JP2019143197A - 窒化鋼、並びに、窒化処理部材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】Ａｌ、Ｔｉを多量に添加することなく、高い表層硬さと深い硬化層深さが得られる窒化鋼及びこれを用いた窒化処理部材、並びにその製造方法を提供すること。【解決手段】窒化鋼は、０．１≦Ｃ≦０．６ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｓｉ≦０．５ｍａｓｓ％、０．０５≦Ｍｎ≦２．０ｍａｓｓ％、Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｃｕ≦１．０ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｎｉ≦３．０ｍａｓｓ％、２．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、０．０２≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％、及び０．０２≦Ｖ≦１．０ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。窒化鋼は、さらに、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量が所定の関係を満たしている。窒化処理部材は、このような窒化鋼からなる基材に対して、窒化処理したものからなる。【選択図】図２
Description
本発明は、窒化鋼、並びに、窒化処理部材及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、窒化処理に適しており、かつ、相対的に高い表面硬さと相対的に深い硬化層深さとを両立させることが可能な窒化鋼、並びに、このような窒化鋼を用いた窒化処理部材及びその製造方法に関する。
窒化処理は、表面硬化処理の一つである。窒化処理は、最も一般的な表面硬化処理である浸炭焼入れ処理と比べ、高い耐摩耗性及び耐食性が得られるという特徴がある。また、浸炭焼入れ処理は９００℃以上のオーステナイト領域からの焼入れが必須であるのに対し、窒化処理は、６００℃以下のα相、マルテンサイト相にて処理を行うため、熱処理による歪みが小さいという特徴がある。
窒化処理による表面硬化の程度は、鋼材の合金元素種（主に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｔｉ）、及びその添加量に依存する。そのため、これまで高硬化層を得るための鋼材、いわゆる窒化鋼が開発されている。
窒化処理による表面硬化の程度は、鋼材の合金元素種（主に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｔｉ）、及びその添加量に依存する。そのため、これまで高硬化層を得るための鋼材、いわゆる窒化鋼が開発されている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｃｒ：１．２０％以下、Ｖ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．０５〜０．３０％、Ｐ、Ｓ：それぞれ、０．０２％以下、及び、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ：それぞれ、０．０５％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる迅速窒化鋼が開示されている。
同文献には、Ｓｉを低減し、Ｖの上限を規制し、かつ、Ｖ及びＡｌを微量添加することにより、窒化速度が速くなり、深い硬化度が得られる点が記載されている。
同文献には、Ｓｉを低減し、Ｖの上限を規制し、かつ、Ｖ及びＡｌを微量添加することにより、窒化速度が速くなり、深い硬化度が得られる点が記載されている。
特許文献２には、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．３０％未満、Ｍｎ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．５０〜１．５０％を含有し、かつＴｉ−４×Ｃ−３．４Ｎ≧０．２０を満足し、残部がＦｅ及び不純物元素からなる窒化鋼が開示されている。
同文献には、このような窒化鋼は、窒化処理温度を高めても高い表面硬さを確保することができるので、高温での処理によって処理時間の大幅短縮が可能となる点が記載されている。
同文献には、このような窒化鋼は、窒化処理温度を高めても高い表面硬さを確保することができるので、高温での処理によって処理時間の大幅短縮が可能となる点が記載されている。
特許文献３には、Ｃ：０．０５％以上０．６０％以下，Ｓｉ：０．０３％以上３．０％以下，Ｍｎ：０．０１％以上３．５％以下，Ｃｒ：０．１０％以上５．００％以下，Ｍｏ：０．０５％以上３．０％以下，Ｖ：０．１％以上３．０％以下，Ｔｉ：０．５％以下，Ａｌ:０．００１％以上３．０％以下，Ｎ：０．００５％以上０．０２５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、所定の関係式を満たす窒化処理用鋼が開示されている。
同文献には、このような窒化処理用鋼は、多量のＴｉを添加することなしに、高温による窒化処理が可能で深い硬化深さを得ることができる点が記載されている。
同文献には、このような窒化処理用鋼は、多量のＴｉを添加することなしに、高温による窒化処理が可能で深い硬化深さを得ることができる点が記載されている。
さらに、特許文献４には、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．４〜１．４％、Ｃｒ：０．９〜１．９％、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｖ：０〜０．４０％、Ａｌ：０．０１〜０．１４％、及び、Ｓ：０．００５〜０．０３０％を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ、所定の関係を満たす窒化鋼が開示されている。
同文献には、このような窒化鋼を用いると、 高い耐ピッチング性と曲げ疲労強度を有し、さらに浸炭や浸炭窒化処理と比較して低歪である高強度・低歪窒化鋼部材を得ることができる点が記載されている。
同文献には、このような窒化鋼を用いると、 高い耐ピッチング性と曲げ疲労強度を有し、さらに浸炭や浸炭窒化処理と比較して低歪である高強度・低歪窒化鋼部材を得ることができる点が記載されている。
窒化処理は、６００℃以下の低温で行うため、浸炭処理に比べて処理時間がかかるという欠点がある。また、高い窒化表層硬さを得るには、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等の合金元素を多量に添加する必要がある。しかし、これらの元素を多量に添加すると、窒化層深さが浅くなるため、所望の硬化層深さを得るには、より長時間の処理が必要となる。つまり、高い窒化表層硬さと深い硬化層深さを得るには、長時間の処理が必要となる。
この問題を解決するために、適量のＡｌを添加する方法（特許文献１）、適量のＴｉを添加する方法（特許文献２、３）などが提案されている。
しかし、Ａｌを多量に添加すると、粗大なＡｌ介在物が生成し、疲労強度にバラツキが生じる等の悪影響を及ぼすことがある。同様に、Ｔｉを多量に添加すると、粗大なＴｉＮが生成し、これも同様に、疲労強度に悪影響を及ぼす。
そのため、Ａｌ、Ｔｉを添加することなく、高い窒化表層硬さと深い硬化層深さとを短時間で得ることのできる窒化鋼の開発が望まれている。
しかし、Ａｌを多量に添加すると、粗大なＡｌ介在物が生成し、疲労強度にバラツキが生じる等の悪影響を及ぼすことがある。同様に、Ｔｉを多量に添加すると、粗大なＴｉＮが生成し、これも同様に、疲労強度に悪影響を及ぼす。
そのため、Ａｌ、Ｔｉを添加することなく、高い窒化表層硬さと深い硬化層深さとを短時間で得ることのできる窒化鋼の開発が望まれている。
本発明が解決しようとする課題は、Ａｌ、Ｔｉを多量に添加することなく（Ｔｉ＋Ａｌ≦０．３ｍａｓｓ％）、高い窒化表層硬さと深い硬化層深さとを短時間で得ることのできる窒化鋼を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、このような窒化鋼を用いた窒化処理部材及びその製造方法を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、このような窒化鋼を用いた窒化処理部材及びその製造方法を提供することにある。
