JP4962695B2 - 軟窒化用鋼及び軟窒化部品の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、軟窒化用鋼及び軟窒化部品の製造方法に関し、詳しくは、切削加工性に優れた軟窒化用鋼及びその鋼を素材とする軟窒化部品の製造方法に関する。更に詳しくは、自動車や各種産業機械のミッション部品に用いられるシャフトや歯車などのうちでも特に低騒音化が要求される部品の素材として好適で、熱間鍛造のまま或いはその後焼準したままで容易に所望の部品形状に切削加工できる切削加工性に優れた軟窒化用鋼及び、軟窒化処理する前に、前記低騒音化が要求される部位に用いられる部品形状に一層容易に切削加工することができ工具寿命や切削効率を大きく高めることが可能な軟窒化部品の製造方法に関する。

自動車や各種産業機械のミッション部品に用いられるシャフトや歯車などの部品には、疲労強度を確保することが要求される。このため、従来は、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０などの機械構造用合金鋼を素材として成形し、これに浸炭焼入れ処理を施して、所要の疲労強度が確保されていた。

しかしながら、浸炭焼入れ処理においては、通常８００℃以上の高い温度域からの急冷処理が施される。このため、部品には大きな変形が生じ、高い寸法精度を確保することが困難で、自動車や産業用機械の騒音発生の原因となってしまう。

すなわち、自動車や産業用機械の騒音を低減するためには、高い寸法精度を有する部品が必要であるが、前記浸炭焼入れ部品の場合、高い寸法精度を確保することが困難である。このため、産業界には、自動車や各種産業機械のミッション部品のうちでも特に低騒音化が要求される部品については、高い寸法精度を有するものを確保したいとの要望が大きい。

そこで、低騒音化が達成可能な部品として、従来の浸炭焼入れ部品に代わって軟窒化部品が脚光を浴びている。

これは、軟窒化処理の場合、加熱温度が６００℃以下で、しかも、焼入れが不要であるので熱処理歪みを小さくすることができ、したがって、高い寸法精度を有する部品が得られるからである。

しかしながら、軟窒化処理はＡ₁点以下の温度で行われる熱処理であるので、浸炭焼入れ処理とは異なって、マルテンサイト変態を利用した部品芯部の硬さ上昇が期待できない。このため、軟窒化部品に所望の良好な曲げ疲労強度を確保するためには、芯部となる部分を含めて硬さを高めた素材を用いて部品形状に切削加工し、これを軟窒化処理する必要がある。その結果、切削加工時の硬さが高いために、従来の浸炭焼入れ処理を施す場合に較べて工具寿命や切削効率の大幅な低下をきたすこととなっている。

そこで、特許文献１には、適正量のＣｒ、ＭｏやＶなどを添加して、窒化処理中に炭化物を析出させることによって、芯部のビッカース硬さ（以下、「Ｈｖ硬さ」という。）を窒化処理前の硬さに較べて３０以上高くすることができるので窒化処理前には良好な切削加工性が確保でき、また、窒化処理後には窒化層の表層を構成する脆性で剥離しやすい化合物の生成を抑制することができる「窒化処理用鋼およびその窒化処理方法」が提案されている。

また、特許文献２には、化学成分を調整して、芯部硬さ及び組織の制御を行い、熱間圧延のまま或いは熱間鍛造のままで切削加工性に優れ、しかも軟窒化特性に優れた「軟窒化用鋼」が提案されている。

特開平１１−１２４６５３号公報 特開平７−１５７８４２号公報

前述の特許文献１で開示された技術は、Ｃ、Ｍｏ、Ｖなどの軟窒化処理時の芯部硬さを増加させる元素の含有量の適切な比率について考慮されていないため、軟窒化処理時に芯部硬さを安定して増加させることができないことがある。更に、焼入れ性について配慮されていないため、部品の形状や製造条件が異なる場合、安定して優れた曲げ疲労強度を得ることができないことがある。

前述の特許文献２で開示された技術の場合は、軟窒化処理時の芯部硬さの増加が期待できない。このため、軟窒化処理前には良好な切削加工性を確保することができるものの、軟窒化処理後に、必ずしも安定して良好な曲げ疲労強を確保することができるというものではない。

本発明の目的は、軟窒化処理前の所望の部品形状への切削加工が熱間鍛造のまま或いはその後焼準したままで容易に行え、しかも、軟窒化処理後には良好な曲げ疲労強度を確保することが可能で、自動車や各種産業機械のミッション部品に用いられるシャフトや歯車などのうちでも特に低騒音化が要求される部品の素材として好適な軟窒化用鋼、及び、軟窒化処理する前に、前記低騒音化が要求される部位に用いられる部品形状に一層容易に切削加工することができて工具寿命や切削効率を大きく高めることが可能な軟窒化部品の製造方法を提供することである。

本発明者らは、上述のような問題点を解決するために、高価な元素であるＭｏ及びＶの含有量をあまり高めることなく、軟窒化処理時の芯部硬さを安定して大きく高めることができる軟窒化用鋼の化学組成及び軟窒化処理前の組織について種々調査・研究を重ねた。 その結果、下記（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。

（ａ）熱間鍛造或いは焼準処理における加熱温度域で固溶し、かつ軟窒化処理の温度域で炭化物を析出する元素としては、Ｍｏ及びＶが最も利用しやすい。

（ｂ）軟窒化処理での芯部硬さの増加量は、Ｍｏ及びＶをそれぞれ単独で含有する場合よりも、両者を複合して含有する場合の方が大きい。

（ｃ）軟窒化処理の温度域では、ＭｏとＶのうち先ずＶが炭化物として析出し、次いでＭｏが炭化物として析出する。但し、Ｍｏの含有量が過剰な場合には、軟窒化処理しても芯部硬さの大きな増加は生じない。これは、Ｍｏ炭化物がＭｏ₂ＣからＭｏ₆Ｃに変化するためと考えられる。

（ｄ）軟窒化処理した場合の芯部硬さの増加に有効な炭化物はＶＣとＭｏ₂Ｃである。そのため、軟窒化処理によって芯部硬さの増加量を効果的に大きくするためには、ＶとＭｏの含有量を原子％で制御すると同時に、Ｃ量とＶ量及びＭｏ量との関係を原子％で制御する必要がある。

（ｅ）軟窒化処理した場合のＶ及びＭｏの芯部硬さの増加効果を利用するのに最も適した組織はベイナイト組織である。これは、ベイナイト組織の場合には、フェライト組織やパーライト組織の場合に較べて、Ｃの分布が均一であるためにＶＣ及びＭｏ₂Ｃが析出しやすいからであり、また、ベイナイト組織がマルテンサイト組織に較べて軟化し難いためである。したがって、軟窒化処理前の組織がベイナイト組織になるように焼入れ性を制御するのがよい。

次に、本発明者らは、軟窒化処理で芯部硬さの増加量をより大きくすることができる製造方法について検討した。その結果、下記（ｆ）及び（ｇ）の知見を得た。

（ｆ）Ｍｏ及びＶを含有する鋼が析出強化する温度域は５００℃を超える温度域である。

（ｇ）５００℃以下の温度域に加熱保持して冷却すれば、Ｍｏ及びＶの析出強化は生じないので鋼の硬さを低下させることができ、特に、４００〜５００℃の温度域に加熱保持して冷却すれば、軟化の程度を大きくすることができる。

