JP4526440B2 - 軟窒化用鋼及び軟窒化部品 - Google Patents
軟窒化用鋼及び軟窒化部品 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4526440B2 JP4526440B2 JP2005151752A JP2005151752A JP4526440B2 JP 4526440 B2 JP4526440 B2 JP 4526440B2 JP 2005151752 A JP2005151752 A JP 2005151752A JP 2005151752 A JP2005151752 A JP 2005151752A JP 4526440 B2 JP4526440 B2 JP 4526440B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- soft nitriding
- hardness
- steel
- soft
- fatigue strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
- 238000005121 nitriding Methods 0.000 title claims description 105
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 60
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 60
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 26
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 13
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 13
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 11
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052714 tellurium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 claims description 4
- 230000014509 gene expression Effects 0.000 claims description 3
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 39
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 33
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 29
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 23
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 13
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 12
- 238000009661 fatigue test Methods 0.000 description 12
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 12
- 238000000034 method Methods 0.000 description 11
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 10
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 10
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 10
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 9
- QGZKDVFQNNGYKY-UHFFFAOYSA-N Ammonia Chemical compound N QGZKDVFQNNGYKY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 7
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 7
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 7
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 7
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 5
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 5
- 229910021529 ammonia Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 4
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 description 4
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 4
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 4
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 3
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 3
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 3
- 241000251468 Actinopterygii Species 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 2
- 238000005255 carburizing Methods 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- -1 cyanide compound Chemical class 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 2
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 2
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 239000000758 substrate Substances 0.000 description 2
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 2
- 238000003483 aging Methods 0.000 description 1
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 1
- VNTLIPZTSJSULJ-UHFFFAOYSA-N chromium molybdenum Chemical compound [Cr].[Mo] VNTLIPZTSJSULJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 150000003839 salts Chemical class 0.000 description 1
Images
Description
本発明は、軟窒化用鋼及び軟窒化部品に関し、詳しくは、被削性に優れた軟窒化用鋼、及びその鋼を素材とし軟窒化処理後に高い疲労強度を有する軟窒化部品、なかでも、軟窒化クランクシャフトを始めとする円弧部の半径が２〜３ｍｍである自動車用軟窒化部品に関する。
