JP3792341B2 - 冷間鍛造性及び耐ピッチング性に優れた軟窒化用鋼 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は冷間鍛造性及び耐ピッチング性に優れた軟窒化用鋼に関し、詳細には、軟窒化処理前には優れた冷間鍛造性を示し、軟窒化処理後には優れた耐ピッチング性を発揮して、浸炭材と同等以上の耐摩耗性及び耐疲労性を有する軟窒化用鋼に関するものである。本発明の軟窒化用鋼は、例えば歯車，継ぎ手，シャフト等の様に、熱処理時に歪みが発生することを嫌う構造用部品に利用でき、特に使用時に高い面圧のかかる歯車等の部品に好適である。
【０００２】
【従来の技術】
機械構造用部品の中でも歯車やシャフト等の様に耐摩耗性及び耐疲労性が要求される部品については、浸炭処理が施されて用いられている。浸炭処理は、鋼材をオーステナイト化温度以上に加熱し、炭素を鋼中に侵入拡散させ、その後急冷することによりマルテンサイト主体の組織とする方法であり、浸炭後の焼入れ時に大きな歪みが発生する。このような浸炭処理で発生する熱処理歪みを抑制する方法としては、窒化法がある。窒化法によればＡ1 変態点温度以下の温度で表面硬化処理を行うことができ、一般的には、５００〜５２５℃のアンモニアガスまたは窒素ガスの雰囲気中で、鋼表面から内部に窒素を侵入させるという方法を採用することにより極めて高い表面硬さを得ることができる。但し、窒化処理には非常に長い時間が必要であり、例えば０．２ｍｍ以上の硬化層深さを得るには５０時間以上を必要とする。そこで処理時間の短縮を目的として軟窒化法が開発されている。軟窒化法は、溶融シアン塩浴（５７０℃）を用いて、この塩浴中に空気を吹き込みつつ窒化処理を行う方法である。また上記の様なシアン化合物を用いたくない場合には、ＲＸガス（例えばＣＯ：２０％，Ｈ2 ：４０％，Ｎ2 ：４０％の組成を有するガス）とＮＨ3 ガスを１：１の割合で混合した雰囲気中で窒化処理を行う方法を採用すればよいことが知られている。
【０００３】
前記の様な窒化処理に用いる窒化用鋼としては、ＪＩＳ規格鋼のＳＡＣＭ６４５があり、その他にも機械構造用合金鋼のＳＣＭ４３５や機械構造用炭素鋼であるＳ４５Ｃ等に窒化処理が施されて用いられている。
【０００４】
但し、これらの窒化用鋼に対して、軟窒化処理を施した場合には、有効硬化層深さが浅く、高い面圧のかかる歯車等に用いると、鋼の硬化層部と芯部の境界で剥離が生じ易いという問題を有していた。即ち、従来の窒化用鋼に軟窒化処理を施すと、浸炭材に比較して耐ピッチング性や耐スポーリング性等の耐面圧性（以下、代表的に耐ピッチング性という）が劣ることが指摘されていた。そこで軟窒化処理により浸炭材と同程度の耐ピッチング性を得ることが可能な軟窒化用鋼の開発を目的として種々の研究がなされており、例えば特開平６−２６４１７８号公報には、ＶやＡｌ等の合金化元素を増量して添加することにより、ＳＣＭ４３５やＳ４５Ｃと比較して深い有効硬化層深さを得ることができ、浸炭材と同程度の耐ピッチング性を有する軟窒化用鋼が開示されている。
【０００５】
ところで、切削加工工程を省略することにより構造用部品の製造コストを削減するという観点から、切削加工を行うことなく冷間鍛造により目的とする形状に加工する所謂ネットシェイプ加工が可能な鋼材の開発が要望されており、上記軟窒化用鋼に対しても、より優れた冷間鍛造性が要求されている。軟窒化用鋼の冷間鍛造性の向上を目的とした技術としては、特開平５−１７１３４７号公報に開示されている軟窒化用鋼が挙げられる。この技術によれば、圧延後の硬さをＨｖ２００以下とし、軟窒化処理後の表面硬さをＨｖ６００以上、有効硬化層深さを０．２ｍｍ以上にすることができ、優れた冷間鍛造性を得ることができる。但し、上記軟窒化用鋼の芯部硬さはＨｖ２００以下であることから芯部と表層部の硬度差が大きく、特に高面圧のかかる歯車等の部品に適用した場合には十分な耐ピッチング性が得られなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼であって、高面圧のかかる歯車等の部品に適用した場合であっても十分な耐ピッチング性を発揮する軟窒化用鋼を提供しようとするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決した本発明とは、低炭素鋼からなる軟窒化用鋼であって、Ｃｕを２．０％以下（０％を含まない）及びＮｉを２．０％以下（０％を含まない）含有すると共に、フェライトの面積率が５０面積％以上であり、且つフェライトの平均粒径が４０μｍ以下であることを要旨とするものである。
【０００８】
具体的な化学成分としては、Ｃ：０．２％以下（０％を含まない），Ｓｉ：０．１５％以下（０％を含まない），Ｍｎ：２．０％以下（０％を含まない），Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない），Ｓ：０．０３０％以下（０％を含まない），Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない），Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない），Ａｌ：１．０％以下（０％を含まない），Ｎ：０．０３０％以下（０％を含まない）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることが好ましい。
【０００９】
更に、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない），Ｍｏ：２．０％以下（０％を含まない），Ｖ：２．０％以下（０％を含まない），Ｎｂ：１．５％以下（０％を含まない），Ｔｉを０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有させることによりフェライト面積率を高めて冷間鍛造性の向上を図ることができ、中でもＴｉの添加は耐ピッチング性を向上させる上でも有効である。
【００１０】
またＣａ：０．０１％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．０８％以下（０％を含まない），Ｔｅ：０．０８％以下（０％を含まない），Ｂｉ：０．０８％以下（０％を含まない），Ｐｂ：０．３０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有させることにより、被削性の向上を図ることができる。