そして、上記の各知見から、次の知見（ｈ）が得られた。

（ｈ）４００〜５００℃の温度域に加熱保持して冷却し、その後、部品形状に切削加工してから軟窒化処理することで、軟窒化処理前には良好な切削性を確保することができ、しかも、軟窒化処理後には大きな芯部硬さを確保することができる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。

本発明の要旨は、下記（１）及び（２）に示す軟窒化用鋼、並びに（３）及び（４）に示す軟窒化部品の製造方法にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０．５１〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．３％、Ｖ：０．０３〜０．２０％、Ｔｉ：（４８／１４）×［Ｎの含有量（％）］〜０．０５％、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％及びＮｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．０１２％以下、Ｏ（酸素）は０．００３％以下及びＰは０．０３％以下で、かつ下記(1)式で表されるＸの値が０．０５〜０．０９、下記(2)式で表されるＹの値が−０．０２０以上及び下記(3)式で表されるＺの値が４０〜１６０を満たすことを特徴とする軟窒化用鋼。
Ｘ＝（Ｍｏ／１６）＋（Ｖ／４．２）・・・(1)、
Ｙ＝Ｃ−（Ｍｏ／１６）−（Ｖ／４．２）・・・(2)、
Ｚ＝８．５４×Ｃ^1/2×（１＋０．６８１×Ｓｉ）×（１＋３．０６６×Ｍｎ＋０．３２９×Ｍｎ²）×（１＋２．００７×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）×（１＋１．７３×Ｖ）×１．４・・・(3)。
なお、(1)式〜(3)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。

（２）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０．５１〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．３％、Ｖ：０．０３〜０．２０％、Ｔｉ：（４８／１４）×［Ｎの含有量（％）］〜０．０５％、Ｓ：０．００５〜０．０８％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％及びＮｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．０１２％以下、Ｏ（酸素）は０．００１５％未満及びＰは０．０３％以下で、かつ下記(1)式で表されるＸの値が０．０５〜０．０９、下記(2)式で表されるＹの値が−０．０２０以上及び下記(3)式で表されるＺの値が４０〜１６０を満たすことを特徴とする軟窒化用鋼。
Ｘ＝（Ｍｏ／１６）＋（Ｖ／４．２）・・・(1)、
Ｙ＝Ｃ−（Ｍｏ／１６）−（Ｖ／４．２）・・・(2)、
Ｚ＝８．５４×Ｃ^1/2×（１＋０．６８１×Ｓｉ）×（１＋３．０６６×Ｍｎ＋０．３２９×Ｍｎ²）×（１＋２．００７×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）×（１＋１．７３×Ｖ）×１．４・・・(3)。
なお、(1)式〜(3)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。

（３）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０．５１〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．３％、Ｖ：０．０３〜０．２０％、Ｔｉ：（４８／１４）×［Ｎの含有量（％）］〜０．０５％、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％及びＮｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．０１２％以下、Ｏ（酸素）は０．００３％以下及びＰは０．０３％以下で、かつ下記(1)式で表されるＸの値が０．０５〜０．０９、下記(2)式で表されるＹの値が−０．０２０以上及び下記(3)式で表されるＺの値が４０〜１６０を満たす鋼を素材とする軟窒化部品の製造方法であって、熱間鍛造と焼準を行った後、４００〜５００℃の温度域に加熱保持して冷却し、その後、部品形状に切削加工してから軟窒化処理することを特徴とする軟窒化部品の製造方法。
Ｘ＝（Ｍｏ／１６）＋（Ｖ／４．２）・・・(1)
Ｙ＝Ｃ−（Ｍｏ／１６）−（Ｖ／４．２）・・・(2)
Ｚ＝８．５４×Ｃ^１／２×（１＋０．６８１×Ｓｉ）×（１＋３．０６６×Ｍｎ＋０．３２９×Ｍｎ^２）×（１＋２．００７×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）×（１＋１．７３×Ｖ）×１．４・・・(3)
なお、(1)式〜(3)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。

（４）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０．５１〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．３％、Ｖ：０．０３〜０．２０％、Ｔｉ：（４８／１４）×［Ｎの含有量（％）］〜０．０５％、Ｓ：０．００５〜０．０８％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％及びＮｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．０１２％以下、Ｏ（酸素）は０．００１５％未満及びＰは０．０３％以下で、かつ下記(1)式で表されるＸの値が０．０５〜０．０９、下記(2)式で表されるＹの値が−０．０２０以上及び下記(3)式で表されるＺの値が４０〜１６０を満たす鋼を素材とする軟窒化部品の製造方法であって、熱間鍛造と焼準を行った後、４００〜５００℃の温度域に加熱保持して冷却し、その後、部品形状に切削加工してから軟窒化処理することを特徴とする軟窒化部品の製造方法。
Ｘ＝（Ｍｏ／１６）＋（Ｖ／４．２）・・・(1)
Ｙ＝Ｃ−（Ｍｏ／１６）−（Ｖ／４．２）・・・(2)
Ｚ＝８．５４×Ｃ^１／２×（１＋０．６８１×Ｓｉ）×（１＋３．０６６×Ｍｎ＋０．３２９×Ｍｎ^２）×（１＋２．００７×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）×（１＋１．７３×Ｖ）×１．４・・・(3)
なお、(1)式〜(3)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。

以下、上記（１）及び（２）の軟窒化用鋼に係る発明、並びに（３）及び（４）の軟窒化部品の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（４）」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、軟窒化処理前の所望の部品形状への切削加工が熱間鍛造のまま或いはその後焼準したままで容易に行え、しかも、軟窒化処理後には良好な曲げ疲労強度を確保することが可能であるため、自動車や各種産業機械のミッション部品に用いられるシャフトや歯車などのうちでも特に低騒音化が要求される部品の素材として用いることができる。また、本発明の軟窒化部品の製造方法によれば、軟窒化処理する前に、前記低騒音化が要求される部位に用いられる部品形状に一層容易に切削加工することができるので、曲げ疲労強度が高い軟窒化部品を工具寿命や切削効率の大幅な低下をきたすことなく得ることができる。

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：０．０４〜０．１２％
Ｃは、軟窒化処理前の硬さ確保のために、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て、具体的には、それぞれ、ＶＣ及びＭｏ₂Ｃを形成して、部品芯部の硬さを増加させるために必須の元素である。しかし、その含有量が０．０４％未満では他の要件を満たしていても軟窒化処理後に所望の硬さ（後述の方法で試験力９８．０７Ｎで試験した場合の２３０以上のＨｖ硬さ）が得られず、しかも、軟窒化処理によって芯部硬さに所望の増加量（試験力９８．０７Ｎで試験した場合のＨｖ硬さで３０以上の増加）が確保できないため、所望の曲げ疲労強度（後述の小野式回転曲げ疲労試験における３３０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）が得られなくなる。更に、切削加工性とのバランスも不十分である。一方、Ｃの含有量が０．１２％を超えると、他の要件を満たしていても軟窒化処理前に所望の硬さ（試験力９８．０７Ｎで試験した場合の２４０以下のＨｖ硬さ）にすることが困難で、切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０４〜０．１２％とした。

