JP2014043609A - 時効硬化型軟窒化用鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】成形段階では優れた被削性を有し、軟窒化処理後は高い曲げ疲労強度と優れた耐摩耗性を備える、Mo非添加又はMo含有量を低減した時効硬化型軟窒化用鋼を提供する。
【解決手段】C：0.05〜0.25％、Si：0.10〜0.40％、Mn：1.55〜2.20％、P≦0.08％、S≦0.10％、Al：0.002〜0.05％、Cr：0.02〜0.30％、V：0.10〜0.40％、Ti：0.005〜0.10％及びN≦0.015％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、〔−75＋11.6×C＋29.3×Mn＋75.0×Cr＋170×V≧0〕且つ〔0.35＋0.55×C−0.25×Cr−2.5×｜0.20−V｜≧0〕である化学組成を有する。Feの一部に代えて、Mo＜0.10％、Cu≦0.30％、Ni≦0.20％のうちの１種以上を含んでもよい。
【選択図】図１

Description

本発明は、熱間鍛造および切削加工により部品形状に成形した後、時効熱処理を施して母材である芯部の強度を向上させ、その後に軟窒化処理を施して使用される、例えば自動車、建設機械などのクランク軸のような機械構造部品の素材として用いられる鋼（以下、「時効硬化型軟窒化用鋼」という。）に関する。詳しくは、本発明は、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後においては良好な被削性を有し、且つ軟窒化処理した後の最終製品段階においては、高い曲げ疲労強度および優れた耐摩耗性を備える、時効硬化型軟窒化用鋼に関する。

自動車や建設機械に用いられるクランク軸には、高い曲げ疲労強度が要求される。

クランク軸に高い曲げ疲労強度が要求される場合には、摺動部の面圧が高くなるため、良好な耐摩耗性も要求される。

高い曲げ疲労強度と優れた耐摩耗性の双方が要求される機械構造部品の表面硬化処理として、これまでは、高周波焼入れ処理または浸炭焼入れ処理が採用されることが殆どであった。

しかしながら、前述の高周波焼入れ処理と浸炭焼入れ処理は、いずれも熱処理ひずみが大きい。このため、熱処理ひずみが少ない表面硬化処理として、軟窒化処理の採用が望まれ、例えば、Ｍｏを多く含む鋼が用いられてきた。

一方、表面硬化処理として軟窒化処理を採用するために、高価なＭｏを多く含む鋼を素材として用いることは、経済性の観点から好ましいとはいえない。そのため、軟窒化処理を採用した場合でも上記の要求特性を満足し、且つ高価なＭｏの含有量を低減した、経済性に優れた鋼が求められている。

軟窒化処理はＡｃ₁点以下の温度でＮ（窒素）とＣ（炭素）を拡散浸透処理するものであり、上述の理由から、近年適用される機械構造部品が増えている。

軟窒化処理を施した部品の表面には、ナイタル腐食により白く観察される１０〜３０μｍ程度の深さの化合物層（主にＦｅ₃Ｎ等の窒化物からなる層）が、また、上記の化合物層と母材（生地）の間には、拡散浸透したＮにより硬化された数１００μｍ深さの拡散層が形成される。

化合物層は、５００ＨＶ以上の高い硬さを有する層であり、耐摩耗性を高める効果を有する。

しかし、摺動部の面圧が高くなると、摺動部の化合物層は、拡散層に達するほど大きく剥離する。その結果、剥離した化合物層の破片が摺動部において研磨剤のごとく作用して、摺動部の摩耗が著しく進むことがある。

したがって、表面硬化処理として軟窒化処理が施される機械構造部品には、所望の耐摩耗性を確保するため、化合物層の耐剥離性にも優れることが求められる。

また、クランク軸は一般に、熱間鍛造により成形され、その後、切削加工によって所定の製品形状に仕上げられる。このため、その素材となる鋼には、最終製品段階において高い疲労強度および優れた耐摩耗性を具備するだけでなく、成形段階での良好な被削性を備えることが求められる。

そこで、軟窒化処理した後の最終製品段階においては、高い疲労強度と優れた耐摩耗性を確保でき、且つ時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後においては、良好な被削性を確保するために硬さを低く抑えることができる技術が、特許文献１および特許文献２に開示されている。

具体的には、特許文献１に、質量比にして、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｃｒ：０．５０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、Ｖ：０．０２〜０．５０％、Ａｌ：０．０３０％以下、Ｎ：０．００８０〜０．０２００％、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、必要に応じて、Ｓ：０．３０％以下、Ｐｂ：０．３０％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％のうち１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不純物元素からなることを特徴とする「軟窒化用鋼」が開示されている。

特許文献２に、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：１〜３％、Ａｌ：０．００１〜０．３％およびＮ：０．００５〜０．０２５％を含有し、必要に応じて、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｐｂ：０．３０％以下、Ｓ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂｉ：０．３０％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＶ：０．１％未満のうちの１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる合金組成を有し、（ただし、Ｃ量とＭｏ量の間に、〔Ｍｏ／１０≧Ｃ≧Ｍｏ／１６〕で表される関係が成り立ち、）且つ、〔Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ〕により決定されるベイナイト変態開始温度Ｂｓ（℃）が５４０℃以上であることを特徴とする「高強度軟窒化鋼」および、上述した合金組成をもつ高強度軟窒化鋼を、９５０℃以下の温度における熱間鍛造によりクランクシャフトの形状に成形し、焼きならし後空冷して［フェライト＋ベイナイト］組織とすることによって、焼きならし後の芯部硬さが３００ＨＶ以下のクランクシャフト素材を得、軟窒化処理の後、必要な仕上げ加工を施してなる「クランクシャフト」が開示されている。