【００１１】
尚、本発明においてフェライトとは、ポリゴナルフェライトまたはアシキュラーフェライトのことであり、フェライト相以外の組織を限定するものではなく、パーライト，ベイナイト，マルテンサイト等の単相または混合相のいずれでも良い。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、軟窒化処理前の冷間鍛造性を高めてネットシェイプ加工を可能にすると共に、軟窒化処理後には優れた耐ピッチング性を発揮する軟窒化用鋼の開発を目的として鋭意研究を重ねた結果、軟窒化処理前の冷間鍛造性を高めるには冷間鍛造前のフェライトの面積率を５０面積％以上とすると共に、軟窒化処理後に十分な耐ピッチング性を得るには成分組成としてＣｕを含有させ、且つフェライトの平均粒径を４０μｍ以下に制御すればよいことを見出し本発明に想到した。尚、化学成分としてＣｕを含有すると熱間圧延時に割れが発生し易いので、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を抑制する上で、Ｎｉを添加させることが必要である。
【００１３】
また軟窒化処理前の冷間鍛造性を高めるには、変形抵抗を大きくする元素の添加を抑制することが必要であり、具体的にはＳｉ及びＰの含有量を制限することにより変形抵抗を小さくし、Ｓ含有量を制限することにより変形能の向上を図ることが望ましい。更に、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ等の炭窒化物形成元素を含有させれば、炭窒化物の凝集を促進して圧延材におけるフェライト面積率を高めることができるので、冷間鍛造性の向上に効果的である。
【００１４】
一方、十分な耐ピッチング性を確保するには、窒化処理後の芯部硬さを高めて芯部と表層部の硬度差を小さくすると共に、有効硬化層深さを深くすることが必要である。冷間鍛造性の観点からフェライト面積率を５０面積％以上としている組織において、芯部硬さを高めるには、時効硬化元素であるＣｕを含有させることが重要である。即ち、窒化処理時に、鋼中に微細なＣｕを析出させることにより芯部硬さを確保することができる。
【００１５】
また、窒化処理時において、ＣやＮはフェライト粒界に沿って拡散するので、フェライトの平均粒径をできるだけ小さくすれば、ＣやＮの拡散を促進することができ、短時間でより深い有効硬化層深さを得ることができる。具体的には、フェライトの平均粒径を４０μｍ以下とすることが重要である。
以下、本発明に係る軟窒化用鋼の化学成分に関して説明する。
【００１６】
Ｃ：０．２％以下（０％を含まない）
Ｃは、所望の芯部硬さと有効硬化層深さを得る為の必須元素である。但し、多過ぎると冷間鍛造性が悪化するので上限は０．２％とすることが望ましい。
【００１７】
Ｓｉ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、溶製時の脱酸剤として有用な元素であるが、多過ぎると冷間鍛造時の変形抵抗が大きくなるので、上限を０．１５％とすることが望ましい。
【００１８】
Ｍｎ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｍｎは、溶製時の脱酸剤として有用な元素であるが、多過ぎると冷間鍛造性が低下するので、上限を２．０％とすることが望ましく、１．５％以下であるとより望ましい。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％である。
【００１９】
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）
Ｐは冷間鍛造時の変形抵抗を高める元素である。従って、冷間鍛造性を確保する上で、上限を０．０１５％とすることが望ましく、０．０１０％以下であればより望ましい。
【００２０】
Ｓ：０．０３０％以下（０％を含まない）
ＳはＭｎＳを生成し、被削性の向上に寄与する元素であるが、多過ぎると冷間鍛造時の変形能が低下するので上限は０．０３０％とすることが望ましい。冷間鍛造性をより一層向上させるには０．０１５％以下とすることが好ましく、０．０１０％以下であればより好ましい。
【００２１】
Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｃｕは窒化処理時における芯部の時効硬化に寄与する元素であり、本発明の軟窒化用鋼では必須元素である。但し、多過ぎると熱間脆性を生じて製造過程中に割れが発生するので、上限を２．０％に定めた。好ましくは、１．０％以下である。尚、時効硬化により十分な芯部硬さを得るには、０．２％以上含有させることが望ましい。
【００２２】
Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）
ＮｉはＣｕ添加による熱間脆性を抑制するのに有効な元素であり、本発明の軟窒化用鋼では必須元素である。但し、過剰に添加すると切削性が急激に低下するので上限は２．０％とすることが必要である。
【００２３】
Ａｌ：１．０％以下（０％を含まない）
Ａｌは窒化処理時に侵入してくるＮと化合物を形成して、表面硬さを上げるのに有効な元素である。但し、多過ぎると生産性が悪化しコストの増加を招くので１．０％を上限に設定した。好ましくは、０．５％以下である。尚、十分な表面硬さを得るには０．０１５％以上添加することが望ましい。
【００２４】
Ｎ：０．０３０％以下（０％を含まない）
Ｎは鋼中でＡｌやＶ，Ｔｉ，Ｎｂ等と結合して窒化物を生成し、結晶粒の粗大化を抑制する効果を発揮する。但し、多過ぎても効果は飽和するので、０．０３％を上限に設定した。尚、十分な効果を発揮させるには、０．００３％以上含有させることが望ましい。
【００２５】
本発明の軟窒化用鋼は、上記の元素を含有して残部がＦｅ及び不可避的不純物であることが推奨されるが、以下に説明する理由から、更に、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｔｅ，Ｂｉ，Ｐｂのいずれか１種以上を添加することが望ましい。
【００２６】
Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｍｏ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｖ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｎｂ：１．５％以下（０％を含まない）
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂはいずれも炭窒化物形成元素であり、圧延材で炭窒化物の凝集を促進することによりフェライト面積率を高める作用を有するので、添加することにより冷間鍛造性の向上を図ることができる。
【００２７】
上記炭窒化物形成元素の中でも、Ｃｒは窒化処理時に炭窒化物を形成し、表面硬さを高める上でも有効である。但し、多過ぎるとＣｒが粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより靭性を劣化させるので、上限は２．０％とすることが望ましい。
【００２８】
また、Ｍｏを含有させることにより冷間鍛造性を向上させる効果は２．０％を超えると飽和してくるのでＭｏの含有量は２．０％以下で十分である。
【００２９】
Ｖは冷間鍛造性を向上させる効果に加え、窒化処理時にＣ及びＮと結合して炭窒化物を生成し、表面硬さを高めると共に、有効硬化層深さを深くする元素である。但し、多過ぎると被削性の低下を招くので、上限は２．０％とすることが望ましい。
【００３０】
ＮｂもＶと同様、冷間鍛造性を向上させる効果に加え、窒化処理時にＣ及びＮと結合して炭窒化物を生成し、表面硬さを高めると共に、有効硬化層深さを深くする元素である。更に、結晶粒の微細化にも有効である。但し、多過ぎても冷間鍛造性の劣化を招くので、上限は１．５％とすることが望ましい。
【００３１】
Ｔｉ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｔｉも炭窒化物形成元素であり、圧延材で炭窒化物の凝集を促進することによりフェライト面積率を高め、冷間鍛造性の向上に寄与する。しかも、Ｎと結合してＴｉ窒化物を生成し、結晶粒の微細化にも有効であることから耐ピッチング性の向上にも効果的である。但し、多過ぎるとピッチング寿命が短くなると共に、被削性が低下するので上限を０．５％とすることが望ましく、０．１％以下であることがより望ましい。尚、Ｔｉ添加の効果を有効に発揮させるには、０．００５％以上添加することが望ましい。
【００３２】
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｚｒ：０．０８％以下（０％を含まない）
Ｔｅ：０．０８％以下（０％を含まない）
Ｂｉ：０．０８％以下（０％を含まない）
Ｐｂ：０．３０％以下（０％を含まない）
Ｃａ，Ｚｒ，Ｔｅ，Ｂｉ，Ｐｂはいずれも被削性を向上させる効果を有する元素である。
Ｃａは添加することにより硬質介在物を軟質な介在物で包むことができ被削性が向上する。但し、０．０１％を超えると効果は飽和するので、０．０１％以下の添加で十分である。Ｚｒは、被削性の向上効果に加え、ＭｎＳを球状化させる作用も有するので鋼材の異方性を改善する上でも有効である。但し、０．０８％を超えると効果は飽和するので、０．０８％以下の添加で十分である。Ｔｅ及びＢｉの被削性向上効果も、夫々０．０８％を超えると飽和するので、０．０８％以下の添加で十分である。Ｐｂは被削性を向上させる上で有効な元素であるが、０．３０％を超えるとピッチング寿命が短くなり、疲労強度が低下するので０．３０％を上限とすることが望ましい。
【００３３】
更に、本発明の軟窒化用鋼に重要な組織であるフェライトの面積率と平均粒径の限定理由について説明する。
フェライト面積率≧５０面積％
窒化処理前の冷間鍛造性を高めるためには、冷間鍛造前の組織をフェライト主体の組織とすることが必要であり、少なくとも面積率で５０面積％以上が不可欠であり、７０面積％以上であれば好ましく、８０％面積以上であればより好ましい。
【００３４】
フェライト面積率は、例えば組織を光学顕微鏡を用いて組織観察を行い、画像解析により視野内におけるフェライト部分の占有面積率を求めればよい。後述の実施例では光学顕微鏡により４００倍で任意に５視野の組織観察を行い、その平均値をフェライト面積率とした。
【００３５】
フェライト平均粒径が４０μｍ以下
窒化処理時、Ｃ及びＮはフェライト粒界に沿って優先的に拡散するため、フェライト粒が小さい程、窒化処理時にＣ及びＮの拡散が促進される。即ち、フェライトの平均粒径を小さくすることによりＣ及びＮの拡散が促進され、短時間で深い有効硬化層深さを得ることができる。この効果を得るにはフェライト平均粒径を４０μｍ以下とする必要があり、３５μｍ以下であると望ましい。
【００３６】
但し、フェライト粒径が２０μｍ未満の場合、圧延時にＣｕが析出し、時効処理により硬さ上昇に有効に寄与するＣｕ量が少なくなる。この場合には、圧延後に析出したＣｕを鋼中に再度溶解させる溶体化処理を施した後に、冷間鍛造を行うことにより、窒化処理時に鋼中に微細なＣｕを析出させることができ、冷間鍛造性を確保したままで芯部硬さを高めることができる。
【００３７】
尚、本発明において、フェライトの平均粒径とは、以下の計算式で算出されたフェライト粒径の平均値であり、例えば後述の実施例では、光学顕微鏡を用いてランダムに５視野の組織観察（倍率：４００倍）を行い、１視野当り１０か所のフェライト粒径を測定し、平均化することによりフェライト平均粒径を測定した。
フェライト粒径＝1/2（フェライト粒の長径＋短径）
【００３８】
またフェライト平均粒径を４０μｍ以下にするには、圧延前の加熱温度を１１００℃以上とし、圧下率を３０％以上、圧延仕上げ温度９５０℃で圧延を行い、圧延仕上げ後の冷却速度を０．３〜１００℃／sec に制御する方法を採用すればよい。
【００３９】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の主旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００４０】
【実施例】
実施例１