なお、Ｃの含有量が０．０６％以上であれば、軟窒化処理後に２４０以上のＨｖ硬さが得られ、また、軟窒化処理によってＨｖ硬さで４０以上の芯部硬さの増加量を確保することが可能である。一方、Ｃの含有量が０．０９％以下であれば、軟窒化処理前のＨｖ硬さを２３０以下にすることが可能である。したがって、Ｃの含有量は０．０６〜０．０９％にすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０２〜０．５０％
Ｓｉは、焼入れ性及び曲げ疲労強度を高める作用を有する。この効果を得るためには、Ｓｉは０．０２％以上の含有量とする必要がある。一方、Ｓｉの含有量が０．５０％を上回ると、切削加工性の低下が顕著になる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０２〜０．５０％とした。

なお、切削加工性がより重視される場合には、Ｓｉの含有量を０．０２〜０．１５％にすることが好ましい。

Ｍｎ：０．２〜１．５％
Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、Ｓによる脆化を抑制する作用を有する。Ｍｎには焼入れ性を高める作用もある。しかしながら、その含有量が０．２％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、切削加工性の低下が顕著になる。したがって、Ｍｎの含有量を０．２〜１．５％とした。

なお、切削加工性がより重視される場合には、Ｍｎの含有量を０．２〜０．６％にすることが好ましい。

Ｃｒ：０．５１〜１．５％
Ｃｒは、焼入れ性を高めるとともに軟窒化処理による表面硬化量を大きくする効果が大きい。しかし、Ｃｒの含有量が０．５１％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が１．５％を超えると、切削加工性の低下が顕著になる。したがって、Ｃｒの含有量を０．５１〜１．５％とした。

なお、切削加工性がより重視される場合には、Ｃｒの含有量を０．５１〜１．２％にすることが好ましい。

Ｍｏ：０．３〜１．３％
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、具体的には、Ｍｏ₂Ｃを形成し、部品芯部の硬さを増加させるために必須の元素である。しかし、その含有量が０．３％未満では他の要件を満たしていても、軟窒化処理によって芯部硬さに所望の増加量（試験力９８．０７Ｎで試験した場合のＨｖ硬さで３０以上の増加）が確保できないため、曲げ疲労強度と切削加工性とのバランスが不十分である。一方、Ｍｏの含有量が１．３％を超えると、軟窒化処理前に所望の硬さ（試験力９８．０７Ｎで試験した場合の２４０以下のＨｖ硬さ）にすることが困難で、切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｍｏの含有量を０．３〜１．３％とした。

なお、Ｍｏの含有量が０．５％以上であれば、軟窒化処理後に２４０以上のＨｖ硬さが得られ、また、軟窒化処理によってＨｖ硬さで４０以上の芯部硬さの増加量を確保することが可能である。一方、Ｍｏの含有量が０．９％以下であれば、軟窒化処理前のＨｖ硬さを２３０以下にすることが可能である。したがって、Ｍｏの含有量は０．５〜０．９％にすることが好ましい。

Ｖ：０．０３〜０．２０％
Ｖは、軟窒化処理の温度域でＣと結合して炭化物を形成し、具体的には、ＶＣを形成し、部品芯部の硬さを増加させるために必須の元素である。しかし、その含有量が０．０３％未満では他の要件を満たしていても、軟窒化処理によって芯部硬さに所望の増加量（試験力９８．０７Ｎで試験した場合のＨｖ硬さで３０以上の増加）が確保できないため、曲げ疲労強度と切削加工性とのバランスが不十分である。一方、Ｖの含有量が０．２０％を超えると、軟窒化処理前に所望の硬さ（試験力９８．０７Ｎで試験した場合の２４０以下のＨｖ硬さ）にすることが困難で、切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｖの含有量を０．０３〜０．２０％とした。

なお、Ｖの含有量が０．０７％以上であれば、軟窒化処理後に２４０以上のＨｖ硬さが得られ、また、軟窒化処理によってＨｖ硬さで４０以上の芯部硬さの増加量を確保することが可能である。一方、Ｖの含有量が０．１５％以下であれば、軟窒化処理前のＨｖ硬さを２３０以下にすることが可能である。したがって、Ｖの含有量は０．０７〜０．１５％にすることが好ましい。

Ｔｉ：（４８／１４）×［Ｎの含有量（％）］〜０．０５％
Ｔｉは、Ｂの焼入れ性向上効果を確保するために必須の元素である。すなわち、ＴｉはＮとの親和力がＢよりも大きいため、ＮをＴｉＮとして固定し、ＢがＢＮとなることを防いでＢの焼入れ性向上効果を確保する作用を有する。この効果は、Ｔｉの含有量が（４８／１４）×［Ｎの含有量（％）］以上で確保される。一方、Ｔｉの含有量が０．０５％を超えてもその効果は飽和し、コストが嵩むだけである。したがって、Ｔｉの含有量を（４８／１４）×［Ｎの含有量（％）］〜０．０５％とした。

Ｓ：０．００５〜０．０５％（本発明（１）及び本発明（３）に関する場合）又はＳ：０．００５〜０．０８％（本発明（２）及び本発明（４）に関する場合）
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を向上させる作用を有する。しかし、その含有量が０．００５％未満では、前記の効果が得難い。

一方、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳが生成しやすくなり、曲げ疲労強度の低下が顕著になる。このＳ含有量増大に伴う曲げ疲労強度の低下は、不純物中のＯ（酸素）の含有量とも相関を有し、Ｏの含有量が０．００３％を超える場合に著しくなる。したがって、Ｏの含有量を０．００３％以下にしたうえで、Ｓの含有量の上限も抑える必要がある。そして、Ｏの含有量を０．００３％以下とした場合、Ｓ含有量が０．０５％以下であれば曲げ疲労強度の低下が小さく、所望の曲げ疲労強度（後述の小野式回転曲げ疲労試験における３３０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）が得られる。なお、上記したＯの含有量が０．００３％以下の場合のうちでも、特に０．００１５％未満の場合には、Ｓの含有量が０．０８％以下であれば曲げ疲労強度の低下が小さいので、上述した所望の曲げ疲労強度が得られる。

したがって、Ｏ（酸素）の含有量が０．００３％以下である本発明（１）及び本発明（３）に関する場合のＳの含有量を０．００５〜０．０５％とした。また、Ｏの含有量が０．００１５％未満である本発明（２）及び本発明（４）に関する場合のＳの含有量を０．００５〜０．０８％とした。

なお、切削加工性がより重視される場合には、Ｏ（酸素）の含有量が０．００３％以下である本発明（１）及び本発明（３）に関する場合のＳの含有量は０．０２〜０．０５％にすることが好ましく、また、Ｏの含有量が０．００１５％未満である本発明（２）及び本発明（４）に関する場合のＳの含有量は０．０２〜０．０８％にすることが好ましい。