高い疲労強度や耐摩耗性が要求されるクランクシャフトを始めとする自動車用部品は、所望の形状まで成形した後に、いわゆる「表面硬化処理」が施される。この表面硬化処理としては、浸炭焼入れ、高周波焼入れ、窒化や軟窒化などの処理が知られている。
上記のうち、浸炭処理は、高温のオーステナイト域においてＣを拡散させた後、焼入れを施す処理であるため、０．５ｍｍ以上の大きな硬化層深さを得ることができる。また、高周波焼入れは、高周波誘導加熱により表層部をオーステナイト化して焼入れを施す処理であり、高周波加熱時のオーステナイト相の深さにも依るが、一般に、１ｍｍ以上の深い硬化層深さを得ることができる。
しかしながら、前記２つの処理は、いずれもオーステナイト状態の高温域から焼入れ、すなわち、急冷して表面を硬化させる処理であるため、高い疲労強度は得られるものの、部品に大きな焼入れ歪が生じてしまう。
このため、所要部品に対して特に低歪であることが要求される場合には、窒化処理や軟窒化処理が施されている。
しかし、一般の窒化処理は、アンモニアの気流中で５００〜５５０℃に２０〜１００時間加熱後徐冷する所謂「ガス窒化」処理であるため、生産性が低くコストも高い。このため、窒化温度が５５０℃前後の「液体窒化法」が開発されているが、この方法の場合にも窒化には１２時間程度を要するため、量産部品を低コストで効率よく製造するのに適した方法とは言えない。
一方、軟窒化処理は、５７０℃程度の温度のシアン系化合物の塩浴、又はＲＸガス（ＲＸガスは吸熱型変成ガスの商標）にアンモニアを添加したガス中に保持することにより、鋼材表面からＮとＣを鋼中に侵入させて表層部を硬化させる方法で、短時間の処理が可能である。そのため、低歪が要求される量産品に適した表面硬化処理として軟窒化処理が重用されている。
従来、軟窒化用鋼としては、例えば、JIS G 4053(2003)に規定されているクロムモリブデン鋼（ＳＣＭ４３５など）やJIS G 4202(1979)に規定されているアルミニウムクロムモリブデン鋼（ＳＡＣＭ６４５）が多く使用されてきた。
しかしながら、このようなＪＩＳ規格鋼を使用した場合、熱間鍛造後の硬さが高く被削性に劣るため切削加工が困難である。しかも、Ｃｒ、Ａｌなどの窒化物形成元素を多量に含むため、高い表面硬さが得られるものの、大きな軟窒化深さを得ることができないため、熱間鍛造後の硬さが高い割には、疲労強度はあまり高くなく、耐疲労特性の点でも充分に満足できるものではなかった。
そこで、被削性を高めるために、特許文献１及び２に、軟窒化や窒化の前には硬さを低く抑え、軟窒化や窒化の時に金属間化合物やＣｕを析出させて硬さを高め、大きな疲労強度を確保する鋼が、提案されている。
軟窒化温度は通常５７０℃程度であり、この温度域では金属間化合物及びＣｕの析出物が粗大になってしまう。このため、前述の特許文献１及び２で開示された鋼の場合、軟窒化時の硬さ上昇効果が小さく、十分な疲労強度が得られない。
本発明の目的は、軟窒化処理前に所望の部品形状への切削加工が容易な被削性に優れる軟窒化用鋼、及びその鋼を素材とし軟窒化処理後に高い疲労強度を有する軟窒化部品を提供することである。具体的には、軟窒化処理前のビッカース硬さ（以下、「Ｈｖ硬さ」という。）が２８０以下で被削性に優れた軟窒化用鋼、及びその鋼を素材とし軟窒化処理後に実応力で８００ＭＰａ以上の大きな疲労強度を有する軟窒化部品、なかでも、円弧部半径が２〜３ｍｍの自動車用軟窒化部品を提供することである。
本発明者らは、軟窒化処理前の良好な被削性の確保のために熱間鍛造後の硬さをＨｖ２８０以下に保つことができ、しかも、軟窒化処理後に高い疲労強度、特に、実応力で８００ＭＰａ以上という大きな疲労強度を確保することができる鋼について、種々調査・研究を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。
（ａ）５７０℃前後の軟窒化処理によって析出硬化の程度を大きくすることができる最適な析出物は、Ｍｏ2Ｃを主体とする炭化物である。
（ｂ）組織を低Ｃベイナイト組織とし、ＭｏとＶを主体とする炭化物を析出させれば、非常に大きな時効硬化量が得られる。
（ｃ）軟窒化処理の際にＮの拡散速度を増加させて、深い硬化層深さを得るためには、ＣｒやＡｌといった窒化物形成元素の含有量を適正化すればよい。
（ｄ）鋼の化学組成を適正化し、更に、軟窒化後の表面硬さとしての表面から０．０５ｍｍ位置でのＨｖ硬さと軟窒化後の母材部のＨｖ硬さとの比、及び上記軟窒化後の表面から０．０５ｍｍ位置でのＨｖ硬さの値を適正化すれば、円弧部半径が２〜３ｍｍの部品であっても、軟窒化処理後に、実応力で８００ＭＰａ以上の疲労強度が得られる。
なお、軟窒化後の母材部のＨｖ硬さとは、軟窒化処理後の表面硬化されていない部分のＨｖ硬さを指す。
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）〜（４）に示す軟窒化用鋼及び（５）に示す軟窒化部品にある。
（１）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｍｏ：０．８０〜１．５０％、Ｖ：０．１０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ａｌ：０〜０．０５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮが０．００７０％以下、Ｏ（酸素）が０．００３０％以下であることを特徴とする軟窒化用鋼。
但し、次の〈１〉〜〈３〉の３つの関係式を全て満たすものは除く。
〈１〉２．３質量％≦Ｃ＋Ｍｏ＋５Ｖ≦３．７質量％
〈２〉２．０質量％≦Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦３．０質量％
〈３〉２．７質量％≦２．１６Ｃｒ＋Ｍｏ＋２．５４Ｖ≦４．０質量％
但し、次の〈１〉〜〈３〉の３つの関係式を全て満たすものは除く。
〈１〉２．３質量％≦Ｃ＋Ｍｏ＋５Ｖ≦３．７質量％
〈２〉２．０質量％≦Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦３．０質量％
〈３〉２．７質量％≦２．１６Ｃｒ＋Ｍｏ＋２．５４Ｖ≦４．０質量％
（２）Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０１５〜０．１００％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有する上記（１）に記載の軟窒化用鋼。
（３）Ｆｅの一部に代えて、Ｓ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．０１％及びＴｅ：０．００１〜０．１００％から選択される１種以上を含有する上記（１）に記載の軟窒化用鋼。
但し、質量％で、Ｃ：０．１８％、Ｓｉ：０．２４％、Ｍｎ：０．７０％、Ｍｏ：１．３０％、Ｖ：０．２０％、Ｃｒ：０．０５％、Ａｌ：０．０３％、Ｓ：０．０６％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるものは除く。
但し、質量％で、Ｃ：０．１８％、Ｓｉ：０．２４％、Ｍｎ：０．７０％、Ｍｏ：１．３０％、Ｖ：０．２０％、Ｃｒ：０．０５％、Ａｌ：０．０３％、Ｓ：０．０６％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるものは除く。
（４）Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０１５〜０．１００％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有するとともに、Ｓ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．０１％及びＴｅ：０．００１〜０．１００％から選択される１種以上を含有する上記（１）に記載の軟窒化用鋼。
（５）上記（１）から（４）までのいずれかに記載の化学組成を有し、軟窒化後の硬さが下記の式(1)及び式(2)を満たすことを特徴とする軟窒化部品。
１．６≦ＨｖＳ／ＨｖＭ≦２．２・・・・・(1)、
５５０≦ＨｖＳ≦７３０・・・・・(2)
但し、式(1)及び(2)におけるＨｖＳは表面から０．０５ｍｍ位置でのＨｖ硬さ、ＨｖＭは母材部のＨｖ硬さを表す。
１．６≦ＨｖＳ／ＨｖＭ≦２．２・・・・・(1)、
５５０≦ＨｖＳ≦７３０・・・・・(2)