表１に成分組成を示すＮｏ．１〜２３の鋼材を用い、冷間鍛造性評価の指標として変形抵抗と割れ発生加工率を調べた。変形抵抗測定用の試験片は、上記鋼材を夫々５０ｋｇ溶製しφ３５ｍｍに熱間鍛造した後、焼きならし処理（９００℃で１時間加熱後、空冷）を行い、次いでφ２０ｍｍ×３０ｍｍに機械加工した丸棒を用い、割れ発生加工率の測定は、図１に示す形状に機械加工した試験片を用いた。但し、Ｎｏ．１４及びＮｏ．１５の試験片には、上記焼きならし処理に代えて９００℃で１時間加熱した後水冷する溶体化処理を施し、Ｎｏ．１６及びＮｏ．１７の試験片には、上記焼きならし処理に代えて、９００℃で１時間加熱した後に衝風冷却して機械加工を行い、Ｎｏ．２２及びＮｏ．２３の試験片は、上記焼きならし処理後、球状化処理を施して機械加工を行った。
変形抵抗の値と割れ発生加工率は、各鋼材のフェライト面積率及びフェライト平均粒径と共に、表１に示す。
【００４１】
【表１】
【００４２】
Ｎｏ．２１〜２３は従来材であって、Ｎｏ．２１はＪＩＳ規格鋼であるＳＷＲＣＨ１０，Ｎｏ．２２はＳ４５Ｃ球状化材，Ｎｏ．２３はＳＣｒ４２０球状化材であり、いずれも加工率６０％における変形抵抗は７００Ｎ／ｍｍ2 未満であると共に、割れ発生加工率が６０％以上であり、冷間鍛造性に優れている。
【００４３】
Ｎｏ．１〜１５は、本発明に係る鋼材であり、いずれも上記従来鋼と同様、加工率６０％における変形抵抗は７００Ｎ／ｍｍ2 未満であると共に、割れ発生加工率が６０％以上であり、冷間鍛造性に優れている。
【００４４】
Ｎｏ．１６及びＮｏ．１７は、フェライト面積率が低過ぎる場合の比較例であり、変形抵抗が７００Ｎ／ｍｍ2 以上であると共に、割れ発生加工率が６０％未満であり冷間鍛造性が乏しい。Ｎｏ．１８は、Ｓｉ量が多過ぎる場合の比較例であり、変形抵抗が７００Ｎ／ｍｍ2 以上と大きく、割れ発生加工率も低い。Ｎｏ．１９はＰ量が多過ぎる場合の比較例であり、割れ発生加工率は６０％以上であるが、変形抵抗が７００Ｎ／ｍｍ2 以上と大きくなっている。Ｎｏ．２０は、Ｓ量が多過ぎる場合の比較例であり、変形抵抗は７００Ｎ／ｍｍ2 未満であるが、割れ発生加工率が低い。
【００４５】
実施例２
表２に成分組成を示す鋼材を夫々５０ｋｇ溶製しφ６５ｍｍに熱間鍛造した後、焼きならし処理（９００℃で１時間加熱後、空冷）を施し、次いで機械加工を行いφ６０ｍｍ×５ｍｍで仕上げ面粗さが２Ｓのスラスト型転動疲労試験用試験片を作製した。但し、Ｎｏ．１４及びＮｏ．１５の試験片には、上記焼きならし処理に代えて９００℃で１時間加熱した後水冷する溶体化処理を施し、Ｎｏ．１６の試験片には、上記焼きならし処理に代えて、９００℃で１時間加熱した後に衝風冷却して機械加工を行い、Ｎｏ．２２及びＮｏ．２３の試験片は、上記焼きならし処理後、球状化処理を施して機械加工を行った。
【００４６】
次にＮｏ．２３以外の試験片は、ＲＸガス：ＮＨ3 ＝１：１のガス雰囲気中において５７０℃で８時間加熱する軟窒化処理を施し、空冷した。Ｎｏ．２３の試験片は、９２５℃で３時間の浸炭処理を施し、油焼入れ（１３０℃）を行った後、１８０℃で２時間の焼戻し処理を行った。
【００４７】
以上の軟窒化処理又は浸炭処理を施した後、芯部硬さ及び有効硬化層深さを測定すると共に、スラスト型転動疲労試験機を用いて面圧４０００Ｎ／ｍｍ2 で転動疲労寿命を測定した。測定結果は、各鋼材のフェライト面積率及びフェライト平均粒径と共に、表２に示す。
【００４８】
【表２】
【００４９】
Ｎｏ．２３はＪＩＳ規格鋼ＳＣｒ４２０に浸炭処理を施した従来の浸炭材である。
本発明に係る窒化用鋼（Ｎｏ．１，９，１０，１２，１４，１５）は、いずれも芯部硬さがＨｖ２００以上であると共に、有効硬化層深さが０．２ｍｍ以上であり、しかも上記浸炭材（Ｎｏ．２３）と同等以上の転動疲労寿命を有している。換言すれば、本発明の軟窒化用鋼は耐ピッチング性に優れ、しかも耐疲労性が高い。
従来材であるＳＷＲＣＨ１０（Ｎｏ．２１）及びＳ４５Ｃ球状化材（Ｎｏ．２２）は、いずれも芯部硬さが低く、転動疲労寿命が短い。
【００５０】
Ｎｏ．１６は、フェライト面積率が低く、且つフェライトの平均粒径が大き過ぎる場合の比較例であり、有効硬化層深さが０．２ｍｍ以下であって転動疲労寿命が短い。Ｎｏ．２４はフェライトの平均粒径が大き過ぎる場合の比較例であり、有効硬化層深さが０．２ｍｍ以下であって転動疲労寿命が短い。Ｎｏ．２５はＡｌ量が少な過ぎ、Ｎｏ．２６はＮ量が少な過ぎる場合の比較例であり、フェライトの平均粒径が大きくなり過ぎ、有効硬化層深さが０．２ｍｍ以下であって転動疲労寿命が短い。Ｎｏ．２７はＣｕ量が多過ぎる場合の比較例であり、芯部硬さが低いと共に、フェライトの平均粒径が大きくなり過ぎ、有効硬化層深さが０．２ｍｍ以下であって転動疲労寿命が短い。Ｎｏ．２８は、Ｃｕを含有していない場合の比較例であり、芯部硬さが低く、転動疲労寿命が短い。この様に、Ｎｏ．１６及びＮｏ．２４〜２８の比較例は、いずれも耐ピッチング性が十分ではなく、耐疲労性も本発明鋼ほどには高くない。
【００５１】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されているので、冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼であって、高面圧のかかる歯車等の部品に適用した場合であっても十分な耐ピッチング性を発揮し、しかも耐疲労性も高い軟窒化用鋼が提供できることとなった。
【図面の簡単な説明】
【図１】割れ発生限界試験用の試験片形状を示す説明図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は冷間鍛造性及び耐ピッチング性に優れた軟窒化用鋼に関し、詳細には、軟窒化処理前には優れた冷間鍛造性を示し、軟窒化処理後には優れた耐ピッチング性を発揮して、浸炭材と同等以上の耐摩耗性及び耐疲労性を有する軟窒化用鋼に関するものである。本発明の軟窒化用鋼は、例えば歯車，継ぎ手，シャフト等の様に、熱処理時に歪みが発生することを嫌う構造用部品に利用でき、特に使用時に高い面圧のかかる歯車等の部品に好適である。
【０００２】
【従来の技術】