Ａｌ：０．０１〜０．０６％
Ａｌは、脱酸作用を有する元素であり、鋼中の酸素量低減のために必要である。しかし、Ａｌ含有量が０．０１％未満ではこの効果が得難い。一方で、Ａｌは硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、特に、Ａｌ含有量が０．０６％を超えると、粗大な酸化物系介在物の形成が著しくなるので曲げ疲労強度の低下が顕著になる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０６％とした。

なお、曲げ疲労強度がより重視される場合には、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０４％にすることが好ましい。

Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂは、鋼中にフリーな状態で存在して焼き入れ性を高める効果を有するため、ＭｎやＣｒなどの合金元素の含有量を低減することができる。この効果を得るためには、Ｂは０．０００３％以上の含有量とする必要がある。一方、Ｂを０．００３％を超えて含有しても前記の効果は飽和し、コストが嵩むだけである。したがって、Ｂの含有量を０．０００３〜０．００３％とした。

Ｎｂ：０〜０．０５％
Ｎｂの添加は任意である。添加すれば、Ｃ及びＮと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ及びＮｂ（Ｃ、Ｎ）を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｎｂは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｂの含有量が０．０５％を超えてもその効果は飽和し、コストが嵩むだけである。したがって、Ｎｂの含有量を０〜０．０５％とした。

本発明においては、不純物中のＮ、Ｏ（酸素）及びＰの含有量を下記のとおりに制限する。

Ｎ：０．０１２％以下
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成しやすく、粗大なＴｉＮが存在すると、曲げ疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｎの含有量が０．０１２％を超えると、粗大なＴｉＮを形成しやすくなって、曲げ疲労強度の低下が顕著になる。したがって、不純物中のＮの含有量を０．０１２％以下とした。なお不純物中のＮの含有量はできるだけ少なくすることが望ましいが、製鋼でのコストを考慮すると、０．００８％以下にすることが好ましい。

Ｏ（酸素）：０．００３％以下（本発明（１）及び本発明（３）に関する場合）又はＯ（酸素）：０．００１５％未満（本発明（２）及び本発明（４）に関する場合）
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、Ｏの含有量が多くなると、曲げ疲労強度を低下させてしまう。このＯ含有量増大に伴う曲げ疲労強度の低下は、Ｓの含有量とも相関を有し、Ｓの含有量が０．０５％を上回る場合に著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．０５％以下にしたうえで、Ｏの含有量の上限も抑える必要がある。そして、Ｓの含有量を０．０５％以下とした場合、Ｏの含有量が０．００３％以下であれば曲げ疲労強度の低下が小さく、所望の曲げ疲労強度（後述の小野式回転曲げ疲労試験における３３０ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）が得られる。

なお、上記したＯの含有量が０．００３％以下の場合のうちでも、特に０．００１５％未満の場合には、Ｓの含有量が０．０８％以下であれば曲げ疲労強度の低下が小さいので、上述した所望の曲げ疲労強度が得られる。

したがって、Ｓの含有量が０．００５〜０．０５％である本発明（１）及び本発明（３）に関する場合の不純物中のＯの含有量を０．００３％以下とした。また、Ｓの含有量が０．００５〜０．０８％である本発明（２）及び本発明（４）に関する場合の不純物中のＯの含有量を０．００１５％未満とした。

なお、不純物中のＯの含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、製鋼でのコストを考慮すると、Ｓの含有量が０．０５％以下の場合、Ｏの含有量を０．００２％以下にすることが好ましい。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、粒界に偏析して粒界を脆化させやすい元素で、曲げ疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｐの含有量が０．０３％を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＰの含有量を０．０３％以下とした。なお、不純物中のＰの含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、製鋼でのコストを考慮すると、０．０２％以下にすることが好ましい。

本発明においては、前記(1)式で表されるＸの値が０．０５〜０．０９、前記(2)式で表されるＹの値が−０．０２０以上及び前記(3)式で表されるＺの値が４０〜１６０を満たす必要がある。

以下、上記のうち、先ず、Ｘの値が０．０５〜０．０９及びＹの値が−０．０２０以上との条件に関して詳しく説明する。

本発明者らは、表１に示す化学組成を有する鋼ａ〜ｊを３０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、インゴットに鋳造した。

なお、表１には、前記(1)式で表されるＸの値及び前記(2)式で表されるＹの値も併せて示した。

上記の各インゴットを１２００℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造し、室温まで放冷して、直径１５ｍｍの棒鋼を作製した。

次いで、これらの各棒鋼を１１００℃で２０分加熱してから室温まで放冷し、更に、９５０℃で３０分加熱してから、室温まで放冷した。量産においては、素材を１２００〜１２５０℃に加熱後、仕上げ温度１１００℃以上で熱間鍛造後、放冷される場合が多いため、上記の「１１００℃で２０分加熱してから室温まで放冷」の工程が「熱間鍛造」を模擬した工程である。また、「９５０℃で３０分加熱してから、室温まで放冷」の工程が「焼準」に相当する処理である。

このようにして得た直径１５ｍｍの各棒鋼から、長さ２０ｍｍの試験片をそれぞれ４個採取し、下記(a)〜(d)の条件に各１個ずつを振り当てた。なお、下記の処理のうち、「５８０℃で３時間保持してから油冷」する熱処理で軟窒化処理を模擬した。

(a)熱処理なし、
(b)４５０℃で１時間保持してから室温まで放冷、
(c)５８０℃で３時間保持してから油冷、
(d)４５０℃で１時間保持してから室温まで放冷し、更に、５８０℃で３時間保持してから油冷。

このようにして得た直径１５ｍｍで長さ２０ｍｍの試験片を、熱間鍛造方向に垂直な方向で長さ１０ｍｍに切断した後、その切断面を鏡面研磨して、試験力９８．０７Ｎで１０点ずつＨｖ硬さを測定し、各１０点の平均値をその試験片のＨｖ硬さとした。

また、前述の１１００℃で２０分加熱してから室温まで放冷し、更に、９５０℃で３０分加熱してから、室温まで放冷した棒鋼、つまり、条件(a)の「熱処理なし」の棒鋼を切削加工試験に供した。切削加工試験における比較材として、転炉溶製したＪＩＳ規格のＳＣＭ４１５鋼の鋳片に、分塊圧延と棒鋼圧延を行って作製した直径が１５ｍｍの棒鋼を、８６０℃に加熱して油焼入れした後５７０℃で焼戻しを行って、Ｈｖ硬さを２５０に調整したものを用いた。

なお、上記の棒鋼を機械加工によって直径が１４ｍｍで長さが２５０ｍｍにした後、下記の条件で切削加工を行い、前述の比較材の切削抵抗を１．００とした場合の切削抵抗によって、各鋼の切削加工性を評価した。

・「切削方法」：外周旋削、
・「チップ」：母材材質：超硬Ｋ１０種グレード、コーティング：ＴｉＮ、ノーズＲ：０．４ｍｍ、
・「送り」：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
・「周速」：１００ｍ／分、
・「切り込み」：１．０ｍｍ。

