被氮化的问题。

针对该问题，提出了如下处理方法，即：将由钢构成的被处理物配置在经减压的炉内，在向该炉内导入包含作为氮源的气体的气体的条件下使被处理物和例如炉壁等与被处理物相对地配置的构件之间产生电位差，从而产生辉光放电，使氮侵入构成被处理物的钢的表层部的处理(等离子体氮化处理)(例如参照日本专利特开平2-57675号公报(专利文献1))。另外，关于等离子体氮化处理的控制，例如提出了基于辉光放电的分光分析来进行等离子体氮化处理的控制的方法、以及基于在被处理物中流动的电流的电流密度来进行等离子体氮化处理的方法(例如参照日本专利特开平7-118826号公报(专利文献2)及日本专利特开平9-3646号公报(专利文献3))。

专利文献1：日本专利特开平2-57675号公报

专利文献2：日本专利特开平7-118826号公报

专利文献3：日本专利特开平9-3646号公报

发明的揭示

然而，上述等离子体氮化处理及其控制方法中，难以避免侵入经等离子体氮化的钢的表层部的氮量达到氮的固溶极限(将析出物所含的氮也包括在内的固溶极限)这个问题。因此，对经过适当的淬火及回火的钢实施等离子体氮化处理时，会形成沿晶界析出的铁的氮化物(Fe₃N、Fe₄N等)。长宽比在2以上且形成为7.5μm以上的长度的铁的氮化物(下面，将长宽比在2以上且具有7.5μm以上的长度、沿晶界形成的铁的氮化物称作晶界析出物)可能会成为剥离或断裂的起点。

更具体而言，如果将因实施等离子体氮化而形成有晶界析出物的被处理物用于机械零部件，则该机械零部件反复受到应力时，可能会很快地发生剥离或断裂(疲劳强度的下降)。此外，如果形成有晶界析出物的机械零部件受到冲击性的应力，则可能会容易发生破损(韧性的下降)。如上所述，构成机械零部件的钢形成有晶界析出物时，虽然表层部具有高硬度，但可能会产生疲劳强度和韧性下降的问题。

于是，本发明的目的是提供一种对表层部进行氮化处理而形成高硬度的表层部并且能抑制晶界析出物的产生的含有3.75质量％以上的铬的钢的热处理方法，对表层部进行氮化处理而形成高硬度的表层部并且能抑制晶界析出物的产生的由含有3.75质量％以上的铬的钢构成的机械零部件的制造方法，以及由含有3.75质量％以上的铬的钢构成且通过对表层部进行氮化处理而具有高硬度的表层部并且晶界析出物的产生得到抑制的机械零部件。

本发明的一种情况下的钢的热处理方法包括：将钢淬火硬化的工序；对该钢进行等离子体氮化的工序；以及将该钢保持于扩散温度的工序。在将钢淬火硬化的工序中，将含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒、剩余部分由铁和杂质构成的钢淬火硬化。在对钢进行等离子体氮化的工序中，对经淬火硬化的上述钢进行等离子体氮化。在将钢保持于扩散温度的工序中，将经等离子体氮化的钢保持于300℃以上480℃以下的扩散温度。

本发明人针对包括等离子体氮化处理在内的钢的热处理方法中能在赋予表层部以足够的硬度的同时抑制晶界析出物的形成的方法进行了详细研究。结果发现，如下所述，通过将经等离子体氮化的钢保持于300℃以上480℃以下的扩散温度，能在充分确保表层部的硬度的同时减少晶界析出物。

即，如果通过等离子体氮化使氮侵入钢的表面，则大多会在钢的表面附近形成生成有晶界析出物的层(晶界析出物层)。而且，如果将氮侵入钢的深度(距表面的距离)设为例如机械零部件的特性提高所必需的0.1mm以上，则晶界析出物层的厚度大于在等离子体氮化处理之后实施的机械零部件的精加工中所除去的厚度，完成后的机械零部件的表面残存有晶界析出物层。而且，该晶界析出物层内的晶界析出物会导致机械零部件的疲劳强度等下降。

另一方面，对于经等离子体氮化的钢，通过实施将该钢保持于300℃以上的温度的扩散处理，能在实际生产工序的允许范围内的时间内使通过等离子体氮化而侵入钢的氮到达更深的(距表面的距离大)所希望的区域。因此，通过实施该扩散工序，即使等离子体氮化处理中氮侵入的深度被限制在精加工中能除去晶界析出物层的范围内，也能使侵入钢的氮到达所希望的区域。

而且，通过提高扩散处理的温度，能在短时间内使侵入钢的氮扩散至所希望的区域。但是，扩散处理的温度如果超过480℃，则扩散处理的加热所导致的钢的硬度下降会对表层部的硬度造成影响，抵消等离子体氮化处理所导致的表层部的硬度上升，因此难以确保足够的表层部硬度。

与之相对，本发明的一种情况下的钢的热处理方法中，首先，将钢淬火硬化后实施等离子体氮化，藉此，氮侵入含有3.75质量％以上的铬的钢的表层部，形成氮化层。藉此，钢形成高硬度的表层部。然后，将该钢保持于330℃以上480℃以下的扩散温度，藉此能在抑制通过形成氮化层而获得的硬度上升被抵消的情况的同时使侵入钢的氮到达所希望的区域。其结果是，通过本发明的钢的热处理方法，可提供对表层部进行氮化处理而形成高硬度的表层部并且能抑制晶界析出物的产生的含有3.75质量％以上的铬的钢的热处理方法。

上述本发明的钢的热处理方法中，较好是扩散温度在430℃以下。如上所述，通过抑制扩散温度，扩散处理的加热所导致的钢的硬度下降得到抑制，可赋予钢的表层部以高硬度。

在此，将钢保持于上述温度范围的扩散温度时，既可将温度维持在上述温度范围内的固定温度，也可使温度在上述温度范围内变动并同时将变动的范围设定在上述温度范围内。

本发明的一种情况下的机械零部件的制造方法包括：准备钢构件的工序，该钢构件由含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒、剩余部分由铁和杂质构成的钢构成，且成形为机械零部件的大致形状；以及进行热处理的工序，该热处理包括该钢构件的淬火处理和氮化处理。上述热处理通过上述本发明的钢的热处理方法来实施。

根据本发明的机械零部件的制造方法，采用适合于由含有3.75质量％以上的铬的钢构成的被处理物的氮化处理的上述本发明的钢的热处理方法来实施热处理，因此可制造由含有3.75质量％以上的铬的钢构成且通过对表层部进行氮化处理而形成有高硬度的表层部并且晶界析出物的产生得到抑制的机械零部件。

本发明的一种情况下的机械零部件通过上述本发明的机械零部件的制造方法来制造。通过用上述本发明的机械零部件的制造方法来制造，本发明的机械零部件成为由含有3.75质量％以上的铬的钢构成且通过对表层部进行氮化处理而形成有高硬度的表层部并且晶界析出物的产生得到抑制的机械零部件。