機械構造用部品の中でも歯車やシャフト等の様に耐摩耗性及び耐疲労性が要求される部品については、浸炭処理が施されて用いられている。浸炭処理は、鋼材をオーステナイト化温度以上に加熱し、炭素を鋼中に侵入拡散させ、その後急冷することによりマルテンサイト主体の組織とする方法であり、浸炭後の焼入れ時に大きな歪みが発生する。このような浸炭処理で発生する熱処理歪みを抑制する方法としては、窒化法がある。窒化法によればＡ1 変態点温度以下の温度で表面硬化処理を行うことができ、一般的には、５００〜５２５℃のアンモニアガスまたは窒素ガスの雰囲気中で、鋼表面から内部に窒素を侵入させるという方法を採用することにより極めて高い表面硬さを得ることができる。但し、窒化処理には非常に長い時間が必要であり、例えば０．２ｍｍ以上の硬化層深さを得るには５０時間以上を必要とする。そこで処理時間の短縮を目的として軟窒化法が開発されている。軟窒化法は、溶融シアン塩浴（５７０℃）を用いて、この塩浴中に空気を吹き込みつつ窒化処理を行う方法である。また上記の様なシアン化合物を用いたくない場合には、ＲＸガス（例えばＣＯ：２０％，Ｈ2 ：４０％，Ｎ2 ：４０％の組成を有するガス）とＮＨ3 ガスを１：１の割合で混合した雰囲気中で窒化処理を行う方法を採用すればよいことが知られている。
【０００３】
前記の様な窒化処理に用いる窒化用鋼としては、ＪＩＳ規格鋼のＳＡＣＭ６４５があり、その他にも機械構造用合金鋼のＳＣＭ４３５や機械構造用炭素鋼であるＳ４５Ｃ等に窒化処理が施されて用いられている。
【０００４】
但し、これらの窒化用鋼に対して、軟窒化処理を施した場合には、有効硬化層深さが浅く、高い面圧のかかる歯車等に用いると、鋼の硬化層部と芯部の境界で剥離が生じ易いという問題を有していた。即ち、従来の窒化用鋼に軟窒化処理を施すと、浸炭材に比較して耐ピッチング性や耐スポーリング性等の耐面圧性（以下、代表的に耐ピッチング性という）が劣ることが指摘されていた。そこで軟窒化処理により浸炭材と同程度の耐ピッチング性を得ることが可能な軟窒化用鋼の開発を目的として種々の研究がなされており、例えば特開平６−２６４１７８号公報には、ＶやＡｌ等の合金化元素を増量して添加することにより、ＳＣＭ４３５やＳ４５Ｃと比較して深い有効硬化層深さを得ることができ、浸炭材と同程度の耐ピッチング性を有する軟窒化用鋼が開示されている。
【０００５】
ところで、切削加工工程を省略することにより構造用部品の製造コストを削減するという観点から、切削加工を行うことなく冷間鍛造により目的とする形状に加工する所謂ネットシェイプ加工が可能な鋼材の開発が要望されており、上記軟窒化用鋼に対しても、より優れた冷間鍛造性が要求されている。軟窒化用鋼の冷間鍛造性の向上を目的とした技術としては、特開平５−１７１３４７号公報に開示されている軟窒化用鋼が挙げられる。この技術によれば、圧延後の硬さをＨｖ２００以下とし、軟窒化処理後の表面硬さをＨｖ６００以上、有効硬化層深さを０．２ｍｍ以上にすることができ、優れた冷間鍛造性を得ることができる。但し、上記軟窒化用鋼の芯部硬さはＨｖ２００以下であることから芯部と表層部の硬度差が大きく、特に高面圧のかかる歯車等の部品に適用した場合には十分な耐ピッチング性が得られなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼であって、高面圧のかかる歯車等の部品に適用した場合であっても十分な耐ピッチング性を発揮する軟窒化用鋼を提供しようとするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決した本発明とは、低炭素鋼からなる軟窒化用鋼であって、Ｃｕを２．０％以下（０％を含まない）及びＮｉを２．０％以下（０％を含まない）含有すると共に、フェライトの面積率が５０面積％以上であり、且つフェライトの平均粒径が４０μｍ以下であることを要旨とするものである。
【０００８】
具体的な化学成分としては、Ｃ：０．２％以下（０％を含まない），Ｓｉ：０．１５％以下（０％を含まない），Ｍｎ：２．０％以下（０％を含まない），Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない），Ｓ：０．０３０％以下（０％を含まない），Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない），Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない），Ａｌ：１．０％以下（０％を含まない），Ｎ：０．０３０％以下（０％を含まない）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることが好ましい。
【０００９】
更に、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない），Ｍｏ：２．０％以下（０％を含まない），Ｖ：２．０％以下（０％を含まない），Ｎｂ：１．５％以下（０％を含まない），Ｔｉを０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有させることによりフェライト面積率を高めて冷間鍛造性の向上を図ることができ、中でもＴｉの添加は耐ピッチング性を向上させる上でも有効である。
【００１０】
またＣａ：０．０１％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．０８％以下（０％を含まない），Ｔｅ：０．０８％以下（０％を含まない），Ｂｉ：０．０８％以下（０％を含まない），Ｐｂ：０．３０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有させることにより、被削性の向上を図ることができる。
【００１１】
尚、本発明においてフェライトとは、ポリゴナルフェライトまたはアシキュラーフェライトのことであり、フェライト相以外の組織を限定するものではなく、パーライト，ベイナイト，マルテンサイト等の単相または混合相のいずれでも良い。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、軟窒化処理前の冷間鍛造性を高めてネットシェイプ加工を可能にすると共に、軟窒化処理後には優れた耐ピッチング性を発揮する軟窒化用鋼の開発を目的として鋭意研究を重ねた結果、軟窒化処理前の冷間鍛造性を高めるには冷間鍛造前のフェライトの面積率を５０面積％以上とすると共に、軟窒化処理後に十分な耐ピッチング性を得るには成分組成としてＣｕを含有させ、且つフェライトの平均粒径を４０μｍ以下に制御すればよいことを見出し本発明に想到した。尚、化学成分としてＣｕを含有すると熱間圧延時に割れが発生し易いので、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を抑制する上で、Ｎｉを添加させることが必要である。
