JP2023068554A - 窒化用鋼及び窒化部品 - Google Patents

Abstract

【課題】被削性に優れ、かつ、窒化後の疲労特性が高い窒化用鋼及び窒化部品を提供する。【解決手段】所定の化学組成を有し、下記式（１）で表される焼入性の指標であるＤ値が８．５～２１.０であり、金属組織は、面積率で、ベイナイトが３０％以上９５％未満であり、初析フェライトが５％超であり、パーライトが２０％未満であり、ビッカース硬さが２００～２６０ＨＶである窒化用鋼及び窒化部品である。Ｄ＝√Ｃ×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１０Ｍｎ）×（１＋２．８３Ｐ）×（１－０．６２Ｓ）×（１＋２．３３Ｃｒ）×（１＋０．５２Ｎｉ）×（１＋３．１４Ｍｏ）×（１＋０．２７Ｃｕ）×（１＋２．５Ｖ）・・・式（１）但し、式（１）中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。【選択図】なし

Description

本開示は、窒化用鋼及び窒化部品に関する。

自動車、船舶、産業機械等に用いられる機械部品として、疲労強度を向上させるために窒化処理が施された鋼（すなわち、窒化部品）が用いられることがある。鋼を窒化すると、表層に硬い窒化層が生じ、疲労特性が高まる。更に、窒化処理は低温で行われるため、他の表面硬化処理と比べてひずみを低減することができる。

窒化した鋼の疲労特性を高めるためには、窒化層を硬くすればよい。ところが、歯車のように面疲労を受ける部品では、その表面から内部に向かって深い位置まで大きなせん断応力が加わるため、極表層のみを硬化させるだけでは面疲労特性を向上させることが難しいことがある。そこで、窒化層の硬度に加えて、未窒化層（すなわち、未窒化部分）の硬度も向上させるべく、高い硬度を有する窒化用鋼が求められている。

例えば、ビッカース硬さが２００ＨＶを超える窒化用鋼に関する技術が検討されており、そのような技術は、例えば、特許文献１に開示されている。

特開２０１９－２１８６３３号公報

窒化用鋼には、上記のように高い硬度を有することが求められているが、硬過ぎると被削性が劣化することがある。また、窒化用鋼から得られる窒化部品には、面疲労特性だけでなく、回転曲げ疲労特性が求められることがある（以下、面疲労特性と回転曲げ疲労特性とを合わせて「疲労特性」と呼ぶことがある）。

特許文献１を始めとして、様々な技術が従来から検討されているが、被削性と疲労特性とを両立させるための技術が十分でないのが現状である。

本開示は、このような状況に鑑みてなされたものであり、本開示の一実施形態が解決しようとする課題は、被削性に優れ、かつ、窒化後の疲労特性が高い窒化用鋼を提供することである。
本開示の他の実施形態が解決しようとする課題は、上記窒化用鋼を用いた窒化部品を提供することである。

本開示は、以下の態様を含む。
＜１＞ 質量％で、
Ｃ：０．１０～０．２３％、
Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
Ｍｎ：１．５０～２．１５％、
Ｓ：０．００５～０．０５０％、
Ｃｒ：０．５０～０．９０％、
Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
Ｖ：０．０５～０．２５％、
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、及び
Ｐ：０．０５０％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
下記式（１）で表される焼入性の指標であるＤ値が８．５～２１.０であり、
金属組織は、面積率で、
ベイナイトが３０％以上９５％未満であり、
初析フェライトが５％超であり、
パーライトが２０％未満であり、
ビッカース硬さが２００～２６０ＨＶである窒化用鋼。
Ｄ＝√Ｃ×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１０Ｍｎ）×（１＋２．８３Ｐ）×（１－０．６２Ｓ）×（１＋２．３３Ｃｒ）×（１＋０．５２Ｎｉ）×（１＋３．１４Ｍｏ）×（１＋０．２７Ｃｕ）×（１＋２．５Ｖ）・・・式（１）
但し、式（１）中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
＜２＞
質量％で、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｃｕ：０．３０％以下、
Ｎｉ：０．３０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｐｂ：０．０９％以下、及び
Ｂｉ：０．２０％以下
の１種又は２種以上を含有する＜１＞に記載の窒化用鋼。
＜３＞ ＜１＞又は＜２＞に記載の化学組成、金属組織及びビッカース硬さを有する芯部と、芯部の化学組成よりもＮ含有量が多い表層部とを含む窒化部品。

本開示の一実施形態によれば、被削性に優れ、かつ、窒化後の疲労特性が高い窒化用鋼が提供される。
本開示の他の実施形態によれば、上記窒化用鋼を用いた窒化部品が提供される。

図１は、実施例で用いた回転曲げ疲労試験片を示す模式図である。 図２は、実施例で用いた小ローラー試験片を示す模式図である。

以下、本開示の一例である実施形態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。
化学組成の各元素の含有量を単に「量」又は「濃度」と表記することがある。例えば、Ｃの含有量は、Ｃ量又はＣ濃度と表記することがある。
「～」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。
「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
「窒化用鋼」を「鋼」又は「鋼材」と呼ぶことがある。
「ビッカース硬さ」を単に「硬さ」と呼ぶことがある。

＜窒化用鋼＞
本開示に係る窒化用鋼は、
質量％で、
Ｃ：０．１０～０．２３％、
Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
Ｍｎ：１．５０～２．１５％、
Ｓ：０．００５～０．０５０％、
Ｃｒ：０．５０～０．９０％、
Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
Ｖ：０．０５～０．２５％、
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、及び
Ｐ：０．０５０％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
下記式（１）で表される焼入性の指標であるＤ値が８．５～２１.０であり、
金属組織は、面積率で、
ベイナイトが３０％以上９５％未満であり、
初析フェライトが５％超であり、
パーライトが２０％未満であり、
ビッカース硬さが２００～２６０ＨＶである窒化用鋼。
Ｄ＝√Ｃ×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１０Ｍｎ）×（１＋２．８３Ｐ）×（１－０．６２Ｓ）×（１＋２．３３Ｃｒ）×（１＋０．５２Ｎｉ）×（１＋３．１４Ｍｏ）×（１＋０．２７Ｃｕ）×（１＋２．５Ｖ）・・・式（１）
但し、式（１）中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。