特開平６−２５７９７号公報 特開２００４−３３２０１８号公報

特許文献１に開示されている軟窒化用鋼は、実施例に記載されているとおり、軟窒化層の深さは高々０．２５ｍｍであって浅い。したがって、上記の鋼では、最終製品段階で高い疲労強度を達成することはできない。また、Ｍｏを多く含有量させる場合には、経済性の観点から必ずしも好ましい鋼とはいえない。

特許文献２に開示されている高強度軟窒化鋼を素材としたクランクシャフトは、耐摩耗性について何ら言及されていない。さらに、上記の高強度軟窒化鋼は、Ｍｏの含有量が１〜３％と極めて多いため、経済性の観点から望ましい鋼ではない。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、成分コスト低減のために、Ｍｏを非添加またはその含有量を極力低減し、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後においては優れた被削性を有し、且つ軟窒化処理した後の最終製品段階においては高い曲げ疲労強度および優れた耐摩耗性を備え、自動車、建設機械などの軟窒化クランク軸等の機械構造部品の素材として用いるのに好適な、時効硬化型軟窒化用鋼を提供することを目的とする。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の検討を行った。その結果、先ず下記（ａ）〜（ｄ）の事項が明らかになった。

（ａ）軟窒化処理後の最終製品段階における曲げ疲労強度を向上させるためには、前述した化合物層と母材（生地）の間の、表層に形成される「拡散層」の硬さを高めることが有効である。しかし、いたずらに拡散層の硬さ、すなわち表層硬さのみを高めても、例えば、硬さが芯部と同等となる軟窒化層直下のような、内部を起点とした破壊が生じるようになるので、曲げ疲労強度の向上効果は飽和する。そのため、軟窒化処理後に高い曲げ疲労強度を確保させる場合、拡散層の硬さ、すなわち表層硬さに加え、芯部硬さおよび軟窒化層深さを併せて高める必要がある。

（ｂ）一方、軟窒化処理した後の最終製品段階での芯部硬さを高め、且つ時効熱処理前である部品形状への成形段階において良好な被削性を確保するためには、時効熱処理前の硬さを軟窒化処理後の芯部硬さに比べて低くすることが望ましい。そのためには、時効熱処理中に析出して硬化に寄与する元素であるＶを、時効熱処理前にマトリックス中に十分固溶させておく必要がある。しかし、Ｖは、オーステナイトがフェライトへ変態する際に、相界面でＶＣとして析出しやすい。このため、熱間鍛造後の冷却中に初析フェライトが多量に生成した場合には、時効熱処理によって鋼を所望の硬さに硬化するのに必要な量の固溶Ｖが確保できなくなる。上記の問題を回避するためには、熱間鍛造後の組織におけるベイナイトの面積率を高める必要がある。

（ｃ）摺動部の面圧が高い使用環境においては、軟窒化処理した機械構造部品の摺動摩耗は、拡散層に達するほど深く剥離した化合物層によって進行する。したがって、このような摩耗を抑制するために、化合物層の耐剥離性を高める必要がある。

（ｄ）軟窒化処理すると、化合物層の表面近傍には、緻密度が低い、スポンジ状のいわゆる「ポーラス層」が形成され、化合物層の剥離は、強度が低いポーラス層を起点として発生する。そのため、化合物層の耐剥離性を高めるためには、化合物層の緻密度を向上させることが効果的であり、緻密度が高い化合物層は、緻密度が低い化合物層と比較して硬さが高い。したがって、化合物層の耐剥離性を高めるためには、化合物層の硬さを高めることが有効である。

そこで、本発明者らは、上記（ａ）〜（ｄ）をベースにして、詳細な検討を重ねた。その結果、下記（ｅ）〜（ｇ）の事項が明らかになった。

（ｅ）最終製品段階において、高い曲げ疲労強度を達成するためには、軟窒化処理後、表層硬さを４２０ＨＶ以上、芯部硬さを２２０ＨＶ以上、且つ軟窒化層深さを０．３５ｍｍ以上とする必要がある。なお、「表層硬さ」とは、表面から０．０５ｍｍの深さ位置の硬さを指す。また、「軟窒化層深さ」とは、生地と比較して硬さの差違が区別できない点に至るまでの表面からの距離を指す。

（ｆ）最終製品に対して、高い曲げ疲労強度が要求される使用環境下で、実用上問題とならない耐摩耗性を確保するためには、化合物層の硬さを７８５ＨＶ以上とする必要がある。