【００１３】
また軟窒化処理前の冷間鍛造性を高めるには、変形抵抗を大きくする元素の添加を抑制することが必要であり、具体的にはＳｉ及びＰの含有量を制限することにより変形抵抗を小さくし、Ｓ含有量を制限することにより変形能の向上を図ることが望ましい。更に、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ等の炭窒化物形成元素を含有させれば、炭窒化物の凝集を促進して圧延材におけるフェライト面積率を高めることができるので、冷間鍛造性の向上に効果的である。
【００１４】
一方、十分な耐ピッチング性を確保するには、窒化処理後の芯部硬さを高めて芯部と表層部の硬度差を小さくすると共に、有効硬化層深さを深くすることが必要である。冷間鍛造性の観点からフェライト面積率を５０面積％以上としている組織において、芯部硬さを高めるには、時効硬化元素であるＣｕを含有させることが重要である。即ち、窒化処理時に、鋼中に微細なＣｕを析出させることにより芯部硬さを確保することができる。
【００１５】
また、窒化処理時において、ＣやＮはフェライト粒界に沿って拡散するので、フェライトの平均粒径をできるだけ小さくすれば、ＣやＮの拡散を促進することができ、短時間でより深い有効硬化層深さを得ることができる。具体的には、フェライトの平均粒径を４０μｍ以下とすることが重要である。
以下、本発明に係る軟窒化用鋼の化学成分に関して説明する。
【００１６】
Ｃ：０．２％以下（０％を含まない）
Ｃは、所望の芯部硬さと有効硬化層深さを得る為の必須元素である。但し、多過ぎると冷間鍛造性が悪化するので上限は０．２％とすることが望ましい。
【００１７】
Ｓｉ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、溶製時の脱酸剤として有用な元素であるが、多過ぎると冷間鍛造時の変形抵抗が大きくなるので、上限を０．１５％とすることが望ましい。
【００１８】
Ｍｎ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｍｎは、溶製時の脱酸剤として有用な元素であるが、多過ぎると冷間鍛造性が低下するので、上限を２．０％とすることが望ましく、１．５％以下であるとより望ましい。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％である。
【００１９】
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）
Ｐは冷間鍛造時の変形抵抗を高める元素である。従って、冷間鍛造性を確保する上で、上限を０．０１５％とすることが望ましく、０．０１０％以下であればより望ましい。
【００２０】
Ｓ：０．０３０％以下（０％を含まない）
ＳはＭｎＳを生成し、被削性の向上に寄与する元素であるが、多過ぎると冷間鍛造時の変形能が低下するので上限は０．０３０％とすることが望ましい。冷間鍛造性をより一層向上させるには０．０１５％以下とすることが好ましく、０．０１０％以下であればより好ましい。
【００２１】
Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｃｕは窒化処理時における芯部の時効硬化に寄与する元素であり、本発明の軟窒化用鋼では必須元素である。但し、多過ぎると熱間脆性を生じて製造過程中に割れが発生するので、上限を２．０％に定めた。好ましくは、１．０％以下である。尚、時効硬化により十分な芯部硬さを得るには、０．２％以上含有させることが望ましい。
【００２２】
Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）
ＮｉはＣｕ添加による熱間脆性を抑制するのに有効な元素であり、本発明の軟窒化用鋼では必須元素である。但し、過剰に添加すると切削性が急激に低下するので上限は２．０％とすることが必要である。
【００２３】
Ａｌ：１．０％以下（０％を含まない）
Ａｌは窒化処理時に侵入してくるＮと化合物を形成して、表面硬さを上げるのに有効な元素である。但し、多過ぎると生産性が悪化しコストの増加を招くので１．０％を上限に設定した。好ましくは、０．５％以下である。尚、十分な表面硬さを得るには０．０１５％以上添加することが望ましい。
【００２４】
Ｎ：０．０３０％以下（０％を含まない）
Ｎは鋼中でＡｌやＶ，Ｔｉ，Ｎｂ等と結合して窒化物を生成し、結晶粒の粗大化を抑制する効果を発揮する。但し、多過ぎても効果は飽和するので、０．０３％を上限に設定した。尚、十分な効果を発揮させるには、０．００３％以上含有させることが望ましい。
【００２５】
本発明の軟窒化用鋼は、上記の元素を含有して残部がＦｅ及び不可避的不純物であることが推奨されるが、以下に説明する理由から、更に、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｔｅ，Ｂｉ，Ｐｂのいずれか１種以上を添加することが望ましい。
【００２６】
Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｍｏ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｖ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｎｂ：１．５％以下（０％を含まない）
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂはいずれも炭窒化物形成元素であり、圧延材で炭窒化物の凝集を促進することによりフェライト面積率を高める作用を有するので、添加することにより冷間鍛造性の向上を図ることができる。
【００２７】
上記炭窒化物形成元素の中でも、Ｃｒは窒化処理時に炭窒化物を形成し、表面硬さを高める上でも有効である。但し、多過ぎるとＣｒが粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより靭性を劣化させるので、上限は２．０％とすることが望ましい。
