JP2021155806A - 窒化部品及び窒化部品の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】疲労強度と延性の両方に優れた窒化部品及びその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０５〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．５０〜３．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．０３〜０．２９％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼組成を備え、最表層に窒化層を有し、表面から１．０ｍｍ深さ位置における組織が、フェライト・パーライトの合計面積率８０％以上、残部がマルテンサイトとベイナイトからなり、表面には、第一領域と第二領域とがあり、第一領域、第二領域においてそれぞれ、表面から５０μｍ深さ位置でビッカース硬さを測定した場合に、第一領域のビッカース硬さＨ１と第二領域のビッカース硬さＨ２の差（Ｈ１−Ｈ２）が５０ＨＶ以上である窒化部品を採用する。【選択図】なし
Description
本発明は、窒化処理された窒化部品および窒化部品の製造方法に関する。
自動車、船舶、産業機械等に用いられる機械部品には、疲労強度を向上させるために窒化処理を施すことがある。一般に、窒化処理により形成される窒化層の硬さが高くなるほど、窒化部品の疲労強度は高くなる。窒化部品の中には、窒化時の変形を矯正したり、他の部品との嵌め合い精度を高めたりする目的で、窒化処理後に部分的に塑性変形を加えてから使用されるものがある。しかし、窒化層は非常に硬いため、窒化処理後の部分的な塑性変形によってき裂が発生する場合がある。き裂が発生すると、窒化部品の疲労強度が低下する。このような塑性変形に対するき裂の発生抵抗（以下、延性という場合がある）は、表層近傍の硬さが低くなるほど優れる。したがって、疲労強度と延性はトレードオフの関係にあり、窒化処理後に塑性変形を加えた場合、これらの特性を両立させることは容易ではない。
ところで、窒化部品には、疲労強度が必要な部位と、疲労強度は不要で延性が必要な部位が含まれている部品がある。このような部品は、部位によって窒化後の硬さと延性に変化を持たせることができれば、部品単体としての疲労強度を高められる可能性がある。
窒化部品の疲労強度と延性を両立させるための技術としては、例えば、特許文献１に記載されている。特許文献１には、窒化で生成する化合物層を機械的に除去することで、延性を高める技術が記載されている。
また、特許文献２には、窒化処理を施す前に部分的に強加工を加えることで、窒化後の最大硬さ、または硬化深さ増大する技術が記載されている。
特許文献１に記載の技術は、化合物層を除去すれば延性が高まることを利用して、部品の疲労強度と延性を両立させている。ところが、加工により複雑な形状の部品の化合物層を精度よく除去するためには、非常に高精度の専用の加工装置を用いる、あるいは多くの前処理を含む電解研磨を用いる必要があり、製造上の制約が大きい。
また、特許文献２に記載の技術は、窒化処理を施す前に部分的に強加工を加えることで、加工部の強化量を大きくすることで強度と靭性を両立させている。ところが、特許文献２の実施例に示された例における相当ひずみは１以上と大きく、大きなひずみを鋼材に加える特殊な設備が必要になる、あるいはひずみを加えることができる部位の形状が限られるなど、製造上の制約が大きい。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、疲労強度と延性の両方に優れた窒化部品及びその製造方法を提供することを課題とする。また、本発明は、特殊な設備を用いることなく、かつ、窒化部品の形状を制約することなく、疲労強度と延性がともに優れる窒化部品の製造方法を提供することを課題とする。
上記課題は、以下の手段により解決される。
（１） 表面から深さ１．０ｍｍにおける組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．６０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．５０〜３．００％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０３〜０．２９％、
Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、
Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなる鋼組成を備え、
最表層に窒化層を有し、
表面から１．０ｍｍ深さ位置における組織が、フェライト・パーライトの合計面積率８０％以上、残部がマルテンサイトとベイナイトからなり、残部は０％の場合を含み、
表面には、第一領域と第二領域とがあり、
前記第一領域、前記第二領域においてそれぞれ、表面から５０μｍ深さ位置でビッカース硬さを測定した場合に、前記第一領域のビッカース硬さＨ１と前記第二領域のビッカース硬さＨ２の差（Ｈ１−Ｈ２）が５０ＨＶ以上である窒化部品。
（２） 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下
の１種または２種を含有する（１）に記載の窒化部品。
（３） 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下
の１種または２種以上を含有する（１）または（２）に記載の窒化部品。
（４） 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｂｉ：０．３０％以下
の１種または２種を含有する（１）〜（３）のいずれか１項に記載の窒化部品。
（５） 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｖ：０．０５％以下、である（１）〜（４）のいずれか１項に記載の窒化部品。
（６） 上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の窒化部品の製造方法であって、
３００℃以下の温度で、素形材表層のうち、選択された一部の素形材表層に対して、表面から１．０ｍｍ深さの範囲に、相当ひずみが０．０５以上、１．００未満となる塑性変形を加えた後、窒化処理を行う、窒化部品の製造方法。
（１） 表面から深さ１．０ｍｍにおける組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．６０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．５０〜３．００％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０３〜０．２９％、
Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、
Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなる鋼組成を備え、
最表層に窒化層を有し、
表面から１．０ｍｍ深さ位置における組織が、フェライト・パーライトの合計面積率８０％以上、残部がマルテンサイトとベイナイトからなり、残部は０％の場合を含み、
表面には、第一領域と第二領域とがあり、
前記第一領域、前記第二領域においてそれぞれ、表面から５０μｍ深さ位置でビッカース硬さを測定した場合に、前記第一領域のビッカース硬さＨ１と前記第二領域のビッカース硬さＨ２の差（Ｈ１−Ｈ２）が５０ＨＶ以上である窒化部品。
（２） 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下
の１種または２種を含有する（１）に記載の窒化部品。
（３） 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下
の１種または２種以上を含有する（１）または（２）に記載の窒化部品。
（４） 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｂｉ：０．３０％以下
の１種または２種を含有する（１）〜（３）のいずれか１項に記載の窒化部品。
（５） 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｖ：０．０５％以下、である（１）〜（４）のいずれか１項に記載の窒化部品。
（６） 上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の窒化部品の製造方法であって、
３００℃以下の温度で、素形材表層のうち、選択された一部の素形材表層に対して、表面から１．０ｍｍ深さの範囲に、相当ひずみが０．０５以上、１．００未満となる塑性変形を加えた後、窒化処理を行う、窒化部品の製造方法。
なお、本明細書において単に「表面」と記載する場合、部品の最表層に形成された窒化層の表面を意味する。
本発明によれば、疲労強度と延性の両方に優れた窒化部品を提供できる。また、本発明によれば、特殊な設備を用いることなく、かつ、窒化部品の形状を制約することなく、疲労強度と延性がともに優れる窒化部品の製造方法を提供できる。
本実施形態に係わる窒化部品および窒化部品の製造方法は、次の知見により見出された。本発明者らは、鋼の化学成分と、窒化部品の製造プロセスの条件を種々に変更し、窒化処理後の硬化量に差が生じる条件について調査した。その結果、下記（ａ）の知見を得た。
（ａ）部品の成型に冷間鍛造を用いると、切削加工のみで成型した場合と比べて、窒化後の硬さが高くなる場合がある。一般的に、冷間鍛造で鋼に導入される相当ひずみは、多くの場合は1未満であることから、本発明者らは、塑性加工により０．０５以上１．００未満の相当ひずみを鋼材に加えてから窒化処理を施し、塑性加工により、窒化後の硬さが高くなる条件について調査した。その結果、下記（ｂ）〜（ｅ）の知見を得た。
（ｂ）一般的に、窒化時の硬さを向上させる合金元素であるＣｒ、Ｖ、Ｔｉ、ＮｂおよびＡｌを多量に含有する鋼は、窒化前の冷間での塑性加工の有無によらず、窒化後の硬さは一定である。
（ｃ）Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、ＮｂおよびＡｌの含有量の少ない、Ｓ２０Ｃ等の構造用炭素鋼を冷間で塑性加工してから窒化すると、塑性加工しないものと比べて硬化量が大きくなるが、その上昇量は小さい。
（ｄ）冷間の塑性加工によって窒化時の硬化量を大きくするためには、鋼中のＣｒ、Ｖ、Ｔｉ、ＮｂおよびＡｌの量を一定量以下にすることに加え、十分な量のＭｎを加えた鋼成分とすることが必要である。
（ｅ）上記（ｄ）の条件を満たした鋼であっても、組織にマルテンサイトやベイナイトが多量に混在しているものは、冷間の塑性加工の有無による硬化量の差は小さくなる。
本発明者らは、窒化部品の中で、疲労強度が必要な部位と延性が必要な部位が異なる窒化部品に対して、上記の知見が有効に活用できると考え、検討を行った。その結果、下記（ｆ）の知見を得た。
（ｆ）窒化部品の中で、疲労強度が必要な部位と延性が必要な部位が異なる窒化部品に対して、上記（ｄ）、（ｅ）の条件を満たした鋼を用い、かつ、疲労強度が必要な部位のみを冷間の塑性加工で成型すれば、部品としての疲労強度と延性を極めて高いレベルで両立できることを確認した。本発明で得られる窒化部品は、自動車、産業機械および建設機械などの機械部品として用いるのに好適となる。
以下、本発明の実施形態である窒化部品及びその製造方法について詳しく説明する。各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。また、化学組成の各元素の含有量を「元素量」と表記することがある。例えば、Ｃの含有量は、Ｃ量と表記することがある。更に、「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。更にまた、「〜」の前後に記載される数値に「超え」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これらの数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
［鋼組成］
本発明による窒化部品の鋼組成は、次の元素を含有する。ただし、以下に説明する鋼組成は、表面から深さ１．０ｍｍにおける組成である。
本発明による窒化部品の鋼組成は、次の元素を含有する。ただし、以下に説明する鋼組成は、表面から深さ１．０ｍｍにおける組成である。
Ｃ：０．０５〜０．６０％
炭素（Ｃ）は、鋼材の硬さ、および疲労強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、切削抵抗が上昇し、被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０５〜０．６０％である。Ｃ含有量は好ましくは０．０８％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは０．１５％以上である。また、Ｃ含有量は好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．４０％以下であり、さらに好ましくは０．３５％以下である。
炭素（Ｃ）は、鋼材の硬さ、および疲労強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、切削抵抗が上昇し、被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０５〜０．６０％である。Ｃ含有量は好ましくは０．０８％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは０．１５％以上である。また、Ｃ含有量は好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．４０％以下であり、さらに好ましくは０．３５％以下である。