（ｇ）軟窒化処理後の芯部硬さを２２０ＨＶ以上に高め、且つ部品形状への成形段階において良好な被削性を確保するためには、時効熱処理前の硬さを軟窒化処理後の芯部硬さに比べて、少なくとも２０ＨＶ低くすることが望ましい。そのためには、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後の組織におけるベイナイトの面積率を４０％以上とする必要がある。なお、ベイナイトの「面積率」とは、後述の方法により、鋼材の断面の二次元写真から同定したベイナイトが鋼の組織中で占める割合を意味する。

そこでさらに、本発明者らは詳細な検討を加えた。その結果、下記（ｈ）〜（ｍ）の知見を得た。

（ｈ）Ｖは、軟窒化処理後の表層硬さ、化合物層の硬さおよび、時効熱処理前と軟窒化処理後との芯部硬さの差を大きくするだけでなく、軟窒化層の深さ方向の硬さ分布にも著しい影響を及ぼす極めて重要な元素である。Ｃｒ、Ｔｉ、Ａｌなどの元素の含有量が比較的少なく、且つ特定量のＶを含有する鋼は、Ｖを含有しない鋼と比較して、軟窒化層深さが深くなり、さらに軟窒化層の芯部側の硬さがより高くなる。しかし、Ｖの含有量が多すぎると、表層硬さはさらに高くなるものの、軟窒化層の深さについては逆に浅くなってしまう。したがって、所望の疲労強度を得るために必要な軟窒化層深さと表層硬さの双方を具備させるためには、Ｖの含有量を適切な範囲に制御することが求められる。

（ｉ）Ｔｉは、鋼中のＮと結合し、窒化物として析出することで、鋼中の固溶Ｎ量を減少させ、熱間鍛造中、およびその後の冷却時に固溶ＶがＶＮとして析出することを抑制する。その結果、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後の硬さの過度な上昇が抑制される。しかし、Ｔｉの含有量が過剰な場合には、Ｔｉは、時効熱処理後も母材に固溶した状態となり、軟窒化処理時にＶとの複合窒化物を形成することで、表層硬さを高めるものの、軟窒化層深さを浅くする。

（ｊ）Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高めることで、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後の組織におけるベイナイトの面積率を増加させる。また、Ｃｒは、含有量の増加に伴って、軟窒化処理後の表層硬さおよび化合物層の硬さを高める。一方、Ｃｒは、軟窒化層深さを著しく浅くさせてしまう。そのため、Ｃｒの含有量が過剰になると、曲げ疲労強度の低下を招く。

（ｋ）Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めることで、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後の組織におけるベイナイトの面積率を増加させる。さらに、Ｍｎは、その含有量の増加に伴い芯部硬さおよび軟窒化処理後の表層硬さを高めることによって曲げ疲労強度の向上に寄与するとともに、化合物層の硬さを高めることによって、化合物層の耐剥離性の向上に寄与する。ただし、Ｍｎの軟窒化層深さに及ぼす影響は小さい。

（ｌ）Ｃは、鋼の焼入れ性を高めることで時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後の組織におけるベイナイトの面積率を増加させる。また、Ｃは、時効熱処理後の芯部硬さを高めることによって、曲げ疲労強度の向上に寄与する。さらに、Ｃは、特定の化学組成を有する鋼において、僅かではあるが、化合物層の硬さおよび軟窒化層深さを高める作用を有する。しかし、Ｃの含有量が過剰になると、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後の硬さが高くなって、被削性の低下をきたす。

（ｍ）Ｃ、Ｍｎ、ＣｒおよびＶの含有量を適正な範囲に制御することによって、従来、軟窒化用鋼に含まれていたＭｏを非添加とした場合でも、軟窒化処理後に高い曲げ疲労強度および優れた耐摩耗性備える軟窒化用鋼を得ることができる。

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）および（２）に示す時効硬化型軟窒化用鋼にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：１．５５〜２．２０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｃｒ：０．０２〜０．３０％、Ｖ：０．１０〜０．４０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％およびＮ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、さらに、下記の、〈１〉式で表されるｆｎ１が０以上、且つ〈２〉式で表されるｆｎ２が０以上である化学組成を有することを特徴とする、時効硬化型軟窒化用鋼。
ｆｎ１＝−７５＋１１．６×Ｃ＋２９．３×Ｍｎ＋７５．０×Ｃｒ＋１７０×Ｖ・・・〈１〉
ｆｎ２＝０．３５＋０．５５×Ｃ−０．２５×Ｃｒ−２．５×｜０．２０−Ｖ｜・・・〈２〉
上記の式における各元素記号は、その元素の含有量（質量％）を意味する。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．１０％未満、Ｃｕ：０．３０％以下およびＮｉ：０．２０％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の時効硬化型軟窒化用鋼。

残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。

本発明の時効硬化型軟窒化用鋼は、Ｍｏを非添加またはその含有量を低減した低コスト鋼であって、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後においては優れた被削性を有し、且つ軟窒化処理した後の最終製品段階においては高い曲げ疲労強度および優れた耐摩耗性を備える。このため、本発明の低コスト時効硬化型軟窒化用鋼は、自動車、建設機械などの軟窒化クランク軸等の機械構造部品の素材として好適に用いることができる。

質量％で、０．１５％Ｃ−０．２０％Ｓｉ−１．６０％Ｍｎ−０．０５０％Ｐ−０．０７０％Ｓ−０．０５％Ｃｒ−０．０１０％Ａｌ−０．０１０％Ｔｉ−０．００９％Ｎで、残部がＦｅ、Ｖおよび不純物の鋼において、軟窒化処理後の表層近傍の硬さ推移曲線の形状とＶ含有量の相関を示す図である。 時効熱処理した直径５０ｍｍの棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）から採取した角柱試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 鋼Ａ〜Ｆについて、軟窒化処理後の化合物層の硬さとｆｎ１（＝−７５＋１１．６×Ｃ＋２９．３×Ｍｎ＋７５．０×Ｃｒ＋１７０×Ｖ）との関係を整理して示す図である。なお、図には、化合物層の硬さを「ｙ」、ｆｎ１を「ｘ」として、最小二乗法による線形近似の式（ｙ＝０．９９３４ｘ＋７８５．０６）を併記した。 鋼Ａ〜Ｆについて、軟窒化処理後の軟窒化層深さとｆｎ２（＝０．３５＋０．５５×Ｃ−０．２５×Ｃｒ−２．５×｜０．２０−Ｖ｜）との関係を整理して示す図である。なお、図には、軟窒化層深さを「ｙ」、ｆｎ２を「ｘ」として、最小二乗法による線形近似の式（ｙ＝０．９７５５ｘ＋０．３５５８）を併記した。 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。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いたスクラッチ試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 走査電子顕微鏡で観察して得られた、スクラッチ試験により生じた溝の縁の化合物層の剥離状況の一例を示す図である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０５〜０．２５％
Ｃは、焼入れ性を高めることで時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後の組織におけるベイナイトの面積率を高める作用を有する。Ｃは、時効熱処理後の芯部硬さを高めることによって、曲げ疲労強度の向上にも寄与する。こうした効果を得るために、０．０５％以上のＣを含有させる。しかしながら、Ｃの含有量が多くなりすぎると、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後の硬さが高くなって、被削性の低下をきたす。したがって、Ｃの含有量を０．０５〜０．２５％とした。なお、Ｃの含有量は０．０８％以上とすることが望ましく、０．２３％以下とすることが望ましい。

Ｓｉ：０．１０〜０．４０％
Ｓｉは、鋼の溶製時の脱酸剤として必要な元素であり、この効果を得るために０．１０％以上のＳｉを含有させる。しかしながら、Ｓｉの含有量が多くなりすぎると、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後の硬さが高くなって、被削性の低下をきたす。したがって、Ｓｉの含有量を０．１０〜０．４０％とした。なお、Ｓｉの含有量は、０．１５％以上とすることが望ましく、０．３０％以下とすることが望ましい。

Ｍｎ：１．５５〜２．２０％
Ｍｎは、焼入れ性を高めることで、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後の組織におけるベイナイトの面積率を高める作用を有する。Ｍｎは、軟窒化処理後の芯部硬さおよび表層硬さを高めることによって、曲げ疲労強度の向上にも寄与する。こうした効果を得るために、１．５５％以上のＭｎを含有させる。一方、Ｍｎを過度に含有させると経済性の低下を招く。したがって、Ｍｎの含有量を１．５５〜２．２０％とした。なお、Ｍｎの含有量は、１．７０％以上とすることが望ましく、２．１０％以下とすることが望ましい。

Ｐ：０．０８％以下
Ｐは、不純物として鋼に混入する元素であり、曲げ疲労強度を低下させる。特に、その含有量が０．０８％を超えると、曲げ疲労強度の著しい低下をきたす。したがって、Ｐの含有量を０．０８％以下とした。なお、Ｐの含有量は、０．０４％以下とすることが望ましい。

Ｓ：０．１０％以下
Ｓは、不純物として鋼に混入する元素である。また、Ｓを積極的に含有させると、被削性向上効果が得られる。しかし、Ｓの含有量が高くなって０．１０％を超えると、曲げ疲労強度の低下をきたす。したがって、Ｓの含有量を０．１０％以下とした。なお、Ｓの含有量は、０．０８％以下とすることが望ましい。一方、被削性向上効果を必要とする場合には、０．０１％以上のＳを含有させることが望ましい。

Ａｌ：０．００２〜０．０５％
Ａｌは、鋼の溶製時の脱酸剤として有用な元素であり、この効果を得るために０．００２％以上のＡｌを含有させる。しかし、Ａｌの含有量が高くなって０．０５％を超えると、軟窒化層深さが浅くなる。したがって、Ａｌの含有量を０．００２〜０．０５％とした。なお、Ａｌの含有量は、０．００５％以上とすることが望ましく、０．０４％以下とすることが望ましい。

Ｃｒ：０．０２〜０．３０％
Ｃｒは、焼入れ性を高めることで、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後の組織におけるベイナイトの面積率を高める作用を有する。さらに、Ｃｒは、軟窒化処理後に、表層硬さを高めることによって曲げ疲労強度を高める作用および化合物層の硬さを高めることによって化合物層の剥離を抑止し、高い曲げ疲労強度が要求される使用環境下での耐摩耗性を確保する作用も有する。こうした効果を得るために、０．０２％以上のＣｒを含有させる。しかし、Ｃｒの含有量が０．３０％を超えると、軟窒化層深さが著しく浅くなり、曲げ疲労強度の低下をきたす。このため、Ｃｒの含有量を０．０２〜０．３０％とした。なお、Ｃｒの含有量は、０．２０％以下とすることが望ましい。