【００２８】
また、Ｍｏを含有させることにより冷間鍛造性を向上させる効果は２．０％を超えると飽和してくるのでＭｏの含有量は２．０％以下で十分である。
【００２９】
Ｖは冷間鍛造性を向上させる効果に加え、窒化処理時にＣ及びＮと結合して炭窒化物を生成し、表面硬さを高めると共に、有効硬化層深さを深くする元素である。但し、多過ぎると被削性の低下を招くので、上限は２．０％とすることが望ましい。
【００３０】
ＮｂもＶと同様、冷間鍛造性を向上させる効果に加え、窒化処理時にＣ及びＮと結合して炭窒化物を生成し、表面硬さを高めると共に、有効硬化層深さを深くする元素である。更に、結晶粒の微細化にも有効である。但し、多過ぎても冷間鍛造性の劣化を招くので、上限は１．５％とすることが望ましい。
【００３１】
Ｔｉ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｔｉも炭窒化物形成元素であり、圧延材で炭窒化物の凝集を促進することによりフェライト面積率を高め、冷間鍛造性の向上に寄与する。しかも、Ｎと結合してＴｉ窒化物を生成し、結晶粒の微細化にも有効であることから耐ピッチング性の向上にも効果的である。但し、多過ぎるとピッチング寿命が短くなると共に、被削性が低下するので上限を０．５％とすることが望ましく、０．１％以下であることがより望ましい。尚、Ｔｉ添加の効果を有効に発揮させるには、０．００５％以上添加することが望ましい。
【００３２】
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｚｒ：０．０８％以下（０％を含まない）
Ｔｅ：０．０８％以下（０％を含まない）
Ｂｉ：０．０８％以下（０％を含まない）
Ｐｂ：０．３０％以下（０％を含まない）
Ｃａ，Ｚｒ，Ｔｅ，Ｂｉ，Ｐｂはいずれも被削性を向上させる効果を有する元素である。
Ｃａは添加することにより硬質介在物を軟質な介在物で包むことができ被削性が向上する。但し、０．０１％を超えると効果は飽和するので、０．０１％以下の添加で十分である。Ｚｒは、被削性の向上効果に加え、ＭｎＳを球状化させる作用も有するので鋼材の異方性を改善する上でも有効である。但し、０．０８％を超えると効果は飽和するので、０．０８％以下の添加で十分である。Ｔｅ及びＢｉの被削性向上効果も、夫々０．０８％を超えると飽和するので、０．０８％以下の添加で十分である。Ｐｂは被削性を向上させる上で有効な元素であるが、０．３０％を超えるとピッチング寿命が短くなり、疲労強度が低下するので０．３０％を上限とすることが望ましい。
【００３３】
更に、本発明の軟窒化用鋼に重要な組織であるフェライトの面積率と平均粒径の限定理由について説明する。
フェライト面積率≧５０面積％
窒化処理前の冷間鍛造性を高めるためには、冷間鍛造前の組織をフェライト主体の組織とすることが必要であり、少なくとも面積率で５０面積％以上が不可欠であり、７０面積％以上であれば好ましく、８０％面積以上であればより好ましい。
【００３４】
フェライト面積率は、例えば組織を光学顕微鏡を用いて組織観察を行い、画像解析により視野内におけるフェライト部分の占有面積率を求めればよい。後述の実施例では光学顕微鏡により４００倍で任意に５視野の組織観察を行い、その平均値をフェライト面積率とした。
【００３５】
フェライト平均粒径が４０μｍ以下
窒化処理時、Ｃ及びＮはフェライト粒界に沿って優先的に拡散するため、フェライト粒が小さい程、窒化処理時にＣ及びＮの拡散が促進される。即ち、フェライトの平均粒径を小さくすることによりＣ及びＮの拡散が促進され、短時間で深い有効硬化層深さを得ることができる。この効果を得るにはフェライト平均粒径を４０μｍ以下とする必要があり、３５μｍ以下であると望ましい。
【００３６】
但し、フェライト粒径が２０μｍ未満の場合、圧延時にＣｕが析出し、時効処理により硬さ上昇に有効に寄与するＣｕ量が少なくなる。この場合には、圧延後に析出したＣｕを鋼中に再度溶解させる溶体化処理を施した後に、冷間鍛造を行うことにより、窒化処理時に鋼中に微細なＣｕを析出させることができ、冷間鍛造性を確保したままで芯部硬さを高めることができる。
【００３７】
尚、本発明において、フェライトの平均粒径とは、以下の計算式で算出されたフェライト粒径の平均値であり、例えば後述の実施例では、光学顕微鏡を用いてランダムに５視野の組織観察（倍率：４００倍）を行い、１視野当り１０か所のフェライト粒径を測定し、平均化することによりフェライト平均粒径を測定した。
フェライト粒径＝1/2（フェライト粒の長径＋短径）
【００３８】
またフェライト平均粒径を４０μｍ以下にするには、圧延前の加熱温度を１１００℃以上とし、圧下率を３０％以上、圧延仕上げ温度９５０℃で圧延を行い、圧延仕上げ後の冷却速度を０．３〜１００℃／sec に制御する方法を採用すればよい。
【００３９】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の主旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００４０】
【実施例】
実施例１
表１に成分組成を示すＮｏ．１〜２３の鋼材を用い、冷間鍛造性評価の指標として変形抵抗と割れ発生加工率を調べた。変形抵抗測定用の試験片は、上記鋼材を夫々５０ｋｇ溶製しφ３５ｍｍに熱間鍛造した後、焼きならし処理（９００℃で１時間加熱後、空冷）を行い、次いでφ２０ｍｍ×３０ｍｍに機械加工した丸棒を用い、割れ発生加工率の測定は、図１に示す形状に機械加工した試験片を用いた。但し、Ｎｏ．１４及びＮｏ．１５の試験片には、上記焼きならし処理に代えて９００℃で１時間加熱した後水冷する溶体化処理を施し、Ｎｏ．１６及びＮｏ．１７の試験片には、上記焼きならし処理に代えて、９００℃で１時間加熱した後に衝風冷却して機械加工を行い、Ｎｏ．２２及びＮｏ．２３の試験片は、上記焼きならし処理後、球状化処理を施して機械加工を行った。
変形抵抗の値と割れ発生加工率は、各鋼材のフェライト面積率及びフェライト平均粒径と共に、表１に示す。
【００４１】
【表１】