表２に、上記の試験結果を示す。なお、表２の「Ｈｖ硬さ」欄における「条件(a)」〜「条件(d)」はそれぞれ、前記(a)〜(d)の熱処理条件に対応するものである。また、「Ｈｖ硬さの増加量」欄の「(c)−(a)」及び「(d)−(b)」はそれぞれ、「前記条件(c)の場合のＨｖ硬さと前記条件(a)の場合のＨｖ硬さの差」及び「前記(d)のＨｖ硬さと前記条件(b)の場合のＨｖ硬さの差」を意味し、いずれも軟窒化処理を模擬した熱処理でのＨｖ硬さの増加量を表す。

なお、軟窒化処理を模擬した熱処理によって生成する炭化物を、Ｖ及びＭｏについてそれぞれ、ＶＣ及びＭｏ₂Ｃとすると、原子量はＣ：１２．０、Ｖ：５０．９及びＭｏ：９５．９であるため、Ｖ及びＭｏに対してＣが過剰であるとすると、炭化物の量Ｘは、元素記号をその元素の鋼中含有量（％）として、相対的には次の式で表すことができる。

Ｘ＝Ｍｏ×｛１２．０／（９５．９×２）｝＋Ｖ×｛１２．０／５０．９｝＝（Ｍｏ／１６）＋（Ｖ／４．２）。
すなわち、前記仮定の下では、炭化物の量Ｘは、前述の(1)式によって表すことができる。

また、Ｃ量に対して、Ｖ及びＭｏが過剰であるかどうかは、元素記号をその元素の鋼中含有量（％）として、次の式、すなわち、前述の(2)式によって表すことができる。

Ｙ＝Ｃ−｛（Ｍｏ／１６）＋（Ｖ／４．２）｝＝Ｃ−（Ｍｏ／１６）−（Ｖ／４．２）。

そこで、表２に、前記(1)式で表されるＸの値及び前記(2)式で表されるＹの値を再掲した。

表２に示したＸの値とＹの値、Ｈｖ硬さ及び切削加工性の試験結果から、以下の（ｉ）及び（ｊ）の事項が明らかになった。

（ｉ）前記(1)式で表されるＸの値が０．０５以上で、かつ前記(2)式で表されるＹの値が−０．０２０以上であれば、軟窒化処理を模擬した熱処理によるＨｖ硬さの増加量が３０以上になる。

（ｊ）前記(1)式で表されるＸの値が０．０９を上回ると、条件(a)の熱処理を行わない場合のＨｖ硬さが２４０を上回り、切削加工性が大幅に低下する。

したがって、前記(1)式で表されるＸの値が０．０５〜０．０９及び前記(2)式で表されるＹの値が−０．０２０以上と規定した。

なお、前記(2)式で表されるＹの値が−０．０２０以上の場合に、前記(1)式で表されるＸの値が０．０６〜０．０９であれば、軟窒化処理を模擬した熱処理によるＨｖ硬さの増加量が４０以上になる。このため、Ｘの値は０．０６〜０．０９にすることがより好ましい。

次に、前記(3)式で表されるＺの値が４０〜１６０と規定したのは、次の検討結果に基づくものである。

軟窒化処理前のＨｖ硬さ及び軟窒化処理によるＨｖ硬さの増加量は、鋼の組織によって大きく変化する。このため、本発明者らは、焼入れ性が大きく変化するように、化学成分を変化させた鋼について調査した。

すなわち、表３に示す化学組成を有する鋼ｋ〜ｒを３０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、インゴットに鋳造した。

なお、表３には、前記(1)式で表されるＸの値、前記(2)式で表されるＹの値及び前記(3)式で表されるＺの値も併せて示した。

上記の各インゴットを１２００℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造し、室温まで放冷して、直径１５ｍｍの棒鋼を作製した。

次いで、これらの各棒鋼を１１００℃で２０分加熱してから室温まで放冷し、更に、９５０℃で３０分加熱してから、室温まで放冷した。既に述べたように、上記の「１１００℃で２０分加熱してから室温まで放冷」の工程が「熱間鍛造」を模擬した工程であり、また、「９５０℃で３０分加熱してから、室温まで放冷」の工程が「焼準」に相当する処理である。

このようにして得た直径１５ｍｍの各棒鋼から、長さ２０ｍｍの試験片をそれぞれ４個採取し、前述した下記(a)〜(d)の条件に各１個ずつを振り当てた。なお、下記の処理のうち、「５８０℃で３時間保持してから油冷」する熱処理で軟窒化処理を模擬した。

(a)熱処理なし、
(b)４５０℃で１時間保持してから室温まで放冷、
(c)５８０℃で３時間保持してから油冷、
(d)４５０℃で１時間保持してから室温まで放冷し、更に、５８０℃で３時間保持してから油冷。

このようにして得た直径１５ｍｍで長さ２０ｍｍの試験片を、熱間鍛造方向に垂直な方向で長さ１０ｍｍに切断した後、その切断面を鏡面研磨して、試験力９８．０７Ｎで１０点ずつＨｖ硬さを測定し、各１０点の平均値をその試験片のＨｖ硬さとした。

また、前述の１１００℃で１時間加熱してから室温まで放冷し、更に、９５０℃で１時間加熱してから、室温まで放冷した棒鋼、つまり、条件(a)の「熱処理なし」の棒鋼を切削加工試験に供した。切削加工試験における比較材として、既に述べた転炉溶製したＪＩＳ規格のＳＣＭ４１５鋼の鋳片に、分塊圧延と棒鋼圧延を行って作製した直径が１５ｍｍの棒鋼を、８６０℃に加熱して油焼入れした後５７０℃で焼戻しを行って、Ｈｖ硬さを２５０に調整したものを用いた。

なお、上記の棒鋼を機械加工によって直径が１４ｍｍで長さが２５０ｍｍにした後、下記の条件で切削加工を行い、前述の比較材の切削抵抗を１．００とした場合の切削抵抗によって、各鋼の切削加工性を評価した。

・「切削方法」：外周旋削、
・「チップ」：母材材質：超硬Ｋ１０種グレード、コーティング：ＴｉＮ、ノーズＲ：０．４ｍｍ、
・「送り」：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
・「周速」：１００ｍ／分、
・「切り込み」：１．０ｍｍ。

表４に、上記の試験結果を示す。なお、表４の「Ｈｖ硬さ」欄における「条件(a)」〜「条件(d)」はそれぞれ、前記(a)〜(d)の熱処理条件に対応するものである。また、「Ｈｖ硬さの増加量」欄の「(c)−(a)」及び「(d)−(b)」はそれぞれ、「前記条件(c)の場合のＨｖ硬さと前記条件(a)の場合のＨｖ硬さの差」及び「前記(d)のＨｖ硬さと前記条件(b)の場合のＨｖ硬さの差」を意味し、いずれも軟窒化処理を模擬した熱処理でのＨｖ硬さの増加量を表す。

なお、焼入れ性は、例えば、井上毅の第１３１・１３２回西山記念講座「鉄鋼材料の材質予測・制御技術の現状と将来」、第２１５〜２１７ページ（日本鉄鋼協会編、平成元年９月２５日発行）やASTM規格のA255に示されるように、Ｃ及びその他の合金元素の含有量並びにオーステナイト結晶粒度から見積もることができる。