Ｖ：０．１０〜０．４０％
Ｖは、本発明において極めて重要な元素である。Ｖを時効熱処理の前にマトリックス中に十分固溶させておき、時効熱処理の際にＶＣとして析出させることができれば、部品形状への成形段階において、良好な被削性を確保することができる。しかも、軟窒化処理した後の最終製品段階においては、芯部硬さおよび表層硬さを高めることができるので曲げ疲労強度が向上し、また、化合物層の硬さが高くなることによって化合物層の剥離が抑止されて、高い曲げ疲労強度が要求される使用環境下での耐摩耗性も確保することができる。さらに、Ｖは、ＣｒおよびＡｌの含有量を前述の範囲とし、Ｔｉの含有量を後述の範囲とした鋼において、軟窒化層深さを深くして、最終製品段階における曲げ疲労強度を向上させる作用も有する。上述した効果を得るためには、Ｖの含有量を０．１０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｖの含有量が０．４０％を超えると、逆に軟窒化層深さが浅くなることとなって、曲げ疲労強度の低下をきたす。したがって、Ｖの含有量を０．１０〜０．４０％とした。なお、Ｖの含有量は０．１５％以上とすることが望ましく、０．２０％以上とすれば一層望ましい。また、Ｖの含有量は０．３０％以下とすることが望ましい。

Ｔｉ：０．００５〜０．１０％
Ｔｉは、鋼中のＮと結合し、窒化物として析出することで、鋼中の固溶Ｎ量を減少させ、熱間鍛造中、およびその後の冷却時に固溶ＶがＶＮとして析出することを抑制する。その結果、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後の硬さの過度な上昇を抑制することができる。上記の効果を得るためには、０．００５％以上のＴｉを含有させる必要がある。しかし、Ｔｉの含有量が過剰な場合には、Ｔｉは、時効熱処理後も母材に固溶した状態となり、軟窒化処理時にＶとの複合窒化物を形成することで、表層硬さを高めるものの、軟窒化層深さが浅くなる。特に、Ｔｉの含有量が０．１０％を超えると、軟窒化層深さが浅くなることによって、最終製品段階での曲げ疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．１０％とした。なお、Ｔｉの含有量は、０．０１０％以上とすることが望ましく、０．０５％以下とすることが望ましい。

Ｎ：０．０１５％以下
Ｎは、不純物として鋼に混入する元素であり、固溶状態のＮは、鋼中の固溶Ｖと結合し、ＶＮとして析出することで、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後の硬さを上昇させる。このため、鋼中のＮの含有量が高いと、良好な被削性を得ることができない。したがって、Ｎの含有量を０．０１５％以下とした。なお、Ｎの含有量は０．０１０％以下とすることが望ましい。

本発明の時効硬化型軟窒化用鋼の一つは、上述のＣからＮまでの元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、且つ後述するｆｎ１およびｆｎ２についての条件を満足する化学組成を有するものである。なお、既に述べたように、「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。

本発明の時効硬化型軟窒化用鋼の他の一つは、上述のＦｅの一部に代えて、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉのうちの１種以上の元素を含有し、且つｆｎ１およびｆｎ２についての条件を満足する化学組成を有するものである。

Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、いずれも、芯部硬さを高めて曲げ疲労強度を高める作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。

以下、任意元素である上記のＭｏ、ＣｕおよびＮｉについて詳しく説明する。

Ｍｏ：０．１０％未満
Ｍｏは、芯部硬さを高めて曲げ疲労強度を高める作用を有する。Ｍｏには、焼入れ性を向上させることで、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後の組織におけるベイナイトの面積率を高める効果もある。したがって、こうした効果を得るためにＭｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が多くなると、経済性を著しく損なう。このため、含有させる場合のＭｏの量に上限を設け、０．１０％未満とした。含有させる場合のＭｏの量は、０．０８％以下であることが望ましい。

一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＭｏの量は０．０３％以上であることが望ましい。

Ｃｕ：０．３０％以下
Ｃｕは、芯部硬さを高めて曲げ疲労強度を高める作用を有するので、上記の効果を得るためにＣｕを含有させてもよい。しかし、いたずらにＣｕの含有量を増加させると経済性が損なわれる。このため、含有させる場合のＣｕの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＣｕの量は、０．２０％以下であることが望ましい。

一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの量は０．０５％以上であることが望ましい。

Ｎｉ：０．２０％以下
Ｎｉは、芯部硬さを高めて曲げ疲労強度を高める作用を有する。Ｎｉには、焼入れ性を向上させることで、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後の組織におけるベイナイトの面積率を高める効果もある。したがって、こうした効果を得るためにＮｉを含有させてもよい。しかし、いたずらにＮｉの含有量を増加させると経済性が損なわれる。このため、含有させる場合のＮｉの量に上限を設け、０．２０％以下とした。含有させる場合のＮｉの量は、０．１５％以下であることが望ましい。

一方、前記したＮｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの量は０．０５％以上であることが望ましい。