但し、式(1)及び(2)におけるＨｖＳは表面から０．０５ｍｍ位置でのＨｖ硬さ、ＨｖＭは母材部のＨｖ硬さを表す。
以下、上記（１）〜（４）の軟窒化用鋼に係る発明及び（５）の軟窒化部品に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（５）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
本発明の軟窒化用鋼は、被削性に優れるため軟窒化処理前に所望の部品形状への切削加工が容易に行え、しかも、軟窒化処理後には実応力で８００ＭＰａ以上の大きな疲労強度を有するので、軟窒化部品、なかでも、軟窒化クランクシャフトを始めとする自動車用軟窒化部品の素材として用いることができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
（Ａ）化学組成
Ｃ：０．０４〜０．２０％
Ｃは、鋼の母材部硬さ確保のために、また、軟窒化処理の温度域でＶ及びＭｏと結合して炭化物を形成し、軟窒化処理によって十分な硬化部品を得るために必須の元素である。しかし、その含有量が、０．０４％未満では十分な母材部硬さが得られず、しかも、軟窒化処理による硬化も不十分である。一方、Ｃの含有量が０．２０％を超えると、熱間鍛造後の硬さをＨｖ硬さで２８０以下にすることができないので、被削性が大きく低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０４〜０．２０％とした。なお、Ｃの含有量は０．１０〜０．２０％にすることが好ましい。
Ｃ：０．０４〜０．２０％
Ｃは、鋼の母材部硬さ確保のために、また、軟窒化処理の温度域でＶ及びＭｏと結合して炭化物を形成し、軟窒化処理によって十分な硬化部品を得るために必須の元素である。しかし、その含有量が、０．０４％未満では十分な母材部硬さが得られず、しかも、軟窒化処理による硬化も不十分である。一方、Ｃの含有量が０．２０％を超えると、熱間鍛造後の硬さをＨｖ硬さで２８０以下にすることができないので、被削性が大きく低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０４〜０．２０％とした。なお、Ｃの含有量は０．１０〜０．２０％にすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として必要な元素であり、また、鋼の焼入れ性を高める作用を有する。その効果を十分に得るためには、Ｓｉは０．０５％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｓｉの含有量が多くなり、特に、Ｓｉの含有量が０．５０％を超えると、軟窒化処理時にスケールが生成して、硬化層深さが浅くなってしまう。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜０．５０％とした。なお、Ｓｉの含有量は０．１５〜０．３０％にすることが好ましい。
Ｓｉは、脱酸剤として必要な元素であり、また、鋼の焼入れ性を高める作用を有する。その効果を十分に得るためには、Ｓｉは０．０５％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｓｉの含有量が多くなり、特に、Ｓｉの含有量が０．５０％を超えると、軟窒化処理時にスケールが生成して、硬化層深さが浅くなってしまう。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜０．５０％とした。なお、Ｓｉの含有量は０．１５〜０．３０％にすることが好ましい。
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％
Ｍｎは、脱酸剤として必要な元素であり、また、鋼の焼入れ性を高める作用を有する。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．５０％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｍｎを１．５０％を超えて含有させても前記の効果が飽和してコストが嵩むうえに、熱間鍛造後の硬さがＨｖ硬さで２８０を超えてしまうので、被削性が大きく低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．５０〜１．５０％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．５０〜１．００％にすることが好ましい。
Ｍｎは、脱酸剤として必要な元素であり、また、鋼の焼入れ性を高める作用を有する。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．５０％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｍｎを１．５０％を超えて含有させても前記の効果が飽和してコストが嵩むうえに、熱間鍛造後の硬さがＨｖ硬さで２８０を超えてしまうので、被削性が大きく低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．５０〜１．５０％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．５０〜１．００％にすることが好ましい。
Ｍｏ：０．８０〜１．５０％
Ｍｏは、軟窒化処理の温度域でＣと結合して炭化物を形成し、軟窒化処理後の硬さを高めるのに重要な元素である。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．８０％未満では十分な硬化作用が得られない。一方、Ｍｏの含有量が１．５０％を超えると、熱間鍛造の加熱時にＭｏが素地に十分に固溶しないため、前記の効果が飽和してコストが嵩む。更に、焼入れ性が高くなりすぎて、熱間鍛造後の硬さがＨｖ硬さで２８０を超えてしまうので、被削性が大きく低下する。したがって、Ｍｏの含有量を０．８０〜１．５０％とした。なお、Ｍｏの含有量は０．９０〜１．２０％にすることが好ましい。
Ｍｏは、軟窒化処理の温度域でＣと結合して炭化物を形成し、軟窒化処理後の硬さを高めるのに重要な元素である。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．８０％未満では十分な硬化作用が得られない。一方、Ｍｏの含有量が１．５０％を超えると、熱間鍛造の加熱時にＭｏが素地に十分に固溶しないため、前記の効果が飽和してコストが嵩む。更に、焼入れ性が高くなりすぎて、熱間鍛造後の硬さがＨｖ硬さで２８０を超えてしまうので、被削性が大きく低下する。したがって、Ｍｏの含有量を０．８０〜１．５０％とした。なお、Ｍｏの含有量は０．９０〜１．２０％にすることが好ましい。
Ｖ：０．１０〜０．３０％
Ｖは、Ｍｏと同様に軟窒化処理の温度域でＣと結合して炭化物を形成し、軟窒化処理後の硬さを高めるのに重要な元素である。しかしながら、Ｖの含有量が０．１０％未満では十分な硬化作用が得られない。一方、Ｖの含有量が０．３０％を超えると、熱間鍛造の加熱時にＶが素地に十分に固溶しないため、前記の効果が飽和してコストが嵩む。更に、焼入れ性が高くなりすぎて、熱間鍛造後の硬さがＨｖ硬さで２８０を超えてしまうので、被削性が大きく低下する。したがって、Ｖの含有量を０．１０〜０．３０％とした。なお、Ｖの含有量は０．１５〜０．２５％にすることが好ましい。
Ｖは、Ｍｏと同様に軟窒化処理の温度域でＣと結合して炭化物を形成し、軟窒化処理後の硬さを高めるのに重要な元素である。しかしながら、Ｖの含有量が０．１０％未満では十分な硬化作用が得られない。一方、Ｖの含有量が０．３０％を超えると、熱間鍛造の加熱時にＶが素地に十分に固溶しないため、前記の効果が飽和してコストが嵩む。更に、焼入れ性が高くなりすぎて、熱間鍛造後の硬さがＨｖ硬さで２８０を超えてしまうので、被削性が大きく低下する。したがって、Ｖの含有量を０．１０〜０．３０％とした。なお、Ｖの含有量は０．１５〜０．２５％にすることが好ましい。
Ｃｒ：０〜０．３０％
Ｃｒの添加は任意である。添加すれば、軟窒化処理の際に鋼材表面から進入するＮと結合して、表面硬さを高める作用を有する。しかしながら、Ｃｒの含有量が多くなると、軟窒化処理による硬化層深さが浅くなって内部破壊を生じるため疲労強度が低下する。したがって、Ｃｒの含有量を０〜０．３０％とした。なお、Ｃｒの含有量は０．０５〜０．３０％にすることが好ましい。