上記課題を解決するために本発明に係る窒化鋼は、以下の構成を備えていることを要旨とする。
（１）前記窒化鋼は、
０．１≦Ｃ≦０．６ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦０．５ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｍｎ≦２．０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｃｕ≦１．０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｎｉ≦３．０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、
０．０２≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％、及び
０．０２≦Ｖ≦１．０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記窒化鋼は、次の式（１）及び式（２）の関係を満たす。
６＊[Ｍｎ]＋８８＊[Ｃｒ]＋１６＊[Ｍｏ]＋９５＊[Ｖ]≧３００ …（１）
０．０３＊[Ｍｎ]＋０．１６＊[Ｃｒ]＋０．０７＊[Ｍｏ]＋０．１４＊[Ｖ]≦０．６４ …（２）
但し、[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
（１）前記窒化鋼は、
０．１≦Ｃ≦０．６ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦０．５ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｍｎ≦２．０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｃｕ≦１．０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｎｉ≦３．０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、
０．０２≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％、及び
０．０２≦Ｖ≦１．０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記窒化鋼は、次の式（１）及び式（２）の関係を満たす。
６＊[Ｍｎ]＋８８＊[Ｃｒ]＋１６＊[Ｍｏ]＋９５＊[Ｖ]≧３００ …（１）
０．０３＊[Ｍｎ]＋０．１６＊[Ｃｒ]＋０．０７＊[Ｍｏ]＋０．１４＊[Ｖ]≦０．６４ …（２）
但し、[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
本発明に係る窒化処理部材は、
本発明に係る窒化鋼からなる基材と、
前記基材の表面の少なくとも一部に形成された窒化層と
を備えていることを要旨とする。
本発明に係る窒化鋼からなる基材と、
前記基材の表面の少なくとも一部に形成された窒化層と
を備えていることを要旨とする。
さらに、本発明に係る窒化処理部材の製造方法は、
本発明に係る窒化処理部材が得られるように配合された原料を溶解し、鋳造する溶解鋳造工程と、
前記溶解鋳造工程で得られた鋳塊を熱間加工し、素形材を得る熱間加工工程と、
前記素形材を冷間加工し、基材を得る冷間加工工程と、
前記基材の窒化処理を行う窒化工程と
を備えていることを要旨とする。
本発明に係る窒化処理部材が得られるように配合された原料を溶解し、鋳造する溶解鋳造工程と、
前記溶解鋳造工程で得られた鋳塊を熱間加工し、素形材を得る熱間加工工程と、
前記素形材を冷間加工し、基材を得る冷間加工工程と、
前記基材の窒化処理を行う窒化工程と
を備えていることを要旨とする。
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶを含む窒化鋼において、これらの成分を最適化すると、ＡｌやＴｉを添加することなく、短時間処理で高い窒化表層硬さと深い硬化層厚さが得られる。具体的には、Ａｌ窒化鋼と同じ処理時間で、同等レベルの窒化表層硬さ及び硬化層深さが得られ、さらに、窒化前の被削性にも優れている。しかも、溶製時に粗大な介在物（Ａｌ2Ｏ3、ＴｉＮ）が生成しないため、強度バラツキも小さい。
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． 窒化鋼］
［１．１． 組成］
［１．１．１． 主構成元素］
本発明に係る窒化鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
［１． 窒化鋼］
［１．１． 組成］
［１．１．１． 主構成元素］
本発明に係る窒化鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（１） ０．１≦Ｃ≦０．６ｍａｓｓ％：
Ｃは、被窒化部の強度（硬さ）の確保のために添加される。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃ含有量が過剰になると、被削性の低下を招く。従って、Ｃ含有量は、０．６ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｃは、被窒化部の強度（硬さ）の確保のために添加される。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃ含有量が過剰になると、被削性の低下を招く。従って、Ｃ含有量は、０．６ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（２） ０．０１≦Ｓｉ≦０．５ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、脱酸材として添加される。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、窒化処理時にＳｉ3Ｎ4が生成し、窒化層の靱性低下を招く。従って、Ｓｉ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．４０ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉは、脱酸材として添加される。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、窒化処理時にＳｉ3Ｎ4が生成し、窒化層の靱性低下を招く。従って、Ｓｉ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．４０ｍａｓｓ％以下である。
（３） ０．０５≦Ｍｎ≦２．０ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、窒化層の表層硬さの向上、及び焼入れ性の向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、深い硬化層深さが得られなくなる。従って、Ｍｎ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｎは、窒化層の表層硬さの向上、及び焼入れ性の向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、深い硬化層深さが得られなくなる。従って、Ｍｎ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以下である。
（４） Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％：
Ｐは、不純物として混入することがある。Ｐ含有量が過剰になると、靱性低下により、疲労強度を低下させる。従って、Ｐ含有量は、０．０３ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｐ含有量は、好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以下である。