上記のＭｏ、ＣｕおよびＮｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、０．６０％に近い値であってもよいが、０．４３％以下であることが望ましい。

ｆｎ１：０以上
本発明の時効硬化型軟窒化用鋼は、
ｆｎ１＝−７５＋１１．６×Ｃ＋２９．３×Ｍｎ＋７５．０×Ｃｒ＋１７０×Ｖ・・・〈１〉
で表されるｆｎ１が０以上でなければならない。

ただし、〈１〉式におけるＣ、Ｍｎ、ＣｒおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。

上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有し、必要に応じて、上述した範囲のＭｏ、ＣｕおよびＮｉのうちの１種以上を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼において、軟窒化処理後の化合物層の硬さは上記のｆｎ１で整理できる。そして、ｆｎ１が０以上である場合に、最終製品に対して、高い曲げ疲労強度が要求される使用環境下で、実用上問題とならない耐摩耗性を確保することが可能な、７８５ＨＶ以上の化合物層の硬さが得られる。

ｆｎ１は１０以上であることが望ましい。またｆｎ１は、Ｃ、Ｍｎ、ＣｒおよびＶの各含有量が上限となる場合の８２．８６であってもよいが、６０以下であることが望ましい。

ｆｎ２：０以上
本発明の時効硬化型軟窒化用鋼は、
ｆｎ２＝０．３５＋０．５５×Ｃ−０．２５×Ｃｒ−２．５×｜０．２０−Ｖ｜・・・〈２〉
で表されるｆｎ２が０以上でなければならない。

ただし、〈２〉式におけるＣ、ＣｒおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。

上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有し、必要に応じて、上述した範囲のＭｏ、ＣｕおよびＮｉのうちの１種以上を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼において、軟窒化処理後の軟窒化層深さは上記のｆｎ２で整理できる。そして、ｆｎ２が０以上である場合に、最終製品段階において、高い曲げ疲労強度を達成するのに必要な０．３５ｍｍ以上の軟窒化層深さを得ることができる。

ｆｎ２は０．０５以上であることが望ましい。またｆｎ２は、大きいほど好ましく、Ｃの含有量が上限の０．２５％、Ｃｒの含有量が下限の０．０２％、且つＶの含有量が０．２０％となる場合の０．４８２５であってもよい。

以下、上記のｆｎ１およびｆｎ２について、さらに詳しく説明する。

図１は、Ｖを除いた元素の各含有量が既に述べた本発明で規定する範囲にあり、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼の一例として、質量％で、０．１５％Ｃ−０．２０％Ｓｉ−１．６０％Ｍｎ−０．０５０％Ｐ−０．０７０％Ｓ−０．０５％Ｃｒ−０．０１０％Ａｌ−０．０１０％Ｔｉ−０．００９％Ｎの鋼を選び、上記成分系の鋼について、軟窒化処理後の表層近傍の硬さ推移曲線に及ぼすＶ含有量の影響を整理した図である。Ｖ含有量の「−」と「０．４５％」は本発明で規定するＶ含有量の範囲から外れている。

なお、図１の硬さ推移曲線は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、深さ０．０５ｍｍから１．００ｍｍまでの連続する位置のビッカース硬さを、試験力２．９４Ｎ、深さ方向の測定間隔０．０５ｍｍの条件で測定して作成した。

図１におけるＶ含有量が「−」と「０．２０％」の場合の比較から、Ｖは、上記成分系のように、窒化物を形成するＣｒ、Ｔｉ、Ａｌなどの元素の含有量が比較的少ない鋼において、軟窒化層深さを深くする作用を有することが明らかである。一方、Ｖ含有量が「０．２０％」と「０．４５％」の場合の比較から、Ｖの含有量が過剰となった場合には、逆に軟窒化層深さを浅くすることも明らかである。つまり、軟窒化層深さは、Ｖ含有量の増加に伴って一旦深くなるが、さらにＶ含有量を増加した場合には逆に浅くなってしまう。

そこで、Ｖを除いた元素の各含有量が既に述べた本発明で規定する範囲にあり、残部がＦｅおよび不純物からなる種々の成分系の鋼で調査した結果、軟窒化層深さが最大となる場合のＶ含有量が０．２０％であることが明らかとなり、また、軟窒化層深さが各鋼のＣおよびＣｒの含有量、ならびにＶ含有量と０．２０％との差の絶対値（つまり、｜０．２０−Ｖ｜）で表される〈２〉式と関係することも明らかになった。

そこでさらに、表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｆを７０トン転炉で溶製し、断面の寸法が１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片に分塊圧延した。

上記の鋼を直径９０ｍｍの棒鋼に熱間圧延し、さらに、加熱温度１２００℃、仕上温度１０００〜１０５０℃の条件で直径５０ｍｍの棒鋼に熱間鍛造した。熱間鍛造後は大気中で放冷して室温まで冷却した。

上記のようにして得た直径５０ｍｍの各棒鋼について、先ず、６２０℃で１２０分の時効熱処理を施し、その後大気中で空冷した。次いで、各棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）から、図２に示す形状の角柱試験片を採取し、ＮＨ₃ガス：ＲＸガス＝１：１の雰囲気中にて６００℃で９０分の軟窒化処理を施し、その後水冷した。なお、図２に示した角柱試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」である。