そして、既に述べた量のＣからＮｂまでの元素及び不純物としてのＮ、Ｏ及びＰを含む鋼のオーステナイト結晶粒度は、粒度番号７程度であることが多いので、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ及びＢの含有量から焼入れ性を評価することができる。

このため、前記井上の「鉄鋼材料の材質予測・制御技術の現状と将来」、ASTM規格のA255及びジョミニー式一端焼入れ試験に基づいて、焼入れ性の評価基準として、本発明者らは次に示す式、すなわち、元素記号をその元素の鋼中含有量（％）として、前記(3)式で表されるＺの値を採用した。

Ｚ＝８．５４×Ｃ^1/2×（１＋０．６８１×Ｓｉ）×（１＋３．０６６×Ｍｎ＋０．３２９×Ｍｎ²）×（１＋２．００７×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）×（１＋１．７３×Ｖ）×１．４。

そこで、表４に、前記(3)式で表されるＺの値を再掲した。

表４に示したＺの値、Ｈｖ硬さ及び切削加工性の試験結果から、以下の（ｋ）及び（ｌ）の事項が明らかになった。

（ｋ）前記(3)式で表されるＺの値が４０以上であれば、軟窒化処理を模擬した熱処理によってＨｖ硬さが２３０以上になり、しかも、Ｈｖ硬さの増加量が３０以上になる。

（ｌ）前記(3)式で表されるＺの値が１６０を上回ると、条件(a)の熱処理を行わない場合のＨｖ硬さが２４０を上回り、切削加工性が大幅に低下する。

したがって、前記(3)式で表されるＸの値が４０〜１６０と規定した。

なお、前記(3)式で表されるＺの値が６０〜１２０であれば、軟窒化処理を模擬した熱処理によってＨｖ硬さが２４０以上になり、しかも、Ｈｖ硬さの増加量が４０以上になる。このため、Ｚの値は６０〜１２０にすることがより好ましい。

したがって、本発明（１）の軟窒化用鋼の化学組成及び本発明（３）の軟窒化部品の製造方法における軟窒化部品の素材となる鋼の化学組成を、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０．５１〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．３％、Ｖ：０．０３〜０．２０％、Ｔｉ：（４８／１４）×［Ｎの含有量（％）］〜０．０５％、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％及びＮｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．０１２％以下、Ｏは０．００３％以下及びＰは０．０３％以下で、かつ前記(1)式で表されるＸの値が０．０５〜０．０９、前記(2)式で表されるＹの値が−０．０２０以上及び前記(3)式で表されるＺの値が４０〜１６０を満たすことと規定した。

また、本発明（２）の軟窒化用鋼の化学組成及び本発明（４）の軟窒化部品の製造方法における軟窒化部品の素材となる鋼の化学組成を、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０．５１〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．３％、Ｖ：０．０３〜０．２０％、Ｔｉ：（４８／１４）×［Ｎの含有量（％）］〜０．０５％、Ｓ：０．００５〜０．０８％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％及びＮｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．０１２％以下、Ｏ（酸素）は０．００１５％未満及びＰは０．０３％以下で、かつ前記(1)式で表されるＸの値が０．０５〜０．０９、前記(2)式で表されるＹの値が−０．０２０以上及び前記(3)式で表されるＺの値が４０〜１６０を満たすことと規定した。

（Ｂ）軟窒化部品の製造条件
軟窒化部品は、前記本発明（１）或いは本発明（２）の化学組成を有する鋼を素材として、熱間鍛造又は熱間鍛造と焼準を行った後、４００〜５００℃の温度域に加熱保持して冷却し、その後、部品形状に切削加工してから軟窒化処理して製造するのがよい。

上記の製造条件は、本発明者らが行った次の検討結果に基づくものである。

既に述べた表１中の鋼ｈについて、前記１１００℃で２０分加熱してから室温まで放冷し、更に、９５０℃で３０分加熱してから室温まで放冷した直径１５ｍｍの棒鋼から、長さ２０ｍｍの試験片を８個採取し、２５０〜６００℃の温度に１時間保持し、室温まで放冷した。なお、既に述べたように、上記の「１１００℃で２０分加熱してから室温まで放冷」の工程が「熱間鍛造」を模擬した工程であり、また、「９５０℃で３０分加熱してから、室温まで放冷」の工程が「焼準」に相当する処理である。

このようにして得た直径１５ｍｍで長さ２０ｍｍの試験片を、熱間鍛造方向に垂直な方向で長さ１０ｍｍに切断した後、その切断面を鏡面研磨して、試験力９８．０７Ｎで１０点ずつＨｖ硬さを測定し、各１０点の平均値をその試験片のＨｖ硬さとした。

なお、上記表１中の鋼ｈの前記(3)式で表されるＺの値は１００である。

図１に、上記各温度に１時間保持して室温まで放冷した熱処理後のＨｖ硬さから熱処理前のＨｖ硬さ（つまり、１１００℃で２０分加熱してから室温まで放冷し、更に、９５０℃で３０分加熱してから室温まで放冷した状態でのＨｖ硬さで、表２の条件(a)のＨｖ硬さ）を引いた値と熱処理温度との関係を整理して示す。図１においては、「各温度に１時間保持して室温まで放冷した熱処理後のＨｖ硬さから熱処理前のＨｖ硬さを引いた値」を「熱処理後Ｈｖ硬さ−熱処理前Ｈｖ硬さ」と表記し、また、前記の「熱処理温度」を「加熱温度」と表記した。なお、４５０℃における「熱処理後Ｈｖ硬さ」は既に述べた表２の条件(b)のＨｖ硬さである。

図１から、４００〜５００℃の温度域に加熱保持して冷却することによって、Ｈｖ硬さが５以上低下することが明らかである。そして、切削加工前の硬度が低下すると、切削加工性が向上する。このため、前記条件で熱処理した後であれば、一層容易に所望の部品形状に切削加工することができ、しかも、既に述べたように、前記本発明（１）或いは本発明（２）の化学組成を有する鋼の場合には、軟窒化処理を模擬した熱処理によってＨｖ硬さが２３０以上になり、しかも、Ｈｖ硬さの増加量が３０以上になる。

したがって、本発明（３）に係る軟窒化部品の製造方法は、前記本発明（１）の化学組成を有する鋼を素材として、また、本発明（４）に係る軟窒化部品の製造方法は、前記本発明（２）の化学組成を有する鋼を素材として、熱間鍛造又は熱間鍛造と焼準を行った後、４００〜５００℃の温度域に加熱保持して冷却し、その後、部品形状に切削加工してから軟窒化処理して製造することとした。