Ｐは、不純物として混入することがある。Ｐ含有量が過剰になると、靱性低下により、疲労強度を低下させる。従って、Ｐ含有量は、０．０３ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｐ含有量は、好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以下である。
（５） ０．０１≦Ｃｕ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ｃｕは、焼入れ性を向上させ、より多くのマルテンサイト相を生成させるために添加される。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、鋼材コストが上昇する。従って、Ｃｕ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｃｕは、焼入れ性を向上させ、より多くのマルテンサイト相を生成させるために添加される。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、鋼材コストが上昇する。従って、Ｃｕ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（６） ０．０１≦Ｎｉ≦３．０ｍａｓｓ％：
Ｎｉは、焼入れ性の向上、並びに、靱性及び強度の向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、鋼材コストが上昇する。従って、Ｎｉ含有量は、３．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｎｉは、焼入れ性の向上、並びに、靱性及び強度の向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、鋼材コストが上昇する。従って、Ｎｉ含有量は、３．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（７） ２．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、窒化層の表層硬さの向上、及び焼入れ性の向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、深い硬化層深さが得られなくなる。従って、Ｃｒ含有量は、４．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｃｒは、窒化層の表層硬さの向上、及び焼入れ性の向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、深い硬化層深さが得られなくなる。従って、Ｃｒ含有量は、４．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（８） ０．０２≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、窒化層の表層硬さの向上、及び焼入れ性の向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、０．０２ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、深い硬化層深さが得られなくなる。従って、Ｍｏ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｍｏは、窒化層の表層硬さの向上、及び焼入れ性の向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、０．０２ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、深い硬化層深さが得られなくなる。従って、Ｍｏ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（９） ０．０２≦Ｖ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ｖは、窒化層の表層硬さの向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０２ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｖ含有量は、好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｖ含有量が過剰になると、深い硬化層深さが得られなくなる。従って、Ｖ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｖは、窒化層の表層硬さの向上のために添加される。このような効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０２ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｖ含有量は、好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｖ含有量が過剰になると、深い硬化層深さが得られなくなる。従って、Ｖ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
［１．１．２． 副構成元素］
本発明に係る窒化鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下のような１又は２以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
本発明に係る窒化鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下のような１又は２以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（１０） ０．００５≦Ａｌ≦０．１ｍａｓｓ％：
Ａｌは、ＡｌＮを生成させ、結晶粒を微細化させるために添加しても良い。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌ量が過剰になると、加工性の低下を招く。従って、Ａｌ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌは、ＡｌＮを生成させ、結晶粒を微細化させるために添加しても良い。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌ量が過剰になると、加工性の低下を招く。従って、Ａｌ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以下である。
（１１） ０．００２≦Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％：
Ｎは、ＡｌＮを生成させ、結晶粒を微細化させるために添加しても良い。このような効果を得るためには、Ｎ含有量は、０．００２ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｎ含有量は、好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎ含有量が過剰になると、疲労強度の低下を招く。従って、Ｎ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｎ含有量は、好ましくは、０．０３ｍａｓｓ％以下である。
Ｎは、ＡｌＮを生成させ、結晶粒を微細化させるために添加しても良い。このような効果を得るためには、Ｎ含有量は、０．００２ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｎ含有量は、好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎ含有量が過剰になると、疲労強度の低下を招く。従って、Ｎ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｎ含有量は、好ましくは、０．０３ｍａｓｓ％以下である。
（１２） ０．００５≦Ｎｂ≦０．２０ｍａｓｓ％：
（１３） ０．００５≦Ｔｉ≦０．２０ｍａｓｓ％：
Ｎｂは、炭化物（ＮｂＣ）を生成させ、結晶粒を微細化させるために添加しても良い。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、加工性の低下を招く。従って、Ｎｂ含有量は、０．２０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．１５ｍａｓｓ％以下である。