本開示に係る窒化用鋼は、被削性に優れ、かつ、窒化後の疲労特性（回転曲げ疲労特性、面疲労特性）が高い。
本開示に係る窒化用鋼は、次の知見により見出された。

本発明者らは、鋼の化学成分と金属組織とを種々に変更し、ビッカース硬さを２００ＨＶ以上に高くしても優れた被削性を発揮できる窒化用鋼を製造するための条件について調査した。その結果、下記（ａ）及び（ｂ）の知見を得た。
（ａ）ビッカース硬さが同一であれば、ベイナイトと他の金属組織との混合組織は、パーライトよりも、また、フェライトとパーライトとの混合組織よりも被削性が優れる。但し、ベイナイトを含む混合組織であっても、鋼のビッカース硬さが２６０ＨＶを超えると、十分な被削性が得られないことがある。
（ｂ）０．１質量％以上のＣ濃度を許容し、かつ、鋼のビッカース硬さが２６０ＨＶ以下でベイナイトと初析フェライトが主体の被削性の高い組織を得るためには、ベイナイトの一部を初析フェライトに置き換えればよい。但し、初析フェライト量が多くなり過ぎ、また、金属組織に多量のパーライトが混合すると、ベイナイトによる被削性改善効果は得られなくなり、ビッカース硬さに見合った被削性しか得られなくなる。

次に、本発明者らは、０．１質量％以上のＣを含む鋼の金属組織を、初析フェライトが混在したベイナイトにするための条件について調査を行い、以下の（ｃ）～（ｆ）の知見を得た。
（ｃ）合金元素を減らして焼入れ性を低減させた鋼の金属組織を初析フェライトが混在したベイナイトにするためには、加熱状態からの冷却を油冷又はそれに近い加速冷却とするか、オーステンパー等の特殊な熱処理を行う必要があり、生産設備が限定される。
（ｄ）焼入性が中程度の鋼を用いると、熱間圧延又は熱間鍛造後の冷却を放冷相当の冷却速度で行っても、金属組織をベイナイトと初析フェライトとの混合組織とすることができる。但し、この場合、鋼素材の厚さ若しくは直径の変化、または、放冷中の外気温の変化により、金属組織が大きく変化するため、精緻な冷速管理が必要となる。
（ｅ）特別な生産設備を用いずに冷却速度がばらついても狙いの金属組織を得るためには、熱間圧延又は熱間鍛造後に放冷すると金属組織が完全にベイナイト化する、または、それに近い金属組織となるような焼入れ性の高い鋼を、Ａ_３点の直上で焼ならしすればよい。
（ｆ）焼入れ性が過剰になると、焼ならし条件を最適化しても金属組織がベイナイト単一となる。したがって、鋼の焼入れ性は、Ａ_３点の直上の焼ならしによって丁度、金属組織がベイナイトと初析フェライトとの混合組織になるようなものでなければならない。

以上の知見により、本開示に係る窒化用鋼は、被削性に優れ、更に、窒化後の疲労特性が高いことが見出された。
本開示に係る窒化用鋼は、窒化部品の製造に好適に用いることができる。具体的には、本開示に係る窒化用鋼は、例えば、機械加工で成型する際には優れた被削性を有し、窒化後には優れた回転曲げ疲労特性及び面疲労特性を有しており、自動車、産業機械、建設機械等の機械部品の鋼素材として用いるのに好適である。

また、本開示に係る窒化用鋼は、製造コストの観点からも好適である。
例えば、特許文献１では、鋼の金属組織がベイナイト主体となるように調整すると共に、鋼に含まれるＶ、Ｃｒ及びＮｂの含有量のバランスを調整することで、芯部硬さを向上させ、また、表層硬さを高めることで面疲労特性を向上させている。また、特許文献１の鋼は、金属組織をベイナイト化させるためにＭｎ又はＣｒを多量に含んでおり、また、金属組織をベイナイト化させつつ、切削時の硬さが過度に高くならないように、実施例を見てもＣ濃度は最大でも０．０９８％と低い。ところが、鋼にＭｎ又はＣｒを多量に含有させつつ、Ｃ濃度を低くするためには、Ｍｎ及びＣｒの原料となる合金として、Ｃ含有量の少ない高価なものを用いる必要があり、合金コストが増大する場合がある。
これに対して、本開示に係る窒化用鋼は、上述のように、Ｃ濃度が０．１質量％以上と高い鋼を用いながらも、優れた被削性が得られるため、高価な合金の使用を抑制することができ、安価に製造することが容易となる。

以下、本開示に係る窒化用鋼について詳細に説明する。

［化学組成（必須元素）］
本開示に係る窒化用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．１０～０．２３％
炭素（Ｃ）は、鋼材の硬さ及び疲労強度を高める。Ｃ含有量が低過ぎれば、硬さ又は疲労強度が不足する。また、Ｃ含有量を低くするためには、他の合金の原料としてＣ含有量が少ないものが必要となるため、合金のコストが増大する。一方、Ｃ含有量が高過ぎれば、切削抵抗が上昇し、金属組織を最適化したとしても被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１０～０．２３％である。
Ｃ含有量の好ましい下限は、０．１１％であり、より好ましくは０．１２％である。
Ｃ含有量の好ましい上限は、０．２１％であり、より好ましくは０．２０％であり、更に好ましくは０．１９％である。

Ｓｉ：０．１０～０．５０％
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は初析フェライトの生成を促進する元素であり、焼入れ性を高めるＣｒ又はＭｎと組み合わせることで、ベイナイトと初析フェライトとの混合組織を形成させ易くなる。Ｓｉ含有量が低過ぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高過ぎれば、被削性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～０．５０％である。
Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．１５％であり、より好ましくは０．２０％である。
Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．４５％であり、より好ましくは０．３５％である。