上述本发明的机械零部件可用作构成轴承的零部件。通过对表层部进行氮化而使表层部得到强化且晶界析出物的产生得到抑制的本发明的机械零部件适合作为构成轴承的零部件，轴承是对疲劳强度、耐磨损性等有要求的机械零部件。

另外，也可用上述机械零部件来构成滚动轴承，该滚动轴承包括轨道圈和滚动体，该滚动体与轨道圈接触且被配置在圆环状的轨道上。即，轨道圈和滚动体的至少任一方是上述机械零部件，较好是两者都是上述机械零部件。由于包括对表层部进行氮化而使表层部得到强化且晶界析出物的产生得到抑制的本发明的机械零部件，因此利用该滚动轴承，可提供长寿命的滚动轴承。

本发明的另一种情况下的钢的热处理方法包括：对钢进行渗碳处理的工序；将该钢淬火硬化的工序；对该钢进行等离子体氮化的工序；以及将该钢保持于扩散温度的工序。在对钢进行渗碳处理的工序中，对含有0.11质量％以上0.15质量％以下的碳、0.1质量％以上0.25质量％以下的硅、0.15质量％以上0.35质量％以下的锰、3.2质量％以上3.6质量％以下的镍、4质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、1.13质量％以上1.33质量％以下的钒、剩余部分由铁和杂质构成的钢进行渗碳处理。在将钢淬火硬化的工序中，将经渗碳处理的上述钢淬火硬化。对钢进行等离子体氮化的工序中，对经淬火硬化的上述钢进行等离子体氮化。将钢保持于扩散温度的工序中，将经等离子体氮化的钢保持于300℃以上480℃以下的扩散温度。

本发明的另一种情况下的钢的热处理方法中，首先，对钢进行渗碳处理和淬火硬化后实施等离子体氮化，藉此，氮侵入含有4质量％以上的铬的钢的表层部，形成氮化层。藉此，钢形成高硬度的表层部。然后，将该钢保持于330℃以上480℃以下的扩散温度，藉此能在抑制通过形成氮化层而获得的硬度上升被抵消的情况的同时使侵入钢的氮到达所希望的区域。其结果是，通过本发明的钢的热处理方法，可提供对表层部进行氮化处理而形成高硬度的表层部并且能抑制晶界析出物的产生的含有4质量％以上的铬的钢的热处理方法。

上述本发明的钢的热处理方法中，较好是扩散温度在430℃以下。如上所述，通过抑制扩散温度，扩散处理的加热所导致的钢的硬度下降得到抑制，可赋予钢的表层部以高硬度。

在此，将钢保持于上述温度范围的扩散温度时，既可将温度维持在上述温度范围内的固定温度，也可使温度在上述温度范围内变动并同时将变动的范围设定在上述温度范围内。

本发明的另一种情况下的机械零部件的制造方法包括：准备钢构件的工序，该钢构件由含有0.11质量％以上0.15质量％以下的碳、0.1质量％以上0.25质量％以下的硅、0.15质量％以上0.35质量％以下的锰、3.2质量％以上3.6质量％以下的镍、4质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、1.13质量％以上1.33质量％以下的钒、剩余部分由铁和杂质构成的钢构成，且成形为机械零部件的大致形状；以及进行热处理的工序，该热处理包括该钢构件的淬火处理和氮化处理。上述热处理通过上述本发明的另一种情况下的钢的热处理方法来实施。

根据本发明的机械零部件的制造方法，采用适合于由含有4质量％以上的铬的钢构成的被处理物的氮化处理的上述本发明的钢的热处理方法来实施热处理，因此可制造由含有4质量％以上的铬的钢构成且通过对表层部进行氮化处理而形成有高硬度的表层部并且晶界析出物的产生得到抑制的机械零部件。

本发明的另一种情况下的机械零部件通过上述本发明的机械零部件的制造方法来制造。通过用上述本发明的机械零部件的制造方法来制造，本发明的机械零部件成为由含有4质量％以上的铬的钢构成且通过对表层部进行氮化处理而形成有高硬度的表层部并且晶界析出物的产生得到抑制的机械零部件。

上述本发明的机械零部件可用作构成轴承的零部件。通过对表层部进行氮化而使表层部得到强化且晶界析出物的产生得到抑制的本发明的机械零部件适合作为构成轴承的零部件，该轴承是对疲劳强度、耐磨损性等有要求的机械零部件。

另外，也可用上述机械零部件来构成滚动轴承，该滚动轴承包括轨道圈和滚动体，该滚动体与轨道圈接触且被配置在圆环状的轨道上。即，轨道圈和滚动体的至少任一方是上述机械零部件，较好是两者都是上述机械零部件。由于包括对表层部进行氮化而使表层部得到强化且晶界析出物的产生得到抑制的本发明的机械零部件，因此利用该滚动轴承，可提供长寿命的滚动轴承。

由以上的说明可知，通过本发明的钢的热处理方法，可提供对表层部进行氮化处理而形成高硬度的表层部并且能抑制晶界析出物的产生的含有3.75质量％以上的铬的钢的热处理方法。此外，通过本发明的机械零部件的制造方法，可提供对表层部进行氮化处理而形成高硬度的表层部并且能抑制晶界析出物的产生的由含有3.75质量％以上的铬的钢构成的机械零部件的制造方法。而且，利用本发明的机械零部件，可提供由含有3.75质量％以上的铬的钢构成且通过对表层部进行氮化处理而具有高硬度的表层部并且晶界析出物的产生得到抑制的机械零部件。