Ｃｒの添加は任意である。添加すれば、軟窒化処理の際に鋼材表面から進入するＮと結合して、表面硬さを高める作用を有する。しかしながら、Ｃｒの含有量が多くなると、軟窒化処理による硬化層深さが浅くなって内部破壊を生じるため疲労強度が低下する。したがって、Ｃｒの含有量を０〜０．３０％とした。なお、Ｃｒの含有量は０．０５〜０．３０％にすることが好ましい。
Ｎｂ：０〜０．０５％
Ｎｂの添加は任意である。添加すれば、結晶粒を微細化して鋼の延性及び靱性を高める作用を有する。しかしながら、Ｎｂを０．０５％を超えて含有させても前記の効果は飽和してコストが嵩むばかりである。したがって、Ｎｂの含有量を０〜０．０５％とした。なお、Ｎｂの含有量は０．０１〜０．０３％にすることが好ましい。
Ｎｂの添加は任意である。添加すれば、結晶粒を微細化して鋼の延性及び靱性を高める作用を有する。しかしながら、Ｎｂを０．０５％を超えて含有させても前記の効果は飽和してコストが嵩むばかりである。したがって、Ｎｂの含有量を０〜０．０５％とした。なお、Ｎｂの含有量は０．０１〜０．０３％にすることが好ましい。
Ａｌ：０〜０．０５０％
Ａｌの添加は任意である。添加すれば、脱酸作用に加えて、結晶粒を微細化して鋼の延性及び靱性を高める作用を有する。しかしながら、Ａｌを０．０５０％を超えて含有させても前記の効果は飽和してコストが嵩む。更に、軟窒化処理による硬化層深さが浅くなって内部破壊を生じるため疲労強度が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０〜０．０５０％とした。なお、Ａｌの含有量は０．００１〜０．０３５％にすることが好ましい。
Ａｌの添加は任意である。添加すれば、脱酸作用に加えて、結晶粒を微細化して鋼の延性及び靱性を高める作用を有する。しかしながら、Ａｌを０．０５０％を超えて含有させても前記の効果は飽和してコストが嵩む。更に、軟窒化処理による硬化層深さが浅くなって内部破壊を生じるため疲労強度が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０〜０．０５０％とした。なお、Ａｌの含有量は０．００１〜０．０３５％にすることが好ましい。
本発明（１）に係る軟窒化用鋼においては、不純物中のＮ及びＯ（酸素）の含有量を下記のとおりに制限する。
Ｎ：０．００７０％以下
Ｎは、ＣとともにＶと結合してＶＣＮを形成しやすく、特に、Ｎの含有量が多くなって０．００７０％を超えると容易にＶＣＮを形成し、熱間鍛造の加熱時にＶが素地に十分に固溶しないため、軟窒化処理後に十分な硬化作用が得られない。更に、Ｎの含有量が多くなって０．００７０％を超える場合には、Ｔｉを添加した場合、ＴｉＮが多量に生成し、フィッシュアイなどの介在物の起点となり、疲労強度の低下を招いてしまう。したがって、不純物中のＮの含有量を０．００７０％以下とした。
Ｎは、ＣとともにＶと結合してＶＣＮを形成しやすく、特に、Ｎの含有量が多くなって０．００７０％を超えると容易にＶＣＮを形成し、熱間鍛造の加熱時にＶが素地に十分に固溶しないため、軟窒化処理後に十分な硬化作用が得られない。更に、Ｎの含有量が多くなって０．００７０％を超える場合には、Ｔｉを添加した場合、ＴｉＮが多量に生成し、フィッシュアイなどの介在物の起点となり、疲労強度の低下を招いてしまう。したがって、不純物中のＮの含有量を０．００７０％以下とした。
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、酸化物系介在物を形成しやすく、フィッシュアイなどの介在物起因の破壊起点となり、疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が多くなって０．００３０％を超えると、疲労強度の低下が顕著になる。したがって、不純物中のＯの含有量を０．００３０％以下とした。なお、Ｏの含有量は可及的に少なくすることが望ましい。
Ｏは、酸化物系介在物を形成しやすく、フィッシュアイなどの介在物起因の破壊起点となり、疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が多くなって０．００３０％を超えると、疲労強度の低下が顕著になる。したがって、不純物中のＯの含有量を０．００３０％以下とした。なお、Ｏの含有量は可及的に少なくすることが望ましい。
上記の理由から、本発明（１）に係る軟窒化用鋼は、上述した範囲のＣからＡｌまでの元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮが０．００７０％以下、Ｏ（酸素）が０．００３０％以下であることと規定した。
なお、本発明に係る軟窒化用鋼は、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、後述する第１群に示される元素を任意添加元素として添加し、含有させたものでもよい。また、第２群から選択される少なくとも１種以上の元素を任意添加元素として添加し、含有させたものでもよい。更に、第１群に示される元素と第２群から選択される少なくとも１種以上の元素との両方を任意添加元素として添加し、含有させたものでもよい。
以下、上記第１群及び第２群の任意添加元素に関して説明する。
第１群：Ｔｉ：０．０１５〜０．１００％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％
Ｔｉは、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、後述するＢの焼入れ性効果を確保するために添加する。しかしながら、その含有量が０．０１５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｔｉを０．１００％を超えて含有させても前記の効果が飽和してコストが嵩むばかりである。しかも、過剰のＴｉが軟窒化時に侵入したＮと結びつき、表面硬さを過度に上昇させて硬化層深さが浅くなる。このため、内部破壊を生じ疲労強度の低下を招いてしまう。したがって、添加する場合のＴｉの含有量を０．０１５〜０．１００％とした。
Ｔｉは、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、後述するＢの焼入れ性効果を確保するために添加する。しかしながら、その含有量が０．０１５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｔｉを０．１００％を超えて含有させても前記の効果が飽和してコストが嵩むばかりである。しかも、過剰のＴｉが軟窒化時に侵入したＮと結びつき、表面硬さを過度に上昇させて硬化層深さが浅くなる。このため、内部破壊を生じ疲労強度の低下を招いてしまう。したがって、添加する場合のＴｉの含有量を０．０１５〜０．１００％とした。
Ｂは、焼入れ性を高めて、焼入れ深さを確保する作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０００５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｂを０．００３０％を超えて含有させても前記の効果が飽和してコストが嵩むばかりか、鋳片に割れが生じやすくなって、生産性の低下をきたす。したがって、添加する場合のＢの含有量を０．０００５〜０．００３０％とした。
なお、上記のＴｉ及びＢは、２種を複合して添加することで、焼入れを高めて十分な母材部硬さを確保することが可能となる。このため、質量効果が大きい軟窒化部品、なかでも、軟窒化クランクシャフトを始めとする自動車用軟窒化部品の素材として、ＴｉとＢの２種を複合して添加することができる。
第２群：Ｓ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．０１％及びＴｅ：０．００１〜０．１００％
Ｓは、被削性を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．００５％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｓを０．１００％を超えて含有させても被削性の更なる向上が認められなくなるばかりか、疲労強度の低下を招くことがある。したがって、添加する場合のＳの含有量を０．００５〜０．１００％とした。