Ｍｎ：１．５０～２．１５％
マンガン（Ｍｎ）は、焼入れ性を高めて組織をベイナイト化させたり、鋼材中でＭｎＳを形成したりすることで鋼材の被削性を高める効果を有する。Ｍｎは更に、窒化物を形成し、拡散層（表層部）の硬化にも寄与する。Ｍｎ含有量が低過ぎれば、上記の効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高過ぎれば、焼入れ性が過度に高まり、金属組織の一部を初析フェライトとすることが困難になる。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０～２．１５％である。
Ｍｎ含有量の好ましい下限は、１．６０％であり、より好ましくは１．７０％である。
Ｍｎ含有量の好ましい上限は、２．０５％であり、より好ましくは２．００％である。

Ｓ：０．００５～０．０５０％
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。疲労特性を高めるために内部硬さを高めた鋼では、Ｓは特に重要であり、含有量が低過ぎれば上記効果が得られない。一方、Ｓ含有量が高過ぎれば、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０．００５～０．０５０％である。
Ｓ含有量の好ましい下限は、０．０１０％であり、より好ましくは０．０１５％であり、更に好ましくは０．０２０％である。
Ｓ含有量の好ましい上限は、０．０４０％であり、より好ましくは０．０３０％である。

Ｃｒ：０．５０～０．９０％
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。また、鋼の焼入れ性を高め、金属組織をベイナイトが主体の金属組織にする効果を持つ。Ｃｒ含有量が低過ぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高過ぎれば、焼入れ性が過度に高くなり、その結果、硬く被削性が劣ることとなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０～０．９０％である。
Ｃｒ含有量の好ましい下限は、０．５５％であり、より好ましくは０．６０％である。
Ｃｒ含有量の好ましい上限は、０．８５％であり、より好ましくは０．８０％である。

Ａｌ：０．００１～０．０５０％
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含有量が低過ぎれば、上記効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高過ぎれば、窒化中の窒素の拡散を阻害し、窒化層の厚さを薄くすることで疲労特性を劣化させる場合がある。したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．０５０％である。
Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．００５％であり、より好ましくは０．０１０％である。
Ａｌ含有量の好ましい上限は、０．０４５％であり、より好ましくは０．０４０％である。

Ｖ：０.０５～０．２５％
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。Ｖ含有量が低過ぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高過ぎれば、母材の硬さが高くなり過ぎて被削性が劣化する。したがって、Ｖ含有量は０.０５～０．２５％である。
Ｖ含有量の好ましい下限は、０．０６％であり、より好ましくは０．１０％である。
Ｖ含有量の好ましい上限は、０．２０％であり、より好ましくは０．１７％であり、更に好ましくは０．１５％である。

Ｎ：０．００３０～０．０２５０％
窒素（Ｎ）は、鋼材に固溶して鋼材の強度を高める。また、窒化層のＮ濃度が、合金窒化物が析出できる濃度に達するまでの時間を短くする効果を有する。Ｎ含有量が低過ぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高過ぎれば、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０．００３０～０．０２５０％である。
Ｎ含有量の好ましい下限は、０．００５０％であり、より好ましくは０．００８０％である。
Ｎ含有量の好ましい上限は、０．０２００％であり、より好ましくは０．０１８０％であり、更に好ましくは０．０１５０％である。

Ｐ：０．０５０％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ため、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。
Ｐ含有量の好ましい上限は、０．０３０％である。
なお、Ｐ含有量の下限は、０％がよいが（つまり含まないことがよいが）、脱Ｐコストを低減する観点から、０％超（例えば、０．０００１％以上）であってよい。

本開示に係る窒化用鋼の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。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、又は製造環境等から混入されるものであって、本開示の窒化用鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［化学組成（任意元素）］
本開示に係る窒化用鋼は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素を含んでもよい。

Ｔｉ：０．００５％以下
Ｎｂ：０．００５％以下
チタン（Ｔｉ）、及びニオブ（Ｎｂ）はＮと結合して窒化物を形成し、Ｎが枯渇すると、Ｃと結合して炭化物を形成する。本開示では、初析フェライトを生成させるために、熱間圧延又は熱間鍛造後に徐冷したり、焼ならしを施したりする。いずれの場合でも、Ｔｉ及びＮｂの炭化物は比較的高温で粗大に析出しやすい。高温で析出したこれらの炭化物は強化には寄与せず、それどころか、炭化物を形成する際にオーステナイト中の炭素を消費するために、母材の硬さを低下させる。一方で、熱間圧延又は熱間鍛造後の徐冷開始温度によっては、Ｔｉ及びＮｂの高温での析出量が少なくなり、低温での析出量が多くなる可能性がある。その場合は、母材の硬さを増加させる。このように、本開示の窒化用鋼を製造する上では、硬さのばらつきを抑制するために、Ｔｉ及びＮｂの含有量を低下させる必要がある。また、Ｔｉ及びＮｂは高価な元素であり、その含有量を制限することは合金コストの抑制にもなる。
したがって、本開示の窒化用鋼は、Ｔｉ及びＮｂの１種又は２種以上を含有することは許容されるが、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．００５％以下であり、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．００５％以下である。
Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量の好ましい上限は、０．００４％であり、より好ましくは０．００３％である。
なお、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量の下限は、０％がよいが（つまり含まないことがよいが）、脱Ｔｉコストを低減する観点から、０％超（例えば、０．００１％以上）であってよい。
Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量の好ましい上限は、０．００４％であり、より好ましくは０．００３％である。
なお、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量の下限は、０％がよいが（つまり含まないことがよいが）、脱Ｎｂコストを低減する観点から、０％超（例えば、０．００１％以上）であってよい。

本開示に係る窒化用鋼において、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：０．１０％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は高価な元素であり、含有量が多くなれば、部品の製造コストが上昇する。したがって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は０．１０％以下である。
Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量の好ましい下限は、０．０２％である。
Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量の好ましい上限は、０．０８％であり、より好ましくは０．０５％である。