なお、４００〜５００℃の温度域における加熱保持時間は０．５〜３．０時間とすることが好ましく、また、加熱保持した後の冷却は、放冷又は風冷とすることが好ましい。

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５及び表６に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｚ及び鋼ＡＡ〜ＡＩを３０ｋｇ真空溶解炉によって溶製し、インゴットに鋳造した。表５及び表６における鋼Ｂ〜Ｅ、鋼Ｈ、鋼Ｉ、鋼Ｌ〜Ｎ、鋼Ｑ〜Ｔ、鋼Ｙ、鋼Ｚ、鋼ＡＡ、鋼ＡＣ及び鋼ＡＨ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５及び表６における鋼Ａ、鋼Ｆ、鋼Ｇ、鋼Ｊ、鋼Ｋ、鋼Ｏ、鋼Ｐ、鋼Ｕ〜Ｘ、鋼ＡＢ、鋼ＡＤ〜ＡＧ及び鋼ＡＩは本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

上記の各インゴットを１２００℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造し、室温まで放冷して、直径１５ｍｍの棒鋼を作製した。

次いで、これらの各棒鋼を１１００℃で２０分加熱してから室温まで放冷し、更に、９５０℃で３０分加熱してから、室温まで放冷した。なお、既に述べたように、上記の「１１００℃で２０分加熱してから室温まで放冷」の工程が「熱間鍛造」を模擬した工程であり、また、「９５０℃で３０分加熱してから、室温まで放冷」の工程が「焼準」に相当する処理である。

このようにして得た直径１５ｍｍの各棒鋼から、長さ２０ｍｍのＨｖ硬さ調査用の試験片と、平行部の直径及び長さ、並びに、ノッチ底の直径が、それぞれ、１０ｍｍ、２１ｍｍ、８ｍｍで、半径１ｍｍの環状半円溝付きの小野式回転曲げ疲労試験片とを採取した。

各鋼について、長さ２０ｍｍのＨｖ硬さ調査用の試験片は、下記(a)〜(d)の条件に各１個ずつを振り当てた。なお、下記の処理のうち、「５８０℃で３時間保持してから油冷」する熱処理で軟窒化処理を模擬した。

(a)熱処理なし、
(b)４５０℃で１時間保持してから室温まで放冷、
(c)５８０℃で３時間保持してから油冷、
(d)４５０℃で１時間保持してから室温まで放冷し、更に、５８０℃で３時間保持してから油冷。

以下、上記の「５８０℃で３時間保持してから油冷」する熱処理を「軟窒化相当の熱処理」という。

上記のようにして処理した直径１５ｍｍで長さ２０ｍｍの試験片を、熱間鍛造方向に垂直な方向で長さ１０ｍｍに切断した後、その切断面を鏡面研磨して、試験力９８．０７Ｎで１０点ずつＨｖ硬さを測定し、各１０点の平均値をその試験片のＨｖ硬さとした。

前記のＨｖ硬さ試験における目標値は次の（イ）〜（ハ）とした。

（イ）軟窒化相当の熱処理前のＨｖ硬さ（条件(a)及び条件(b)のＨｖ硬さ）：２４０以下であること、
（ロ）軟窒化相当の熱処理後のＨｖ硬さ（条件(c)及び条件(d)のＨｖ硬さ）：２３０以上であること、
（ハ）軟窒化相当の熱処理後のＨｖ硬さの増加量（「条件(c)のＨｖ硬さ」−「条件(a)のＨｖ硬さ」、「条件(d)のＨｖ硬さ」−「条件(b)のＨｖ硬さ」）：３０以上であること。

また、小野式回転曲げ疲労試験片には、ＮＨ₃ガス：ＲＸガス＝１：１の混合ガス中で５８０℃で３時間保持してから油冷する軟窒化処理を行い、通常の方法によって常温大気中で疲労試験を行った。なお、小野式回転曲げ疲労試験における試験本数は各７本とし、繰り返し数１．０×１０⁷回まで破断しなかったうちで最も高い応力を「回転曲げ疲労強度」とした。

また、ＪＩＳ規格のＳＣＭ４１５鋼について小野式回転曲げ疲労試験を行い、上述の方法で回転曲げ疲労強度を調査し、その値を上回ることを回転曲げ疲労強度の目標とした。

すなわち、転炉溶製したＪＩＳ規格のＳＣＭ４１５鋼の鋳片に、分塊圧延と棒鋼圧延を行って作製した直径が１５ｍｍの棒鋼を、８６０℃に加熱して油焼入れした後６００℃で焼戻しを行って、Ｈｖ硬さを２３０に調整した。次いで、この直径が１５ｍｍの棒鋼から、平行部の直径及び長さ、並びに、ノッチ底の直径が、それぞれ、１０ｍｍ、２１ｍｍ、８ｍｍで、半径１ｍｍの環状半円溝付きの小野式回転曲げ疲労試験片を採取し、ＮＨ₃ガス：ＲＸガス＝１：１の混合ガス中で５８０℃で３時間保持してから油冷する軟窒化処理を行い、通常の方法によって常温大気中で疲労試験を行った。なお、この場合にも小野式回転曲げ疲労試験の試験本数は各７本とし、繰り返し数１．０×１０⁷回まで破断しなかったうちで最も高い応力を「回転曲げ疲労強度」とした。

このようにして測定したＳＣＭ４１５鋼の回転曲げ疲労強度は３３０ＭＰａであった。したがって、小野式回転曲げ疲労試験における目標値を次の（ニ）のとおり設定した。

（ニ）軟窒化処理材の回転曲げ疲労強度：３３０ＭＰａを上回ること。

表７及び表８に、上記の各試験結果を整理して示す。

表７及び表８から、本発明で規定する条件から外れた試験番号、つまり、試験番号１、試験番号６、試験番号７、試験番号１０、試験番号１１、試験番号１５、試験番号１６、試験番号２１〜２４、試験番号２８、試験番号３０〜３３及び試験番号３５の場合には、前記した（イ）〜（ニ）の少なくとも１つの特性が目標とする値に達していないことが明らかである。

これに対して、本発明で規定する条件を満たす試験番号、つまり、試験番号２〜５、試験番号８、試験番号９、試験番号１２〜１４、試験番号１７〜２０、試験番号２５〜２７、試験番号２９及び試験番号３４の場合には、（イ）〜（ニ）の全ての特性において目標値に達していることが明らかである。

［実施例２］
既に述べた表５及び表６中の化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼Ｃ、鋼Ｌ及び鋼ＡＨの長さ２０ｍｍのＨｖ硬さ調査用の試験片を用いて、３００〜６００℃の温度に１時間保持し、室温まで放冷した後、前述の実施例１の場合と同様に、熱間鍛造方向に垂直な方向で長さ１０ｍｍに切断し、その切断面を鏡面研磨して、試験力９８．０７Ｎで１０点ずつＨｖ硬さを測定し、各１０点の平均値をその試験片のＨｖ硬さとした。次いで、上記のＨｖ硬さを測定した試験片に、前述の軟窒化相当の熱処理を施し、熱間鍛造方向に垂直な方向で長さ５ｍｍに切断し、その切断面を鏡面研磨して、上記と同様の条件で１０点ずつＨｖ硬さを測定し、各１０点の平均値をＨｖ硬さとして求めた。