（１３） ０．００５≦Ｔｉ≦０．２０ｍａｓｓ％：
Ｎｂは、炭化物（ＮｂＣ）を生成させ、結晶粒を微細化させるために添加しても良い。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、加工性の低下を招く。従って、Ｎｂ含有量は、０．２０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．１５ｍａｓｓ％以下である。
同様に、Ｔｉは、炭化物（ＴｉＣ）を生成させ、結晶粒を微細化させるために添加しても良い。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、加工性の低下を招く。従って、Ｔｉ含有量は、０．２０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．１５ｍａｓｓ％以下である。
なお、Ｎｂ及びＴｉは、いずれか一方を添加しても良く、あるいは、双方を添加しても良い。
一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、加工性の低下を招く。従って、Ｔｉ含有量は、０．２０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．１５ｍａｓｓ％以下である。
なお、Ｎｂ及びＴｉは、いずれか一方を添加しても良く、あるいは、双方を添加しても良い。
（１４） ０．００５≦Ｓ≦０．２ｍａｓｓ％：
（１５） ０．０１≦Ｐｂ≦０．２ｍａｓｓ％：
（１６） ０．０１≦Ｂｉ≦０．１ｍａｓｓ％：
（１７） ０．０００３≦Ｃａ≦０．０１ｍａｓｓ％：
Ｓは、被削性を向上させるために添加しても良い。このような効果を得るためには、Ｓ含有量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｓ含有量が過剰になると、熱間加工性の低下を招く。従って、Ｓ含有量は、０．２ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１５） ０．０１≦Ｐｂ≦０．２ｍａｓｓ％：
（１６） ０．０１≦Ｂｉ≦０．１ｍａｓｓ％：
（１７） ０．０００３≦Ｃａ≦０．０１ｍａｓｓ％：
Ｓは、被削性を向上させるために添加しても良い。このような効果を得るためには、Ｓ含有量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｓ含有量が過剰になると、熱間加工性の低下を招く。従って、Ｓ含有量は、０．２ｍａｓｓ％以下が好ましい。
同様に、Ｐｂは、被削性を向上させるために添加しても良い。このような効果を得るためには、Ｐｂ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｐｂ含有量が過剰になると、熱間加工性の低下を招く。従って、Ｐｂ含有量は、０．２ｍａｓｓ％以下が好ましい。
一方、Ｐｂ含有量が過剰になると、熱間加工性の低下を招く。従って、Ｐｂ含有量は、０．２ｍａｓｓ％以下が好ましい。
同様に、Ｂｉは、被削性を向上させるために添加しても良い。このような効果を得るためには、Ｂｉ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｂｉ含有量が過剰になると、熱間加工性の低下を招く。従って、Ｂｉ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以下が好ましい。
一方、Ｂｉ含有量が過剰になると、熱間加工性の低下を招く。従って、Ｂｉ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以下が好ましい。
同様に、Ｃａは、被削性を向上させるために添加しても良い。このような効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００３ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃａ含有量が過剰になると、熱間加工性の低下を招く。従って、Ｃａ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、Ｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、及びＣａは、いずれか１種を添加しても良く、あるいは、２種以上を添加しても良い。
一方、Ｃａ含有量が過剰になると、熱間加工性の低下を招く。従って、Ｃａ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、Ｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、及びＣａは、いずれか１種を添加しても良く、あるいは、２種以上を添加しても良い。
［１．２． 成分バランス］
本発明に係る窒化鋼は、次の式（１）及び式（２）の関係を満たす。
６＊[Ｍｎ]＋８８＊[Ｃｒ]＋１６＊[Ｍｏ]＋９５＊[Ｖ]≧３００ …（１）
０．０３＊[Ｍｎ]＋０．１６＊[Ｃｒ]＋０．０７＊[Ｍｏ]＋０．１４＊[Ｖ]≦０．６４ …（２）
但し、[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
本発明に係る窒化鋼は、次の式（１）及び式（２）の関係を満たす。
６＊[Ｍｎ]＋８８＊[Ｃｒ]＋１６＊[Ｍｏ]＋９５＊[Ｖ]≧３００ …（１）
０．０３＊[Ｍｎ]＋０．１６＊[Ｃｒ]＋０．０７＊[Ｍｏ]＋０．１４＊[Ｖ]≦０．６４ …（２）
但し、[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
［１．２．１． 式（１）］
式（１）は、窒化層の表層硬さの指標である。式（１）を満たす場合、窒化前の硬さが４００ＨＶ以下であっても、本発明に係る窒化鋼を適正な条件下（５００〜６００℃）で窒化処理した時に、表層硬さが８００ＨＶ以上になることを表す。
式（１）は、窒化層の表層硬さの指標である。式（１）を満たす場合、窒化前の硬さが４００ＨＶ以下であっても、本発明に係る窒化鋼を適正な条件下（５００〜６００℃）で窒化処理した時に、表層硬さが８００ＨＶ以上になることを表す。
［１．２．２． 式（２）］
式（２）は、硬化層深さの指標である。式（２）を満たすことは、本発明に係る窒化鋼を適正な条件下（５００〜６００℃）で窒化処理した時に、従来のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ系の窒化鋼より深い硬化層深さが得られることを表す。
ここで、「硬化層深さ」とは、表面から硬さが５１３ＨＶである位置までの長さをいう。
式（２）は、硬化層深さの指標である。式（２）を満たすことは、本発明に係る窒化鋼を適正な条件下（５００〜６００℃）で窒化処理した時に、従来のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ系の窒化鋼より深い硬化層深さが得られることを表す。
ここで、「硬化層深さ」とは、表面から硬さが５１３ＨＶである位置までの長さをいう。
［１．３． 組織］
［１．３．１． ミクロ組織］
本発明に係る窒化鋼のミクロ組織は、窒化処理前の状態で、マルテンサイト単相組織となる場合と、マルテンサイトとベイナイトの混合組織となる場合がある。窒化処理は、処理温度が低いため、窒化処理前のミクロ組織は、窒化処理後もほぼ維持される。
これらの中でも、窒化鋼は、ミクロ組織がマルテンサイト単相組織であるものが好ましい。これは、ミクロ組織がマルテンサイト単相組織である方が、より優れた疲労強度が得られるためである。
［１．３．１． ミクロ組織］
本発明に係る窒化鋼のミクロ組織は、窒化処理前の状態で、マルテンサイト単相組織となる場合と、マルテンサイトとベイナイトの混合組織となる場合がある。窒化処理は、処理温度が低いため、窒化処理前のミクロ組織は、窒化処理後もほぼ維持される。
これらの中でも、窒化鋼は、ミクロ組織がマルテンサイト単相組織であるものが好ましい。これは、ミクロ組織がマルテンサイト単相組織である方が、より優れた疲労強度が得られるためである。
［１．３．２． 旧オーステナイト粒径］
窒化鋼の組成及び製造条件に応じて、旧オーステナイト粒径が変化する。一般に、旧オーステナイト粒径が微細であるほど、より優れた疲労強度が得られる。窒化処理は、処理温度が低いため、窒化処理前の旧オーステナイト粒径は、窒化処理後もほぼ維持される。