上記のようにして得た角柱試験片について、長手方向の中央部を、いわゆる「横断」、すなわち、軸方向（長さ方向）に対して垂直に切断した。その後、切断面が被検面となるようにして樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、ナイタルで腐食して組織を現出させた。次いで、４００倍の倍率で光学顕微鏡を用いて、任意の３視野について化合物層の厚さを測定し、それらの算術平均値を「化合物層厚さ」とした。

化合物層厚さを併記した表１から明らかなように、いずれの場合も化合物層厚さは０．０１５ｍｍ以上であった。

このため、上記の鏡面研磨した後、ナイタルで腐食した各試料を用いて、任意の１０箇所について、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して、表面から０．０１０ｍｍの深さのビッカース硬さを、試験力０．０９８Ｎの条件で測定し、その値を算術平均して「化合物層の硬さ」とした。

また、上記の各試料を用いて、任意の３箇所について、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して、深さ０．０５ｍｍから１．００ｍｍまでの連続する位置のビッカース硬さを試験力２．９４Ｎ、深さ方向の測定間隔０．０５ｍｍの条件で測定して、硬さ推移曲線を作成した。次いで、硬さ推移曲線から、硬さが芯部と同等となる深さを調査し、それらの算術平均値を「軟窒化層深さ」とした。なお、芯部のビッカース硬さ測定も上記２．９４Ｎの試験力で行った。

表１に、上記の化合物層の硬さと軟窒化層深さを併せて示す。また、図３にｆｎ１と化合物層の硬さの関係を、図４にｆｎ２と軟窒化層深さの関係をそれぞれ示す。

図３に示すように、ｆｎ１が０以上である場合に、７８５ＨＶ以上の化合物層の硬さが得られる。また、図４に示すように、ｆｎ２が０以上である場合に、０．３５ｍｍ以上の軟窒化層深さを得ることができる。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表２に示す化学組成を有する鋼Ｄ１〜Ｄ１３を７０トン転炉で溶製し、断面の寸法が１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片に分塊圧延した。

表２における鋼Ｄ１〜Ｄ７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Ｄ８〜Ｄ１３は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。

上記の鋼を直径９０ｍｍの棒鋼に熱間圧延し、さらに、加熱温度１２００℃、仕上温度１０００〜１０５０℃の条件で直径５０ｍｍの棒鋼に熱間鍛造した。熱間鍛造後は大気中で放冷して室温まで冷却した。

上記のようにして得た直径５０ｍｍの棒鋼について、先ず、ベイナイトの面積率を調査した。具体的には、直径５０ｍｍの各棒鋼の端部を横断し、切断面が被検面になるようにして樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、ナイタールで腐食して組織を現出させた。その後、１００倍の倍率で光学顕微鏡によってＲ／２部に相当する位置を、任意に５箇所観察して、観察領域の相を同定し、ベイナイトの面積率を調査した。

次に、端部を切断した直径５０ｍｍの各棒鋼について、６２０℃で１２０分の時効熱処理を施し、その後大気中で空冷した。次いで、各棒鋼のＲ／２部から、図５に示す形状の小野式回転曲げ疲労試験片と、図６に示す形状のスクラッチ試験片を採取し、ＮＨ₃ガス：ＲＸガス＝１：１の雰囲気中にて６００℃で９０分の軟窒化処理を施し、その後水冷した。なお、図５および図６に示した各試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」である。

上記のようにして得た小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、先ず、軟窒化層深さを調査した。具体的には、小野式回転曲げ疲労試験片の溝底部位が切断面になるように中心軸を通っていわゆる「縦断」、すなわち、長さ方向に平行に切断した。その後、切断面が被検面となるようにして樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、任意の３箇所について、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して、深さ０．０５ｍｍから１．００ｍｍまでの連続する位置のビッカース硬さを試験力２．９４Ｎ、深さ方向の測定間隔０．０５ｍｍの条件で測定して、硬さ推移曲線を作成した。次いで、硬さ推移曲線から、硬さが芯部と同等となる深さを調査し、それらの算術平均値を「軟窒化層深さ」とした。なお、芯部のビッカース硬さ測定も上記２．９４Ｎの試験力で行った。また、上記任意の３箇所における深さ０．０５ｍｍの位置の硬さを算術平均して「表層硬さ」を求めた。

軟窒化層深さの目標は０．３５ｍｍ以上である。表層硬さの目標は４２０ＨＶ以上である。また、芯部硬さの目標は２２０ＨＶ以上である。

さらに、上記のようにして得た小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、室温、大気雰囲気にて、回転数３０００ｒｐｍの両振りの条件で疲労試験を行い、曲げ疲労強度を調査した。

一方、上記のようにして得たスクラッチ試験片について、先ず、長手方向の中央部を横断し、切断面が被検面となるようにして樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、ナイタルで腐食して組織を現出させた。次いで、４００倍の倍率で光学顕微鏡を用いて、任意の３視野について化合物層の厚さを測定し、それらの算術平均値を「化合物層厚さ」とした。その結果、いずれの試験番号の場合も化合物層厚さは０．０１５ｍｍ以上であった。

