JP2007002292A

JP2007002292A - 軟窒化用非調質鋼

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Publication number: JP2007002292A
Application number: JP2005183243A
Authority: JP
Inventors: Makoto Egashira; 誠江頭; Koji Watari; 宏二渡里; Taizo Makino; 泰三牧野; Takeshi Yoshino; 健吉野; Hiroaki Taira; 裕章多比良
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-06-23
Filing date: 2005-06-23
Publication date: 2007-01-11
Anticipated expiration: 2025-06-23
Also published as: JP4450217B2

Abstract

【課題】調質処理を省略しても高い疲労強度と良好な曲げ矯正性を有し、軟窒化機械部品の素材として好適な軟窒化用非調質鋼の提供。
【解決手段】Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．２％を超えて０．３％以下及びＮ：０．００５〜０．０３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＣｒが０．１０％未満の軟窒化用非調質鋼。(1)Ｔｉ：０．０２％以下及びＭｏ：０．５％以下のうちの１種以上、(2)Ｃａ：０．０５％以下及び(3)Ａｌ：０．０４％以下の３グループの元素の１種以上を含有していてもよい。
【選択図】なし

Description

本発明は、軟窒化用非調質鋼に関し、詳しくは、調質処理（焼入れ−焼戻し処理）を行わずに軟窒化処理を施しても、高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有する自動車、産業機械及び建設機械用などのクランクシャフトやコネクティングロッドなど軟窒化機械部品の素材となる軟窒化用非調質鋼に関する。

従来、自動車、産業機械及び建設機械用などのクランクシャフトやコネクティングロッドなどは、熱間鍛造などの方法で素材鋼片を所望の形状に熱間加工した後、調質処理を行って組織を微細化し、その後、主として疲労強度を高める目的で軟窒化処理を施して製造されてきた。

しかしながら、コスト削減や省エネルギーの観点から調質処理を省略することが望まれており、近年その要求は特に強まっている。

一般に、調質処理を省略すると、結晶粒径の調節がなされないため、熱間加工中及び熱間加工後の冷却工程で発達した結晶組織がそのまま最終製品に引き継がれてしまう。例えば、通常のクランクシャフトは、素材を１２５０℃程度というオーステナイト単相領域に保持した後、数回の熱間鍛造によって仕上げられるが、一般に、その鍛造終了温度は１０００℃を超えている。この場合、上記のオーステナイト単相領域での保持により、オーステナイト粒径は粗大化し、その結果、冷却中のフェライトへの変態の際にフェライト核生成サイトが減少し、このため、低温へ持ちきたされるオーステナイトが増える。そして、上記のオーステナイトが共析変態すればパーライトになるが、旧オーステナイト粒径が大きいため、フェライトに囲まれたパーライトコロニー群を「パーライト粒」とした場合のいわゆる「パーライト粒径」が大きくなってしまう。このため、軟窒化処理しても高い疲労強度を確保できないことが多い。

なお、軟窒化処理を施すと歪みが発生して部品の寸法精度が低下する。したがって、特にクランクシャフト、コネクティングロッド等の部品においては、軟窒化処理後に曲げ矯正が行われることが多いので、軟窒化用鋼には軟窒化処理後の曲げ矯正性が優れていることも要求される。しかしながら、調質処理を省略した場合の曲げ矯正性は著しく劣っている。

このため、調質処理を省略しても高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を備えた軟窒化用非調質鋼に対する要望が大きい。

ここで、上記の「優れた曲げ矯正性」とは、大きな曲げ変位量まで部品の表面に亀裂が入らないか、或いは、亀裂長さが十分に短いことを指す。具体的には、後述する直径２０ｍｍの試験片を用いた曲げ矯正試験で、亀裂が入らないか、或いは、亀裂長さが０．１ｍｍ以下であることを指す。

なお、「軟窒化処理」は、一般に、５００〜６００℃の温度域でＮとＣを同時に侵入・拡散させて表面を硬化させる手法である。主に耐摩耗性を向上させることを目的とする「窒化処理」に対して、「軟窒化処理」は特に疲労強度を向上させる手法として秀でており、急速に普及している。

前記した要望に応えるべく、特許文献１〜３に、種々の軟窒化用非調質鋼が提案されている。また、特許文献４には、窒化用非調質鋼が提案されている。

具体的には、特許文献１に、重量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ｖ：０．０５〜０．２０％など、特定の元素からなる鋼組成を有し、熱間加工後冷却して、熱処理なしで、芯部硬さがＨｖ２００〜３００、組織がベイナイト又はフェライト分率が８０％未満のフェライト＋ベイナイトの混合組織である「軟窒化用鋼」が開示されている。