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、フェライトに固溶して鋼材を強化する（固溶強化）。Ｓｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、被削性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５０％である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．０８％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０％以下であり、さらに好ましくは０．３５％以下である。
シリコン（Ｓｉ）は、フェライトに固溶して鋼材を強化する（固溶強化）。Ｓｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、被削性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５０％である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．０８％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０％以下であり、さらに好ましくは０．３５％以下である。
Ｍｎ：１．５０〜３．００％
マンガン（Ｍｎ）は、窒化物を形成し、拡散層の硬化に寄与する。Ｍｎはさらに、鋼材中でＭｎＳを形成して鋼材の被削性を高める効果も有する。Ｍｎ含有量が低すぎれば、冷間で塑性加工を加えてから窒化しても、十分な量の窒化物が形成されない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、塑性加工を加えずとも十分な量の窒化物が形成されるため、塑性加工を加えていない部位も過度に硬化してしまい、延性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０〜３．００％である。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．６０％以上であり、さらに好ましくは１．７０％以上である。Ｍｎ含有量は好ましくは２．８０％以下であり、さらに好ましくは２．６０％以下である。
マンガン（Ｍｎ）は、窒化物を形成し、拡散層の硬化に寄与する。Ｍｎはさらに、鋼材中でＭｎＳを形成して鋼材の被削性を高める効果も有する。Ｍｎ含有量が低すぎれば、冷間で塑性加工を加えてから窒化しても、十分な量の窒化物が形成されない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、塑性加工を加えずとも十分な量の窒化物が形成されるため、塑性加工を加えていない部位も過度に硬化してしまい、延性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０〜３．００％である。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．６０％以上であり、さらに好ましくは１．７０％以上である。Ｍｎ含有量は好ましくは２．８０％以下であり、さらに好ましくは２．６０％以下である。
Ｐ：０．０５％以下
燐（Ｐ）は、不純物である。Ｐは結晶粒界に偏析し、粒界脆化割れを引き起こす。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量は０．０５％以下である。好ましいＰ含有量は０．０２％以下である。
燐（Ｐ）は、不純物である。Ｐは結晶粒界に偏析し、粒界脆化割れを引き起こす。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量は０．０５％以下である。好ましいＰ含有量は０．０２％以下である。
Ｓ：０．００５〜０．１００％
硫黄（Ｓ）は、鋼材中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の被削性を高める。Ｓ含有量が低すぎれば上記効果が得られない。一方、Ｓ含有量が高すぎれば、粗大なＭｎＳが形成され、鋼材の疲労強度が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５〜０．１００％である。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、さらに好ましくは０．０１５％以上であり、さらに好ましくは０．０２０％以上である。Ｓ含有量は、好ましい上限は０．０８０％以下であり、さらに好ましくは０．０７０％以下であり、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
硫黄（Ｓ）は、鋼材中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の被削性を高める。Ｓ含有量が低すぎれば上記効果が得られない。一方、Ｓ含有量が高すぎれば、粗大なＭｎＳが形成され、鋼材の疲労強度が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５〜０．１００％である。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、さらに好ましくは０．０１５％以上であり、さらに好ましくは０．０２０％以上である。Ｓ含有量は、好ましい上限は０．０８０％以下であり、さらに好ましくは０．０７０％以下であり、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
Ｃｒ：０．０３〜０．２９％
クロム（Ｃｒ）は、窒化処理により鋼材内に導入されたＮと結合して窒化層中にＣｒＮを形成し、窒化層を強化する。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、冷間で塑性加工を加えずともＣｒがＭｎ窒化物の析出を誘起するため、塑性加工を加えていない部位も過度に硬化してしまい、延性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０３〜０．２９％である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０４％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．２５％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１６％以下である。