Ｃｕ：０．３０％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、熱間圧延又は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を含有させる場合、Ｃｕ含有量は０．３０％以下である。
Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量の好ましい下限は、０．０５％である。
Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量の好ましい上限は、０．２５％であり、より好ましくは０．２０％である。

Ｎｉ：０．３０％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は更に、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を含有させる場合、Ｎｉ含有量は０．３０％以下である。
Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量の好ましい下限は、０．０５％である。
Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量の好ましい上限は、０．２５％であり、より好ましくは０．２０％である。

本開示に係る窒化用鋼において、任意元素のうち、Ｃａ、Ｐｂ及びＢｉからなる群は、窒化用鋼の被削性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。

Ｃａ：０．００５０％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を含有させる場合、Ｃａ含有量は０．００５０以下％である。
Ｃａを含有させる場合、上記効果をより安定して得るためのＣａ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％である。
Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量の好ましい上限は、０．００３５％であり、より好ましくは０．００２０％である。

Ｐｂ：０．０９％以下
鉛（Ｐｂ）は、含有される場合、鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｐｂは、環境の観点から、その使用量はできるだけ少なくすることが望ましい。したがって、Ｐｂを含有させる場合、Ｐｂ含有量は０．０９％以下である。
Ｐｂを含有させる場合、Ｐｂ含有量の好ましい下限は、０．０２％であり、より好ましくは０．０３％である。
Ｐｂを含有させる場合、Ｐｂ含有量の好ましい上限は、０．０８％であり、より好ましくは０．０７％である。

Ｂｉ：０．２０％以下
ビスマス（Ｂｉ）は、鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｂｉ量が高すぎれば、熱間加工性が劣化する。したがって、Ｂｉを含有させる場合、Ｂｉ含有量は０．２０％以下である。
Ｂｉを含有させる場合、Ｂｉ含有量の好ましい下限は、０．０３％であり、より好ましくは０．０５％である。
Ｂｉを含有させる場合、Ｂｉ含有量の好ましい上限は、０．１８％であり、より好ましくは０．１６％である。

本開示に係る窒化用鋼は、上記の任意元素の他に、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ｍｇ及びＲＥＭ（希土類元素）からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
Ｈｆを含有させる場合、Ｈｆ含有量は、例えば、０．０００５～０．００５０％である。
Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量は、例えば、０．０００５～０．００５０％である。
Ｃｏを含有させる場合、Ｃｏ含有量は、例えば、０．０１～０．１０％である。
Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は、例えば、０．０１～０．２０％である。
Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は、例えば、０．０００５～０．０１００％である。
ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は、例えば、０．０００５～０．０１００％である。

［焼入れ性］
焼入性：Ｄ値 ８．５～２１.０
鋼の焼入れ性の指標であるＤ値は、下記式（１）で表される。
Ｄ＝√Ｃ×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１０Ｍｎ）×（１＋２．８３Ｐ）×（１－０．６２Ｓ）×（１＋２．３３Ｃｒ）×（１＋０．５２Ｎｉ）×（１＋３．１４Ｍｏ）×（１＋０．２７Ｃｕ）×（１＋２．５Ｖ）・・・式（１）
但し、式（１）中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。

Ｄ値が低過ぎると、金属組織にベイナイトを混在させるためには焼入れが必要となるため、設備面の制約が大きいことに加え、焼入れ後の洗浄等の工程の増加が懸念される。一方、Ｄ値が高過ぎると、目標の金属組織を得るために極めて長時間の炉冷、二段冷却等の煩雑な熱処理を行う必要が生じる。したがって、鋼の焼入れ性の指標のＤ値は８．５～２１．０である。
Ｄ値の好ましい下限は、９．０であり、より好ましくは９．５である。
Ｄ値の好ましい上限は、２０．０であり、より好ましくは１９．０である。

［金属組織］
ベイナイトの面積率：３０％以上９５％未満
切削時の鋼の金属組織は、硬さが同一であれば、フェライトとパーライトとの混合組織よりも、それらにベイナイトが混入した混合組織の方が、切削抵抗が低下するため好ましい。切削抵抗を低下させる効果を得るためには、ベイナイトの面積率を３０％以上とする必要がある。ベイナイトの面積率が高すぎると、硬さが高くなりすぎ必要な被削性が得られなくなる。したがって、ベイナイトの面積率は９５％未満である。
ベイナイトの面積率の下限は、３５％であることが好ましく、より好ましくは４０％である。
ベイナイトの面積率の上限は、８５％以下であることが好ましく、より好ましくは７５％以下である。

初析フェライトの面積率：５％超
０．１％以上のＣを含む鋼の金属組織をベイナイトのみにすると、硬さが増大し過ぎ、金属組織がベイナイトであっても被削性が劣化する。０．１％以上のＣを含む鋼の金属組織は、ベイナイトを含ませつつ、硬さを下げるために初析フェライトを混在させるのが良い。本開示においては、フェライト粒を初析フェライトとみなし、この初析フェライトは、等軸状のポリゴナルフェライト、および、板状のウィッドマンステッテンフェライトの両者を包含する。ベイナイトによる切削抵抗低減の効果を得つつ、効果的に硬さを低減するためには、初析フェライトの面積率を５％超にする必要がある。
初析フェライトの面積率の下限は、１０％であることが好ましく、２０％であることがより好ましく、２５％であることが更に好ましい。
初析フェライトの面積率は、上限は特に限定されないが、硬さの確保と被削性とをより容易に両立させる観点から、７０％未満であることが好ましい。初析フェライトの面積率の上限は、６０％であることがより好ましい。

パーライトの面積率：２０％未満
ベイナイトの一部がパーライトになっても硬さは低下するが、切削抵抗を下げるためには、ベイナイトの一部をパーライトにするよりも初析フェライトにする方が良い。したがって、パーライトの面積率は低い方がよく、２０％未満にする必要がある。
パーライトの面積率は、少なければ少ないほど良く、例えば、１５％以下であることが好ましく、１０％以下であることがより好ましく、０％であることが最も好ましい。