特許文献２には、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｃｒ：０．２０〜２．００％、Ｖ：０．０５〜０．２０％など、特定の元素からなる鋼組成を有し、熱間加工後冷却して、熱処理なしで、芯部硬さがＨｖ２００〜３００、組織がフェライト＋パーライト又はベイナイト分率が２０％未満のフェライト＋パーライト（＋ベイナイト）の混合組織を有し、それに軟窒化処理を施す「軟窒化用鋼」が開示されている。

特許文献３には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、酸可溶Ａｌ及びＮなど特定元素の含有量を適正化した「軟窒化用非調質鋼」が開示されている。

特許文献４には、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｖ：０．０９〜０．２５％、原子％比でＭｎ／Ｓ：０．６〜１．４など、特定の元素からなる鋼組成を有し、熱間加工後の調質処理を省略し、微細ＭｎＳを主成分とする硫化物系介在物を５０００個／ｍｍ²以上含有する「窒化用高強度非調質鋼」が開示されている。

特開平７−１５７８４２号公報特開平８−１７６７３３号公報特開２０００−３０９８４６号公報特開２００５−１１３１６３号公報

前述の特許文献１で開示された技術によれば、Ｃｒ及びＶの添加により疲労強度を向上させ、軟窒化特性に優れた軟窒化用鋼が提供できる。しかし、主に歯車を対象としており、曲げ矯正性の向上を課題としたものではない。

特許文献２で開示された技術によれば、上記特許文献１と同様にＣｒ及びＶの添加により疲労強度を向上させ、軟窒化特性に優れた軟窒化用鋼が提供できる。しかしながら、この特許文献２で提案された鋼も主に歯車を対象とした熱処理歪みの低減を図るものであり、曲げ矯正を前提としたものではない。

特許文献３で開示された技術によれば、軟窒化処理後に矯正を行うことができる優れた曲げ矯正性を有し、かつ、軟窒化処理によって優れた疲労強度を示す「軟窒化用非調質鋼」を提供することができるとはいうものの、Ｍｎの含有量が１．５〜３．０％と高いので、曲げ矯正性に対する評価条件が厳しい場合には不適である。

特許文献４で開示された技術によれば、Ｍｎ／Ｓ比を規定し鋼中の微細硫化物系介在物量を制御することで矯正時の亀裂深さが抑制されるとしている。しかしながら、この特許文献４で提案された鋼は窒化用鋼であり、軟窒化処理や疲労強度の検討がなされたものではない。

そこで、本発明の目的は、調質処理を行わずに軟窒化処理を施しても、高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有する、具体的には、図１に示す形状の試験片を用いて小野式回転曲げ疲労試験をした場合の５００ＭＰａ以上の疲労強度及び、直径２０ｍｍの試験片を用いた後述の曲げ矯正試験で、亀裂が入らないか、或いは、亀裂長さが０．１ｍｍ以下の曲げ矯正性を有する軟窒化用非調質鋼を提供することである。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の軟窒化用鋼を作製して軟窒化後の疲労強度と曲げ矯正性を調査するとともに、ミクロ組織についても詳細に研究を行い、疲労強度と曲げ矯正性に及ぼす影響を調査した。その結果、下記（ａ）〜（ｉ）の知見を得た。

（ａ）非調質鋼には結晶粒径を調節するための熱処理が施されないため、熱間加工中及び熱間加工後の冷却工程で発達した結晶組織がそのまま最終製品に引き継がれてしまうので、高い疲労強度を確保できない。したがって、非調質鋼に高い疲労強度を確保させるためには、熱間加工時のオーステナイト粒の粗大化を抑制することが重要である。

（ｂ）熱間加工時のオーステナイト粒の粗大化を抑制するためには、粒成長を抑制するピン止め粒子の活用が効果的である。

（ｃ）オーステナイト粒径を小さく保っておけば、フェライトやパーライトの発生サイトが多くなるので、オーステナイトからの変態が促進される。

（ｄ）オーステナイト粒内に核生成サイトが存在すれば、パーライト粒が分断されるので、微細な組織が形成される。

（ｅ）ピン止め粒子としては、酸化物、炭化物、窒化物及び炭窒化物（以下、炭化物、窒化物及び炭窒化物をまとめて「炭窒化物」という。）などが利用でき、また、オーステナイト粒内の核生成サイトとしても酸化物及び炭窒化物などが利用できる。しかしながら、ピン止め粒子及びオーステナイト粒内の核生成サイトとして作用するためには、保持温度でマトリックス（母相）へ固溶しないことが必要である。

（ｆ）質量％で、０．２％を超えるＶを含む場合には、１０００℃という高温でもＶ炭窒化物が析出して有効なピン止め粒子として働く。このため、オーステナイト粒の粗大化が抑制されて高い疲労強度を確保することができる。

（ｇ）Ｖ炭窒化物は微細かつBaker-Nuttingの関係から有能なフェライト核生成サイトとなることができる。したがって、質量％で、０．２％を超えるＶを含有させれば、Ｖ炭窒化物がオーステナイト粒内に析出してフェライト核生成サイトとなり、微細なフェライト−パーライト組織を得ることができるため、これによっても高い疲労強度を確保することが可能である。

（ｈ）Ｖを添加すれば析出強化作用が得られるので、これによっても高い疲労強度を確保することができる。

（ｉ）フェライト地が過度に強化されて表層部の硬さが高すぎる場合に曲げ矯正性の劣化が生じる。

なお、Ｖは従来、窒化物形成能が高いため、Ｃｒなどとともに軟窒化時に表層部に微細窒化物を形成し、曲げ矯正性を害すると考えられてきた。そこで、質量％で、０．２％を超える量を含有させた場合に、組織の微細化及び析出強化に寄与して疲労強度を向上させるＶが実際に曲げ矯正性に悪影響を及ぼすか否かについて、ミクロ組織及び硬さプロファイルの観点からの詳細検討を行った。その結果、下記（ｊ）及び（ｋ）の重要な知見を得た。

（ｊ）Ｖは、フェライト地を過度に強化することなく、表層部の硬さを適度に高める作用を有する。このため、０．２％を超える量のＶを含有させても、曲げ矯正性が低下することはない。

（ｋ）調質処理を省略して所望の高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を兼ね備えた軟窒化鋼を得るためには、０．２％を超える量のＶを含有させて、
(1)Ｖ炭窒化物によるオーステナイト粒のピン止め、
(2)Ｖ炭窒化物を核とするオーステナイト粒内フェライトの生成による組織の微細化、
及び、
(3)フェライト地を過度に強化しない適度な強化、
を組み合わせることが有効である。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（４）に示す軟窒化用非調質鋼にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．２％を超えて０．３％以下及びＮ：０．００５〜０．０３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＣｒが０．１０％未満であることを特徴とする軟窒化用非調質鋼。

（２）Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０２％以下及びＭｏ：０．５％以下のうちの１種以上を含有する上記（１）に記載の軟窒化用非調質鋼。

（３）Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０５％以下を含有する上記（１）又は（２）に記載の軟窒化用非調質鋼。

（４）Ｆｅの一部に代えて、Ａｌ：０．０４％以下を含有する上記（１）から（３）までのいずれかに記載の軟窒化用非調質鋼。

以下、上記（１）〜（４）の軟窒化用非調質鋼に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（４）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明の軟窒化用非調質鋼は、調質処理を行わずに軟窒化処理を施しても、高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有するので、自動車、産業機械及び建設機械用などのクランクシャフトやコネクティングロッドなど軟窒化機械部品の素材として用いることができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．３０〜０．５０％
Ｃは、Ｖ及びＮと結合して微細なＶ炭窒化物を形成し、組織の微細化及び析出強化に寄与して疲労強度を向上させる作用を有する。また、Ｃはクランクシャフトやコネクティングロッドなど機械部品に耐摩耗性を付与するのに有効な元素である。これらの効果を得るには、０．３０％以上のＣ含有量が必要である。しかしながら、Ｃを過剰に添加するとパーライト量が増加して曲げ矯正性が損なわれ、特に、Ｃの含有量が０．５０％を超えると曲げ矯正性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．３０〜０．５０％とした。

Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、脱酸作用を有するとともにフェライト中に固溶して固溶強化作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０５％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｓｉを過剰に添加すると曲げ矯正性が損なわれ、特に、Ｓｉの含有量が０．５％を超えると曲げ矯正性の劣化が著しくなる。したがって、本発明においては、フェライトの固溶強化に必要かつ十分な０．５％をその含有量の上限とした。