クロム（Ｃｒ）は、窒化処理により鋼材内に導入されたＮと結合して窒化層中にＣｒＮを形成し、窒化層を強化する。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、冷間で塑性加工を加えずともＣｒがＭｎ窒化物の析出を誘起するため、塑性加工を加えていない部位も過度に硬化してしまい、延性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０３〜０．２９％である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０４％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．２５％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１６％以下である。
Ａｌ：０．００１〜０．０４０％
アルミニウム（Ａｌ）は、窒化処理により鋼材内に導入されたＮと結合して窒化層中にＡｌＮを形成し、窒化層を強化する。また、Ａｌは鋼の製造時に脱酸のために用いられる。Ａｌ含有量が高すぎれば、冷間で塑性加工を加えずともＡｌがＭｎ窒化物の析出を誘起するため、塑性加工を加えていない部位も過度に硬化してしまい、延性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０４０％である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０３５％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
アルミニウム（Ａｌ）は、窒化処理により鋼材内に導入されたＮと結合して窒化層中にＡｌＮを形成し、窒化層を強化する。また、Ａｌは鋼の製造時に脱酸のために用いられる。Ａｌ含有量が高すぎれば、冷間で塑性加工を加えずともＡｌがＭｎ窒化物の析出を誘起するため、塑性加工を加えていない部位も過度に硬化してしまい、延性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０４０％である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０３５％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
Ｎ：０．００３〜０．０２５％
窒素（Ｎ）は、鋼材に固溶して鋼材の強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、鋼材中に気泡が生成される。気泡が欠陥となるため気泡の発生は抑制される方が好ましい。したがって、Ｎ含有量は０．００３〜０．０２５％である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。Ｎ含有量は、好ましくは０．０２０％以下であり、さらに好ましくは０．０１８％以下であり、さらに好ましくは０．０１７％以下である。
窒素（Ｎ）は、鋼材に固溶して鋼材の強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、鋼材中に気泡が生成される。気泡が欠陥となるため気泡の発生は抑制される方が好ましい。したがって、Ｎ含有量は０．００３〜０．０２５％である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。Ｎ含有量は、好ましくは０．０２０％以下であり、さらに好ましくは０．０１８％以下であり、さらに好ましくは０．０１７％以下である。
本発明による窒化部品の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材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されるものであって、本発明の窒化用鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
本実施形態の窒化部品は、Ｆｅの一部に替えて、以下に説明する任意元素を含有してもよく、以下に説明する任意元素を含有しなくてもよい。
本実施形態における任意元素のうち、Ｔｉ、及びＮｂからなる群は、オーステナイト結晶粒の粗大化防止作用があり、１種又は２種を含有してもよい。
Ｔｉ：０．０５％以下
チタン（Ｔｉ）は、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、熱間鍛造時、焼入れ焼戻し時の結晶粒の粗大化を抑制する。しかしながらＴｉ含有量が高すぎれば、ＴｉＣが生成して鋼材の硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５％以下である。Ｔｉを含有させる場合のＴｉ含有量は、好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、さらに好ましくは０．０３％以下である。
チタン（Ｔｉ）は、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、熱間鍛造時、焼入れ焼戻し時の結晶粒の粗大化を抑制する。しかしながらＴｉ含有量が高すぎれば、ＴｉＣが生成して鋼材の硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５％以下である。Ｔｉを含有させる場合のＴｉ含有量は、好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｎｂ：０．０５％以下
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｎと結合してＮｂＮを形成し、熱間鍛造時、焼入れ焼戻し時の結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎｂはさらに、熱間鍛造時、焼入れ焼戻し時の再結晶を遅らせ、結晶粒の粗大化を抑制する。しかしながらＮｂ含有量が高すぎれば，ＮｂＣが生成して鋼材の硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Ｎｂ含有量は０．０５％以下である。Ｎｂを含有する場合、好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、さらに好ましくは０．０３％以下である。
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｎと結合してＮｂＮを形成し、熱間鍛造時、焼入れ焼戻し時の結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎｂはさらに、熱間鍛造時、焼入れ焼戻し時の再結晶を遅らせ、結晶粒の粗大化を抑制する。しかしながらＮｂ含有量が高すぎれば，ＮｂＣが生成して鋼材の硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Ｎｂ含有量は０．０５％以下である。Ｎｂを含有する場合、好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、さらに好ましくは０．０３％以下である。
本実施形態における任意元素のうち、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉからなる群は、窒化部品の強度を高める作用があり、１種又は２種以上を含有してもよい。