Ｓは、被削性を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．００５％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｓを０．１００％を超えて含有させても被削性の更なる向上が認められなくなるばかりか、疲労強度の低下を招くことがある。したがって、添加する場合のＳの含有量を０．００５〜０．１００％とした。
Ｃａは、被削性を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．００１％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｃａを０．０１％を超えて含有させても被削性の更なる向上が認められなくなるばかりか、疲労強度の低下を招くことがある。したがって、添加する場合のＣａの含有量を０．００１〜０．０１％とした。
Ｔｅも、被削性を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．００１％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｔｅを０．１００％を超えて含有させても被削性の更なる向上が認められなくなるばかりか、疲労強度の低下を招くことがある。したがって、添加する場合のＴｅの含有量を０．００１〜０．１００％とした。
上記のＳ、Ｃａ及びＴｅはいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で添加することができる。
上記の理由から、本発明（２）に係る軟窒化用鋼は、本発明（１）における軟窒化用鋼のＦｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０１５〜０．１００％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有することと規定した。
また、本発明（３）に係る軟窒化用鋼は、本発明（１）における軟窒化用鋼のＦｅの一部に代えて、Ｓ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．０１％及びＴｅ：０．００１〜０．１００％から選択される１種以上を含有すること（但し、質量％で、Ｃ：０．１８％、Ｓｉ：０．２４％、Ｍｎ：０．７０％、Ｍｏ：１．３０％、Ｖ：０．２０％、Ｃｒ：０．０５％、Ａｌ：０．０３％、Ｓ：０．０６％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるものは除く。）と規定した。
更に、本発明（４）に係る軟窒化用鋼は、本発明（１）における軟窒化用鋼のＦｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０１５〜０．１００％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有するとともに、Ｓ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．０１％及びＴｅ：０．００１〜０．１００％から選択される１種以上を含有することと規定した。
前述の本発明（１）から本発明（４）までのいずれかに記載の軟窒化用鋼を素材とすることによって、所望形状の軟窒化部品への切削加工を容易にして、しかも、軟窒化処理後に耐疲労特性を高めることができる。
したがって、本発明（５）に係る軟窒化部品は、前記本発明（１）から本発明（４）までのいずれかに記載の化学組成を有するものと規定した。
（Ｂ）軟窒化部品の硬さ
前記本発明（１）〜本発明（４）の軟窒化用鋼を素材とする軟窒化部品のうちで、特に、円弧部半径が２〜３ｍｍであるものが、実応力で８００ＭＰａ以上という大きな疲労強度を有するためには、ＨｖＳを軟窒化後の表面から０．０５ｍｍ位置でのＨｖ硬さ、ＨｖＭを軟窒化後の母材部のＨｖ硬さとして、前記の式(1)及び式(2)、つまり、
１．６≦ＨｖＳ／ＨｖＭ≦２．２・・・・・(1)、
５５０≦ＨｖＳ≦７３０・・・・・(2)、
を満たす必要がある。以下、このことについて説明する。
前記本発明（１）〜本発明（４）の軟窒化用鋼を素材とする軟窒化部品のうちで、特に、円弧部半径が２〜３ｍｍであるものが、実応力で８００ＭＰａ以上という大きな疲労強度を有するためには、ＨｖＳを軟窒化後の表面から０．０５ｍｍ位置でのＨｖ硬さ、ＨｖＭを軟窒化後の母材部のＨｖ硬さとして、前記の式(1)及び式(2)、つまり、
１．６≦ＨｖＳ／ＨｖＭ≦２．２・・・・・(1)、
５５０≦ＨｖＳ≦７３０・・・・・(2)、
を満たす必要がある。以下、このことについて説明する。
図１及び図２中の破線及び実線は、それぞれ、軟窒化部品の半径２〜３ｍｍの円弧部における表面からの距離と疲労強度との関係及び前記の距離と部品に作用する応力との関係を模式的に示す図である。つまり、図１及び図２は、軟窒化部品における疲労強度分布（破線）及び部品に作用する応力分布（実線）を模式的に示す図である。
なお、上記の図１及び図２における疲労強度は括弧内の「Ｈｖ硬さ×１．６」として示した。これは、鉄鋼材料の場合、疲労強度（疲労限度）σｗとＨｖ硬さとの間にほぼ下記の式(3)で表される関係のあることが知られているためである。
σｗ＝Ｈｖ硬さ×１．６・・・・・(3)。
σｗ＝Ｈｖ硬さ×１．６・・・・・(3)。
上記２つの図のうち、図１は素材がJIS G 4202(1979)に記載されたＳＡＣＭ６４５のように窒化物形成元素を多量に含む場合を示し、また、図２は素材が窒化物形成元素であるＣｒ、Ａｌ、Ｖ、ＭｏやＴｉをほとんど含まない場合を示している。
図１にみられるように、窒化物形成元素を多量に含む場合、母材部硬さである内部硬さに比べて表面硬さが高くなるものの軟窒化の硬化層の深さが小さいので、部品は内部から疲労破壊を生じてしまう。このため、表面硬さが高い割には、所望の大きな疲労強度を得ることができない。
一方、図２にみられるように、窒化物形成元素をほとんど含まない場合、軟窒化の硬化層の深さは大きいものの、表面硬さが母材部硬さである内部硬さに比べて低すぎるので、部品表面で疲労破壊を生じてしまう。このため、所望の大きな疲労強度を得ることができない。
そこで、本発明者らは、半径２〜３ｍｍの円弧部を有する軟窒化部品の内部からの疲労破壊を防止するとともに、表面における疲労破壊をも防止するための条件について種々検討を行った。
その結果、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を素材とする軟窒化部品は、軟窒化後の「ＨｖＳ／ＨｖＭ」の値及び「ＨｖＳ」の値が、それぞれ、特定の範囲にある場合に大きな疲労強度を有することが判明した。
そこで、更に検討を加えた結果、半径２〜３ｍｍの円弧部を有する軟窒化部品が使用される際の応力勾配に見合うものとして「ＨｖＳ／ＨｖＭ」の値を１．６〜２．２に制御するとともに、ＨｖＳの値を５５０〜７３０とすることによって、前記軟窒化部品に所望の良好な耐疲労特性、すなわち、実応力で８００ＭＰａ以上の大きな疲労強度を付与できることが判明した。
したがって、本発明（５）に係る軟窒化部品は、軟窒化後の硬さが前記の式(1)及び式(2)を満たすことと規定した。
なお、軟窒化後の硬さが前記の式(1)を満たす、つまり、「ＨｖＳ／ＨｖＭ」の値が１．６〜２．２となる範囲においては、同一の母材部硬さを有する場合であっても大きな疲労強度が得られるので、被削性及びコストの面でも有利である。
軟窒化後の硬さが前記の式(1)及び式(2)を満たす軟窒化部品は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する軟窒化用鋼を、例えば、「１０５０〜１２５０℃に加熱した後、鍛造仕上げ温度を１２００〜９００℃として熱間鍛造し、次いで、切削加工して半径２〜３ｍｍの円弧部を有する所望の軟窒化部品の形状に仕上げてから、５７０〜６２０℃で軟窒化処理する」ことによって比較的容易に製造することができる。
以下、軟窒化後の硬さが前記の式(1)及び式(2)を満たす軟窒化部品の製造方法の一例として挙げた上記の内容に関して説明する。
・熱間鍛造の加熱温度：１０５０〜１２５０℃
熱間鍛造のための加熱温度が１０５０℃を下回った場合、ＶＣやＭｏ2Ｃが素地に十分に固溶しないために、軟窒化処理後の母材部硬さが十分ではなく、疲労強度の低下を招くことがある。一方、鍛造加熱温度が１２５０℃を超える場合には、結晶粒が粗大化して、疲労強度の低下を招くことがある。このため、熱間鍛造のための加熱温度は１０５０〜１２５０℃とするのが好ましい。