Ｍｎ：０．２〜０．８％
Ｍｎは、固溶強化元素であり、母材硬さを高めて疲労強度を向上させる作用を有する。この効果を得るには、０．２％以上のＭｎ含有量が必要である。しかしながら、Ｍｎを過剰に添加すると曲げ矯正性が損なわれ、特に、Ｍｎの含有量が０．８％を超えると曲げ矯正性の劣化が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．２〜０．８％とした。

Ｐ：０．００５〜０．０５％
Ｐは、強化元素として有効であるため０．００５％以上含有させる。しかしながら、過剰のＰは粒界に偏析して粒界の脆化割れを助長し、特に、その含有量が０．０５％を超えると粒界の脆化割れが著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．００５〜０．０５％とした。

Ｓ：０．００５〜０．１％
Ｓは、鋼の被削性の向上に有効な元素であり、この効果を得るためには０．００５％以上含有させる必要がある。しかし、Ｓの含有量が多すぎると熱間加工性や疲労強度の低下を招き、特に、その含有量が０．１％を超えると熱間加工性及び疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．１％とした。

Ｖ：０．２％を超えて０．３％以下
Ｖは、本発明において最も重要な元素である。すなわち、Ｖ炭窒化物の母材組織の微細化作用及び析出強化作用を通じて高い疲労強度を確保することができるが、そのためには、０．２％を超える量のＶを含有させる必要がある。しかしながら、Ｖの過度の添加はコスト増大につながるため、０．３％をＶ含有量の上限とした。

Ｎ：０．００５〜０．０３０％
Ｎは、Ｖ及びＣと結合して微細なＶ炭窒化物を形成し、組織の微細化及び析出強化に寄与して疲労強度を向上させる作用を有する。また、Ｔｉを添加した場合には、ＮはＴｉ及びＣと結合して微細なＴｉ炭窒化物を形成し、このＴｉ炭窒化物も結晶粒のピン止め作用及びオーステナイト粒内のフェライト生成核としての作用を有するため、疲労強度を高めるのに有効である。前記の効果を得るには、０．００５％以上のＮ含有量が必要である。しかしながら、Ｎを含有量で０．０３０％を超えて添加するのは工業的な困難を伴う上、例えば、インゴット中で気泡欠陥を生成して材質を損なうことがある。このため、Ｎの含有量を０．００５〜０．０３０％とした。なお、Ｎの含有量は０．０１５〜０．０２５％とすることが好ましい。

本発明においては、不純物中のＣｒの含有量を次のとおり規定する。

Ｃｒ：０．１０％未満
０．２％を超えるＶを含む本発明に係る軟窒化用非調質鋼の場合、Ｃｒは曲げ矯正性の低下を招き、特に、その含有量が０．１０％以上になると、曲げ矯正性の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＣｒの含有量を０．１０％未満とした。

上記の理由から、本発明（１）に係る軟窒化用非調質鋼の化学組成は、上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＣｒが０．１０％未満であることと規定した。

なお、本発明に係る軟窒化用非調質鋼には、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、
(i)Ｔｉ：０．０２％以下及びＭｏ：０．５％以下のうちの１種以上、
(ii)Ｃａ：０．０５％以下、
(iii)Ａｌ：０．０４％以下、
の各グループの元素の１種以上を選択的に含有させることができる。すなわち、前記(i)〜(iii)の３グループの元素の１種以上を、Ｆｅの一部に代えて、任意添加元素として添加し、含有させてもよい。

以下、上記の任意添加元素に関して説明する。

(i)Ｔｉ：０．０２％以下及びＭｏ：０．５％以下
Ｔｉ及びＭｏは添加すれば、いずれも、疲労強度を高める作用を有する。

すなわち、Ｔｉは、Ｎ及びＣと結合して微細なＴｉ炭窒化物を形成し、このＴｉ炭窒化物が結晶粒のピン止め作用及びオーステナイト粒内のフェライト生成核としての作用を有するため、疲労強度を高めることができる。一方、Ｔｉの含有量が０．０２％を超えると、Ｔｉ炭窒化物が粗大化して曲げ矯正性の低下をきたすし、ＴｉはＮとの親和力が大きいので、微細なＶ炭窒化物の形成が阻害されるため、Ｖ炭窒化物による組織の微細化及び析出強化作用が得られず疲労強度も低下する。したがって、添加する場合のＴｉの含有量を０．０２％以下とした。なお、十分な疲労強度向上効果を得るためには、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。