このため、上記の鏡面研磨した後、ナイタルで腐食した各試料を用いて、任意の１０箇所について、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して、表面から０．０１ｍｍの深さのビッカース硬さを、試験力０．０９８Ｎの条件で測定し、その値を算術平均して「化合物層の硬さ」とした。化合物層の硬さの目標は７８５ＨＶ以上である。

また、上記のようにして得たスクラッチ試験片を用いてスクラッチ試験を実施し、化合物層の耐剥離性を評価した。具体的には、スクラッチ試験片の表面を、７０Ｎの荷重をかけたビッカース圧子で直径２０ｍｍの円状に１周スクラッチし、得られた溝を走査電子顕微鏡（以下、「ＳＥＭ」という。）にて詳細に観察した。図７に、スクラッチ試験により生じた溝の縁の化合物層の剥離状況の一例を示す。なお、上記のＳＥＭによる観察で、溝の縁から１００μｍを超えるサイズの化合物層の剥離が認められない場合に、化合物層の耐剥離性に優れるとし、これを目標とした。

表３に、上記の各試験結果を併せて示す。なお、表３において、曲げ疲労強度は小野式回転曲げ疲労試験の結果を公称応力により整理したものであり、スクラッチ試験結果は、ＳＥＭによる観察で、溝の縁から１００μｍを超えるサイズの化合物層の剥離が認められなかった場合を「○」、認められた場合を「×」で表記した。

表３から、本発明で規定する条件を満たす「本発明例」に係る試験番号１〜７は、高い曲げ疲労強度と優れた耐摩耗性を有することが明らかである。

これに対して、比較例の試験番号８は、鋼Ｄ８のＣ含有量が０．０４％と低く、本発明で規定する条件から外れている。このため、熱間鍛造後の組織におけるベイナイトの面積率が３１％と低くなり、さらに軟窒化処理後の芯部硬さも２１１ＨＶと低くなって、曲げ疲労強度は試験番号１〜７に比べ劣っている。

試験番号９は、鋼Ｄ９のＭｎ含有量が１．４３％と低く、本発明で規定する条件から外れている。このため、熱間鍛造後の組織におけるベイナイトの面積率が３６％と低くなり、さらに軟窒化処理後の芯部硬さも２１５ＨＶと低くなって、曲げ疲労強度は試験番号１〜７に比べ劣っている。

試験番号１０は、鋼Ｄ１０のＣｒ含有量が０．７２％と高く、本発明で規定する条件から外れている。そのため、軟窒化処理後の軟窒化層深さが０．３０ｍｍと浅くなって、曲げ疲労強度は試験番号１〜７に比べ劣っている。

試験番号１１は、鋼Ｄ１１のＶ含有量が０．０９３％と低く、本発明で規定する条件から外れている。そのため、軟窒化処理後の表層硬さは４１９ＨＶと低く、芯部硬さも２０８ＨＶと低くなって、曲げ疲労強度は試験番号１〜７に比べ劣っている。

試験番号１２は、鋼Ｄ１２のｆｎ１が−１．７２と低く、本発明で規定する条件から外れている。そのため、軟窒化処理後の化合物層の硬さが７８０ＨＶと低く、化合物層の耐剥離性に劣るので、スクラッチ試験結果は「×」である。

試験番号１３は、鋼Ｄ１３のｆｎ２が−０．０６と低く、本発明で規定する条件から外れている。そのため、軟窒化処理後の軟窒化層深さが０．３２ｍｍと浅くなって、曲げ疲労強度は試験番号１〜７に比べ劣っている。

なお、上記の試験番号１〜７については、熱間鍛造して得た直径５０ｍｍの棒鋼を送り速度０．２５ｍｍ、切削速度２．６７ｍ/ｓの条件の旋削加工に供し、被削性を評価した結果、いずれも良好な被削性を有していることを確認した。

本発明の時効硬化型軟窒化用鋼は、Ｍｏを非添加またはその含有量を低減した低コスト鋼であって、時効熱処理前である部品形状への成形段階、すなわち熱間鍛造後においては優れた被削性を有し、且つ軟窒化処理した後の最終製品段階においては高い曲げ疲労強度および優れた耐摩耗性を備える。このため、本発明の低コスト時効硬化型軟窒化用鋼は、自動車、建設機械などの軟窒化クランク軸等の機械構造部品の素材として好適に用いることができる。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：１．５５〜２．２０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｃｒ：０．０２〜０．３０％、Ｖ：０．１０〜０．４０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％およびＮ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、さらに、下記の、〈１〉式で表されるｆｎ１が０以上、且つ〈２〉式で表されるｆｎ２が０以上である化学組成を有することを特徴とする、時効硬化型軟窒化用鋼。
   ｆｎ１＝−７５＋１１．６×Ｃ＋２９．３×Ｍｎ＋７５．０×Ｃｒ＋１７０×Ｖ・・・〈１〉
   ｆｎ２＝０．３５＋０．５５×Ｃ−０．２５×Ｃｒ−２．５×｜０．２０−Ｖ｜・・・〈２〉
   上記の式における各元素記号は、その元素の含有量（質量％）を意味する。
2. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．１０％未満、Ｃｕ：０．３０％以下およびＮｉ：０．２０％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の時効硬化型軟窒化用鋼。