高い疲労強度を得るためには、旧オーステナイト粒径は、ＪＩＳ規格粒度番号で６以上が好ましい。旧オーステナイト粒径（粒度番号）は、好ましくは、８以上である。
窒化鋼の組成及び製造条件に応じて、旧オーステナイト粒径が変化する。一般に、旧オーステナイト粒径が微細であるほど、より優れた疲労強度が得られる。窒化処理は、処理温度が低いため、窒化処理前の旧オーステナイト粒径は、窒化処理後もほぼ維持される。
高い疲労強度を得るためには、旧オーステナイト粒径は、ＪＩＳ規格粒度番号で６以上が好ましい。旧オーステナイト粒径（粒度番号）は、好ましくは、８以上である。
［１．４． 硬さ］
［１．４．１． 窒化処理前の硬さ］
本発明に係る窒化鋼は、最終製品形状又はこれに近い形状に冷間加工された後、窒化処理される。そのため、窒化処理前の硬さが高すぎると、冷間加工が困難となる。冷間加工を容易化するためには、窒化処理前の硬さは、４００ＨＶ以下が好ましい。窒化処理前の硬さは、好ましくは、３５０ＨＶ以下である。
一方、窒化処理前の硬さが低すぎると、窒化処理後の表層硬さが低下する。窒化処理後において８００ＨＶ以上の表層硬さを得るためには、窒化処理前の硬さは、２００ＨＶ以上が好ましい。窒化処理前の硬さは、好ましくは、２５０ＨＶ以上である。
［１．４．１． 窒化処理前の硬さ］
本発明に係る窒化鋼は、最終製品形状又はこれに近い形状に冷間加工された後、窒化処理される。そのため、窒化処理前の硬さが高すぎると、冷間加工が困難となる。冷間加工を容易化するためには、窒化処理前の硬さは、４００ＨＶ以下が好ましい。窒化処理前の硬さは、好ましくは、３５０ＨＶ以下である。
一方、窒化処理前の硬さが低すぎると、窒化処理後の表層硬さが低下する。窒化処理後において８００ＨＶ以上の表層硬さを得るためには、窒化処理前の硬さは、２００ＨＶ以上が好ましい。窒化処理前の硬さは、好ましくは、２５０ＨＶ以上である。
［１．４．２． 窒化処理後の表層硬さ及び硬化層深さ］
本発明に係る窒化鋼に対して、所定の条件下で窒化処理すると、表層硬さは、８００ＨＶ以上となる。また、硬化層深さは、０．３ｍｍ以上となる。
本発明に係る窒化鋼に対して、所定の条件下で窒化処理すると、表層硬さは、８００ＨＶ以上となる。また、硬化層深さは、０．３ｍｍ以上となる。
［２． 窒化処理部材］
本発明に係る窒化処理部材は、
本発明に係る窒化鋼からなる基材と、
前記基材の表面の少なくとも一部に形成された窒化層と
を備えている。
本発明に係る窒化処理部材は、
本発明に係る窒化鋼からなる基材と、
前記基材の表面の少なくとも一部に形成された窒化層と
を備えている。
［２．１． 基材］
［２．１．１． 組成］
基材は、本発明に係る窒化鋼からなる。窒化鋼の組成の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
［２．１．１． 組成］
基材は、本発明に係る窒化鋼からなる。窒化鋼の組成の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
［２．１．２． 形状］
基材の形状は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な形状を選択することができる。基材としては、例えば、ギア、シャフト、プーリー、ラック、軸受などがある。
基材の形状は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な形状を選択することができる。基材としては、例えば、ギア、シャフト、プーリー、ラック、軸受などがある。
［２．１．３．ミクロ組織、及び旧オーステナイト粒径］
基材のミクロ組織は、マルテンサイト単相組織が好ましい。また、基材の旧オーステナイト粒径は、ＪＩＳ規格粒度番号で６以上が好ましい。ミクロ組織の詳細及び旧オーステナイト粒径の詳細については、上述した通りであるので説明を省略する。
基材のミクロ組織は、マルテンサイト単相組織が好ましい。また、基材の旧オーステナイト粒径は、ＪＩＳ規格粒度番号で６以上が好ましい。ミクロ組織の詳細及び旧オーステナイト粒径の詳細については、上述した通りであるので説明を省略する。
［２．２． 窒化層］
窒化層は、基材の表面に形成される。窒化層は、基材の表面全面に形成されていても良く、あるいは、基材の表面の一部に形成されていても良い。
窒化層の表層硬さは、８００ＨＶ以上が好ましい。また、硬化層深さは、０．３ｍｍ以上が好ましい。表層硬さ及び硬化層深さの詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
窒化層は、基材の表面に形成される。窒化層は、基材の表面全面に形成されていても良く、あるいは、基材の表面の一部に形成されていても良い。
窒化層の表層硬さは、８００ＨＶ以上が好ましい。また、硬化層深さは、０．３ｍｍ以上が好ましい。表層硬さ及び硬化層深さの詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
［３． 窒化鋼及び窒化処理部材の製造方法］
［３．１． 窒化鋼の製造方法］
［３．１．１． 溶解鋳造工程］
まず、本発明に係る窒化鋼が得られるように配合された原料を溶解し、鋳造する（溶解鋳造工程）。溶解条件及び鋳造条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。
［３．１． 窒化鋼の製造方法］
［３．１．１． 溶解鋳造工程］
まず、本発明に係る窒化鋼が得られるように配合された原料を溶解し、鋳造する（溶解鋳造工程）。溶解条件及び鋳造条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。
［３．１．２． 熱間加工工程］
次に、溶解鋳造工程で得られた鋳塊を熱間加工し、素形材を得る（熱間加工工程）。熱間加工は、鋳造組織を破壊するため、及び目的とする形状に塑性加工するために行われる。熱間加工方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。熱間加工方法としては、例えば、熱間鍛造、熱間押出などがある。なお、上述した熱間加工の前に、鋳塊を熱間圧延等によって、一旦丸棒や角材に成形する工程を含んでいても良い。
上述した熱間加工工程において、最終の熱間加工における加工温度は、素形材の結晶粒の大きさに影響を与える。微細な結晶粒を有する素形材を得るためには、最終の熱間加工温度は、１２００℃以下が好ましい。最終の熱間加工温度は、好ましくは、１１００℃以下である。
次に、溶解鋳造工程で得られた鋳塊を熱間加工し、素形材を得る（熱間加工工程）。熱間加工は、鋳造組織を破壊するため、及び目的とする形状に塑性加工するために行われる。熱間加工方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。熱間加工方法としては、例えば、熱間鍛造、熱間押出などがある。なお、上述した熱間加工の前に、鋳塊を熱間圧延等によって、一旦丸棒や角材に成形する工程を含んでいても良い。
上述した熱間加工工程において、最終の熱間加工における加工温度は、素形材の結晶粒の大きさに影響を与える。微細な結晶粒を有する素形材を得るためには、最終の熱間加工温度は、１２００℃以下が好ましい。最終の熱間加工温度は、好ましくは、１１００℃以下である。
［３．１．３． 焼ならし工程、焼入れ工程、焼戻し工程］
原料組成及び熱間加工条件によっては、熱間加工終了後の素形材は、冷間加工に適している硬さ、すなわち、４００ＨＶ以下の硬さを有している場合がある。このような場合には、熱間加工終了後、直ちに窒化処理部材の製造工程に移行しても良い。
一方、熱間加工終了時点で、素形材が４００ＨＶ以上である場合には、前記熱間加工後に、軟化のための焼戻し工程を行っても良い。
また、原料組成及び熱間加工条件によっては、熱間加工終了後、結晶粒が大きい場合がある。微細な結晶粒を有する素形材を得るために、前記熱間加工後に、焼ならしを行っても良い。
さらに、微細な結晶粒とマルテンサイト単相組織の両方を有する素形材を得るために、焼入れを行っても良い。
なお、焼ならし工程、又は焼入れ工程の後、素形材が４００ＨＶ以上である場合には、軟化のための焼戻し工程をさらに行っても良い。
原料組成及び熱間加工条件によっては、熱間加工終了後の素形材は、冷間加工に適している硬さ、すなわち、４００ＨＶ以下の硬さを有している場合がある。このような場合には、熱間加工終了後、直ちに窒化処理部材の製造工程に移行しても良い。
一方、熱間加工終了時点で、素形材が４００ＨＶ以上である場合には、前記熱間加工後に、軟化のための焼戻し工程を行っても良い。