また、Ｍｏは、固溶強化元素としてフェライトの強度を上げ、これによって疲労強度を高めることができる。一方、Ｍｏの過度の添加はコストの増大につながるため、０．５％をＭｏ含有量の上限とした。なお、十分な疲労強度向上効果を得るためには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。

上記の理由から、本発明（２）に係る軟窒化用非調質鋼の化学組成を、本発明（１）に係る軟窒化用非調質鋼のＦｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０２％以下及びＭｏ：０．５％以下のうちの１種以上を含有するものと規定した。

なお、上記のＴｉ及びＭｏはいずれか１種のみ、又は２種の複合で添加することができる。

(ii)Ｃａ：０．０５％以下
Ｃａは、鋼の被削性を高める作用を有する。一方、Ｃａの過度の添加は熱間加工性及び疲労強度の低下をきたし、特に、Ｃａの含有量が０．０５％を超えると熱間加工性及び疲労強度の低下が著しくなる。したがって、添加する場合のＣａの含有量を０．０５％以下とした。なお、十分な被削性向上効果を得るためには、Ｃａの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。

上記の理由から、本発明（３）に係る軟窒化用非調質鋼の化学組成を、本発明（１）又は本発明（２）に係る軟窒化用非調質鋼のＦｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０５％以下を含有するものと規定した。

(iii)Ａｌ：０．０４％以下
Ａｌは溶製時に脱酸剤として作用する。但し、０．２％を超えるＶを含む本発明に係る軟窒化用非調質鋼の場合には、Ａｌの含有量が０．０４％を超えると曲げ矯正性の劣化が著しくなる。したがって、添加する場合のＡｌの含有量を０．０４％以下とした。

上記の理由から、本発明（４）に係る軟窒化用非調質鋼の化学組成を、本発明（１）から本発明（３）までのいずれかに係る軟窒化用非調質鋼のＦｅの一部に代えて、Ａｌ：０．０４％以下を含有するものと規定した。

ここで、不純物中のＣｕ、Ｎｉ及びＮｂの含有量は、それぞれ、次の範囲で許容できる。

Ｃｕ：０．３％以下
Ｃｕは、その含有量が０．３％を超えると、粒界偏析に起因した熱間加工割れをきたすおそれがある。したがって、Ｃｕの含有量は０．３％以下とすることが好ましい。

Ｎｉ：０．３％以下
Ｎｉは、その含有量が０．３％を超えると被削性が低下する。したがって、Ｎｉの含有量は０．３％以下とすることが好ましい。

Ｎｂ：０．００３％以下
Ｎｂは、特に０．２％を超えるＶを含有する本発明に係る軟窒化用非調質鋼の場合、０．００３％を超えて含有すると曲げ矯正性を阻害する。したがって、Ｎｂの含有量は０．００３％以下とすることが好ましい。

自動車、産業機械及び建設機械用などのクランクシャフトやコネクティングロッドなど軟窒化機械部品は、本発明の軟窒化用非調質鋼からなる鋼塊、或いは、その鋼塊から作製した鋼片を所望の形状に熱間加工した後、これに調質処理を行うことなく軟窒化処理を施すことによって得ることができる。なお、上記所望の形状への熱間加工条件は特に規定する必要はない。但し、所望の形状に熱間加工する前の加熱温度を１１００〜１２５０℃とし、熱間加工後の冷却は大気中で放冷することが好ましい。

また、軟窒化処理条件も特に規定する必要はなく、ガス軟窒化、塩浴軟窒化やプラズマ軟窒化などを適宜用いればよい。いずれの処理であっても、表面に厚さほぼ２０μｍの化合物層とその直下の拡散層を安定かつ均質に形成させることができる。例えば、ガス軟窒化の場合には、通常行われるように、ＲＸガスとアンモニアガスを１：１に混合した温度が５７０℃の雰囲気中で３時間程度処理すればよい。なお、上記の「ＲＸガス」は変性ガスの１種で、ガスの商標名である。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

表１に示す化学組成を有する鋼１〜２１を真空炉溶製して１８０ｋｇ鋼塊を作製した。

表１中の鋼１〜１２は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼１３〜２１は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。なお、比較例の鋼のうち鋼２１は従来の調質鋼である。

このようにして得た鋼塊を、１２００℃に加熱した後、鋼材の温度が１０００℃を下回らないように熱間鍛造して直径６０ｍｍの丸棒とした。熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。