熱間鍛造のための加熱温度が１０５０℃を下回った場合、ＶＣやＭｏ2Ｃが素地に十分に固溶しないために、軟窒化処理後の母材部硬さが十分ではなく、疲労強度の低下を招くことがある。一方、鍛造加熱温度が１２５０℃を超える場合には、結晶粒が粗大化して、疲労強度の低下を招くことがある。このため、熱間鍛造のための加熱温度は１０５０〜１２５０℃とするのが好ましい。
・熱間鍛造の仕上げ温度：１２００〜９００℃
熱間鍛造の仕上げ温度は結晶粒の微細効果を得るために１２００℃以下の温度とするのがよい。しかしながら、９００℃未満の温度では、鍛造加工性が劣化することがある。したがって、熱間鍛造の仕上げ温度は１２００〜９００℃とするのが好ましい。なお、熱間鍛造の仕上げ温度は１１００〜９５０℃とするのが一層好ましい。
熱間鍛造の仕上げ温度は結晶粒の微細効果を得るために１２００℃以下の温度とするのがよい。しかしながら、９００℃未満の温度では、鍛造加工性が劣化することがある。したがって、熱間鍛造の仕上げ温度は１２００〜９００℃とするのが好ましい。なお、熱間鍛造の仕上げ温度は１１００〜９５０℃とするのが一層好ましい。
上述の「１０５０〜１２５０℃に加熱した後、鍛造仕上げ温度を１２００〜９００℃として熱間鍛造」することによって、オーステナイト結晶粒は安定して１００μｍ以下のサイズになる。
・切削加工
上記のようにして得た熱間鍛造材を所望の軟窒化部品の形状に仕上げる切削加工の方法は、部品形状に合わせて適宜選択すればよいものである。
上記のようにして得た熱間鍛造材を所望の軟窒化部品の形状に仕上げる切削加工の方法は、部品形状に合わせて適宜選択すればよいものである。
・軟窒化処理温度：５７０〜６２０℃
切削加工して所望の形状に仕上げた部品には、この後更に、軟窒化処理が施される。なお、Ｍｏ2ＣやＶＣなどの析出硬化量を最大限確保して軟窒化処理後の母材部硬さを高めるために、軟窒化処理の温度は、５７０〜６２０℃とするのがよい。軟窒化処理の温度を高くすることによって、Ｎの拡散が促進され、短時間で大きな軟窒化の硬化層の深さを得ることができるものの、６２０℃を超えると、析出硬化のピークをすぎることとなって、母材部硬さの低下を招くことがある。一方、５７０℃を下回る温度では、析出硬化量が確保できずに十分な母材部硬さを得られないことがある。したがって、軟窒化処理温度は５７０〜６２０℃とするのが好ましい。なお、軟窒化処理温度は５９０〜６１０℃とするのが一層好ましい。この軟窒化処理の方法は、通常の方法で行えばよい。
切削加工して所望の形状に仕上げた部品には、この後更に、軟窒化処理が施される。なお、Ｍｏ2ＣやＶＣなどの析出硬化量を最大限確保して軟窒化処理後の母材部硬さを高めるために、軟窒化処理の温度は、５７０〜６２０℃とするのがよい。軟窒化処理の温度を高くすることによって、Ｎの拡散が促進され、短時間で大きな軟窒化の硬化層の深さを得ることができるものの、６２０℃を超えると、析出硬化のピークをすぎることとなって、母材部硬さの低下を招くことがある。一方、５７０℃を下回る温度では、析出硬化量が確保できずに十分な母材部硬さを得られないことがある。したがって、軟窒化処理温度は５７０〜６２０℃とするのが好ましい。なお、軟窒化処理温度は５９０〜６１０℃とするのが一層好ましい。この軟窒化処理の方法は、通常の方法で行えばよい。
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
［実施例１］
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｓを溶製後、熱間で各々直径８０ｍｍの丸棒に圧延した。なお、表１における鋼Ａ〜Ｉは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼である。一方、表１における鋼Ｊ〜Ｓは本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｓを溶製後、熱間で各々直径８０ｍｍの丸棒に圧延した。なお、表１における鋼Ａ〜Ｉは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼である。一方、表１における鋼Ｊ〜Ｓは本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
次いで、直径８０ｍｍの丸棒について、表２に示す鍛造加熱温度及び鍛造仕上げ温度で熱間鍛造し、直径５０ｍｍの丸棒を作製した。
熱間鍛造後の冷却は空冷とした。なお、空冷の冷却速度は、９００℃から５００℃の範囲で４０℃／分である。
このようにして得た直径５０ｍｍの各丸棒から、硬さ試験片と切削加工用試験片を採取して、硬さと被削性を調査した。
硬さ試験は、直径５０ｍｍの丸棒のＲ／２の部位（但し、「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）から１５ｍｍ角の寸法の試験片を採取し、試験力９．８Ｎで５点ずつＨｖ硬さを測定し、各５点の平均値をその試験片のＨｖ硬さとし、２８０以下を目標とした。
被削性の調査は、直径５０ｍｍの丸棒から「直径５０ｍｍ×長さ４００ｍｍ」の試験片を採取し、下記の条件で切削加工して実施した。
・「切削方法」：外周乾式旋削、
・「チップ」：超硬工具Ｐ２０、
・「送り」：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
・「周速」：１５０ｍ／分、
・「切り込み量」：２．０ｍｍ。
・「チップ」：超硬工具Ｐ２０、
・「送り」：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
・「周速」：１５０ｍ／分、
・「切り込み量」：２．０ｍｍ。
なお、被削性は逃げ面磨耗量が０．２ｍｍに達するまでの工具寿命で評価し、２０分以上の工具寿命を有することを目標とした。
表２に、前記の硬さ試験の結果と被削性の調査結果を併せて示す。なお、直径５０ｍｍの丸棒から採取した試験片の硬さを「鍛造後のＨｖ硬さ」として示した。
また、直径５０ｍｍの各丸棒から、図３に示す形状のノッチ底の半径が３．２ｍｍの疲労試験片を採取し、ＲＸガスにアンモニアを１：１の割合で混合した雰囲気中で、表２に「軟窒化温度」として併記した温度に２時間保持して軟窒化処理を施し、その後油中へ冷却した。
次いで、回転速度を３０００ｒｐｍとした小野式回転曲げ疲労試験機を用いて、上記の軟窒化処理した疲労試験片の曲げ疲労強度を求めた。なお、曲げ疲労強度は、切欠部の実応力を、歪みゲージを貼付して求めた。なお、曲げ疲労強度は８００ＭＰａ以上を目標とした。
更に、軟窒化処理した疲労試験片を用いて、試験力４．９Ｎで、表面から０．０５ｍｍ位置でのＨｖ硬さ（ＨｖＳ）及び母材部硬さ（ＨｖＭ）を測定した。
表２に、上記のようにして求めた曲げ疲労強度と軟窒化処理後の硬さも併せて示した。
表２から、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼Ａ〜Ｉを用いた試験番号１〜９の場合は、いずれも、工具寿命が２０分を超えて被削性に優れ、また、疲労強度も８００ＭＰａを超える大きな値で耐疲労特性にも優れていることが明らかである。
これに対して、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼Ｊ〜Ｓを用いた試験番号１０〜１９の場合は、被削性と耐疲労特性のいずれか又は双方に劣っている。
すなわち、試験番号１０及び試験番号１７の場合は、工具寿命が２０分に達せず被削性に劣っている。
また、試験番号１４の場合は、工具寿命が２０分に達せず被削性に劣るとともに、疲労強度が８００ＭＰａに達せず耐疲労特性にも劣っている。
更に、試験番号１１〜１３、試験番号１５、試験番号１６、試験番号１８及び試験番号１９の場合は、疲労強度が８００ＭＰａに達せず耐疲労特性に劣っている。
［実施例２］
実施例１で作製した鋼Ａ及び鋼Ｂの直径８０ｍｍの丸棒について、表３に示す鍛造加熱温度及び鍛造仕上げ温度で熱間鍛造し、直径５０ｍｍの丸棒を作製した。
実施例１で作製した鋼Ａ及び鋼Ｂの直径８０ｍｍの丸棒について、表３に示す鍛造加熱温度及び鍛造仕上げ温度で熱間鍛造し、直径５０ｍｍの丸棒を作製した。