以上のように、本開示に係る窒化用鋼の金属組織は、ベイナイト及び初析フェライトを含み、また、パーライトを含み得る。また、本開示に係る窒化用鋼の金属組織は、ベイナイト、初析フェライト及びパーライト以外の他の金属組織、例えば、オーステナイト等を含んでもよい。上記他の金属組織を含む場合、上記他の金属組織の面積率は、少なければ少ないほど良く、例えば、１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。

金属組織の面積率は、以下のようにして測定する。
・窒化用鋼の長手方向に垂直な断面を含むサンプルを窒化用鋼から採取して、上記断面を研磨する。
・上記断面をナイタール液で腐食して金属組織を現出させる。
・上記断面の厚み方向の中心部を光学顕微鏡（２００倍）で観察し、無作為に選択した５視野の光学顕微鏡像を取得する。窒化用鋼の厚み方向とは、窒化用鋼の垂直な断面において、その断面の中心部（重心）を通り、かつ、表面上の２点を結ぶ最も短い線分の方向を意味する。例えば、丸棒鋼の場合、厚み方向は径方向であり、厚みを直径とみなす。
・各光学顕微鏡像について金属組織を分別し、点算法により各金属組織の面積率を求める。
・各金属組織について５つの光学顕微鏡像から得られた面積率の平均値を求め、窒化用鋼の金属組織の面積率とする。

［硬さ］
ビッカース硬さ：２００～２６０ＨＶ
０．１％以上のＣを含む鋼の被削性を十分に高めるためには、鋼材の化学組成及び金属組織を規定の範囲内として、鋼材の硬さを所定の範囲内に制御する必要がある。０．１％以上のＣを含む、ベイナイトと初析フェライトとの混合組織（ベイナイトが主体）の被削性を十分に高めるためには、鋼材のビッカース硬さを２６０ＨＶ以下にする必要がある。本開示に規定した化学組成及び金属組織を満足する場合、鋼材のビッカース硬さは２６０ＨＶ以下になる。また、優れた疲労特性（回転曲げ疲労特性、面疲労特性）を得る観点から、鋼材のビッカース硬さは２１０ＨＶ以上である。
ビッカース硬さの下限は、２１０ＨＶであることが好ましく、２１５ＨＶであることがより好ましい。
ビッカース硬さの上限は、２５０ＨＶであることが好ましく、２４０ＨＶであることがより好ましい。

ビッカース硬さは、以下のようにして測定する。
・窒化用鋼の長手方向に垂直な断面を含むサンプルを窒化用鋼から採取する。その際、窒化用鋼の厚み方向の中心部を含む断面がサンプルに含まれるようにする。
・サンプルを樹脂に埋め込んで、サンプルの上記断面を研磨する。
・サンプルの上記断面において、窒化用鋼の厚み方向の中心部の無作為に選択した５点について、ＪＩＳ Ｚ２２４４－１：２０２０に従って、試験力を２．９４Ｎとして、ビッカース硬さを測定する。
・上記５点で得られたビッカース硬さの平均値を求め、窒化用鋼のビッカース硬さとする。

＜窒化部品＞
本開示に係る窒化部品は、本開示に係る窒化用鋼の金属組織及びビッカース硬さを有する芯部と、芯部の化学組成よりもＮ含有量が多い表層部とを含む。
すなわち、本開示に係る窒化部品は、本開示に係る窒化用鋼を所望の部品形状に加工後、窒化処理を施すことにより得られる。そのため、窒化部品は、窒化処理の影響の及ばない深い位置にある芯部の化学組成が窒化用鋼の化学組成及びビッカース硬さを有し、窒化処理により硬化した表層部は、芯部の化学組成よりもＮ含有量が多い。

表層部の厚さ（すなわち、窒化部品の表面から、その表面に垂直な深さ方向の距離）は、窒化用鋼の化学組成、窒化処理の条件等にもよるが、例えば、１００～５００μｍ程度である。この厚さよりも深い位置は芯部となる。

窒化部品の表層部のビッカース硬さは、窒化用鋼の化学組成、窒化処理の条件等にもよるが、例えば、６５０～８００ＨＶ程度である。

窒化部品の表層部のビッカース硬さは、以下のようにして測定することができる。なお、部品形状に加工されていない窒化用鋼に窒化処理を施して得られた鋼の表層部のビッカース硬さを、窒化部品の表層部のビッカース硬さとすることもできる。
・窒化用鋼に窒化処理を施し、窒化後の鋼の長手方向に垂直な断面を含むサンプルを窒化後の鋼から採取する。その際、窒化後の鋼の表面から、その表面に垂直な深さ方向に１．０ｍｍの範囲を含む断面がサンプルに含まれるようにする。
・サンプルを樹脂に埋め込んで、サンプルの上記断面を研磨する。
・サンプルの上記断面において、窒化後の鋼の表面から、その表面に垂直な深さ方向に５０μｍの位置で無作為に選択した５点について、ＪＩＳ Ｚ２２４４－１：２０２０に従って、試験力を２．９４Ｎとして、ビッカース硬さを測定する。
・上記５点で得られたビッカース硬さの平均値を求め、窒化後の鋼（部品形状に加工されている態様では、窒化部品）のビッカース硬さとする。

窒化部品は特に限定されず、自動車、産業機械、建設機械等の機械部品として用いることができる。窒化部品は、ギヤとして特に好適に用いることができ、ギヤ付きシャフトのギヤに用いることもできる。

＜製造方法＞
本開示に係る窒化用鋼及び窒化部品の製造方法の一例を説明する。

本開示に係る窒化部品の製造方法は、本開示に係る窒化用鋼準備工程と、機械加工工程と、窒化処理工程とを含む。窒化用鋼準備工程には、必要に応じて金属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。

［窒化用鋼準備工程］
本開示に係る窒化用鋼の化学組成を満たす溶鋼を製造する。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。ビレットを得る際の熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。

以上のようにして得られたビレットを用いて、以下のように、熱間圧延、又は熱間鍛造を行うことにより、本開示係る窒化用鋼を得ることができる。

（１）熱間圧延による窒化用鋼の製造
ビレットを一般的な条件で加熱して、熱間圧延を行う。加熱温度は、例えば、１０００～１３００℃である。熱間圧延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、ロール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。

得られた圧延材を直接切削加工する場合は、熱間圧延後の金属組織が所定の組織となるように熱間圧延の仕上げ温度と冷却速度を調整する。具体的には、熱間圧延の仕上げ温度を１０００℃以上として、１０００℃から５００℃までの冷却速度を０．１～０．５℃／秒になるように徐冷する。このような冷却速度は、熱間圧延後の鋼素材を冷却する際に断熱を目的としたカバーをかぶせる等すれば、容易に達成できるものであり、生産速度にも大きな影響はない。ただし、ここで述べた熱間圧延条件は、鋼材の微細組織を調整するための一例であり、金属組織の面積率が本開示で規定する範囲内である限りは、この条件でなくともよい。

（焼ならし）
熱間圧延後の組織が目的の金属組織にならなかった場合は、熱間圧延後に、十分な量の初析フェライトを生成させるために熱処理を行う。具体的には、８６０～９４０℃で加熱した後に、加熱温度から５００℃までの平均冷却速度が０．５～２．０℃／秒となるように冷却する。このような冷却速度は大気中での放冷で達成できる。加熱温度が９４０℃を超える場合は、大気中で放冷するだけでは、初析フェライトが十分に生成しない場合があるため、カバー徐冷などで冷却速度を０．１～０．５℃／秒となるように遅くすることが望ましい。ここで述べた焼ならし条件は、鋼材の微細組織を調整するための一例であり、金属組織の面積率が本開示で規定する範囲内である限りは、この条件でなくともよい。

以上のようにして、圧延材（例えば、棒鋼）として、本開示に係る窒化用鋼を得ることができる。

（２）熱間鍛造による窒化用鋼の製造
ビレットを一般的な条件で加熱して、熱間圧延して得られた圧延材に熱間鍛造を施す。なお、圧延材として、本開示に係る窒化用鋼の要件を満足するものを用いてもよい。

熱間鍛造により圧延材を窒化部品粗形材に成型する。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、好ましい加熱温度は１０００～１３００℃である。
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。

熱間鍛造後の窒化部品粗形材を直接切削加工する場合は、熱間鍛造後の組織が所定の組織となるように熱間鍛造の仕上げ温度と冷却速度を調整する。具体的には、熱間鍛造の仕上げ温度を１０００℃以上として、１０００℃から５００℃までの冷却速度を０．１～０．５℃／秒になるように徐冷すればよい。このような冷却速度は、熱間鍛造後の素材を冷却する際に断熱を目的としたカバーをかぶせる等すれば、容易に達成できるものであり、生産速度にも大きな影響はない。ただし、ここで述べた熱間鍛造条件は、鋼材の微細組織を調整するための一例であり、金属組織の面積率が本開示で規定する範囲内である限りは、この条件でなくともよい。

（焼ならし）
焼ならしについては、熱間圧延による窒化用鋼の製造において上述した通りである。

以上のようにして、鍛造材（例えば、棒鋼）として、本開示に係る窒化用鋼を得ることができる。

［機械加工工程］
上述のようにして得られた窒化用鋼に対して機械加工を実施して所定の窒化部品形状にする。機械加工としては切削加工、研削加工等で所定の形状に加工する。

［窒化処理工程］
機械加工された窒化用鋼に対して、窒化処理を実施する。本開示においては、周知の窒化処理が採用されてよい。窒化処理は、例えば、ガス窒化、塩浴軟窒化、イオン窒化等である。窒化中に炉内に導入するガスは、ＮＨ_３のみであってもよいし、ＮＨ_３と、Ｎ_２及び／又はＨ_２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、本開示において、「窒化」とは「軟窒化」も含む。
ガス軟窒化処理を実施する場合、例えば、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時間均熱する。

以上のようにして、本開示に係る窒化部品を得ることができる。

以下、本開示について実施例を挙げて具体的に説明する。ただし、これら各実施例は、本開示を制限するものではない。

真空溶解炉を用いて表１に示す化学組成を有する鋼Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｑ及びＲの１００ｋｇのインゴット、並びに鋼Ｃ及びＥ～Ｐ、Ｓ、Ｔの５０ｋｇのインゴットを製造した。
各インゴットを１２５０℃に加熱した。加熱されたインゴットを３５ｍｍ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。熱間鍛造した直径３５ｍｍの棒鋼は、試験番号１～１７、２０、２２及び２４については、表２に示す熱処理（温度８８０～９８０℃に１ｈ加熱した後に放冷する焼ならし処理）を施した。試験番号１８、１９、２１及び２３については、鍛造ままとした。

各棒鋼から、Ｒ１及び深さ１ｍｍの環状切欠きのついた直径１０ｍｍの平行部を有する回転曲げ疲労試験片（図１、同図中の数値の単位はｍｍ）と、１３ｍｍ×１３ｍｍ×５０ｍｍの角棒試験片と、直径２６ｍｍ及び幅２８ｍｍの試験部を有するローラーピッチング試験用の小ローラー試験片（図２、同図中の数値の単位はｍｍ）と、直径３０ｍｍ及び長さ３００ｍｍの切削試験片を作製した。
回転曲げ疲労試験片と角棒試験片は棒鋼の中心と外周部との中点付近から作製した。小ローラー試験片と切削試験片は棒鋼の中心から作製した。なお、後述する回転曲げ疲労試験において、十分に高い回転曲げ疲労強度が得られておらず、十分な面疲労強度も得られる見込みのない一部の試験番号については、ローラーピッチング試験は行っていない。
小ローラーの相手材として、直径１３０ｍｍ、幅１８ｍｍ、外周部の幅方向のクラウニングＲが１５０である大ローラー試験片を作製した。素材は、市販のＳＵＪ２鋼として、焼入焼戻し後に、上記の寸法となるように機械加工した。