鋼１〜２０の上記直径６０ｍｍの各丸棒のＲ／２部（Ｒは半径）から、図１に示す小野式回転曲げ疲労試験片、断面が１０ｍｍ×１０ｍｍで長さが５０ｍｍの角柱状試験片及び直径２０ｍｍの曲げ矯正性試験片を採取した。次いで、上記の各試験片を、ＲＸガスとアンモニアガスを１：１に混合した温度が５７０℃の雰囲気中で３時間保持して軟窒化処理し、その後１００℃の油中に冷却した。なお、図１に示す形状の試験片と断面が１０ｍｍ×１０ｍｍで長さが５０ｍｍの角柱状試験片は同時に軟窒化処理した。

一方、鋼２１の場合は、上記直径６０ｍｍの丸棒に、調質処理として８５０℃に昇温した後の水焼入れ及び６１０℃で１時間の焼戻しを施して空冷した後、Ｒ／２部から、上記鋼１〜２０と同様の試験片を採取した。次いで、上記の各試験片を、前記したＲＸガスとアンモニアガスを１：１に混合した温度が５７０℃の雰囲気中で３時間保持して軟窒化処理し、その後１００℃の油中に冷却した。なお、図１に示す形状の試験片と断面が１０ｍｍ×１０ｍｍで長さが５０ｍｍの角柱状試験片は同時に軟窒化処理した。

軟窒化処理した図１に示す形状の試験片を用いて、室温、大気中で小野式回転曲げ疲労試験を行い、疲労強度を測定した。

また、軟窒化処理した直径２０ｍｍの試験片を用いて、曲げ矯正性試験を行い、曲げ矯正性を調査した。なお、曲げ矯正性試験は、三点曲げの手法で試験片の中央部に歪みゲージを貼付し、歪みゲージの読みが１５０００μ（曲げ矯正歪み１．５％に相当）になるところまで負荷をかけた後、亀裂長さを測定した。

更に、軟窒化処理した断面が１０ｍｍ×１０ｍｍで長さが５０ｍｍの角柱状試験片を用いて、断面を光学顕微鏡にて観察しミクロ組織を調査した。また、マイクロビッカース硬度計を用いてビッカース硬さ（Ｈｖ硬さ）を測定した。

表２に、各供試鋼について、疲労強度、曲げ矯正性の評価基準としての亀裂長さ、芯部（軟窒化されていない部分）のＨｖ硬さ及び表層から３０μｍ位置のＨｖ硬さ（以下、「表層部のＨｖ硬さ」という。）をまとめて示す。

表２から、鋼１〜１２の本発明に係る軟窒化用非調質鋼はいずれも、曲げ矯正試験した場合の亀裂長さは０．１ｍｍ以下で、良好な曲げ矯正性を有することが明らかである。また疲労強度は調質鋼である鋼２１の５００ＭＰａを超えており、耐疲労特性にも優れていることが明らかである。

これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼は、疲労強度と曲げ矯正性のいずれかが劣っている。

すなわち、鋼１３は、曲げ矯正性はあるがＶが含まれていないため疲労強度が４００ＭＰａと極めて低い。

鋼１４は、Ｖが含まれているものの０．２％に満たないので疲労強度は４６０ＭＰａしかない。

鋼１５は、Ｍｎの含有量が本発明で規定する上限値を超えるため、曲げ矯正性が劣る。このため、曲げ矯正中に破断を生じた。

鋼１６は、Ｓｉの含有量が本発明で規定する上限値を超えるため、曲げ矯正性が劣っている。

鋼１７は、Ｃの含有量が本発明で規定する上限値を超えるため、曲げ矯正性が劣っている。

鋼１８は、Ｎの含有量が本発明で規定する下限値を下回るものである。このため疲労強度が劣っている。

鋼１９は、Ａｌの含有量が本発明で規定する上限値を超えるため、曲げ矯正性が劣っている。

鋼２０は、Ｃｒの含有量が本発明で規定する上限値を超えるため、曲げ矯正性が劣っている。

実施例で用いた小野式回転曲げ疲労試験片の形状を示す図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．２％を超えて０．３％以下及びＮ：０．００５〜０．０３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＣｒが０．１０％未満であることを特徴とする軟窒化用非調質鋼。
Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０２％以下及びＭｏ：０．５％以下のうちの１種以上を含有する請求項１に記載の軟窒化用非調質鋼。
Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０５％以下を含有する請求項１又は２に記載の軟窒化用非調質鋼。
Ｆｅの一部に代えて、Ａｌ：０．０４％以下を含有する請求項１から３までのいずれかに記載の軟窒化用非調質鋼。