また、原料組成及び熱間加工条件によっては、熱間加工終了後、結晶粒が大きい場合がある。微細な結晶粒を有する素形材を得るために、前記熱間加工後に、焼ならしを行っても良い。
さらに、微細な結晶粒とマルテンサイト単相組織の両方を有する素形材を得るために、焼入れを行っても良い。
なお、焼ならし工程、又は焼入れ工程の後、素形材が４００ＨＶ以上である場合には、軟化のための焼戻し工程をさらに行っても良い。
焼ならし工程、及び焼入れ工程では、その処理温度が低すぎると、オーステナイト単相が得られない。従って、その処理温度は、７５０℃以上が好ましい。
一方、熱処理温度が高すぎると、結晶粒が粗大化し、微細結晶粒が得られない。従って、熱処理温度は、９８０℃以下が好ましい。
保持時間は、熱処理温度に応じて最適な時間を選択することができる。保持時間は、通常、０．５〜８時間である。
また、焼ならし後の冷却は、通常は空冷で行うが、冷えにくい大型品は、ファン等で強制空冷したり、逆に小型のものは冷えすぎるため、カバーをかけてゆっくり空冷しても良い。また、焼入れ後の冷却は、急冷で行う。
一方、熱処理温度が高すぎると、結晶粒が粗大化し、微細結晶粒が得られない。従って、熱処理温度は、９８０℃以下が好ましい。
保持時間は、熱処理温度に応じて最適な時間を選択することができる。保持時間は、通常、０．５〜８時間である。
また、焼ならし後の冷却は、通常は空冷で行うが、冷えにくい大型品は、ファン等で強制空冷したり、逆に小型のものは冷えすぎるため、カバーをかけてゆっくり空冷しても良い。また、焼入れ後の冷却は、急冷で行う。
焼戻し工程は、素形材の硬さを４００ＨＶ以下にするために行われる。焼戻し温度が低すぎると、硬さが十分に低下しない。従って、焼戻し温度は、６００℃以上が好ましい。一方、焼戻し温度が高すぎると、素形材の硬さが低くなりすぎ、窒化処理後においても８００ＨＶ以上の表層硬さが得られない。従って、焼戻し温度は、７００℃以下が好ましい。
焼戻し時間は、焼戻し温度に応じて最適な時間を選択することができる。焼戻し時間は、通常、０．５〜８時間である。
また、焼戻し後の冷却速度は、特に限定されない。
焼戻し時間は、焼戻し温度に応じて最適な時間を選択することができる。焼戻し時間は、通常、０．５〜８時間である。
また、焼戻し後の冷却速度は、特に限定されない。
［３．２． 窒化処理部材の製造方法］
［３．２．１． 冷間加工工程］
次に、上記の方法を用いて硬さ及びミクロ組織が制御された素形材を冷間加工し、基材を得る（冷間加工工程）。冷間加工は、素形材を目的とする窒化処理部材の形状を有する基材に加工するために行われる。冷間加工方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。冷間加工方法としては、例えば、切削加工、冷間鍛造などがある。
［３．２．１． 冷間加工工程］
次に、上記の方法を用いて硬さ及びミクロ組織が制御された素形材を冷間加工し、基材を得る（冷間加工工程）。冷間加工は、素形材を目的とする窒化処理部材の形状を有する基材に加工するために行われる。冷間加工方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。冷間加工方法としては、例えば、切削加工、冷間鍛造などがある。
［３．２．２． 窒化工程］
次に、基材の窒化処理を行う（窒化工程）。
一般に、窒化処理温度が低くなるほど、高い表層硬さが得られる。しかしながら、窒化処理温度が低くなりすぎると、十分な硬化層深さが得られない。従って、窒化処理温度は、５００℃以上が好ましい。
一方、窒化処理温度が高すぎると、高い表層硬さが得られない。従って、窒化処理温度は、６００℃以下が好ましい。
窒化処理時間は、窒化処理温度に応じて最適な時間を選択することができる。窒化処理時間は、通常、２〜１５０時間である。なお、窒化処理後の冷却速度は、特に限定されない。
次に、基材の窒化処理を行う（窒化工程）。
一般に、窒化処理温度が低くなるほど、高い表層硬さが得られる。しかしながら、窒化処理温度が低くなりすぎると、十分な硬化層深さが得られない。従って、窒化処理温度は、５００℃以上が好ましい。
一方、窒化処理温度が高すぎると、高い表層硬さが得られない。従って、窒化処理温度は、６００℃以下が好ましい。
窒化処理時間は、窒化処理温度に応じて最適な時間を選択することができる。窒化処理時間は、通常、２〜１５０時間である。なお、窒化処理後の冷却速度は、特に限定されない。
［３．２．３． 仕上げ加工工程］
窒化処理は、処理温度が低いため、窒化処理後の部材を直ちに各種の用途に用いることができる。しかし、高い寸法精度が要求される場合や、化合物層と呼ばれる窒化物からなる数μｍ〜２０μｍ程度の薄い硬質層が、窒化部品の機能において不要な場合には、必要に応じて、窒化処理後の前記基材の表面の仕上げ加工を行っても良い（仕上げ加工工程）。仕上げ加工の方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。
窒化処理は、処理温度が低いため、窒化処理後の部材を直ちに各種の用途に用いることができる。しかし、高い寸法精度が要求される場合や、化合物層と呼ばれる窒化物からなる数μｍ〜２０μｍ程度の薄い硬質層が、窒化部品の機能において不要な場合には、必要に応じて、窒化処理後の前記基材の表面の仕上げ加工を行っても良い（仕上げ加工工程）。仕上げ加工の方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。
［４． 作用］
窒化部材は、浸炭部材よりも、より高い表層硬さ、軟化抵抗性が得られる。そのため、窒化部材は、ギアやシャフト等の動力伝達部品の中で、浸炭部材ではカバーできないレベルの面疲労強度が要求されるものに主に適用されている。
窒化部材は、浸炭部材よりも、より高い表層硬さ、軟化抵抗性が得られる。そのため、窒化部材は、ギアやシャフト等の動力伝達部品の中で、浸炭部材ではカバーできないレベルの面疲労強度が要求されるものに主に適用されている。
図１に、各種窒化鋼の窒化後の表層硬さと硬化層深さ性との関係を示す。窒化部材に使用される鋼材としては、Ｃｒ−Ｍｏ系、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ系、Ｃｒ−Ｍｏ−Ａｌ系が一般的である。これらは、窒化処理によって多量の窒化物（ＣｒＮ、ＭｏＮ、ＡｌＮ）が生成し、高い表層硬さを得ることができる。
しかし、従来のＣｒ−Ｍｏ系、及びＣｒ−Ｍｏ−Ｖ系からなる部材に対し、通常の５００〜６００℃で窒化処理した場合、深い硬化層深さは得られない。硬化層深さが浅いと、十分な面疲労強度、あるいは、曲げ疲労強度が得られなくなる。
しかし、従来のＣｒ−Ｍｏ系、及びＣｒ−Ｍｏ−Ｖ系からなる部材に対し、通常の５００〜６００℃で窒化処理した場合、深い硬化層深さは得られない。硬化層深さが浅いと、十分な面疲労強度、あるいは、曲げ疲労強度が得られなくなる。
窒化処理前の素材の硬さが十分に高いと、硬化のための窒素導入量も少なくて済むため、深い硬化層深さも得られやすい。しかし、通常、窒化処理前には切削加工が行われるため、窒化処理前の素材の硬さが高いと、切削加工が困難となり、加工コストが高くなる。
窒化処理時間を長くすることで十分な硬化層深さも得られるが、この場合は窒化処理コストが高くなる。また、窒化処理温度を高温化することでも深い硬化層深さは得られるが、この場合は、表層の窒化物が大きくなり、表層硬さが十分に高くならない。
窒化処理時間を長くすることで十分な硬化層深さも得られるが、この場合は窒化処理コストが高くなる。また、窒化処理温度を高温化することでも深い硬化層深さは得られるが、この場合は、表層の窒化物が大きくなり、表層硬さが十分に高くならない。
一方、Ｃｒ−Ｍｏ−Ａｌ系では、Ｃｒ−Ｍｏ系、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ系よりも、より深い硬化層深さを得ることができる。しかし、溶製時に粗大なＡｌ2Ｏ3やＡｌＮが生成しやすく、強度のバラツキが大きい。
ＡｌをＴｉに置き換えたＣｒ−Ｍｏ−Ｔｉ系では、Ｃｒ−Ｍｏ−Ａｌ系と同様の深い硬化層深さが得られる。しかし、この場合も、粗大なＴｉＮが生成しやすく、強度のバラツキが大きい。
ＡｌをＴｉに置き換えたＣｒ−Ｍｏ−Ｔｉ系では、Ｃｒ−Ｍｏ−Ａｌ系と同様の深い硬化層深さが得られる。しかし、この場合も、粗大なＴｉＮが生成しやすく、強度のバラツキが大きい。