熱間鍛造後の冷却は空冷とした。なお、空冷の冷却速度は、９００℃から５００℃の範囲で４０℃／分である。
このようにして得た直径５０ｍｍの各丸棒から、硬さ試験片と切削加工用試験片を採取して、硬さと被削性を調査した。
硬さ試験は、直径５０ｍｍの丸棒のＲ／２の部位（但し、「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）から１５ｍｍ角の寸法の試験片を採取し、試験力９．８Ｎで５点ずつＨｖ硬さを測定し、各５点の平均値をその試験片のＨｖ硬さとし、２８０以下を目標とした。
被削性の調査は、直径５０ｍｍの丸棒から「直径５０ｍｍ×長さ４００ｍｍ」の試験片を採取し、下記の条件で切削加工して実施した。
・「切削方法」：外周乾式旋削、
・「チップ」：超硬工具Ｐ２０、
・「送り」：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
・「周速」：１５０ｍ／分、
・「切り込み量」：２．０ｍｍ。
・「チップ」：超硬工具Ｐ２０、
・「送り」：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
・「周速」：１５０ｍ／分、
・「切り込み量」：２．０ｍｍ。
なお、被削性は逃げ面磨耗量が０．２ｍｍに達するまでの工具寿命で評価し、２０分以上の工具寿命を有することを目標とした。
表３に、前記の硬さ試験の結果と被削性の調査結果を併せて示す。なお、直径５０ｍｍの丸棒から採取した試験片の硬さを「鍛造後のＨｖ硬さ」として示した。
また、直径５０ｍｍの各丸棒から、図４に示す形状のノッチ底の半径が２．５ｍｍの疲労試験片を採取し、ＲＸガスにアンモニアを１：１の割合で混合した雰囲気中で、表３に「軟窒化温度」として併記した温度に２時間保持して軟窒化処理を施し、その後油中へ冷却した。
次いで、回転速度を３０００ｒｐｍとした小野式回転曲げ疲労試験機を用いて、上記の軟窒化処理した疲労試験片の曲げ疲労強度を求めた。なお、曲げ疲労強度は、切欠部の実応力を、歪みゲージを貼付して求めた。なお、曲げ疲労強度は８００ＭＰａ以上を目標とした。
更に、軟窒化処理した疲労試験片を用いて、試験力４．９Ｎで、表面から０．０５ｍｍ位置でのＨｖ硬さ（ＨｖＳ）及び母材部の硬さ（ＨｖＭ）を測定した。
表３に、上記のようにして求めた曲げ疲労強度と軟窒化処理後の硬さも併せて示した。
表３から、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼Ａ及び鋼Ｂを用いた試験番号２０〜２７の場合は、いずれも、工具寿命が２０分を超えて被削性に優れている。
しかしながら、試験番号２１、試験番号２３、試験番号２４、試験番号２６及び試験番号２７の場合、軟窒化後の硬さが前記の式(1)から外れている、つまり、「ＨｖＳ／ＨｖＭ」の値が、それぞれ、２．４６、２．２６、２．３４、２．２４及び１．４１であるため、ノッチ底の半径が２．５ｍｍの疲労試験片を用いた場合の疲労強度は目標に達していない。
これに対して、本発明（５）で規定する条件を満たす試験番号２０、試験番号２２及び試験番号２５の場合、ノッチ底の半径が２．５ｍｍの疲労試験片を用いた場合であってもその疲労強度は８００ＭＰａを超える大きな値で耐疲労特性にも優れていることが明らかである。
本発明の軟窒化用鋼は、被削性に優れるため軟窒化処理前に所望の部品形状への切削加工が容易に行え、しかも、軟窒化処理後には実応力で８００ＭＰａ以上の大きな疲労強度を有するので、軟窒化部品、なかでも、軟窒化クランクシャフトを始めとする自動車用軟窒化部品の素材として用いることができる。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｍｏ：０．８０〜１．５０％、Ｖ：０．１０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ａｌ：０〜０．０５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮが０．００７０％以下、Ｏ（酸素）が０．００３０％以下であることを特徴とする軟窒化用鋼。
但し、次の〈１〉〜〈３〉の３つの関係式を全て満たすものは除く。
〈１〉２．３質量％≦Ｃ＋Ｍｏ＋５Ｖ≦３．７質量％
〈２〉２．０質量％≦Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦３．０質量％
〈３〉２．７質量％≦２．１６Ｃｒ＋Ｍｏ＋２．５４Ｖ≦４．０質量％ - Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０１５〜０．１００％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有する請求項１に記載の軟窒化用鋼。
- Ｆｅの一部に代えて、Ｓ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．０１％及びＴｅ：０．００１〜０．１００％から選択される１種以上を含有する請求項１に記載の軟窒化用鋼。
但し、質量％で、Ｃ：０．１８％、Ｓｉ：０．２４％、Ｍｎ：０．７０％、Ｍｏ：１．３０％、Ｖ：０．２０％、Ｃｒ：０．０５％、Ａｌ：０．０３％、Ｓ：０．０６％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるものは除く。 - Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０１５〜０．１００％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有するとともに、Ｓ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．０１％及びＴｅ：０．００１〜０．１００％から選択される１種以上を含有する請求項１に記載の軟窒化用鋼。
- 請求項１から４までのいずれかに記載の化学組成を有し、軟窒化後の硬さが下記の式(1)及び式(2)を満たすことを特徴とする軟窒化部品。
１．６≦ＨｖＳ／ＨｖＭ≦２．２・・・・・(1)
５５０≦ＨｖＳ≦７３０・・・・・(2)
但し、式(1)及び(2)におけるＨｖＳは表面から０．０５ｍｍ位置でのビッカース硬さ、ＨｖＭは母材部のビッカース硬さを表す。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2005151752A JP4526440B2 (ja) | 2005-05-25 | 2005-05-25 | 軟窒化用鋼及び軟窒化部品 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2005151752A JP4526440B2 (ja) | 2005-05-25 | 2005-05-25 | 軟窒化用鋼及び軟窒化部品 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2006328457A JP2006328457A (ja) | 2006-12-07 |
| JP4526440B2 true JP4526440B2 (ja) | 2010-08-18 |
Family
ID=37550456
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2005151752A Expired - Fee Related JP4526440B2 (ja) | 2005-05-25 | 2005-05-25 | 軟窒化用鋼及び軟窒化部品 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4526440B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5477248B2 (ja) * | 2010-09-30 | 2014-04-23 | 新日鐵住金株式会社 | 被削性に優れた窒化用鋼及び窒化処理部品 |
| JP5664371B2 (ja) * | 2011-03-17 | 2015-02-04 | 新日鐵住金株式会社 | 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52120912A (en) * | 1976-04-06 | 1977-10-11 | Mitsubishi Steel Mfg | Production of nitrided low loaded articles |