作製した試験片のうち、切削試験片と、角棒試験片の一部を除いた試験片は５９０℃×２ｈのガス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。
軟窒化後の回転曲げ疲労試験片と小ローラー試験片は両端の掴み部が平行になるように、掴み部を機械加工で仕上げた。

各試験番号の各種試験片を用いて、次の試験を実施した。

［ビッカース硬さ測定］
軟窒化前の角棒試験片のビッカース硬さを以下のようにして測定した。
軟窒化前の角棒試験片の長手方向の端部より１０ｍｍ位置を長手方向に垂直に切断してサンプル（１３ｍｍ×１３ｍｍ×１０ｍｍ）を採取した。サンプルの切断面が被検面となるように樹脂に埋め込んで、サンプルの上記断面を研磨する。サンプルの上記断面において、角棒試験片の厚み方向の中心部の無作為に選択した５点について、ＪＩＳ Ｚ２２４４－１：２０２０に従って、試験力を２．９４Ｎとして、ビッカース硬さを測定した。上記５点で得られたビッカース硬さの平均値を求め、軟窒化前の角棒試験片のビッカース硬さとした。軟窒化前のビッカース硬さを「芯部のビッカース硬さ」と呼ぶことがある。

また、軟窒化後の角棒試験片の表層部のビッカース硬さを以下ようにして測定した。
軟窒化後の角棒試験片の長手方向の端部より１０ｍｍの位置を長手方向に垂直に切断してサンプル（１３ｍｍ×１３ｍｍ×１０ｍｍ）を採取した。サンプルの切断面が被検面となるように樹脂に埋め込んで、サンプルの上記断面を研磨した。サンプルの上記断面において、角棒試験片の表面から、その表面に垂直な深さ方向に５０μｍの位置で無作為に選択した５点について、ＪＩＳ Ｚ２２４４－１：２０２０に従って、試験力を２．９４Ｎとして、ビッカース硬さを測定した。上記５点で得られたビッカース硬さの平均値を求め、軟窒化後の角棒試験片の表層部のビッカース硬さとした。

［金属組織の面積率］
ビッカース硬さ測定後の金属組織の面積率を以下のようにして測定した。
軟窒化前の角棒試験片のビッカース硬さの測定に用いたサンプルの上記断面をナイタール液で腐食して金属組織を現出させた。次いで、上記断面の厚み方向の中心部を光学顕微鏡（２００倍）で観察し、無作為に選択した５視野の光学顕微鏡像を取得した。そして、各光学顕微鏡像について金属組織を分別し、点算法により各金属組織の面積率を求めた。各金属組織について５つの光学顕微鏡像から得られた面積率の平均値を求め、軟窒化前の角棒試験片の金属組織の面積率とした。

［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を用いて、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。具体的には、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１．０×１０^７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回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）と定義した。回転曲げ疲労強度が５００ＭＰａ以上である場合、回転曲げ疲労強度に優れると判断した。

［ローラーピッチング試験］
上述の窒化処理がされた小ローラー試験片と大ローラーを、回転軸が平行になるように外周部を押し当てながら、滑り率４０％のローラーピッチング試験に供した。小ローラーの周速は１５００ｒｐｍである。接触部には油を吹き付けながら試験を行い、小ローラーの回転数が２．０×１０^７回までピッチングが起こらなかった試験の内、最も高い面圧をその試験番号の面疲労強度（ＭＰａ）と定義した。１ｍｍ以上の剥離が生じた状態をピッチングとみなした。面疲労強度が２０００ＭＰａ以上である場合、面疲労強度に優れると判断した。

［切削試験］
切削試験片の外周部をＮＣ旋盤で旋削加工した。チップブレーカのついたＰＶＤコーティングした超硬工具を用い、切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ、送りは０．５ｍｍ／ｒｅｖ、切込みは１．５ｍｍとした。水溶性潤滑剤で潤滑し、旋削加工時の切削抵抗の主分力と送り分力と背分力との合力で被削性を評価した。切削抵抗が１２００Ｎ以下である場合、被削性に優れると判断した。

各試験結果を表２に示す。
表２において、軟窒化前の角棒試験片のビッカース硬さについては「芯部」、軟窒化後の角棒試験片の表層部のビッカース硬さについては「表層部」と示す。また、「Ｆ」は初析フェライト、「Ｂ」はベイナイト、「Ｐ」はパーライトを表す。

表１及び表２において、下線を付した数値は、本開示に規定の範囲から外れることを意味する。Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏの各含有量は、０．０１％である場合、不純物であり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｐｂ、Ｂｉ及びＣａの各含有量は、「＜」として記載されている場合、不純物である。

［試験結果］
試験番号１～８は、本開示の規定の範囲内である例であり、曲げ疲労強度が５００ＭＰａ以上、面疲労強度が２０００ＭＰａ以上と高く、かつ、切削抵抗が１２００Ｎ以下と低かった。このように、試験番号１～８は、被削性に優れ、かつ、窒化後の疲労特性が高かった。

これに対して、本開示の規定の範囲から外れた例である試験番号９～２４では、疲労特性及び被削性の少なくとも一方が劣っていることがわかる。

具体的には、試験番号９は、Ｍｎが少ない鋼種Ｉを用いた例であり、焼入れ性が低いため、ベイナイトの面積率が低く、また、パーライトの面積率が高くなり、切削抵抗が高かった。また、試験番号９は、曲げ疲労強度及び面疲労強度も低かった。

試験番号１０は、Ｍｎが多い鋼種Ｊを用いた例であり、焼入れ性が過度に高いため、ベイナイトの面積率が高く、また、初析フェライトの面積率が低く、更に芯部のビッカース硬さが高くなり、切削抵抗が高かった。

試験番号１１は、Ｃｒが少ない鋼種Ｋを用いた例であり、窒化後の表層部の硬さが低いため、曲げ疲労強度が低かった。

試験番号１２は、Ｃｒが多い鋼種Ｌを用いた例であり、焼入れ性が過度に高いため、ベイナイトの面積率が高く、また、初析フェライトの面積率が低くなり、切削抵抗が低かった。

試験番号１３は、Ｃが多い鋼種Ｍを用いた例であり、芯部のビッカース硬さが高かった。また、鋼種ＭはＤ値が大きいため、上記の熱処理条件では、ベイナイトの面積率が１００％となり、初析フェライト組織を得ることができなかった。その結果、試験番号１３は、切削抵抗が高かった。

試験番号１４は、Ｖが少ない鋼種Ｎを用いた例であり、窒化後の表層部、及び芯部のビッカース硬さが低く、曲げ疲労強度及び面疲労強度が低かった。

試験番号１５は、Ｓｉが少ない鋼種Ｏを用いた例であり、初析フェライトの面積率が低く、また、ベイナイトの面積率が高くなり、芯部のビッカース硬さ高かった。その結果、試験番号１５は、切削抵抗が高かった。

試験番号１６は、Ｄ値が大きい鋼種Ｐを用いた例であり、上記の熱処理条件では、ベイナイトの面積率が１００％となり、初析フェライト組織を得ることができず、芯部のビッカース硬さが高かった。その結果、試験番号１６は、切削抵抗が高かった。

試験番号１７は、Ｍｎ及びＣｒが少ない鋼種Ｑを用いた例であり、焼入れ性が低いため、ベイナイトの面積率が低く、また、鋼種ＱはＶを含まないため、強度を高めることができず、芯部のビッカース硬さが低かった。その結果、試験番号１７は、曲げ疲労強度及び面疲労強度が低かった。

試験番号１８は、Ｍｎ及びＣｒが少ない鋼種Ｒを用いた例であり、焼入れ性が低いため、ベイナイトが生成しなかった。また、鋼種ＲはＤ値が小さいため、上記の熱処理条件では、ベイナイトを生成させることができなかった。その結果、試験番号１８は、切削抵抗が高かった。また、試験番号１８は、曲げ疲労強度も低かった。なお、鋼種Ｒは、芯部のビッカース硬さを高めるＣを多く含むが、ベイナイトが生成しなかったため、試験番号１８の芯部のビッカース硬さは過度に高まることなく、２３３ＨＶであった。

試験番号１９は、Ｍｎ及びＣｒが少ない鋼種Ｓを用いた例であり、焼入れ性が低いため、ベイナイトが生成しなかった。また、鋼種ＳはＤ値が小さいため、上記の熱処理条件では、ベイナイトを生成させることができなかった。更に、鋼種Ｓは、Ｓｉを多く含んでいた。その結果、試験番号１９は、切削抵抗が高かった。また、試験番号１９は、曲げ疲労強度も低かった。なお、鋼種Ｓは、芯部のビッカース硬さを高めるＣを多く含むが、ベイナイトが生成しなかったため、試験番号１９の芯部のビッカース硬さは過度に高まることなく、２４４ＨＶであった。

試験番号２０は、Ｄ値が小さい鋼種Ｔを用いた例であり、上記の熱処理条件では、ベイナイトの生成量が少なく、芯部のビッカース硬さが低かった。その結果、試験番号２０は、曲げ疲労強度が低かった。

試験番号２１は、鋼種Ｂを用いて熱処理条件を変更（鍛造まま）し、ベイナイトの面積率を１００％とした例である。その結果、試験番号２１は、芯部のビッカース硬さが高くなり、切削抵抗が高かった。

試験番号２２は、鋼種Ｂを用いて熱処理条件を変更（９８０℃に加熱後、焼ならし）し、ベイナイトの面積率を９７％と高くした例である。その結果、試験番号２２は、芯部のビッカース硬さが高くなり、切削抵抗が高かった。

試験番号２３は、鋼種Ｄを用いて熱処理条件を変更（鍛造まま）し、ベイナイトの面積率を１００％とした例である。その結果、試験番号２３は、芯部のビッカース硬さが高くなり、切削抵抗が高かった。

試験番号２４は、鋼種Ｂを用いて熱処理条件を変更（９８０℃に加熱後、焼ならし）し、ベイナイトの面積率を１００％とした例である。その結果、試験番号２４は、芯部のビッカース硬さが高くなり、切削抵抗が高かった。
鋼種Ｂを用いた試験番号２、２１及び２２の比較、更に、鋼種Ｄを用いた試験番号４、２３及び２４の比較から、熱処理による金属組織の制御により、切削抵抗を低減し、被削性を高めることができることが分かった。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１０～０．２３％、
   Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
   Ｍｎ：１．５０～２．１５％、
   Ｓ：０．００５～０．０５０％、
   Ｃｒ：０．５０～０．９０％、
   Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
   Ｖ：０．０５～０．２５％、
   Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、及び
   Ｐ：０．０５０％以下を含有し、
   残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
   下記式（１）で表される焼入性の指標であるＤ値が８．５～２１.０であり、
   金属組織は、面積率で、
   ベイナイトが３０％以上９５％未満であり、
   初析フェライトが５％超であり、
   パーライトが２０％未満であり、
   ビッカース硬さが２００～２６０ＨＶである窒化用鋼。
   Ｄ＝√Ｃ×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１０Ｍｎ）×（１＋２．８３Ｐ）×（１－０．６２Ｓ）×（１＋２．３３Ｃｒ）×（１＋０．５２Ｎｉ）×（１＋３．１４Ｍｏ）×（１＋０．２７Ｃｕ）×（１＋２．５Ｖ）・・・式（１）
   但し、式（１）中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
2. 質量％で、
   Ｔｉ：０．００５％以下、
   Ｎｂ：０．００５％以下、
   Ｍｏ：０．１０％以下、
   Ｃｕ：０．３０％以下、
   Ｎｉ：０．３０％以下、
   Ｃａ：０．００５０％以下、
   Ｐｂ：０．０９％以下、及び
   Ｂｉ：０．２０％以下
   の１種又は２種以上を含有する請求項１に記載の窒化用鋼。
3. 請求項１又は請求項２に記載の化学組成、金属組織及びビッカース硬さを有する芯部と、前記芯部の化学組成よりもＮ含有量が多い表層部とを含む窒化部品。

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