これに対し、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶを含む窒化鋼において、これらの成分を最適化すると、ＡｌやＴｉを添加することなく、短時間処理で高い窒化表層硬さと深い硬化層深さが得られる。具体的には、Ａｌ窒化鋼と同じ処理時間で、同等レベルの窒化表層硬さ及び硬化層深さが得られ、さらに、窒化前の被削性にも優れている。しかも、溶製時に粗大な介在物（Ａｌ2Ｏ3、ＴｉＮ）が生成しないため、強度バラツキも小さい。
（実施例１〜４５、比較例１〜２３）
［１． 試料の作製］
［１．１． 実施例１〜６、比較例１〜５］
表１及び表２に示す化学組成の鋼１５０ｋｇを真空誘導溶解炉にて溶製した。１２００℃加熱の鍛造により、鋳塊をφ３２ｍｍの丸棒に鍛伸後、切削加工によりφ３０×Ｔ１０のコイン型試験片に加工した。なお、実施例６については、結晶粒の微細化のため、１０５０℃加熱による鍛造を行った。
その後、５６０℃で１６時間のガス窒化処理を行った。処理ガスは、アンモニアガスと窒素ガスの混合ガスを用い、それらの流量は、アンモニアガス：２．４０[ｍ3／ｈ]、窒素ガス：０．６４[ｍ3／ｈ]とした。
これらの窒化前、窒化後の試験片について、窒化前硬さ、窒化後表面硬さ、硬化層深さ、結晶粒度、ミクロ組織観察を以下の方法により評価した。
［１．２． 実施例７〜２０、比較例６〜１２］
φ３２ｍｍの丸棒への鍛伸後、窒化前硬さが４００ＨＶ以下となるように、軟化のための、６００〜７００℃×６ｈの焼戻し処理を追加した。その後、同様に、φ３０×Ｔ１０の試験片加工、及び窒化処理を行った。
［１．３． 実施例２１〜２３、比較例１３］
φ３２ｍｍ丸棒への鍛伸後、結晶粒微細化のために、９００℃×４．５ｈの焼ならし処理を追加した。その後、同様に、φ３０×Ｔ１０の試験片加工、及び窒化処理を行った。
［１．４． 実施例２４〜３０］
９００℃×４．５ｈの焼ならし処理後、さらに、６００〜７００℃×６ｈの焼戻し処理を追加した。その後、同様に、φ３０×Ｔ１０の試験片加工、及び窒化処理を行った。
［１．５． 実施例３１〜３２、比較例１４〜１５］
φ３２ｍｍ丸棒への鍛伸後、結晶粒微細化、及び組織をマルテンサイトとするために、９００℃×４．５ｈ→８０℃オイル焼入れの焼入れ処理を追加した。その後、同様に、φ３０×Ｔ１０の試験片加工、及び窒化処理を行った。
［１．６． 実施例３３〜４５、比較例１６〜２３］
９００℃×４．５ｈの焼入れ後、さらに、６００〜７００℃×６ｈの焼戻し処理を追加した。その後、同様に、φ３０×Ｔ１０の試験片加工、及び窒化処理を行った。
［１． 試料の作製］
［１．１． 実施例１〜６、比較例１〜５］
表１及び表２に示す化学組成の鋼１５０ｋｇを真空誘導溶解炉にて溶製した。１２００℃加熱の鍛造により、鋳塊をφ３２ｍｍの丸棒に鍛伸後、切削加工によりφ３０×Ｔ１０のコイン型試験片に加工した。なお、実施例６については、結晶粒の微細化のため、１０５０℃加熱による鍛造を行った。
その後、５６０℃で１６時間のガス窒化処理を行った。処理ガスは、アンモニアガスと窒素ガスの混合ガスを用い、それらの流量は、アンモニアガス：２．４０[ｍ3／ｈ]、窒素ガス：０．６４[ｍ3／ｈ]とした。
これらの窒化前、窒化後の試験片について、窒化前硬さ、窒化後表面硬さ、硬化層深さ、結晶粒度、ミクロ組織観察を以下の方法により評価した。
［１．２． 実施例７〜２０、比較例６〜１２］
φ３２ｍｍの丸棒への鍛伸後、窒化前硬さが４００ＨＶ以下となるように、軟化のための、６００〜７００℃×６ｈの焼戻し処理を追加した。その後、同様に、φ３０×Ｔ１０の試験片加工、及び窒化処理を行った。
［１．３． 実施例２１〜２３、比較例１３］
φ３２ｍｍ丸棒への鍛伸後、結晶粒微細化のために、９００℃×４．５ｈの焼ならし処理を追加した。その後、同様に、φ３０×Ｔ１０の試験片加工、及び窒化処理を行った。
［１．４． 実施例２４〜３０］
９００℃×４．５ｈの焼ならし処理後、さらに、６００〜７００℃×６ｈの焼戻し処理を追加した。その後、同様に、φ３０×Ｔ１０の試験片加工、及び窒化処理を行った。
［１．５． 実施例３１〜３２、比較例１４〜１５］
φ３２ｍｍ丸棒への鍛伸後、結晶粒微細化、及び組織をマルテンサイトとするために、９００℃×４．５ｈ→８０℃オイル焼入れの焼入れ処理を追加した。その後、同様に、φ３０×Ｔ１０の試験片加工、及び窒化処理を行った。
［１．６． 実施例３３〜４５、比較例１６〜２３］
９００℃×４．５ｈの焼入れ後、さらに、６００〜７００℃×６ｈの焼戻し処理を追加した。その後、同様に、φ３０×Ｔ１０の試験片加工、及び窒化処理を行った。
［２． 試験方法］
［２．１． ビッカース硬さ（ＨＶ）］
窒化前のφ３０×Ｔ１０試験片の外周から２ｍｍ深さの位置について、３００ｇビッカース硬さ測定を行い、その硬さを窒化前硬さとした。
窒化後のφ３０×Ｔ１０試験片の外周側の窒化表層から０．０５ｍｍ深さの位置について、３００ｇビッカース硬さ測定を行い,その硬さを窒化後表層硬さとした。
［２．２． 硬化層深さ］
窒化後のφ３０×Ｔ１０試験片の外周側の窒化表層から、３００ｇビッカース硬さにより、１００μｍ刻みの硬さプロファイルを測定し、５１３ＨＶとなる表層からの深さを求め、これを硬化層深さとした。
［２．１． ビッカース硬さ（ＨＶ）］
窒化前のφ３０×Ｔ１０試験片の外周から２ｍｍ深さの位置について、３００ｇビッカース硬さ測定を行い、その硬さを窒化前硬さとした。
窒化後のφ３０×Ｔ１０試験片の外周側の窒化表層から０．０５ｍｍ深さの位置について、３００ｇビッカース硬さ測定を行い,その硬さを窒化後表層硬さとした。
［２．２． 硬化層深さ］
窒化後のφ３０×Ｔ１０試験片の外周側の窒化表層から、３００ｇビッカース硬さにより、１００μｍ刻みの硬さプロファイルを測定し、５１３ＨＶとなる表層からの深さを求め、これを硬化層深さとした。
［２．３． 結晶粒度番号］
窒化後のφ３０×Ｔ１０試験片の外周側の窒化部表層近傍を、鏡面研磨後に、飽和ピクリン酸で腐食して、旧オーステナイト粒界を現出させた。その後、ＪＩＳ Ｇ０５５１に準じて、結晶粒度番号を測定した。
［２．４． ミクロ組織］
窒化後のφ３０×Ｔ１０試験片の外周側の窒化部表層近傍を、鏡面研磨後に、ナイタールで腐食した。光学顕微鏡によるミクロ組織観察により、組織の同定（マルテンサイト、ベイナイト、又は混相）を行った。
窒化後のφ３０×Ｔ１０試験片の外周側の窒化部表層近傍を、鏡面研磨後に、飽和ピクリン酸で腐食して、旧オーステナイト粒界を現出させた。その後、ＪＩＳ Ｇ０５５１に準じて、結晶粒度番号を測定した。
［２．４． ミクロ組織］
窒化後のφ３０×Ｔ１０試験片の外周側の窒化部表層近傍を、鏡面研磨後に、ナイタールで腐食した。光学顕微鏡によるミクロ組織観察により、組織の同定（マルテンサイト、ベイナイト、又は混相）を行った。
［３． 結果］
表３及び表４に、結果を示す。なお、表３及び表４には、鍛造条件、熱処理条件、及び窒化処理条件も併せて示した。
図２に、実施例４１、比較例１２、及び比較例２０で得られた試料の表層からの深さと、ビッカース硬さとの関係を示す。表３、４及び図２より、以下のことがわかる。
表３及び表４に、結果を示す。なお、表３及び表４には、鍛造条件、熱処理条件、及び窒化処理条件も併せて示した。
図２に、実施例４１、比較例１２、及び比較例２０で得られた試料の表層からの深さと、ビッカース硬さとの関係を示す。表３、４及び図２より、以下のことがわかる。
（１）実施例４１、比較例１２、及び比較例２０は、式（２）の左辺の値が、それぞれ、０．６０、０．６５、０．７５である。図２より、式（２）の左辺の値が小さくなるほど、硬化層深さが深くなることがわかる。
（２）比較例１〜２３の内、式（１）の左辺の数値が３００未満であるものは、いずれも、表層硬さが８００ＨＶ未満であった。比較例１〜２３の内、式（２）の左辺の数値が０．６４を超えているものは、いずれも、硬化層深さが０．３ｍｍ未満であった。
これに対し、実施例１〜４５は、式（１）及び式（２）の双方を満たしているため、表層硬さは８００ＨＶ以上であり、かつ、硬化層深さは０．３ｍｍ以上であった。
（２）比較例１〜２３の内、式（１）の左辺の数値が３００未満であるものは、いずれも、表層硬さが８００ＨＶ未満であった。比較例１〜２３の内、式（２）の左辺の数値が０．６４を超えているものは、いずれも、硬化層深さが０．３ｍｍ未満であった。
これに対し、実施例１〜４５は、式（１）及び式（２）の双方を満たしているため、表層硬さは８００ＨＶ以上であり、かつ、硬化層深さは０．３ｍｍ以上であった。
（３）実施例２２は、ＡｌとＮを添加し、熱間加工後に、焼ならし工程を行ったものであるが、ＡｌとＮを添加することなく、同じ工程を行ったもの、例えば、実施例２１と比べ、より微細な結晶粒が得られている（結晶粒度番号 実施例２１：＃６．７、実施例２２：＃９．３）。