| JPH04154936A (ja) * | 1990-10-16 | 1992-05-27 | Aichi Steel Works Ltd | 析出硬化型窒化用鋼 |
| JPH07138696A (ja) * | 1993-11-11 | 1995-05-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 疲労強度に優れた鋼部品 |
| JPH11124653A (ja) * | 1997-10-21 | 1999-05-11 | Mitsubishi Seiko Muroran Tokushuko Kk | 窒化処理用鋼およびその窒化処理方法 |
| JP2006291310A (ja) * | 2005-04-12 | 2006-10-26 | Daido Steel Co Ltd | クランクシャフト及びその製造方法 |
-
2005
- 2005-05-25 JP JP2005151752A patent/JP4526440B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52120912A (en) * | 1976-04-06 | 1977-10-11 | Mitsubishi Steel Mfg | Production of nitrided low loaded articles |
| JPH04154936A (ja) * | 1990-10-16 | 1992-05-27 | Aichi Steel Works Ltd | 析出硬化型窒化用鋼 |
| JPH07138696A (ja) * | 1993-11-11 | 1995-05-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 疲労強度に優れた鋼部品 |
| JPH11124653A (ja) * | 1997-10-21 | 1999-05-11 | Mitsubishi Seiko Muroran Tokushuko Kk | 窒化処理用鋼およびその窒化処理方法 |
| JP2006291310A (ja) * | 2005-04-12 | 2006-10-26 | Daido Steel Co Ltd | クランクシャフト及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2006328457A (ja) | 2006-12-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2013082988A (ja) | 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法 | |
| KR101726251B1 (ko) | 연질화용 강 및 연질화 부품 그리고 이들의 제조 방법 | |
| JP4581966B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼材 | |
| JP5767594B2 (ja) | 窒化用鋼材およびこれを用いた窒化部材 | |
| JP2001073072A (ja) | 耐ピッチング性に優れた浸炭窒化部品 | |
| EP3190199B1 (en) | Non-tempered soft-nitrided component | |
| JP2019218582A (ja) | 機械部品 | |
| JPH07116502B2 (ja) | 鋼部材の製造方法 | |
| JP4737601B2 (ja) | 高温窒化処理用鋼 | |
| JP5343760B2 (ja) | 調質型軟窒化部品 | |
| JP3239758B2 (ja) | 軟窒化用鋼材、軟窒化部品及びその製造方法 | |
| JP4938475B2 (ja) | 耐衝撃疲労特性に優れた歯車用鋼及びそれを用いた歯車 | |
| JP4291941B2 (ja) | 曲げ疲労強度に優れた軟窒化用鋼 | |
| JP5200552B2 (ja) | 調質型軟窒化クランク軸用粗形品および調質型軟窒化クランク軸 | |
| JP5477248B2 (ja) | 被削性に優れた窒化用鋼及び窒化処理部品 | |
| JPH10219393A (ja) | 軟窒化用鋼材、軟窒化部品及びその製造方法 | |
| JP4526440B2 (ja) | 軟窒化用鋼及び軟窒化部品 | |
| JP2894184B2 (ja) | 軟窒化用鋼 | |
| JPH08176733A (ja) | 軟窒化用鋼 | |
| JP4488228B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼材 | |
| JP2020029608A (ja) | 浸炭窒化用鋼 | |
| JP2019218583A (ja) | 機械部品の製造方法 | |
| JP5141313B2 (ja) | 黒皮外周旋削性とねじり強度に優れた鋼材 | |
| JP2008223083A (ja) | クランクシャフト及びその製造方法 | |
| JP4450217B2 (ja) | 軟窒化用非調質鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20070712 |
|
| RD02 | Notification of acceptance of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7422 Effective date: 20070712 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20070712 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20090723 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20090805 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20091001 |
|
| RD02 | Notification of acceptance of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7422 Effective date: 20091001 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20100106 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20100217 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20100525 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20100601 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130611 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4526440 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313115 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130611 Year of fee payment: 3 |
|
| R371 | Transfer withdrawn |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R371 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313115 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130611 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |