JP2012077333A

JP2012077333A - 被削性に優れた窒化用鋼及び窒化処理部品

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Publication number: JP2012077333A
Application number: JP2010221939A
Authority: JP
Inventors: Tetsushi Senda; 徹志千田; Masayuki Hashimura; 雅之橋村; Daisuke Hiragami; 大輔平上
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-09-30
Filing date: 2010-09-30
Publication date: 2012-04-19
Anticipated expiration: 2030-09-30
Also published as: JP5477248B2

Abstract

【課題】疲労強度改善のために窒化処理後の表面硬さと有効硬化層深さを確保し、かつ窒化処理前の強度及び被削性にも優れた窒化用鋼、及びその窒化用鋼を素材として製造される窒化処理部品を提供する。
【解決手段】窒化用鋼の成分組成を、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．１〜４．０％、Ｓ：０．００５〜０．２％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．０２〜１．０％、Ｎ：０．００２〜０．０１８％、Ａｌ×Ｎ≦０．００８とし、前記窒化用鋼を窒化処理して得られる窒化処理部品の表層硬さを７００ＨＶ以上とする。
【選択図】図１

Description

本発明は、強度及び被削性に優れ、かつガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化などの窒化処理によって硬質の窒化層が得られる窒化用鋼、及び表層に硬質の窒化層を有する窒化処理部品に関するものである。

自動車や各種産業機械には、疲労強度を改善するために、表層に硬化処理を施した部品が数多く使用されている。代表的な表層の硬化処理方法として、浸炭、窒化、高周波焼入れ等が挙げられる。窒化処理は、他の方法と異なり変態点以下の低温で処理されるため、熱処理歪みを軽減できる。

また、窒化処理時の加熱を利用して、ＭｏやＶの炭化物を析出させ、母材を強化する方法が提案されている（例えば、特許文献１）。

しかし、処理温度が低い窒化処理には、有効硬化層が浅くなるという問題が存在する。例えば、アンモニア雰囲気で行われる窒化処理は、窒素の拡散が遅く、高い表面硬度を得るために、２０時間以上という長い処理時間を必要とする。

また、窒素と共に炭素を含む浴又は雰囲気にて処理される軟窒化処理は、窒素の拡散速度が比較的速く、数時間で１００μｍ以上の有効硬化層深さを得ることができる。しかし、疲労強度の高い部品に適用するためには、さらに有効硬化層深さを増すことが必要である。

また、窒化処理では、鋼製部品が変態点より低い温度に加熱されるため、焼入れによる強化が利用できない。そのため、窒化処理前に強度を確保しなくてはならず、窒化処理前の素材の強度を高める必要がある。

このような問題に対して、Ｍｎ含有量の低減、Ｃｒ含有量の増量、Ａｌ、Ｖ含有量の最適化によって、窒化処理後の有効硬化層深さを確保し、母材の金属組織をベイナイトとした窒化処理部品が提案されている（例えば、特許文献２）。

さらに、部品を所定の形状にするために、窒化処理前の素材には切削加工が施されるため、窒化用鋼には強度及び被削性が要求される。

このような問題に対して、ベイナイトを主体とする金属組織としてブローチ加工性を改善した、窒化処理による疲労強度の改善に適した鋼が提案されている（例えば、特許文献３）。

また、ＭｏとＶとを複合添加するとともに、Ａｌを適量添加し、ベイナイト主体の金属組織とした鋼が提案されている（例えば、特許文献４）。

特開平５−２５５３８号公報特開２００６−２２３５０号公報特開２００６−２４９５０４号公報特開平８−１７６７３２号公報

現在主流の疲労強度改善技術である浸炭と比較して、窒化処理では有効硬化層深さが不足しており、また、高い疲労強度を得るためには、窒化処理前の素材の強度をさらに高くする必要があり、かつ優れた被削性も要求される。

本発明は、疲労強度改善のために窒化処理後の表層硬さと有効硬化層深さを確保し、かつ窒化処理前の強度及び被削性にも優れた窒化用鋼、及びその窒化用鋼を素材として製造される窒化処理部品の提供を課題とするものである。

本発明者らは、Ａｌ、Ｃｒを含有させた窒化用鋼の強度と被削性について検討を行い、さらに、窒化用鋼を所定の形状に切削加工した後、窒化処理を施し、表面硬さと有効硬化層深さを測定した。

その結果、ＡｌとＮの含有量の積（鋼中のＡｌ含有量（質量％）と鋼中のＮ含有量（質量％）の積のことをいう。以下、Ａｌ×Ｎということもある。）を０．００８以下にすることによって、被削性を確保できることが明らかになった。

また、Ａｌ及びＣｒの含有量については、良好な表層硬さ及び有効硬化層深さを得るために、１．９Ａｌ＋Ｃｒを適正な範囲内にすることが好ましいという知見を得た。なお、１．９Ａｌ＋Ｃｒは、鋼中のＡｌ含有量（質量％）を１．９倍した値と、鋼中のＣｒ含有量（質量％）の値の和である。

本発明は、これらの知見に基づきなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１〜４．０％、
Ｓ：０．００５〜０．２％、
Ｃｒ：０．１〜２．０％、
Ａｌ：０．０２〜１．０％、
Ｎ：０．００２〜０．０１８％
を含有し、Ａｌ及びＮの含有量が、Ａｌ×Ｎ≦０．００８を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする窒化用鋼。

（２）Ａｌ及びＣｒの含有量が、０．５％≦１．９Ａｌ＋Ｃｒ≦１．８％を満足することを特徴とする上記（１）に記載の窒化用鋼。

（３）さらに、質量％で、
Ｖ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の窒化用鋼。

（４）さらに、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかに記載の窒化用鋼。

（５）さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れかに記載の窒化用鋼。

（６）さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％
Ｎｂ：０．０１〜０．３％
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）〜（５）の何れかに記載の窒化用鋼。

（７）表層に窒化層を有する窒化処理部品であって、母材が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１〜４．０％、
Ｓ：０．００５〜０．２％、
Ｃｒ：０．１〜２．０％、
Ａｌ：０．０２〜１．０％、
Ｎ：０．００２〜０．０１８％
を含有し、Ａｌ及びＮの含有量が、Ａｌ×Ｎ≦０．００８を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、前記表層の硬さが７００ＨＶ以上であることを特徴とする窒化処理部品。

（８）前記母材のＡｌ及びＣｒの含有量が、０．５％≦１．９Ａｌ＋Ｃｒ≦１．８％を満足することを特徴とする上記（６）又は（７）に記載の窒化処理部品。

（９）前記母材が、さらに、質量％で、
Ｖ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（６）〜（８）の何れかに記載の窒化処理部品。

（１０）前記母材が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
を含有することを特徴とする上記（６）〜（９）の何れかに記載の窒化処理部品。

（１１）前記母材が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（６）〜（１０）の何れかに記載の窒化処理部品。

（１２）前記母材が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．３％
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（６）〜（１１）の何れかに記載の窒化処理部品。

（１３）前記母材の金属組織が、ベイナイト及びマルテンサイトの一方又は双方の合計の面積率で５０％以上であることを特徴とする上記（６）〜（１２）の何れかに記載の窒化処理部品。

本発明によれば、窒化処理前の強度と被削性が良好で、かつ、窒化処理後の表層硬さが高い窒化用鋼を得ることができる。

また、本発明の窒化用鋼によれば、窒化処理前の被削性が良好であることから、窒化部品を製造する前に行う切削加工の工数を低減することができ、また、窒化処理はオーステナイト変態点よりも低い温度で処理するため、熱処理歪が極めて小さく、かつ、十分な表層硬さを有する窒化処理部品を得ることができる。

さらに、本発明の窒化用鋼によれば、窒化処理前の鋼材の強度が高いため、窒化処理後の窒化処理部品の表層硬さが向上させるだけでなく、窒化処理部品の疲労強度も向上させることができる。

本発明の一実施形態である歯車部品の一つの歯を拡大して示した図である。

本発明において、窒化用鋼とは、窒化処理部品の素材として用いられる鋼である。窒化用鋼は、鋼片を熱間加工して製造される。

本発明の窒化処理部品は、本発明の窒化用鋼を熱間加工又は冷間加工した後、必要な切削加工を行い、窒化処理を施された部品である。また、本発明の窒化用鋼を窒化処理した部品は熱処理歪みが極めて小さいが、必要に応じて仕上げ加工を施してもよい。

本発明において、「窒化処理」とは、所定の形状に切削加工された鋼製部品の表層に窒素を拡散させ、硬化する処理を意味し、鋼材の表層に窒素と炭素を拡散させる処理である「軟窒化処理」を含むものとする。

これらの窒化処理としては、代表的には、ガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化等が挙げられ、このうちガス軟窒化、塩浴軟窒化は軟窒化処理に分類されるものである。

また、部品が窒化処理部品であることは、表層が硬化していることと、表層の窒素濃度が上昇していることで確認することができる。特に、軟窒化処理部品は、硬化した表層が１００μｍ以上であり、深い有効硬化層を有する。

本発明者らは、窒化処理によって表層部を硬化させるためにＡｌ、Ｃｒを含有させた窒化用鋼の強度と被削性について検討を行った。

その結果、本発明者らは、Ａｌを含有させた窒化用鋼に多くのＮが含まれていると、粗大なＡｌＮが生成し、被削性が劣化するという知見を得た。

また、本発明者らは、Ａｌ含有量とＮ含有量との関係を制御することにより、被削性が向上することを見出した。具体的には、鋼中のＡｌ含有量（質量％）とＮ含有量（質量％）の積Ａｌ×Ｎを０．００８以下にすることによって、被削性を確保できることを知見した。

そして、本発明者らは、Ａｌ及びＣｒは、表層部の硬化に有効であるが、その一方では、これらを過剰に鋼中に含有させると有効硬化層深さが減少するという知見に基づいて、さらに検討を行った。

その結果、良好な表層硬さ及び有効硬化層深さを得るには、Ａｌ含有量とＣｒ含有量との関係を制御し、１．９Ａｌ＋Ｃｒを０．５〜１．８％の範囲内にすることが好ましいという知見を得た。

Ａｌの係数を１．９とするのは、窒化層の有効硬化層深さが、Ａｌ及びＣｒの原子濃度の合計との相関を有しているためである。即ち、Ｃｒの原子量は５２、Ａｌの原子量は２７であるから、質量％では、１．９Ａｌ＋Ｃｒによって、窒化層の有効硬化層深さ及び表層硬さとの関係を整理することができる。

本発明において、窒化用鋼、及びその窒化用鋼を窒化処理して得られる窒化処理部品の母材の成分組成を限定した理由について説明する。なお、母材とは、窒化処理後の窒化処理部品のうち、窒化層以外の部分をいうものとする。

Ｃは、焼入れ性を高め、強度の向上に有効な元素であり、さらに窒化処理中に合金炭化物を析出させ、窒化層の析出強化にも寄与する元素である。Ｃが、０．０３％未満では硬化層や心部の必要な強度が得られず、０．３％を超えると強度が高くなり過ぎて加工性を損なう。したがって、Ｃ含有量は、下限を０．０３％、上限を０．３％とする。ただし、窒化処理前及び窒化処理後の強度確保を容易にし、より優れた被削性を得る観点から、Ｃ含有量は、下限を０．０５％、上限を０．２５％とすることが好ましい。

Ｍｎは、焼入れ性を高め、窒化処理前及び窒化処理後の強度を確保するために有用な元素である。Ｍｎが０．１％未満では十分な強度が確保できず、４％を超えると強度が過剰に上昇して加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、下限を０．１％、上限を４．０％とする。なお、過剰なＭｎの含有によって、有効硬化層深さが減少することがあるため、Ｍｎ含有量の上限は２．５％とすることが好ましい。

Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物として存在する。ＭｎＳは、被削性を向上させる効果があるが、その効果を顕著なものとするためには、Ｓを０．００５％以上含有させる必要がある。一方、Ｓ含有量が０．２％を超えると、被削性を向上させるという効果が飽和するとともに、鍛造性が著しく低下する。よって、Ｓ含有量は、下限を０．００５％、上限を０．２％とする。Ｓ含有量の上限は０．１％が好ましく、０．０６％がより好ましい。

Ｃｒは、窒化処理時に浸入するＮと鋼中のＣとの間で炭窒化物を形成し、その析出強化によって表層の窒化層硬度を著しく上昇させるのに極めて有効な元素である。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると有効硬化層深さが浅くなることがある。Ｃｒ含有量が０．１％未満では十分な有効硬化層を得ることができない。一方、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると十分な有効硬化層を得る効果が飽和し、有効硬化層深さが減少する。したがって、Ｃｒ含有量は、下限を０．１％、上限を２．０％とする。好ましいＣｒ含有量の上限は０．８％である。

Ａｌは、窒化時に浸入するＮと窒化物を形成し、窒化層の硬さを高め、より深い有効硬化層を得るのに有効な元素である。Ａｌ含有量が０．０２％未満であると、十分な表層硬さが得られず、一方１．０％を超えて含有させるとと表層硬さ向上の効果が飽和し、さらには、有効硬化層深さも減少する。したがって、Ａｌ含有量は、下限を０．０２％、上限を１．０％とする。好ましいＡｌ含有量の上限値は０．３％である。

Ｎは、鋼中で過剰に含有すると硬さが上昇し、さらに、ＮとＡｌ等が化合して粗大な窒化物を生成し、被削性が劣化するため、０．０１８％以下に制限する必要がある。一方、Ｎを工業的に低コストで低減できる限界が０．００２％である。したがって、Ｎ含有量は、下限を０．００２％、上限を０．０１８％とする。好ましいＮ含有量の上限は０．０１０％であり、より好ましいＮ含有量の上限は０．００６％である。

Ａｌ及びＮの含有量の積［Ａｌ×Ｎ］は、０．００８を超えると粗大なＡｌＮが生成し、被削性が劣化する。したがって、［Ａｌ×Ｎ］の上限を０．００８とした。また、［Ａｌ×Ｎ］の好ましい上限は０．００３であり、より好ましい上限は０．００１５である。

また、Ａｌ及びＣｒは窒化層の硬化に有効であるものの、一方で、過剰に鋼中に含有させると有効硬化層深さを減少させる。質量％で、１．９Ａｌ＋Ｃｒの値によって、窒化層の有効硬化層深さ及び表層硬さとの関係を制御することができる。有効硬化層をより深くするためには、１．９Ａｌ＋Ｃｒの下限を０．５％、上限を１．８％とすることが好ましい。

Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素であるが、窒化処理において表層硬さの向上に寄与せず、有効硬化層深さを浅くする。そのため、Ｓｉ含有量の上限を０．５％に制限することが必要である。さらに深い有効硬化層深さを得るために、好ましいＳｉ含有量の上限は０．１％である。Ｓｉ含有量の下限は、低いほど好ましく、０％が最も好ましい。

Ｐは、粒界に偏析して靭性を低下させる作用をなす元素である。そのため、極力低減することが好ましく、上限を０．０３％とすることが好ましい。下限は、工業的限界の０．０００１％とすることが好ましい。

Ｖ及びＭｏは、焼入れ性を確保し、ベイナイト組織を得るのに有効な元素であり、窒化時に浸入するＮ及び鋼中のＣと炭窒化物を形成する、あるいは、Ｃｒと複合炭窒化物を形成することにより、表層硬さ及び有効硬化層深さを得るのに有効な元素である。Ｖ及びＭｏの含有量の下限が、それぞれ、０．０５％では上記効果が十分得られず、一方、Ｖ及びＭｏの含有量の上限が、それぞれ、１．０％を超えるとコストに見合った効果が得られない。

したがって、Ｖ及びＭｏの一方又は双方を含有させる場合には、Ｖ及びＭｏの含有量の下限を、それぞれ、０．０５％、上限を、それぞれ、１．０％とすることが好ましい。より好ましいＶ及びＭｏ含有量の上限は、それぞれ、０．５％とする。

Ｂは、焼入れ性を向上させ、さらにＢＮとして析出すると被削性向上に有効な元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満の場合、被削性向上の効果が十分得られず、一方、０．００５％を超えると、ＢＮが過剰に析出し、鋳造特性、熱間変形特性の劣化から製造中に疵が発生しやすくなる。したがって、Ｂ含有量の下限を０．０００５％、上限を０．００５０％とすることが好ましい。より好ましいＢ含有量の上限は０．００３％である。

Ｃａ及びＭｇは、脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。これらの元素はＡｌと複合酸化物を形成し、Ａｌ酸化物を軟質化することで被削性が向上する。Ｃａ及びＭｇの含有量が、それぞれ、０．０００３％未満では上記効果が十分得られず、０．００５％を超えるとＣａＳやＭｇＳが生成し、被削性が低下する。

したがって、Ｃａ及びＭｇの一方又は双方を含有させる場合には、Ｃａ及びＭｇの含有量の下限を、それぞれ、０．０００３％、上限を、それぞれ、０．００５％とすることが好ましい。より好ましいＣａ及びＭｇの下限は、それぞれ、０．０００３％、上限は、それぞれ、０．００３％である。

Ｔｉ及びＮｂは、窒化時に浸入するＮ及び鋼中のＣと炭窒化物を形成する元素であり、表層硬さ及び有効硬化層深さを得るのに有効な元素である。窒化層の硬さを高め、有効硬化層深さを増加させる効果を得るには、Ｔｉ及びＮｂを、それぞれ、０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、０．３％超のＴｉ及びＮｂを、それぞれ含有させても、上記効果が飽和する。

したがって、Ｔｉ及びＮｂの一方又は双方を含有させる場合には、Ｔｉ及びＮｂの含有量の上限は、それぞれ、０．３％とすることが好ましい。

また、本発明において、窒化処理後の窒化処理部品の強度を窒化層と母材の全体で上昇させるために、母材の金属組織はベイナイト及びマルテンサイトの一方、又は双方であることが好ましい。

そして、ベイナイト及びマルテンサイトは、軟窒化処理時に析出する合金元素の固溶量が多いため、窒化用鋼の金属組織をベイナイト及びマルテンサイトにすることで、軟窒化処理の析出強化によって、効果的に窒化層の硬さを高めることができる。

特に、析出強化の効果を十分に得るためには、窒化処理部品における母材のベイナイト及びマルテンサイトの一方、又は双方の合計の面積率を５０％以上にすることが好ましい。より効果的に析出強化させるためには、窒化処理部品における母材のベイナイト及びマルテンサイトの一方、又は双方の合計の面積率を７０％以上とすることが好ましい。

窒化処理部品における母材の金属組織の面積率は、鏡面研磨後、ナイタール液でエッチングを行い、光学顕微鏡にて観察することで評価することができる。例えば、窒化処理部品における母材の硬さを測定した位置について、光学顕微鏡を用いて５視野を５００倍で観察して写真を撮影し、目視にてベイナイト及びマルテンサイト部分を決定し、それを画像解析してベイナイト及びマルテンサイトそれぞれの面積率を求めるとよい。

次に、本発明の窒化処理部品の表層硬さについて説明する。

本発明の窒化処理部品は、ガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化などの窒化処理が行われることによって有効硬化層深さが３００μｍ以上になり、表層硬さが７００ＨＶ以上という、優れた特性を有するものである。

また、軟窒化処理によれば、１０時間以内の処理時間によって、有効硬化層深さが３００μｍ以上、表面硬さが７００ＨＶ以上という、優れた特性を得ることができる。

なお、表層硬さは、ビッカース硬さで評価し、ＪＩＳＺ２２４４に準拠して測定される。

次に、本発明の窒化用鋼及び窒化処理部品の製造方法について説明する。

窒化用鋼の主な製造工程は熱間圧延であり、窒化処理部品の主な製造工程は熱間鍛造であるため、以下、熱間圧延及び熱間鍛造における条件及び方法について説明する。

熱間圧延又は熱間鍛造前の鋼材の加熱温度が１０００℃未満であると、熱間圧延時又は熱間鍛造時の変形抵抗が大きくなり、熱間圧延又は熱間鍛造に要する製造コストが高くなる可能性がある。また、鋼材に含有させた合金元素が十分に溶体化されないと、焼入れ性が低くなり、ベイナイト分率の低下も懸念される。したがって、熱間圧延前又は熱間鍛造前の加熱温度を１０００℃以上にすることが好ましい。

一方、熱間圧延前又は熱間鍛造前の加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイト粒界が粗大化するため、加熱温度は１３００℃以下が好ましい。

また、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率の低下を防止し、フェライト・パーライト組織の生成を抑制するためには、熱間圧延又は熱間鍛造後、鋼材が５００℃以下となるまでの冷却速度を制御することが好ましい。

鋼材が５００℃以下となるまでの冷却速度が０．１℃／ｓ未満になると、ベイナイト、マルテンサイトの分率が低下し、また、フェライト・パーライト組織になる可能性がある。

一方、５００℃以下までの冷却速度の上限は、マルテンサイトの面積率を高めるためには速い方が好ましい。ただし、加工性の観点から、マルテンサイトの生成を抑制する場合は、冷却速度の上限を１０℃／ｓにすることが好ましい。

したがって、熱間圧延又は熱間鍛造後、鋼材が５００℃以下となるまでの冷却速度は、０．１〜１０℃の範囲とすることが好ましい。

また、熱間圧延によって製造した本発明の窒化用鋼を用いて、所定の形状の部品に冷間加工（例えば冷間鍛造、切削加工）して製造した部品、例えば、歯車に、窒化処理を行うことで、熱処理歪を抑えつつ窒化処理部品の疲労強度を向上させることができる。

窒化処理としては、ガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化を挙げることができる。

表層硬さが７００ＨＶ以上、有効硬化層深さが３００μｍ以上という窒化層を得るためには、ガス窒化を行う場合は、例えば、５４０℃のアンモニア雰囲気で、２０時間以上保持する。

特に、窒化処理としては、例えば、５７０℃のＮ₂＋ＮＨ₃＋ＣＯ₂混合ガスによる一般的なガス軟窒化処理であれば、１０時間程度の処理時間で前述の窒化層を得ることができる。

すなわち、本発明の窒化用鋼を素材とする部品や、本発明の窒化用鋼と同一の範囲内の成分を有する鋼片を熱間加工した部品は、工業上、実用的な時間での軟窒化処理を行うことによって、十分な表層硬さと、従来の軟窒化処理に比べて、より深い有効硬化層を得ることができる。

本発明を実施例でさらに説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

表１及び表２に示す化学成分を有する鋼を溶製した。表１及び表２において下線を付した数値は本発明の範囲外であることを示す。

これらの鋼の一部を熱間圧延して直径３０ｍｍの丸棒を得た。その後、１２００〜１２５０℃に加熱し、熱間鍛造した後、１〜１０℃／ｓの冷却速度で冷却し、厚さ１０ｍｍ、直径３５ｍｍの歯車形状を有する熱間鍛造品を製造した。

図１は、本発明の一実施形態である歯車部品の一つの歯を拡大して示した図である。図１中、符号１は歯車部品における一つの歯である。

熱間鍛造部品のベイナイト及びマルテンサイトの合計の面積率（表１及び表２において、ベイナイト＋マルテンサイトの面積率）は、鏡面研磨後、ナイタール液でエッチングを行い、光学顕微鏡にて図１の符号２の位置にて、５視野を５００倍で観察して写真を撮影し、目視にてベイナイトとマルテンサイトとからなる部分を決定し、その部分を画像解析して面積率を求めた。

また、熱間鍛造品は、歯車形状の表面をきれいにするための切削を行い、ガス窒化処理を実施した。ガス軟窒化処理の条件は、雰囲気を体積分率でＮＨ₃：Ｎ₂：ＣＯ₂＝５０：４５：５の混合ガスとし、温度を５６０℃、保持時間を１０時間とした。

軟窒化処理後、表層硬さを測定した。表層硬さは、軟窒化処理後の歯車部品の表面から５０μｍ内部の位置におけるＨＶ０．３（２．９Ｎ）を、ＪＩＳＺ２２４４に準拠して測定した。なお、窒化処理部品の母材の強度の代表値として、軟窒化処理前の表層硬さを同様に測定しておいた。

また、有効硬化層深さは、ＪＩＳＧ０５５７に準拠して、軟窒化処理後の歯車部品の表面からＨＶが５５０となる位置までの距離とした。

被削性は、表１及び表２に示す化学成分を有する鋼片を熱間鍛造し、直径４５ｍｍ、長さ１９０ｍｍの試験片を作製し、その試験片（窒化処理前）に対して、試験片側面を切込み深さ２ｍｍ、送り速度０．３ｍｍ／ｒｅｖ、円周方向の切削速度１５０ｍ／分の条件でＣＶＤコーティングされた超硬バイトでの旋削試験を実施し、バイトの横逃げ面摩耗量が０．０５ｍｍとなるまでの切削時間を測定することにより評価した。

結果を表３及び表４に示す。表３及び４において下線を付した数値は本発明範囲外であることを示す。なお、表３中、有効硬化層深さは、窒化処理後に測定した結果である。

表３及び表４中、本発明例であるＮｏ．１〜３６は、工具寿命が７分以上で被削性が良好であり、窒化後の表層硬さがＨＶ７００以上で十分に硬く、３００μｍ以上の十分な有効硬化層深さが得られている。

また、本発明例は、窒化処理前の硬さも高いことから、窒化処理後の疲労強度も十分であることが確認できた。

これに対し、Ｎｏ．１０１、１０３は、それぞれＣ含有量、Ｍｎ含有量が本発明の下限より少ないため、十分な強度が得られず、表層硬さや有効硬化層深さも劣っている。

Ｎｏ．１０２、１０４はそれぞれＣ含有量、Ｍｎ含有量が本発明の上限を超えているため、被削性が低下しており、工具寿命が６分以下で短い。

Ｎｏ．１０５、１０６はＣｒ含有量が、Ｎｏ．１０７、１０８はＡｌ含有量が、本発明の範囲外であるため、有効硬化層が浅く、３００μｍ未満である。

Ｎｏ．１０９、１１１はそれぞれＳ含有量、Ｎ含有量が本発明の下限を下回っているため、Ｎｏ．１０９は十分なＭｎＳが生成せず、Ｎｏ．１１１は粗大な窒化物が生成するため、被削性が低下し、工具寿命が短い。

Ｎｏ．１１０はＳ含有量が本発明の上限を超え、鍛造時に割れが生じたため、評価を行わなかった。

Ｎｏ．１１２は［Ａｌ×Ｎ］が本発明の上限を超えているため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性が低下して工具寿命が短い。

Ｎｏ．１１３はＳｉ含有量が本発明の上限を超えているため、硬化層特性が低下し、表層硬さ、有効硬化層深さが小さい。

以上、比較例であるＮｏ．１０１〜１１３は、工具寿命、窒化処理前の表層硬さ、窒化処理後の表層硬さ、有効硬化層硬さのうちの少なくとも一つが劣ることが確認できた。

なお、上述したところは、本発明の実施形態を例示したものにすぎず、本発明は、特許請求の範囲の記載範囲内において種々変更を加えることができる。

前述したように、本発明によれば、窒化処理前の強度と被削性が良好で、かつ、窒化処理後の表層硬さが高い窒化用鋼を得ることができ、工業上、顕著な効果を奏する。

また、本発明の窒化用鋼によれば、窒化処理前の被削性が良好であることから、窒化部品を製造する前に行う切削加工の工数を低減することができ、また、窒化処理はオーステナイト変態点よりも低い温度で処理するため、熱処理歪が極めて小さいことから、安価に窒化処理部品を得ることができる。本発明は、工業上、利用価値の高いものである。

１歯車部品における一つの歯
２熱間鍛造後の金属組織観察位置

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１〜４．０％、
Ｓ：０．００５〜０．２％、
Ｃｒ：０．１〜２．０％、
Ａｌ：０．０２〜１．０％、
Ｎ：０．００２〜０．０１８％
を含有し、Ａｌ及びＮの含有量が、Ａｌ×Ｎ≦０．００８を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする窒化用鋼。
Ａｌ及びＣｒの含有量が、０．５％≦１．９Ａｌ＋Ｃｒ≦１．８％を満足することを特徴とする請求項１に記載の窒化用鋼。
さらに、質量％で、
Ｖ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の窒化用鋼。
さらに、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の窒化用鋼。
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の窒化用鋼。
さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％
Ｎｂ：０．０１〜０．３％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の窒化用鋼。
表層に窒化層を有する窒化処理部品であって、母材が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１〜４．０％、
Ｓ：０．００５〜０．２％、
Ｃｒ：０．１〜２．０％、
Ａｌ：０．０２〜１．０％、
Ｎ：０．００２〜０．０１８％
を含有し、Ａｌ及びＮの含有量が、Ａｌ×Ｎ≦０．００８を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、前記表層の硬さが７００ＨＶ以上であることを特徴とする窒化処理部品。
前記母材のＡｌ及びＣｒの含有量が、０．５％≦１．９Ａｌ＋Ｃｒ≦１．８％を満足することを特徴とする請求項６又は７に記載の窒化処理部品。
前記母材が、さらに、質量％で、
Ｖ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項６〜８の何れか１項に記載の窒化処理部品。
前記母材が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
を含有することを特徴とする請求項６〜９の何れか１項に記載の窒化処理部品。
前記母材が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項６〜１０の何れか１項に記載の窒化処理部品。
前記母材が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．３％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項６〜１１の何れか１項に記載の窒化処理部品。
前記母材の金属組織が、ベイナイト及びマルテンサイトの一方又は双方の合計の面積率で５０％以上であることを特徴とする請求項６〜１２の何れか１項に記載の窒化処理部品。