Ｎｏ．２１〜２３は従来材であって、Ｎｏ．２１はＪＩＳ規格鋼であるＳＷＲＣＨ１０，Ｎｏ．２２はＳ４５Ｃ球状化材，Ｎｏ．２３はＳＣｒ４２０球状化材であり、いずれも加工率６０％における変形抵抗は７００Ｎ／ｍｍ2 未満であると共に、割れ発生加工率が６０％以上であり、冷間鍛造性に優れている。
【００４３】
Ｎｏ．１〜１５は、本発明に係る鋼材であり、いずれも上記従来鋼と同様、加工率６０％における変形抵抗は７００Ｎ／ｍｍ2 未満であると共に、割れ発生加工率が６０％以上であり、冷間鍛造性に優れている。
【００４４】
Ｎｏ．１６及びＮｏ．１７は、フェライト面積率が低過ぎる場合の比較例であり、変形抵抗が７００Ｎ／ｍｍ2 以上であると共に、割れ発生加工率が６０％未満であり冷間鍛造性が乏しい。Ｎｏ．１８は、Ｓｉ量が多過ぎる場合の比較例であり、変形抵抗が７００Ｎ／ｍｍ2 以上と大きく、割れ発生加工率も低い。Ｎｏ．１９はＰ量が多過ぎる場合の比較例であり、割れ発生加工率は６０％以上であるが、変形抵抗が７００Ｎ／ｍｍ2 以上と大きくなっている。Ｎｏ．２０は、Ｓ量が多過ぎる場合の比較例であり、変形抵抗は７００Ｎ／ｍｍ2 未満であるが、割れ発生加工率が低い。
【００４５】
実施例２
表２に成分組成を示す鋼材を夫々５０ｋｇ溶製しφ６５ｍｍに熱間鍛造した後、焼きならし処理（９００℃で１時間加熱後、空冷）を施し、次いで機械加工を行いφ６０ｍｍ×５ｍｍで仕上げ面粗さが２Ｓのスラスト型転動疲労試験用試験片を作製した。但し、Ｎｏ．１４及びＮｏ．１５の試験片には、上記焼きならし処理に代えて９００℃で１時間加熱した後水冷する溶体化処理を施し、Ｎｏ．１６の試験片には、上記焼きならし処理に代えて、９００℃で１時間加熱した後に衝風冷却して機械加工を行い、Ｎｏ．２２及びＮｏ．２３の試験片は、上記焼きならし処理後、球状化処理を施して機械加工を行った。
【００４６】
次にＮｏ．２３以外の試験片は、ＲＸガス：ＮＨ3 ＝１：１のガス雰囲気中において５７０℃で８時間加熱する軟窒化処理を施し、空冷した。Ｎｏ．２３の試験片は、９２５℃で３時間の浸炭処理を施し、油焼入れ（１３０℃）を行った後、１８０℃で２時間の焼戻し処理を行った。
【００４７】
以上の軟窒化処理又は浸炭処理を施した後、芯部硬さ及び有効硬化層深さを測定すると共に、スラスト型転動疲労試験機を用いて面圧４０００Ｎ／ｍｍ2 で転動疲労寿命を測定した。測定結果は、各鋼材のフェライト面積率及びフェライト平均粒径と共に、表２に示す。
【００４８】
【表２】
Ｎｏ．２３はＪＩＳ規格鋼ＳＣｒ４２０に浸炭処理を施した従来の浸炭材である。
本発明に係る窒化用鋼（Ｎｏ．１，９，１０，１２，１４，１５）は、いずれも芯部硬さがＨｖ２００以上であると共に、有効硬化層深さが０．２ｍｍ以上であり、しかも上記浸炭材（Ｎｏ．２３）と同等以上の転動疲労寿命を有している。換言すれば、本発明の軟窒化用鋼は耐ピッチング性に優れ、しかも耐疲労性が高い。
従来材であるＳＷＲＣＨ１０（Ｎｏ．２１）及びＳ４５Ｃ球状化材（Ｎｏ．２２）は、いずれも芯部硬さが低く、転動疲労寿命が短い。
【００５０】
Ｎｏ．１６は、フェライト面積率が低く、且つフェライトの平均粒径が大き過ぎる場合の比較例であり、有効硬化層深さが０．２ｍｍ以下であって転動疲労寿命が短い。Ｎｏ．２４はフェライトの平均粒径が大き過ぎる場合の比較例であり、有効硬化層深さが０．２ｍｍ以下であって転動疲労寿命が短い。Ｎｏ．２５はＡｌ量が少な過ぎ、Ｎｏ．２６はＮ量が少な過ぎる場合の比較例であり、フェライトの平均粒径が大きくなり過ぎ、有効硬化層深さが０．２ｍｍ以下であって転動疲労寿命が短い。Ｎｏ．２７はＣｕ量が多過ぎる場合の比較例であり、芯部硬さが低いと共に、フェライトの平均粒径が大きくなり過ぎ、有効硬化層深さが０．２ｍｍ以下であって転動疲労寿命が短い。Ｎｏ．２８は、Ｃｕを含有していない場合の比較例であり、芯部硬さが低く、転動疲労寿命が短い。この様に、Ｎｏ．１６及びＮｏ．２４〜２８の比較例は、いずれも耐ピッチング性が十分ではなく、耐疲労性も本発明鋼ほどには高くない。
【００５１】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されているので、冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼であって、高面圧のかかる歯車等の部品に適用した場合であっても十分な耐ピッチング性を発揮し、しかも耐疲労性も高い軟窒化用鋼が提供できることとなった。
【図面の簡単な説明】
【図１】割れ発生限界試験用の試験片形状を示す説明図である。
Claims (4)
- 低炭素鋼からなる軟窒化用鋼であって、
Ｃｕを２．０％（質量％の意味：以下同じ）以下（０％を含まない）及び
Ｎｉを２．０％以下（０％を含まない）含有すると共に、
Ｃ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｓｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：１．０％以下（０％を含まない）、および
Ｎ：０．０３０％以下（０％を含まない）
を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
フェライトの面積率が５０面積％以上であり、且つフェライトの平均粒径が４０μｍ以下であることを特徴とする冷間鍛造性及び耐ピッチング性に優れた軟窒化用鋼。 - 更に、
Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない），
Ｍｏ：２．０％以下（０％を含まない），
Ｖ：２．０％以下（０％を含まない），
Ｎｂ：１．５％以下（０％を含まない）
よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載の軟窒化用鋼。 - 更に、Ｔｉを０．５％以下（０％を含まない）含有する請求項１または２に記載の軟窒化用鋼。
- 更に、
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない），
Ｐｂ：０．３０％以下（０％を含まない）
よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の軟窒化用鋼。
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