Ｍｏ：０．５０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は、含有される場合、鋼の焼入れ性を高めることで鋼材の強度を高める。その結果、鋼材の疲労強度が高くなる。しかしながら、Ｍｏ含有量が過度に多くなれば、その効果が飽和する上に鋼材のコストが高くなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４０％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
モリブデン（Ｍｏ）は、含有される場合、鋼の焼入れ性を高めることで鋼材の強度を高める。その結果、鋼材の疲労強度が高くなる。しかしながら、Ｍｏ含有量が過度に多くなれば、その効果が飽和する上に鋼材のコストが高くなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４０％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
Ｃｕ：０．５０％以下
銅（Ｃｕ）は含有される場合、フェライトに固溶して鋼材の強度を高める。そのため、鋼材の疲労強度が高まる。しかしながら、Ｃｕ含有量が過度に多くなると、熱間鍛造時に鋼の粒界に偏析して熱間割れを誘起する。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
銅（Ｃｕ）は含有される場合、フェライトに固溶して鋼材の強度を高める。そのため、鋼材の疲労強度が高まる。しかしながら、Ｃｕ含有量が過度に多くなると、熱間鍛造時に鋼の粒界に偏析して熱間割れを誘起する。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
Ｎｉ：０．５０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は、含有される場合、フェライトに固溶して鋼材の強度を高める。そのため、鋼材の疲労強度が高まる。Ｎｉはさらに、鋼材がＣｕを含有する場合に、Ｃｕに起因する熱間割れを抑制する。しかしながら、Ｎｉ含有量が多すぎれば、その効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０．５０％以下である。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
ニッケル（Ｎｉ）は、含有される場合、フェライトに固溶して鋼材の強度を高める。そのため、鋼材の疲労強度が高まる。Ｎｉはさらに、鋼材がＣｕを含有する場合に、Ｃｕに起因する熱間割れを抑制する。しかしながら、Ｎｉ含有量が多すぎれば、その効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０．５０％以下である。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
本発明における任意元素のうち、Ｃａ及びＢｉからなる群は、窒化部品の被削性を高める作用があり、１種又は２種を含有してもよい。
Ｃａ：０．００５％以下
カルシウム（Ｃａ）は、含有される場合、鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、粗大なＣａ酸化物が生成し、鋼材の疲労強度が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５％以下である。上記効果を安定して得るためのＣａ含有量は、好ましくは０．０００１％以上であり、さらに好ましくは０．０００３％以上である。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。
カルシウム（Ｃａ）は、含有される場合、鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、粗大なＣａ酸化物が生成し、鋼材の疲労強度が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５％以下である。上記効果を安定して得るためのＣａ含有量は、好ましくは０．０００１％以上であり、さらに好ましくは０．０００３％以上である。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。
Ｂｉ：０．３０％以下
ビスマス（Ｂｉ）は、含有される場合、鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｂｉ含有量が高すぎれば、熱間加工性が劣化する。したがって、Ｂｉ含有量は０．３０％以下である。上記効果を安定して得るためのＢｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｂｉ含有量は、好ましくは０．２５％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
ビスマス（Ｂｉ）は、含有される場合、鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｂｉ含有量が高すぎれば、熱間加工性が劣化する。したがって、Ｂｉ含有量は０．３０％以下である。上記効果を安定して得るためのＢｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｂｉ含有量は、好ましくは０．２５％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
なお、実用的な窒化鋼に含まれることが多いＶは、本発明においては、その含有量を低減する必要がある。
Ｖ：０.０５％以下
バナジウム（Ｖ）は、窒化処理により鋼材内に導入されたＮと結合して窒化層中にＶＮを形成し、窒化層を強化する元素である。ところが、ＶはＭｎ窒化物の析出を誘起するため、Ｖが含まれた鋼は、冷間で塑性加工を加えていない部位も過度に硬化してしまい、延性が劣化する。したがって、Ｖ含有量は０．０５％以下に制限する必要がある。Ｖ含有量は、好ましい上限は０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
バナジウム（Ｖ）は、窒化処理により鋼材内に導入されたＮと結合して窒化層中にＶＮを形成し、窒化層を強化する元素である。ところが、ＶはＭｎ窒化物の析出を誘起するため、Ｖが含まれた鋼は、冷間で塑性加工を加えていない部位も過度に硬化してしまい、延性が劣化する。したがって、Ｖ含有量は０．０５％以下に制限する必要がある。Ｖ含有量は、好ましい上限は０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
また、本実施形態の窒化部品は、最表面に窒化層が形成されている。
［窒化部品の組織］
冷間での塑性加工の有無によってＭｎ窒化物の生成をコントロールするためには、塑性加工前の組織中の核生成サイトは多すぎないことが望ましい。したがって、鋼の組織はフェライト・パーライト主体の組織である必要がある。鋼の組織が、マルテンサイトやベイナイトであれば、冷間で塑性加工を加えていない部位も過度に硬化してしまい延性が劣化する場合がある。具体的には、表面から１．０ｍｍ深さの位置における組織が面積率で、フェライトとパーライトの合計が８０％以上、残部がマルテンサイトとベイナイトとすることで、塑性加工の有無によってＭｎ窒化物の生成をコントロールできる。フェライトとパーライトの合計量は好ましくは８５％以上であり、さらに好ましくは９０％以上である。フェライトとパーライト以外の残部組織は０％であってもよい。
冷間での塑性加工の有無によってＭｎ窒化物の生成をコントロールするためには、塑性加工前の組織中の核生成サイトは多すぎないことが望ましい。したがって、鋼の組織はフェライト・パーライト主体の組織である必要がある。鋼の組織が、マルテンサイトやベイナイトであれば、冷間で塑性加工を加えていない部位も過度に硬化してしまい延性が劣化する場合がある。具体的には、表面から１．０ｍｍ深さの位置における組織が面積率で、フェライトとパーライトの合計が８０％以上、残部がマルテンサイトとベイナイトとすることで、塑性加工の有無によってＭｎ窒化物の生成をコントロールできる。フェライトとパーライトの合計量は好ましくは８５％以上であり、さらに好ましくは９０％以上である。フェライトとパーライト以外の残部組織は０％であってもよい。
［窒化部品のビッカース硬さ］
本実施形態の窒化部品には、表面に第一領域と第二領域とを有する。第一領域、第二領域においてそれぞれ、表面から５０μｍ深さ位置でビッカース硬さを測定した場合に、第一領域のビッカース硬さＨ１と第二領域のビッカース硬さＨ２の差（Ｈ１−Ｈ２）が５０ＨＶ以上になることが好ましい。なお、表面から５０μｍ深さ位置は、窒化層に含まれる。
本実施形態の窒化部品には、表面に第一領域と第二領域とを有する。第一領域、第二領域においてそれぞれ、表面から５０μｍ深さ位置でビッカース硬さを測定した場合に、第一領域のビッカース硬さＨ１と第二領域のビッカース硬さＨ２の差（Ｈ１−Ｈ２）が５０ＨＶ以上になることが好ましい。なお、表面から５０μｍ深さ位置は、窒化層に含まれる。
窒化部品には、優れた疲労強度を実現することが求められる。さらに、窒化処理後の矯正または他の部品との嵌め合い精度を高めるために行う塑性変形を施される窒化部品においては、き裂発生を防止するための優れた延性も求められる。疲労強度と延性を両立した部品を得るためには、疲労強度が必要な部位と延性が必要な部位とで窒化後の硬さが異なっている必要がある。具体的には、冷間の塑性変形を受けた部位（第一領域）と冷間の塑性変形を受けていない部位（第二領域）とで、窒化後の５０μｍ深さ位置のビッカース硬さの差（Ｈ１−Ｈ２）が５０ＨＶ以上であることが望ましい。より好ましくは、冷間の塑性変形を受けた部位（第一領域）と冷間の塑性変形を受けていない部位（第二領域）の、窒化後の５０μｍ深さ位置のビッカース硬さの差（Ｈ１−Ｈ２）が６０ＨＶ以上であることが好ましく、７０ＨＶ以上であることが一層好ましい。
第一領域は、窒化部品において、特に、疲労強度が必要な部位に設けられる。また、第二領域は、第一領域以外の領域である。好ましくは、第二領域は、延性が必要な部位に設けられるとよい。第一領域のビッカース硬さＨ１は、窒化後の第一領域の表面から５０μｍ深さ位置におけるビッカース硬さを、第一領域内において任意に選定した５箇所の測定点で測定し、その平均値とする。また、第二領域のビッカース硬さＨ２は、窒化後の第二領域の表面から５０μｍ深さ位置におけるビッカース硬さを、第二領域内において任意に選定した５箇所の測定点で測定し、その平均値とする。そして、（Ｈ１−Ｈ２）を第一領域のビッカース硬さＨ１と第二領域のビッカース硬さＨ２の差とする。ビッカース硬さの測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準じて行う。測定荷重は２．９４Ｎとする。
［製造方法］
本実施形態の窒化部品の製造方法の一例を説明する。
本実施形態の窒化部品の製造方法は、鋼素材準備工程と、成型工程と、機械加工工程と、窒化処理工程とを含み、必要に応じて組織を調整するための熱処理工程も含まれる。以下、それぞれの工程を説明する。
本実施形態の窒化部品の製造方法の一例を説明する。
本実施形態の窒化部品の製造方法は、鋼素材準備工程と、成型工程と、機械加工工程と、窒化処理工程とを含み、必要に応じて組織を調整するための熱処理工程も含まれる。以下、それぞれの工程を説明する。
［鋼素材準備工程］
鋼素材準備工程では、まず、本実施形態の鋼の化学組成を満たす溶鋼を製造する。次いで、製造された溶鋼を用いて、一般的な連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム）にする。又は、溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットにする。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレットを製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。さらに、ビレットを一般的な条件で加熱、圧延、冷却して棒鋼を製造し、これを窒化部品の素材とする。
鋼素材準備工程では、まず、本実施形態の鋼の化学組成を満たす溶鋼を製造する。次いで、製造された溶鋼を用いて、一般的な連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム）にする。又は、溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットにする。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレットを製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。さらに、ビレットを一般的な条件で加熱、圧延、冷却して棒鋼を製造し、これを窒化部品の素材とする。
[成型工程]
成型工程では、製造された上記棒鋼を、熱間鍛造して、鍛造材とする。熱間鍛造の加熱温度が低すぎれば、鍛造装置に過度の負荷が掛かる。一方、加熱温度が高すぎれば、スケールロスが大きい。したがって、熱間鍛造の好ましい加熱温度は１０００〜１３００℃である。
成型工程では、製造された上記棒鋼を、熱間鍛造して、鍛造材とする。熱間鍛造の加熱温度が低すぎれば、鍛造装置に過度の負荷が掛かる。一方、加熱温度が高すぎれば、スケールロスが大きい。したがって、熱間鍛造の好ましい加熱温度は１０００〜１３００℃である。
また、熱間鍛造の好ましい仕上げ温度は９００℃以上である。仕上げ温度が低すぎれば、金型への負担が大きくなるためである。一方、仕上げ温度の好ましい上限は、１２５０℃である。熱間鍛造後は、放冷するとよい。本実施形態の鋼成分であれば、熱間鍛造時の仕上温度から室温まで放冷することで、フェライト及びパーライトの合計面積率が８０％以上を含む組織となる。
［機械加工工程］
上述の鍛造材に対して機械加工を実施して所定の部品形状とし、素形材を得る。所定の部品形状とするための機械加工としては、例えば、切削加工または研削加工が挙げられる。
上述の鍛造材に対して機械加工を実施して所定の部品形状とし、素形材を得る。所定の部品形状とするための機械加工としては、例えば、切削加工または研削加工が挙げられる。
更に、上述の素形材に対して、疲労強度が必要な部位を含む適当な部位に対して、冷間で塑性加工を加える。塑性加工はどのような手法によって行ってもよく、ロール加工や、冷間鍛造で行っても良いが、冷間の塑性加工の有無による窒化後の硬さの変化量を十分に大きくさせるためには、表面から深さ１．０ｍｍの範囲において０．０５以上の相当ひずみを加えることが必要である。素形材に対して容易に冷間の相当ひずみを加えるためには、冷間の相当ひずみが１．００未満であることが必要である。冷間の相当ひずみは好ましくは０．０７以上であり、さらに好ましくは０．１０以上である。冷間の相当ひずみは好ましくは０．８０未満であり、さらに好ましくは０．６０未満であり、さらに好ましくは０．５０未満である。冷間の塑性加工を行った領域が最終的に窒化部品の第一領域となり、冷間の塑性加工を行わなかった領域が第二領域となる。
冷間の塑性加工を施す際の素形材の温度が高すぎると、導入した転位が消滅しやすくなる。したがって、塑性加工を施す温度は３００℃以下である必要がある。塑性加工を施す温度の上限は２００℃以下であることが好ましく、１００℃以下であることがより好ましい。
［窒化処理工程］
部分的に冷間での塑性加工がなされた素形材に対して、窒化処理を実施し、窒化部品を得る。本実施形態では、周知の窒化処理が採用される。窒化処理はたとえば、ガス窒化、塩浴窒化、イオン窒化等である。窒化中に炉内に導入するガスは、ＮＨ３のみであってもよい。また、ＮＨ３と、Ｎ２及び／又はＨ２と、を含有する混合気であってもよい。また、これらのガスに、浸炭性のガスを含有して、軟窒化処理を実施してもよい。したがって、本明細書にいう「窒化」とは「軟窒化」も含む。
部分的に冷間での塑性加工がなされた素形材に対して、窒化処理を実施し、窒化部品を得る。本実施形態では、周知の窒化処理が採用される。窒化処理はたとえば、ガス窒化、塩浴窒化、イオン窒化等である。窒化中に炉内に導入するガスは、ＮＨ３のみであってもよい。また、ＮＨ３と、Ｎ２及び／又はＨ２と、を含有する混合気であってもよい。また、これらのガスに、浸炭性のガスを含有して、軟窒化処理を実施してもよい。したがって、本明細書にいう「窒化」とは「軟窒化」も含む。
ガス軟窒化処理を実施する場合、たとえば、吸熱型変成ガス（ＲＸガス）とアンモニアガスとを１：１に混合した雰囲気中で、均熱温度を５５０〜６３０℃にして１〜３時間均熱すればよい。
以上の製造工程により製造された窒化部品は、優れた疲労強度と、優れた延性とを有する。
真空溶解炉を用いて、表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｓの５０ｋｇのインゴットを製造した。表１中有のハイフン（−）は含有しないことを意味する。
各インゴットを１２５０℃に加熱した。加熱されたインゴットを５０ｍｍの直径を有する棒鋼に熱間鍛造したのち、室温まで放冷した。鋼Ａの棒鋼の一部（表１の試験番号１９）には、８７０℃に加熱後に水冷し、１８０℃×１２０ｍｉｎの焼戻しを行った。このようにして棒鋼を製造した。
次に、棒鋼に対して切削加工を行うことにより、平行部が直径２０ｍｍ、長さ８５ｍｍの引張試験片を複数個、作成した。引張試験片は、試験片と棒鋼が平行になるように、試験片の断面の中心と棒鋼の断面の中心が揃うようにして作成した。この試験片には、ひずみ導入のための塑性加工は加えなかった。以下、この試験片を、塑性加工無しの試験片母材と言う。
また、棒鋼に対して切削加工を行うことにより、平行部が直径２０ｍｍ、長さ８５ｍｍの別の引張試験片を複数個、作成した。引張試験片は、試験片と棒鋼が平行になるように、試験片の断面の中心と棒鋼の断面の中心が揃うようにして作成した。この試験片は、引張試験機で引っ張ることで平行部に塑性加工を施した。具体的には、室温でストローク速度を８．０ｍｍ／ｍｉｎとして、１０％の変形を加えたのち、除荷した。以下、この試験片を、塑性加工ありの試験片母材と言う。試験片平行部の横断面の平均の相当ひずみは０．１０であった。
次に、塑性加工なしの試験片母材から、硬さ測定用の試験片、窒素濃度測定用の試験片及び延性評価用試験片を作成した。また、塑性加工ありの試験片母材から、硬さ測定用の試験片及び回転曲げ疲労試験片を作成した。
硬さ測定用の試験片のサイズは、１０×６×６５ｍｍとした。窒素濃度測定用の試験片は、直径１２ｍｍ、長さ６５ｍｍとした。回転曲げ疲労試験片は、図１に示すように、全体が直径１２ｍｍ、長さ８０ｍｍで、長さ方向の中心部に直径１０ｍｍの平行部を有し、平行部の中心に半径１ｍｍ、深さ１ｍｍの半円状の切欠きを有する試験片とした。延性評価用試験片は、図２に示すように、全体が直径１２ｍｍ、長さ１８０ｍｍで、長さ方向の中心に半径３ｍｍ、深さ２ｍｍの半円状の切欠きを有する試験片とした。いずれの試験片も、径方向の中心と長さ方向の中心が、それぞれ、引張試験片の径方向の中心と長さ方向の中心と一致するようにして作成した。
作成した試験片をそれぞれ、５７０℃、５時間の軟窒化処理に供した。軟窒化中は、アンモニアとＲＸガスの流量比を１：１として炉内に導入し、処理後には炉から取り出し、１００℃の油で油冷した。
［評価試験］
各試験番号の各種試験片を用いて、次の試験を実施した。
各試験番号の各種試験片を用いて、次の試験を実施した。
［硬さ測定及び組織面積率測定］
硬さ測定用の試験片の長さ方向の中心を横断し、横断面が被験面となるように、樹脂に埋め込んで研磨した。研磨後、試験片の表面から５０μｍ深さ位置の任意の５点でＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に基づくビッカース硬度（ＨＶ）を測定した。試験力は２．９４Ｎであった。得られた５点の平均値を、表面硬さと定義した。
硬さ測定用の試験片の長さ方向の中心を横断し、横断面が被験面となるように、樹脂に埋め込んで研磨した。研磨後、試験片の表面から５０μｍ深さ位置の任意の５点でＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に基づくビッカース硬度（ＨＶ）を測定した。試験力は２．９４Ｎであった。得られた５点の平均値を、表面硬さと定義した。
硬さ測定後のサンプルは、３％ナイタルで１０秒腐食し組織を現出させた。その後、試験片の表面から１．０ｍｍ深さ位置を中心として倍率２００倍の光学顕微鏡写真を撮影し、画像解析から組織分率を求めた。Ｎｏ．１５及び１９以外の試料では、フェライト・パーライト組織が観察され、また、残部組織はマルテンサイトとベイナイトだった。
［小野式回転曲げ疲労試験］
上述の窒化処理がされた回転曲げ疲労試験片（塑性加工ありの試験片母材から得たもの）を用いて、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。ＪＩＳ Ｚ２２７４（１９７８）に準拠した回転曲げ疲労試験を室温（２５℃）の大気雰囲気中において回転数３０００ｒｐｍで実施した。繰り返し数１．０×１０７回まで破断しなかった試験のうち、最も高い応力をその試験番号の疲労強度（ＭＰａ）と定義した。疲労強度が３５０ＭＰａ以上である場合、疲労強度に優れると判断した。
上述の窒化処理がされた回転曲げ疲労試験片（塑性加工ありの試験片母材から得たもの）を用いて、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。ＪＩＳ Ｚ２２７４（１９７８）に準拠した回転曲げ疲労試験を室温（２５℃）の大気雰囲気中において回転数３０００ｒｐｍで実施した。繰り返し数１．０×１０７回まで破断しなかった試験のうち、最も高い応力をその試験番号の疲労強度（ＭＰａ）と定義した。疲労強度が３５０ＭＰａ以上である場合、疲労強度に優れると判断した。
［延性評価試験］
上述の窒化処理がされた延性評価用試験片（塑性加工なしの試験片母材から得たもの）を用いて、４点曲げ試験を室温、大気中で実施した。支点間距離（試験片の最も端部に近い支点と、その支点から最も近い支点との間の、試験片の軸方向の距離）は５１ｍｍであった。押し込み速度は０．５ｍｍ／分であった。試験片の切り欠き底のひずみ量を測定するため、切り欠き底の中央に試験片の軸方向と平行にひずみゲージを貼付した。上記押し込み速度で押し込みストロークを増加し、押し込みストロークが０．０１ｍｍ増えた際のひずみゲージの値の増分が０.２４％以上となった時に試験片にき裂が発生したとして、その直前のひずみ量を、延性と定義した。延性が１．５％以上である場合、延性に優れると判断した。ひずみ量が７％を超えた場合は、その時点で評価を打ち切った。
上述の窒化処理がされた延性評価用試験片（塑性加工なしの試験片母材から得たもの）を用いて、４点曲げ試験を室温、大気中で実施した。支点間距離（試験片の最も端部に近い支点と、その支点から最も近い支点との間の、試験片の軸方向の距離）は５１ｍｍであった。押し込み速度は０．５ｍｍ／分であった。試験片の切り欠き底のひずみ量を測定するため、切り欠き底の中央に試験片の軸方向と平行にひずみゲージを貼付した。上記押し込み速度で押し込みストロークを増加し、押し込みストロークが０．０１ｍｍ増えた際のひずみゲージの値の増分が０.２４％以上となった時に試験片にき裂が発生したとして、その直前のひずみ量を、延性と定義した。延性が１．５％以上である場合、延性に優れると判断した。ひずみ量が７％を超えた場合は、その時点で評価を打ち切った。
［試験結果］
表２に試験結果を示す。試験番号１〜試験番号１３では、化学組成と鋼の組織が本発明の範囲内である。これらの試験番号のものは、塑性加工の有無による表層硬さの差がＨＶで９３ポイント以上、塑性間加工ありの試験片（第一領域に相当）の疲労強度が３６０ＭＰａ以上、塑性加工なしの試験片（第二領域に相当）の延性が３．５６％以上であることから、優れた疲労強度と延性を両立できることが分かる。
表２に試験結果を示す。試験番号１〜試験番号１３では、化学組成と鋼の組織が本発明の範囲内である。これらの試験番号のものは、塑性加工の有無による表層硬さの差がＨＶで９３ポイント以上、塑性間加工ありの試験片（第一領域に相当）の疲労強度が３６０ＭＰａ以上、塑性加工なしの試験片（第二領域に相当）の延性が３．５６％以上であることから、優れた疲労強度と延性を両立できることが分かる。
これに対して、本発明の規定から外れた試験番号１４〜２０の「比較例」の場合には、化学組成または鋼の微細組織が本発明の範囲外であり、目標とする性能が得られていない。
なお、組織については、Ｎｏ．１５及び１９以外の試料では、フェライト・パーライト組織が観察され、また、残部組織はマルテンサイトとベイナイトだった。試験番号１５は、Ｍｎ含有量が高すぎるため、マルテンサイト及びベイナイトを主体とする組織となった。試験番号１９は、８７０℃に加熱後に水冷し、１８０℃×１２０ｍｉｎの焼戻しを行ったため、マルテンサイト及びベイナイトを主体とする組織となった。これらにより、試験番号１５及び１９は、塑性加工なしの試験片においてもビッカース硬さが上昇してしまい、ΔＨＶが５０未満になった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (6)
- 表面から深さ１．０ｍｍにおける組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．６０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．５０〜３．００％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０３〜０．２９％、
Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、
Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなる鋼組成を備え、
最表層に窒化層を有し、
表面から１．０ｍｍ深さ位置における組織が、フェライト・パーライトの合計面積率８０％以上、残部がマルテンサイトとベイナイトからなり、残部は０％の場合を含み、
表面には、第一領域と第二領域とがあり、
前記第一領域、前記第二領域においてそれぞれ、表面から５０μｍ深さ位置でビッカース硬さを測定した場合に、前記第一領域のビッカース硬さＨ１と前記第二領域のビッカース硬さＨ２の差（Ｈ１−Ｈ２）が５０ＨＶ以上である窒化部品。 - 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下
からなる群から選ばれる１種または２種を含有する請求項１に記載の窒化部品。 - 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１または請求項２に記載の窒化部品。 - 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｂｉ：０．３０％以下
からなる群から選ばれる１種または２種を含有する請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の窒化部品。 - 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｖ：０．０５％以下、である請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の窒化部品。 - 請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の窒化部品の製造方法であって、
３００℃以下の温度で、素形材表層のうち、選択された一部の素形材表層に対して、表面から１．０ｍｍ深さの範囲に、相当ひずみが０．０５以上、１．００未満となる塑性変形を加えた後、窒化処理を行う、窒化部品の製造方法。
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