附图的简单说明

图1是表示包括实施方式1的机械零部件的深沟球轴承的结构的概略剖视图。

图2是表示包括作为第一变形例的机械零部件的推力滚针轴承的结构的概略剖视图。

图3是表示包括作为第二变形例的机械零部件的等速接头的结构的概略剖视图。

图4是沿图3的线段IV-IV的概略剖视图。

图5是表示图3的等速接头形成一定角度的状态的概略剖视图。

图6是表示实施方式1的机械零部件和包括该机械零部件的机械要素的制造方法的图。

图7是用于说明机械零部件的制造方法中所包括的热处理工序的详情的图。

图8是表示实施方式2的机械零部件和包括该机械零部件的机械要素的制造方法的图。

图9是用于说明机械零部件的制造方法中所包括的热处理工序的详情的图。

图10是实施例A的表面附近的显微结构的光学显微镜照片。

图11是表示实施例A的表面附近的硬度分布的图。

图12是表示实施例A的表面附近的碳和氮的浓度分布的图。

图13是比较例A的表面附近的显微结构的光学显微镜照片。

图14是表示比较例A的表面附近的硬度分布的图。

图15是表示比较例A的表面附近的碳和氮的浓度分布的图。

图16是表示扩散工序的各加热温度下的加热处理时间与试验片的硬度之间的关系的图(阿弗拉密图(Avrami plot))。

图17是表示进行扩散工序前的试验片以及进行于430℃保持50小时的扩散工序后的试验片的表层部的硬度分布的图。

图18是实施例A的表面附近的显微结构的光学显微镜照片。

图19是表示实施例A的表面附近的硬度分布的图。

图20是表示实施例A的表面附近的碳和氮的浓度分布的图。

图21是比较例A的表面附近的显微结构的光学显微镜照片。

图22是表示比较例A的表面附近的硬度分布的图。

图23是表示比较例A的表面附近的碳和氮的浓度分布的图。

图24是表示扩散工序的各加热温度下的加热处理时间与渗碳层的硬度之间的关系的图(阿弗拉密图)。

图25是表示进行扩散工序前的试验片以及进行于430℃保持50小时的扩散工序后的试验片的表层部的硬度分布的图。

符号の説明

1深沟球轴承，2推力滚针轴承，3等速接头，11外圈，11A外圈滚走面，12内圈，12A内圈滚走面，13珠，13A珠滚走面，14，24保持器，21轨道圈，21A轨道圈滚走面，23滚针，31内座圈，31A内座圈球槽，32外座圈，32A外座圈球槽，33球，34隔圈，35，36轴，90晶界析出物。

实施发明的最佳方式

以下，根据附图对本发明的实施方式进行说明。另外，在以下附图中，对相同或相似的部分标注相同的符号，不重复其说明。

(实施方式1)

参照图1对作为本发明的一种实施方式的实施方式1的作为滚动轴承的深沟球轴承进行说明。

参照图1，深沟球轴承1包括：环状的外圈11；配置于外圈11内侧的环状的内圈12；以及配置于外圈11与内圈12之间，并被圆环状保持器14保持的作为滚动体的多个珠13。外圈11的内周面形成有外圈滚走面11A，内圈12的外周面形成有内圈滚走面12A。此外，外圈11和内圈12配置成内圈滚走面12A与外圈滚走面11A彼此相对。而且，多个珠13在珠滚走面13A与内圈滚走面12A和外圈滚走面11A接触，且被保持器14沿周向以规定的间距配置，藉此多个珠13被可自由滚动地保持在圆环状的轨道上。藉由上述结构，能使深沟球轴承1的外圈11和内圈12彼此相对地旋转。

在此，在作为机械零部件的外圈11、内圈12、珠13和保持器14之中，特别地，对外圈11、内圈12和珠13要求具有滚动疲劳强度和耐磨损性。因此，它们之中的至少1个是由含有3.75质量％以上的铬的钢构成且通过对表层部进行氮化处理而具有高硬度的表层部并且晶界析出物的产生得到抑制的本发明的机械零部件，藉此能延长深沟球轴承1的寿命。

接着，参照图2对作为本实施方式的第一变形例的推力滚针轴承进行说明。

参照图2，推力滚针轴承2包括：作为滚动构件的一对轨道圈21；作为滚动构件的多个滚针23；以及圆环状的保持器24，上述一对轨道圈21具有圆盘状的形状且被配置成彼此一方的主面相对。多个滚针23与形成于一对轨道圈21的彼此相对的主面的轨道圈滚走面21A接触，且被保持器24沿周向以规定的间距配置，藉此多个滚针23被可自由滚动地保持在圆环状的轨道上。藉由上述结构，能使推力滚针轴承2的一对轨道圈21彼此相对地旋转。

在此，作为机械零部件的轨道圈21、滚针23和保持器24之中，特别地，对轨道圈21和滚针23要求具有滚动疲劳强度和耐磨损性。因此，它们之中的至少1个是由含有3.75质量％以上的铬的钢构成且通过对表层部进行氮化处理而具有高硬度的表层部并且晶界析出物的产生得到抑制的本发明的机械零部件，藉此能延长推力滚针轴承2的寿命。

接着，参照图3～图5对作为本实施方式的第二变形例的等速接头进行说明。另外，图3对应于沿图4的线段III-III的概略剖视图。

参照图3～图5，等速接头3包括：与轴35连结的内座圈31；配置成围住内座圈31的外周侧，且与轴36连结的外座圈32；配置于内座圈31与外座圈32之间的扭矩传递用的球33；以及保持球33的隔圈34。球33与形成于内座圈31的外周面的内座圈球槽31A和形成于外座圈32的内周面的外座圈球槽32A接触而配置，且被隔圈34保持为无法脱落。

如图3所示，在经过轴35和轴36的中央的轴线处于一直线上的状态下，分别形成于内座圈31的外周面和外座圈32的内周面的内座圈球槽31A和外座圈球槽32A，形成为以在上述轴的左右两边分别离开上述轴上的接头中心O等距离的点A和点B为曲率中心的曲线(圆弧)状。即，内座圈球槽31A和外座圈球槽32A分别被形成为使与内座圈球槽31A和外座圈球槽32A接触而滚动的球33的中心P的轨迹成为在点A(内座圈中心A)和点B(外座圈中心B)处具有曲率中心的曲线(圆弧)。藉此，即使是在等速接头形成角度的情况下(等速接头动作以使得经过轴35和轴36的中央的轴线交叉的情况下)，球33也始终位于经过轴35和轴36的中央的轴线的夹角(∠AOB)的二等分线上。

接着，对等速接头3的动作进行说明。参照图3和图4，在等速接头3中，若向轴35、36中的一方传递绕轴的旋转，则通过被嵌入内座圈球槽31A和外座圈球槽32A的球33将上述旋转向轴35、36中的另一方的轴传递。在此，如图5所示，当轴35、36形成角度θ时，球33被引导到在上述内座圈中心A和外座圈中心B处具有曲率中心的内座圈球槽31A和外座圈球槽32A，中心P被保持在∠AOB的二等分线上的位置。在此，由于内座圈球槽31A和外座圈球槽32A形成为使接头中心O距内座圈中心A的距离与距外座圈中心B的距离相等，因此球33的中心P距内座圈中心A的距离与距外座圈中心B的距离分别相等，三角形OAP与三角形OBP全等。其结果是，球33的中心P距轴35、36的距离L也分别相等，当轴35、36之一绕轴旋转时，另一个轴也以等速旋转。如上所述，即使在轴35、36形成角度时，等速接头3也能确保等速。另外，当轴35、36旋转时，隔圈34在与内座圈球槽31A和外座圈球槽32A一起防止球32跳出内座圈球槽31A和外座圈球槽32A的同时，实现了确定等速接头3的接头中心O的功能。

在此，在作为机械零部件的内座圈31、外座圈32、球33和隔圈34之中，特别地，对内座圈31、外座圈32和球33要求具有疲劳强度和耐磨损性。因此，它们之中的至少1个是由含有3.75质量％以上的铬的钢构成且通过对表层部进行氮化处理而具有高硬度的表层部并且晶界析出物的产生得到抑制的本发明的机械零部件，藉此能延长等速接头3的寿命。

接着，对实施方式1的机械零部件和包括上述机械零部件的滚动轴承、等速接头等机械要素的制造方法进行说明。

参照图6，首先实施准备已成形为机械零部件的大致形状的钢构件的钢构件准备工序，该钢构件由含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒、剩余部分由铁和杂质构成的钢构成。具体而言，例如，准备以含有上述成分的型钢、钢丝等为原材料，对该型钢、钢丝等实施切割、锻造、车削等加工而被成形为作为机械零部件的外圈11、轨道圈21、内座圈31等机械零部件的大致形状的钢构件。

接着，对在钢构件准备工序中准备好的上述钢构件实施热处理工序，该热处理工序中进行包括淬火处理和氮化处理的热处理。对该热处理工序的具体情况在后叙述。

接着，对实施了热处理工序的钢构件实施精加工等精加工工序。具体而言，例如对实施了热处理工序的钢构件的内圈滚走面12A、轨道圈滚走面21A、外座圈球槽32A等实施研磨加工。藉此，本实施方式的机械零部件完成，本实施方式的机械零部件的制造方法结束。

然后，实施将完成的机械零部件组合来组装机械要素的组装工序。具体而言，将经上述工序制造的本发明的机械零部件，例如外圈11、内圈12、珠13和保持器14组合来组装深沟球轴承1。藉此，制成包括本发明的机械零部件的机械要素。

接着，参照图7对本实施方式的机械零部件的制造方法中所包括的热处理工序的具体情况进行说明。在图7中，横向表示时间，越往右表示时间经过越长。此外，图7中，纵向表示温度，越往上表示温度越高。

参照图7，本实施方式的机械零部件的制造方法的热处理工序中，首先实施对作为被处理物的钢构件进行淬火处理的淬火工序。具体而言，将钢构件在真空或盐浴中加热至A₁变态点以上的温度T₁，保持时间t₁后，从A₁变态点以上的温度冷却至M_S点以下的温度，从而对钢构件进行淬火处理。

在此，A₁点是相当于加热钢时使钢的结构从铁素体开始变态为奥氏体的温度的点。此外，M_S点是相当于奥氏体化后的钢冷却时开始马氏体化的温度的点。

接着，对实施了淬火处理的钢构件实施进行回火处理的第一回火工序。具体而言，将钢构件在真空中加热至低于A₁变态点的温度T₂，保持时间t₂后冷却，从而对钢构件进行回火处理。藉此，可获得缓解因钢构件的淬火处理而产生的残留应力、抑制因热处理而产生的应变等效果。

接着，对实施了第一回火工序的钢构件实施进行低温处理的低温工序。具体而言，对钢构件喷雾例如液氮，将钢构件冷却至低于0℃的温度T₃，保持时间t₃，从而对钢构件进行低温处理。藉此，可获得钢构件因淬火处理而生成的残留奥氏体变态为马氏体从而实现钢的结构稳定化等效果。

接着，对实施了低温工序的钢构件实施进行回火处理的第二回火工序。具体而言，将钢构件在真空中加热至低于A₁变态点的温度T₄，保持时间t₄后冷却，从而对钢构件进行回火处理。藉此，可获得缓解因钢构件的低温处理而产生的残留应力、抑制应变等效果。

接着，对实施了第二回火工序的钢构件实施再次进行回火处理的第三回火工序。具体而言，与上述第二回火工序同样地将钢构件在真空中加热至低于A₁变态点的温度T₅，保持时间t₅后冷却，从而对钢构件进行回火处理。在此，温度T₅和t₅可以是与第二回火工序的温度T₄和t₄相同的条件。藉此，与第二回火工序同样地可获得缓解因钢构件的低温处理而产生的残留应力、抑制应变等效果。第二回火工序和第三回火工序也可作为一个工序来实施。

接着，对实施了第三回火工序的钢构件实施进行等离子体氮化处理的等离子体氮化工序。具体而言，例如在导入有选自氮(N₂)、氢(H₂)、甲烷(CH₄)、氩(Ar)的至少任一种以上的气体以使压力达到50Pa以上5000Pa以下的等离子体氮化炉内装入钢构件，在放电电压50V以上1000V以下、放电电流0.001A以上400A以下的条件下加热至温度T₆，保持时间t₆后冷却，从而对钢构件进行等离子体氮化处理。藉此，氮侵入钢构件的表层部，该表层部的强度提高。在此，温度T₆可以是例如300℃以上550℃以下，时间t₆可以是1小时以上80小时以下。该温度T₆、时间t₆等热处理条件可以考虑到精加工工序中实施的精加工的加工余量，按照等离子体氮化处理中形成的晶界析出物层的厚度达到能在精加工中除去的厚度的条件来决定。

构成钢构件的钢为AMS规格6490(AISI规格M50)的情况下，较好是等离子体氮化工序中的上述压力为50Pa以上1000Pa以下，放电电压为50V以上600V以下，放电电流为0.001A以上300A以下，温度T₆为350℃以上450℃以下，时间t₆为1小时以上50小时以下。

接着，对实施了等离子体氮化工序的钢构件实施进行扩散处理的扩散工序。具体而言，例如在真空中加热至温度T₇，保持时间t₇，从而对钢构件进行扩散处理。在此，温度T₇可以是300℃以上480℃以下，优选300℃以上430℃以下，时间t₇可以是50小时以上300小时以下。藉此，能在抑制因形成氮化层而导致的表层部的硬度上升被抵消的情况的同时使侵入钢的氮到达所希望的区域。藉此，本实施方式的热处理工序完成。

如上所述，利用本实施方式的钢的热处理方法，可对含有3.75质量％以上的铬的钢的表层部进行氮化处理而形成高硬度的表层部，并且能抑制晶界析出物的产生。

此外，通过上述实施方式的机械零部件的制造方法，可制造由含有3.75质量％以上的铬的钢构成且通过对表层部进行氮化处理而形成有高硬度的表层部并且晶界析出物的产生得到抑制的机械零部件。更具体而言，例如沿与表面垂直的截面将完成了精加工工序的钢构件切断，用光学显微镜或扫描型电子显微镜(Scanning Electron Microscope；SEM)随机观察该截面上的5个包括表面在内的一边为150μm的正方形的视野的情况下，可使长宽比在2以上且长度在7.5μm以上的铁的氮化物(晶界析出物：Fe₃N或Fe₄N等)的检出数量在1个以下。而且，即使在同样地观察20个视野的情况下，也能使晶界析出物的检出数量在1个以下。

此外，上述实施方式的机械零部件成为由含有3.75质量％以上的铬的钢构成且通过对表层部进行氮化处理而形成有高硬度的表层部并且晶界析出物的产生得到抑制的机械零部件。

(实施方式2)

接着，对作为本发明的另一实施方式的实施方式2进行说明。实施方式2的机械零部件基本上具有与上述实施方式1相同的结构，可同样地制造。但是，如下所示，实施方式2在作为原材料的钢的成分组成和热处理方法方面与实施方式1不同。

下面，对实施方式2的机械零部件和包括上述机械零部件的滚动轴承、等速接头等机械要素的制造方法进行说明。

参照图8，首先实施准备已成形为机械零部件的大致形状的钢构件的钢构件准备工序，该钢构件由含有0.11质量％以上0.15质量％以下的碳、0.1质量％以上0.25质量％以下的硅、0.15质量％以上0.35质量％以下的锰、3.2质量％以上3.6质量％以下的镍、4质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、1.13质量％以上1.33质量％以下的钒、剩余部分由铁和杂质构成的钢构成。具体而言，例如，准备以含有上述成分的型钢、钢丝等为原材料，对该型钢、钢丝等实施切割、锻造、车削等加工而被成形为作为机械零部件的外圈11、轨道圈21、内座圈31等机械零部件的大致形状的钢构件。

接着，对在钢构件准备工序中准备好的上述钢构件实施热处理工序，该热处理工序中进行包括淬火处理和氮化处理的热处理。对该热处理工序的具体情况在后叙述。

接着，对实施了热处理工序的钢构件实施精加工等精加工工序。具体而言，例如对实施了热处理工序的钢构件的内圈滚走面12A、轨道圈滚走面21A、外座圈球槽32A等实施研磨加工。藉此，本实施方式的机械零部件完成，本实施方式的机械零部件的制造方法结束。

然后，实施将完成的机械零部件组合来组装机械要素的组装工序。具体而言，将经上述工序制造的本发明的机械零部件，例如外圈11、内圈12、珠13和保持器14组合来组装深沟球轴承1。藉此，制成包括本发明的机械零部件的机械要素。

接着，参照图8和图9对本实施方式的机械零部件的制造方法中所包括的热处理工序的具体情况进行说明。在图9中，横向表示时间，越往右表示时间经过越长。此外，图9中，纵向表示温度，越往上表示温度越高。

参照图8，本实施方式的机械零部件的制造方法的热处理工序中，首先实施对作为被处理物的钢构件进行渗碳处理的渗碳工序。具体而言，参照图9，在含一氧化碳和氢的渗碳气体气氛中将钢构件加热至A₁变态点以上的温度T₁₁，保持时间t₁₁，从而使碳侵入钢构件的表层部。藉此，在包括钢构件的表面在内的区域中形成碳浓度比包括该表面在内的区域以外的区域、即内部区域更高的渗碳层。

接着，参照图8，对实施了渗碳处理的钢构件实施进行淬火处理的淬火工序。具体而言，参照图9，将该钢构件从A₁变态点以上的温度T₁₁冷却至M_S点以下的温度，从而进行淬火硬化。

接着，参照图8，对实施了淬火工序的钢构件实施进行回火处理的第一回火工序。具体而言，参照图9，将钢构件在减压气氛下(真空中)加热至低于A₁变态点的温度T₁₂，保持时间t₁₂后冷却，从而进行回火处理。藉此，可获得缓解因钢构件的淬火处理而产生的残留应力、抑制因热处理而产生的应变等效果。

接着，参照图8，对实施了第一回火工序的钢构件实施进行低温处理的第一低温工序。具体而言，参照图9，对钢构件喷雾例如液氮，将钢构件冷却至低于0℃的温度T₁₃，保持时间t₁₃，从而进行低温处理。藉此，可获得钢构件因淬火处理而生成的残留奥氏体变态为马氏体从而实现钢的结构稳定化等效果。

接着，参照图8，对实施了第一低温工序的钢构件实施进行回火处理的第二回火工序。具体而言，参照图9，将钢构件在减压气氛下(真空中)加热至低于A₁变态点的温度T₁₄，保持时间t₁₄后冷却，从而进行回火处理。藉此，可获得缓解因钢构件的低温处理而产生的残留应力、抑制应变等效果。

接着，参照图8，对实施了第二回火工序的钢构件实施再次进行低温处理的第二低温工序。具体而言，参照图9，对钢构件喷雾例如液氮，将钢构件冷却至低于0℃的温度T₁₅，保持时间t₁₅，从而进行低温处理。藉此，可获得钢构件因淬火处理而生成的残留奥氏体进一步变态为马氏体从而实现钢的结构更为稳定化等效果。

接着，参照图8，对实施了第二低温工序的钢构件实施再次进行回火处理的第三回火工序。具体而言，参照图9，与上述第二回火工序同样地将钢构件在减压气氛下(真空中)加热至低于A₁变态点的温度T₁₆，保持时间t₁₆后冷却，从而进行回火处理。在此，温度T₁₆和t₁₆可以是与第二回火工序的温度T₁₄和t₁₄相同的条件。藉此，可获得缓解因第二低温工序中的钢构件的低温处理而产生的残留应力、抑制应变等效果。

接着，参照图8，对实施了第三回火工序的钢构件实施进行等离子体氮化处理的等离子体氮化工序。具体而言，参照图9，例如在导入有选自氮(N₂)、氢(H₂)、甲烷(CH₄)、氩(Ar)的至少任一种以上的气体以使压力达到50Pa以上5000Pa以下的等离子体氮化炉内装入钢构件，在放电电压50V以上1000V以下、放电电流0.001A以上100A以下的条件下加热至温度T₁₇，保持时间t₁₇后冷却，从而进行等离子体氮化处理。藉此，氮侵入钢构件的表层部，该表层部的强度提高。在此，温度T₁₇可以是例如300℃以上550℃以下，时间t₁₇可以是1小时以上80小时以下。该温度T₁₇、时间t₁₇等热处理条件可以考虑到精加工工序中实施的精加工的加工余量，按照等离子体氮化处理中形成的晶界析出物层的厚度达到能在精加工中除去的厚度的条件来决定。

构成钢构件的钢为AMS规格6278(AISI规格M50NiL)的情况下，较好是等离子体氮化工序中的上述压力为50Pa以上1000Pa以下，放电电压为50V以上600V以下，放电电流为0.001A以上300A以下，温度T₁₇为350℃以上450℃以下，时间t₁₇为1小时以上50小时以下。

接着，参照图8，对实施了等离子体氮化工序的钢构件实施进行扩散处理的扩散工序。具体而言，参照图9，例如在减压气氛下(真空中)加热至温度T₁₈，保持时间t₁₈，从而对钢构件进行扩散处理。在此，温度T₁₈可以是300℃以上480℃以下，优选300℃以上430℃以下，时间t₁₈可以是50小时以上300小时以下。藉此，能在抑制因形成氮化层而导致的表层部的硬度上升被抵消的情况的同时使侵入钢的氮到达所希望的区域。通过上述工序，本实施方式中的热处理工序完成。

如上所述，利用本实施方式的钢的热处理方法，可对含有4质量％以上的铬的钢的表层部进行氮化处理而形成高硬度的表层部，并且能抑制晶界析出物的产生。

此外，通过上述实施方式的机械零部件的制造方法，可制造由含有4质量％以上的铬的钢构成且通过对表层部进行氮化处理而形成有高硬度的表层部并且晶界析出物的产生得到抑制的机械零部件。更具体而言，例如沿与表面垂直的截面将完成了精加工工序的钢构件切断，用光学显微镜或扫描型电子显微镜随机观察该截面上的5个包括表面在内的一边为150μm的正方形的视野的情况下，可使长宽比在2以上且长度在7.5μm以上的铁的氮化物(晶界析出物：Fe₃N或Fe₄N等)的检出数量在1个以下。而且，即使在同样地观察20个视野的情况下，也能使晶界析出物的检出数量在1个以下。

此外，上述实施方式的机械零部件成为由含有4质量％以上的铬的钢构成且通过对表层部进行氮化处理而形成有高硬度的表层部并且晶界析出物的产生得到抑制的机械零部件。

另外，在上述实施方式中，作为本发明的机械零部件的一例，对构成深沟球轴承、推力滚针轴承、等速接头的机械零部件进行了说明，但本发明的机械零部件不限定于此，也可以是对表层部要求疲劳强度、耐磨损性的机械零部件，例如构成轮毂、齿轮、轴等的机械零部件。

此外，被处理物(钢构件)的表层部是指被处理物的表面附近的区域，是指例如实施了精加工等、在被处理物成为制品的状态下距表面的距离在0.2mm以下的区域。即，鉴于通过对被处理物进行加工等而制造的制品所要求的特性，被处理物(钢构件)的表层部是在被处理物成为制品的状态下应当控制氮浓度的区域，可根据各制品适当决定。

(实施例1)

以下，对本发明的实施例1进行说明。通过采用本发明的钢的热处理方法的本发明的机械零部件的制造方法，实际制作了具有与本发明的机械零部件相同的结构的样品，进行了确认表层部的晶界析出物的产生得到了抑制的实验。实验的步骤如下所述。

首先准备AMS规格6490(AISI规格M50)的钢材，对其进行加工，从而制成外径为40mm、内径为30mm、厚度t为16mm的试验片，该钢材是含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒、剩余部分由铁和杂质构成的钢。

接着，对该试验片实施采用在上述实施方式1中基于图7进行了说明的本发明的钢的热处理方法的热处理工序。在此，T₁、t₁、T₂、t₂、T₃、t₃、T₄、t₄、T₅和t₅按照第三回火工序后的试验片的硬度达到58HRC以上65HRC以下的条件来决定，T₆为430℃，t₆为10小时，T₇为430℃，t₇为160小时。此外，等离子体氮化工序中，将放电电压控制在200V以上450V以下的范围内，将放电电流控制在1A以上5A以下的范围内，以使等离子体氮化时的处理温度T₆达到430℃。另外，等离子体氮化工序中，以氮(N₂)∶氢(H₂)＝1∶1的比例向炉内导入气体，以使等离子体氮化时的炉内的压力达到267Pa以上400Pa以下。

另外，扩散工序中，在已调整为氮气气氛的气氛炉内加热试验片，实施扩散处理，以使试验片表面的碳浓度和氮浓度之和达到1.7质量％以下。将如上所述实施了本发明的钢的热处理方法的试验片记作本发明的实施例的样品(实施例A)。

另一方面，对于同样制成的AMS规格6490构成的试验片，通过从上述实施方式中基于图7进行了说明的本发明的钢的热处理方法中省略了扩散工序，从而实施本发明的范围外的热处理工序。在此，T₁、t₁、T₂、t₂、T₃、t₃、T₄、t₄、T₅和t₅按照第三回火工序后的试验片的硬度达到58HRC以上65HRC以下的条件来决定，T₆为480℃，t₆为30小时。此外，等离子体氮化工序中，将放电电压控制在200V以上450V以下的范围内，将放电电流控制在1A以上5A以下的范围内，以使等离子体氮化时的处理温度T₆达到480℃。另外，等离子体氮化工序中，以氮(N₂)∶氢(H₂)∶甲烷(CH₄)＝79∶80∶1的比例向炉内导入气体，以使等离子体氮化时的炉内的压力达到267Pa以上400Pa以下。将如上所述实施了本发明的范围外的钢的热处理方法的试验片记作本发明的比较例的样品(比较例A)。

接着，沿与表面垂直的截面将上述制成的实施例A和比较例A的样品切断，研磨该截面。用腐蚀液腐蚀经研磨的截面后，随机观察5个包括表面在内的一边为150μm的正方形的视野。

接着，对实验结果进行说明。在图10和图13中，照片上部对应于样品的表面侧。此外，在图11和图14中，横轴表示距表面的深度(距离)，纵轴表示硬度(单位是维氏硬度)。此外，在图12和图15中，横轴表示距表面的深度(距离)，纵轴表示碳和氮的浓度，图中示出了碳浓度(C浓度)、氮浓度(N浓度)以及碳浓度和氮浓度的总计值(C+N浓度)。

参照图10，在本发明的实施例A的样品的表层部未观察到晶界析出物(长宽比在2以上且形成为7.5μm以上的长度的铁的氮化物)，成为良好的显微结构。此外，参照图11和图12，实施例A的样品的距表面的深度在0.5mm以内的区域具有950HV以上的足够的硬度，并且有足量的氮侵入。因此，通过对实施了与实施例A相同的热处理的钢构件的表面实施研磨等精加工，可制造具有高硬度的表层部并且晶界析出物的产生得到抑制的机械零部件。

另一方面，参照图13，在本发明的范围外的比较例A的样品的表层部观察到许多晶界析出物90。此外，参照图14和图15，比较例A的样品的距表面的深度在0.5mm以内的区域与实施例A同样地具有950HV以上的足够的硬度，并且有足量的氮侵入。因此，通过对实施了与比较例A相同的热处理的钢构件的表面实施研磨等精加工，可获得虽然形成有高硬度的表层部但在表层部残存有晶界析出物的机械零部件。如上所述，这样的机械零部件不具有足够的疲劳强度和韧性。

综上所述，根据采用本发明的钢的热处理方法的本发明的机械零部件的制造方法，确认了可制造对表层部进行氮化处理而形成高硬度的表层部并且能抑制晶界析出物的产生的由含有3.75质量％以上的铬的钢构成的机械零部件。

(实施例2)

以下，对本发明的实施例2进行说明。进行了研究本发明的钢的热处理方法的扩散工序中的合适的加热温度范围的实验。实验的步骤如下所述。

首先准备AMS规格6490(AISI规格M50)的钢材，对其进行加工，从而制成外径为40mm、内径为30mm、厚度t为16mm的试验片，该钢材是含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒、剩余部分由铁和杂质构成的钢。

接着，对于该试验片，与上述实施例1的实施例A同样地实施采用在上述实施方式1中基于图7进行了说明的本发明的钢的热处理方法的热处理工序中从淬火工序到第三回火工序的工序。然后，通过将该试验片在430℃～570℃的温度下保持各种不同的时间，从而实施与扩散工序相同的工序，测定试验片的硬度。然后，基于反应速度理论分析该测定结果，算出扩散工序的各加热温度下的加热处理时间(扩散时间)和硬度之间的关系。

另一方面，也进行了如下实验：与上述实施例1的实施例A同样地对同样的试验片实施从淬火工序到第三回火工序的工序后，实际实施等离子体氮化工序和扩散工序，确认试验片的硬度分布。在等离子体氮化工序中，将放电电压控制在200V以上450V以下的范围内，将放电电流控制在1A以上5A以下的范围内，以使等离子体氮化时的处理温度T₆达到480℃，保持1小时，从而进行等离子体氮化。另外，等离子体氮化工序中，以氮(N₂)∶氢(H₂)＝1∶1的比例向炉内导入气体，以使等离子体氮化时的炉内的压力达到267Pa以上400Pa以下。然后，对完成了等离子体氮化工序的试验片进行于480℃保持50小时的扩散工序。然后，测定实施扩散工序前后的试验片的表层部的硬度分布。

接着，参照图16和图17，对实验结果进行说明。图16中，横轴表示加热处理时间(扩散时间)，纵轴表示试验片的硬度。图17中，横轴表示距表面的深度(距离)，纵轴表示硬度。此外，图17中，菱形表示进行扩散工序前的试验片，四边形表示进行了于480℃保持50小时的扩散工序后的试验片的硬度。

参照图16，扩散温度越高，试验片的硬度在越短的时间内下降，但如果扩散温度达到480℃，则在进行200小时的扩散处理的情况下硬度的下降幅度也在40HV以下，母材的硬度(没有等离子体氮化所导致的氮的侵入的影响的区域的硬度)的下降对表层部的硬度的影响减小。此外，如果扩散温度达到460℃，则在进行200小时的扩散处理的情况下硬度的下降幅度也在25HV以下，母材的硬度的下降对表层部的硬度的影响进一步减小。此外，如果扩散温度达到430℃，则在进行200小时的扩散处理的情况下硬度的下降幅度也在10HV以下，母材的硬度的下降对表层部的硬度几乎没有影响。

另一方面，参照图17，进行于480℃保持50小时的扩散工序的情况下，实际的母材硬度下降幅度与图16的分析结果基本一致，可认为图16的分析结果与实际的热处理的结果一致。

根据以上的实验结果，从在抑制母材的硬度下降对表层部的硬度所造成的影响的同时使侵入钢的氮到达所希望的区域的观点来看，扩散工序中的加热温度(扩散温度)必须在480℃以下，优选460℃以下。另外，通过将该加热温度设在430℃以下，可在使母材的硬度下降几乎不会影响到表层部的硬度的情况下实施扩散工序。另外，从抑制母材的硬度下降对表层部的硬度所造成的影响的观点来看，较好是进一步降低扩散工序中的加热温度，但为了避免使侵入钢的氮到达所希望的区域所需的时间长到超过实际的生产工序的容许极限的情况，较好是将该加热温度设在300℃以上。

(实施例3)

以下，对本发明的实施例3进行说明。通过采用本发明的钢的热处理方法的本发明的机械零部件的制造方法，实际制作了具有与本发明的机械零部件相同的结构的样品，进行了确认表层部的晶界析出物的产生得到了抑制的实验。实验的步骤如下所述。

首先准备AMS规格6278(AISI规格M50NiL)的钢材，对其进行加工，从而制成外径为40mm、内径为30mm、厚度t为16mm的试验片，该钢材是含有0.11质量％以上0.15质量％以下的碳、0.1质量％以上0.25质量％以下的硅、0.15质量％以上0.35质量％以下的锰、3.2质量％以上3.6质量％以下的镍、4质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、1.13质量％以上1.33质量％以下的钒、剩余部分由铁和杂质构成的钢。

接着，对该试验片实施采用在上述实施方式2中基于图9进行了说明的本发明的钢的热处理方法的热处理工序。在此，T₁₁、t₁₁、T₁₂、t₁₂、T₁₃、t₁₃、T₁₄、t₁₄、T₁₅、t₁₅、T₁₆和t₁₆按照第三回火工序后的试验片的硬度达到58HRC以上65HRC以下的条件来决定，T₁₇为430℃，t₁₇为10小时，T₁₈为430℃，t₁₈为160小时。此外，等离子体氮化工序中，将放电电压控制在200V以上450V以下的范围内，将放电电流控制在1A以上5A以下的范围内，以使等离子体氮化时的处理温度T₁₇达到430℃。另外，等离子体氮化工序中，以氮(N₂)∶氢(H₂)＝1∶1的比例向炉内导入气体，以使等离子体氮化时的炉内的压力达到267Pa以上400Pa以下。

另外，扩散工序中，在已调整为氮气气氛的气氛炉内加热试验片，实施扩散处理，以使试验片表面的碳浓度和氮浓度之和达到1.7质量％以下。将如上所述实施了本发明的钢的热处理方法的试验片记作本发明的实施例的样品(实施例A)。

另一方面，对于同样制成的AMS规格6278构成的试验片，通过从上述实施方式2中基于图9进行了说明的本发明的钢的热处理方法中省略了扩散工序，从而实施本发明的范围外的热处理工序。在此，T₁₁、t₁₁、T₁₂、t₁₂、T₁₃、t₁₃、T₁₄、t₁₄、T₁₅、t₁₅、T₁₆和t₁₆按照第三回火工序后的试验片的硬度达到58HRC以上65HRC以下的条件来决定，T₁₇为480℃，t₁₇为30小时。此外，等离子体氮化工序中，将放电电压控制在200V以上450V以下的范围内，将放电电流控制在1A以上5A以下的范围内，以使等离子体氮化时的处理温度T₁₇达到480℃。另外，等离子体氮化工序中，以氮(N₂)∶氢(H₂)∶甲烷(CH₄)＝79∶80∶1的比例向炉内导入气体，以使等离子体氮化时的炉内的压力达到267Pa以上400Pa以下。将如上所述实施了本发明的范围外的钢的热处理方法的试验片记作本发明的比较例的样品(比较例A)。

接着，沿与表面垂直的截面将上述制成的实施例A和比较例A的样品切断，研磨该截面。用腐蚀液腐蚀经研磨的截面后，随机观察5个包括表面在内的一边为150μm的正方形的视野。

接着，对实验结果进行说明。在图18和图21中，照片上部对应于样品的表面侧。此外，在图19和图22中，横轴表示距表面的深度(距离)，纵轴表示硬度(单位是维氏硬度)。此外，在图20和图23中，横轴表示距表面的深度(距离)，纵轴表示碳和氮的浓度，细线表示碳浓度，粗线表示氮浓度。

参照图18，在本发明的实施例A的样品的表层部未观察到晶界析出物(长宽比在2以上且形成为7.5μm以上的长度的铁的氮化物)，成为良好的显微结构。此外，参照图19和图20，实施例A的样品的距表面的深度在0.5mm以内的区域具有950HV以上的足够的硬度，并且有足量的氮侵入。因此，通过对实施了与实施例A相同的热处理的钢构件的表面实施研磨等精加工，可制造具有高硬度的表层部并且晶界析出物的产生得到抑制的机械零部件。

另一方面，参照图21，在本发明的范围外的比较例A的样品的表层部观察到许多晶界析出物90。此外，参照图22和图23，比较例A的样品的距表面的深度在0.5mm以内的区域与实施例A同样地具有950HV以上的足够的硬度，并且有足量的氮侵入。因此，通过对实施了与比较例A相同的热处理的钢构件的表面实施研磨等精加工，可获得虽然形成有高硬度的表层部但在表层部残存有晶界析出物的机械零部件。如上所述，这样的机械零部件不具有足够的疲劳强度和韧性。

综上所述，根据采用本发明的钢的热处理方法的本发明的机械零部件的制造方法，确认了可制造对表层部进行氮化处理而形成高硬度的表层部并且能抑制晶界析出物的产生的由含有4质量％以上的铬的钢构成的机械零部件。

(实施例4)

以下，对本发明的实施例4进行说明。进行了研究本发明的钢的热处理方法的扩散工序中的合适的加热温度范围的实验。实验的步骤如下所述。

首先准备AMS规格6278(AISI规格M50NiL)的钢材，对其进行加工，从而制成外径为40mm、内径为30mm、厚度t为16mm的试验片，该钢材是含有0.11质量％以上0.15质量％以下的碳、0.1质量％以上0.25质量％以下的硅、0.15质量％以上0.35质量％以下的锰、3.2质量％以上3.6质量％以下的镍、4质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、1.13质量％以上1.33质量％以下的钒、剩余部分由铁和杂质构成的钢。

接着，对于该试验片，与上述实施例3的实施例A同样地实施采用在上述实施方式2中基于图9进行了说明的本发明的钢的热处理方法的热处理工序中从渗碳工序到第三回火工序的工序。然后，通过将该试验片在430℃～570℃的温度下保持各种不同的时间，从而实施与扩散工序相同的工序，测定渗碳层的硬度。更具体而言，在试验片的距表面的距离在0.2mm以上0.4mm以下的区域内测定9个点的硬度，算出其中的最低硬度。然后，基于反应速度理论分析该测定结果，算出扩散工序的各加热温度下的加热处理时间(扩散时间)和渗碳层的硬度之间的关系。

另一方面，也进行了如下实验：与上述实施例3的实施例A同样地对同样的试验片实施从渗碳工序到第三回火工序的工序后，实际实施等离子体氮化工序和扩散工序，确认试验片的硬度分布。在等离子体氮化工序中，将放电电压控制在200V以上450V以下的范围内，将放电电流控制在1A以上5A以下的范围内，以使等离子体氮化时的处理温度T₁₇达到480℃，保持1小时，从而进行等离子体氮化。另外，等离子体氮化工序中，以氮(N₂)∶氢(H₂)＝1∶1的比例向炉内导入气体，以使等离子体氮化时的炉内的压力达到267Pa以上400Pa以下。然后，对完成了等离子体氮化工序的试验片进行于480℃保持50小时的扩散工序。然后，测定实施扩散工序前后的试验片的表层部的硬度分布。

接着，对实验结果进行说明。图24中，横轴表示加热处理时间(扩散时间)，纵轴表示渗碳层的硬度。图25中，横轴表示距表面的深度(距离)，纵轴表示硬度。此外，图25中，菱形表示进行扩散工序前的试验片，四边形表示进行了于480℃保持50小时的扩散工序后的试验片的硬度。

参照图24，扩散温度越高，试验片的渗碳层的硬度在越短的时间内下降，但如果扩散温度达到480℃，则在进行200小时的扩散处理的情况下硬度的下降幅度也在50HV以下，母材的硬度(渗碳层中没有等离子体氮化所导致的氮的侵入的影响的区域的硬度)的下降对表层部的硬度的影响减小。此外，如果扩散温度达到460℃，则在进行200小时的扩散处理的情况下硬度的下降幅度也在30HV以下，母材的硬度的下降对表层部的硬度的影响进一步减小。此外，如果扩散温度达到430℃，则在进行200小时的扩散处理的情况下硬度的下降幅度也在10HV以下，母材的硬度的下降对表层部的硬度几乎没有影响。

另一方面，参照图25，进行于480℃保持50小时的扩散工序的情况下，实际的母材硬度下降幅度与图24的分析结果基本一致，可认为图24的分析结果与实际的热处理的结果一致。

根据以上的实验结果，从在抑制母材的硬度下降对表层部的硬度所造成的影响的同时使侵入钢的氮到达所希望的区域的观点来看，扩散工序中的加热温度(扩散温度)必须在480℃以下，优选460℃以下。另外，通过将该加热温度设在430℃以下，可在使母材的硬度下降几乎不会影响到表层部的硬度的情况下实施扩散工序。另外，从抑制母材的硬度下降对表层部的硬度所造成的影响的观点来看，较好是进一步降低扩散工序中的加热温度，但为了避免使侵入钢的氮到达所希望的区域所需的时间长到超过实际的生产工序的容许极限的情况，较好是将该加热温度设在300℃以上。

本次所公开的实施方式和实施例在所有点上为例示，不应当认为是对本发明作出了限制。本发明的范围是由权利要求书来表示的而不是由上述说明来表示的，本发明包括与权利要求书等同的意思和范围内的所有变更。

工业上的可利用性

本发明的钢的热处理方法、机械零部件的制造方法及机械零部件尤其有利于用作包括对由含有3.75质量％以上的铬的钢构成的被处理物进行氮化的工序的钢的热处理方法、由含有3.75质量％以上的铬的钢构成且表层部经过氮化处理的机械零部件及其制造方法。