（４）実施例１０、１２は、それぞれＮｂとＴｉを添加したものであるが、ＮｂとＴｉを添加することなく、同じ工程を行ったもの、例えば、実施例９と比べ、より微細な結晶粒が得られている（結晶粒度番号 実施例９：＃５．２、実施例１０：＃６．３、実施例１２：＃６．７）。
なお、実施例２５と２７は、Ａｌ、Ｎに加え、ＮｂあるいはＴｉをさらに添加したものであるが、これらは、さらに微細な結晶粒が得られている（結晶粒度番号 実施例２５：＃１１．６、実施例２７：＃１２．１）。
（５）実施例６は、熱間加工の加熱温度を１０５０℃で行ったものであるが、加熱温度が１２００℃のもの、例えば、実施例１と比べ、より微細な結晶粒が得られている（結晶粒度番号 実施例１：＃５．９、実施例６：＃７．２）。
なお、実施例１４、１８は、それぞれ、ＮｂとＴｉを添加し、さらに熱間加工の加熱温度を１０５０℃で行ったものであるが、これらは、さらに微細な結晶粒が得られている。
（６）実施例３１〜４５は、熱間加工後に、焼入れ工程を行ったものであるが、焼入れ工程を行っていない実施例１〜３０は、組織がマルテンサイトとベイナイトの混相であるのに対し、実施例３１〜４５は、マルテンサイト単相組織が得られている。
（４）実施例１０、１２は、それぞれＮｂとＴｉを添加したものであるが、ＮｂとＴｉを添加することなく、同じ工程を行ったもの、例えば、実施例９と比べ、より微細な結晶粒が得られている（結晶粒度番号 実施例９：＃５．２、実施例１０：＃６．３、実施例１２：＃６．７）。
なお、実施例２５と２７は、Ａｌ、Ｎに加え、ＮｂあるいはＴｉをさらに添加したものであるが、これらは、さらに微細な結晶粒が得られている（結晶粒度番号 実施例２５：＃１１．６、実施例２７：＃１２．１）。
（５）実施例６は、熱間加工の加熱温度を１０５０℃で行ったものであるが、加熱温度が１２００℃のもの、例えば、実施例１と比べ、より微細な結晶粒が得られている（結晶粒度番号 実施例１：＃５．９、実施例６：＃７．２）。
なお、実施例１４、１８は、それぞれ、ＮｂとＴｉを添加し、さらに熱間加工の加熱温度を１０５０℃で行ったものであるが、これらは、さらに微細な結晶粒が得られている。
（６）実施例３１〜４５は、熱間加工後に、焼入れ工程を行ったものであるが、焼入れ工程を行っていない実施例１〜３０は、組織がマルテンサイトとベイナイトの混相であるのに対し、実施例３１〜４５は、マルテンサイト単相組織が得られている。
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
本発明に係る窒化鋼は、自動車用のギア、ステアリング用ラック、クランクシャフト、プーリー等に用いることができる。
Claims (13)
- 以下の構成を備えた窒化鋼。
（１）前記窒化鋼は、
０．１≦Ｃ≦０．６ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦０．５ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｍｎ≦２．０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｃｕ≦１．０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｎｉ≦３．０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、
０．０２≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％、及び
０．０２≦Ｖ≦１．０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記窒化鋼は、次の式（１）及び式（２）の関係を満たす。
６＊[Ｍｎ]＋８８＊[Ｃｒ]＋１６＊[Ｍｏ]＋９５＊[Ｖ]≧３００ …（１）
０．０３＊[Ｍｎ]＋０．１６＊[Ｃｒ]＋０．０７＊[Ｍｏ]＋０．１４＊[Ｖ]≦０．６４ …（２）
但し、[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。 - ０．００５≦Ａｌ≦０．１ｍａｓｓ％、及び、
０．００２≦Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１に記載の窒化鋼。 - ０．００５≦Ｎｂ≦０．２０ｍａｓｓ％、及び／又は、
０．００５≦Ｔｉ≦０．２０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１又は２に記載の窒化鋼。 - ０．００５≦Ｓ≦０．２ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｐｂ≦０．２ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｂｉ≦０．１ｍａｓｓ％、及び、
０．０００３≦Ｃａ≦０．０１ｍａｓｓ％
からなる群から選ばれるいずれか１以上の元素をさらに含む請求項１から３までのいずれか１項に記載の窒化鋼。 - 請求項１から４までのいずれか１項に記載の窒化鋼からなる基材と、
前記基材の表面の少なくとも一部に形成された窒化層と
を備えた窒化処理部材。 - 窒化処理前の硬さが２００ＨＶ以上４００ＨＶ以下である請求項５に記載の窒化処理部材。
- 前記窒化層の表層硬さが８００ＨＶ以上である請求項５又は６に記載の窒化処理部材。
- 硬化層深さが０．３ｍｍ以上である請求項５から７までのいずれか１項に記載の窒化処理部材。
- 前記基材のミクロ組織がマルテンサイト単相組織である請求項５から８までのいずれか１項に記載の窒化処理部材。
- 前記基材の旧オーステナイト粒径がＪＩＳ規格粒度番号で６以上を有する請求項５から９までのいずれか１項に記載の窒化処理部材。
- 請求項５から１０までのいずれか１項に記載の窒化処理部材が得られるように配合された原料を溶解し、鋳造する溶解鋳造工程と、
前記溶解鋳造工程で得られた鋳塊を熱間加工し、素形材を得る熱間加工工程と、
前記素形材を冷間加工し、基材を得る冷間加工工程と、
前記基材の窒化処理を行う窒化工程と
を備えた窒化処理部材の製造方法。 - 前記熱間加工工程後に、
（ａ）前記素形材の結晶粒を微細化するための焼ならし工程、
（ｂ）前記素形材の結晶粒を微細化し、かつ、マルテンサイト単相組織を得るための焼入れ工程、及び、
（ｃ）前記素形材、又は、前記焼ならし工程、若しくは前記焼入れ工程後の素形材の硬さを２００ＨＶ以上４００ＨＶ以下にするための焼戻し工程、
からなる群から選ばれるいずれか１以上の工程をさらに備えている請求項１１に記載の窒化処理部材の製造方法。 - 前記窒化処理後の前記基材の表面の仕上げ加工を行う仕上げ加工工程をさらに備えている請求項１１又は１２に記載の窒化処理部材の製造方法。
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| JP2018028206A JP2019143197A (ja) | 2018-02-20 | 2018-02-20 | 窒化鋼、並びに、窒化処理部材及びその製造方法 |
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|---|---|---|---|---|
| JP2021143421A (ja) * | 2020-02-19 | 2021-09-24 | クエステック イノベーションズ リミテッド ライアビリティ カンパニー | 析出強化された浸炭可能及び窒化可能な合金鋼 |
| CN114107883A (zh) * | 2021-11-29 | 2022-03-01 | 上海航天设备制造总厂有限公司 | 一种沉淀硬化不锈钢环形零件内腔局部离子渗氮方法 |
-
2018
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| CN114107883A (zh) * | 2021-11-29 | 2022-03-01 | 上海航天设备制造总厂有限公司 | 一种沉淀硬化不锈钢环形零件内腔局部离子渗氮方法 |
| CN114107883B (zh) * | 2021-11-29 | 2024-01-12 | 上海航天设备制造总厂有限公司 | 一种沉淀硬化不锈钢环形零件内腔局部离子渗氮方法 |
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