上記のＨｖ硬さ試験における目標値は次の（ホ）及び（ヘ）のとおりとした。

（ホ）各温度で１時間保持の熱処理を行った後のＨｖ硬さの低下量（「前述の条件(a)のＨｖ硬さ」−「各温度で１時間保持の熱処理後のＨｖ硬さ」）：５以上であること、
（ヘ）軟窒化相当の熱処理後のＨｖ硬さの増加量（「軟窒化相当の熱処理後のＨｖ硬さ」−「軟窒化相当の熱処理前のＨｖ硬さ」）：３０以上であること。

表９〜１１に、上記の試験結果を整理して示す。

表９〜１１から、４００〜５００℃の温度域に加熱して冷却することでＨｖ硬さの低下量が５以上となることが明らかで、このため、切削加工性がより一層向上する。また、軟窒化相当の熱処理によるＨｖ硬さの増加量は３０を超え、このため、軟窒化処理後に良好な曲げ疲労強度を確保することができる（試験番号３９〜４１、試験番号４７〜４９及び試験番号５５〜５７）。

これに対して、加熱温度が４００℃を下回る試験番号３７、試験番号３８、試験番号４５、試験番号４６、試験番号５３及び試験番号５４の場合、加熱処理してもＨｖ硬さの低下量は０〜２と小さく、それぞれ、加熱処理しない試験番号３６、試験番号４４及び試験番号５２と比べて殆ど差がない。このため、加熱温度が４００℃を下回る場合の切削加工性は、加熱処理しない場合と同程度でしかなく、こうした加熱処理はコストが嵩むだけである。

また、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼を素材とする場合であっても、試験番号４２、試験番号４３、試験番号５０、試験番号５１、試験番号５８及び試験番号５９のように５００℃を超える温度域で加熱処理すると却って大きく硬化する。したがって、加熱温度が５００℃を上回る場合の切削加工性は、加熱処理しない場合に比べて大きく低下してしまう。

本発明の軟窒化用鋼は、軟窒化処理前の所望の部品形状への切削加工が熱間鍛造のまま或いはその後焼準したままで容易に行え、しかも、軟窒化処理後には良好な曲げ疲労強度を確保することが可能であるため、自動車や各種産業機械のミッション部品に用いられるシャフトや歯車などのうちでも特に低騒音化が要求される部品の素材として用いることができる。また、本発明の軟窒化部品の製造方法によれば、前記低騒音化が要求される部位に用いられる曲げ疲労強度が高い軟窒化部品を工具寿命や切削効率の大幅な低下をきたすことなく得ることができる。

２５０〜６００℃で熱処理した後のＨｖ硬さから熱処理前のＨｖ硬さを引いた値に及ぼす熱処理温度の影響を示す図である。なお、図においては、「熱処理温度」を「加熱温度」と表記した。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０．５１〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．３％、Ｖ：０．０３〜０．２０％、Ｔｉ：（４８／１４）×［Ｎの含有量（％）］〜０．０５％、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％及びＮｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．０１２％以下、Ｏ（酸素）は０．００３％以下及びＰは０．０３％以下で、かつ下記(1)式で表されるＸの値が０．０５〜０．０９、下記(2)式で表されるＹの値が−０．０２０以上及び下記(3)式で表されるＺの値が４０〜１６０を満たすことを特徴とする軟窒化用鋼。
   Ｘ＝（Ｍｏ／１６）＋（Ｖ／４．２）・・・(1)
   Ｙ＝Ｃ−（Ｍｏ／１６）−（Ｖ／４．２）・・・(2)
   Ｚ＝８．５４×Ｃ^１／２×（１＋０．６８１×Ｓｉ）×（１＋３．０６６×Ｍｎ＋０．３２９×Ｍｎ^２）×（１＋２．００７×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）×（１＋１．７３×Ｖ）×１．４・・・(3)
   なお、(1)式〜(3)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
2. 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０．５１〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．３％、Ｖ：０．０３〜０．２０％、Ｔｉ：（４８／１４）×［Ｎの含有量（％）］〜０．０５％、Ｓ：０．００５〜０．０８％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％及びＮｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．０１２％以下、Ｏ（酸素）は０．００１５％未満及びＰは０．０３％以下で、かつ下記(1)式で表されるＸの値が０．０５〜０．０９、下記(2)式で表されるＹの値が−０．０２０以上及び下記(3)式で表されるＺの値が４０〜１６０を満たすことを特徴とする軟窒化用鋼。
   Ｘ＝（Ｍｏ／１６）＋（Ｖ／４．２）・・・(1)
   Ｙ＝Ｃ−（Ｍｏ／１６）−（Ｖ／４．２）・・・(2)
   Ｚ＝８．５４×Ｃ^１／２×（１＋０．６８１×Ｓｉ）×（１＋３．０６６×Ｍｎ＋０．３２９×Ｍｎ^２）×（１＋２．００７×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）×（１＋１．７３×Ｖ）×１．４・・・(3)
   なお、(1)式〜(3)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
3. 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０．５１〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．３％、Ｖ：０．０３〜０．２０％、Ｔｉ：（４８／１４）×［Ｎの含有量（％）］〜０．０５％、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％及びＮｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．０１２％以下、Ｏ（酸素）は０．００３％以下及びＰは０．０３％以下で、かつ下記(1)式で表されるＸの値が０．０５〜０．０９、下記(2)式で表されるＹの値が−０．０２０以上及び下記(3)式で表されるＺの値が４０〜１６０を満たす鋼を素材とする軟窒化部品の製造方法であって、熱間鍛造と焼準を行った後、４００〜５００℃の温度域に加熱保持して冷却し、その後、部品形状に切削加工してから軟窒化処理することを特徴とする軟窒化部品の製造方法。
   Ｘ＝（Ｍｏ／１６）＋（Ｖ／４．２）・・・(1)
   Ｙ＝Ｃ−（Ｍｏ／１６）−（Ｖ／４．２）・・・(2)
   Ｚ＝８．５４×Ｃ^１／２×（１＋０．６８１×Ｓｉ）×（１＋３．０６６×Ｍｎ＋０．３２９×Ｍｎ^２）×（１＋２．００７×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）×（１＋１．７３×Ｖ）×１．４・・・(3)
   なお、(1)式〜(3)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
4. 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０．５１〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．３％、Ｖ：０．０３〜０．２０％、Ｔｉ：（４８／１４）×［Ｎの含有量（％）］〜０．０５％、Ｓ：０．００５〜０．０８％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％及びＮｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．０１２％以下、Ｏ（酸素）は０．００１５％未満及びＰは０．０３％以下で、かつ下記(1)式で表されるＸの値が０．０５〜０．０９、下記(2)式で表されるＹの値が−０．０２０以上及び下記(3)式で表されるＺの値が４０〜１６０を満たす鋼を素材とする軟窒化部品の製造方法であって、熱間鍛造と焼準を行った後、４００〜５００℃の温度域に加熱保持して冷却し、その後、部品形状に切削加工してから軟窒化処理することを特徴とする軟窒化部品の製造方法。
   Ｘ＝（Ｍｏ／１６）＋（Ｖ／４．２）・・・(1)
   Ｙ＝Ｃ−（Ｍｏ／１６）−（Ｖ／４．２）・・・(2)
   Ｚ＝８．５４×Ｃ^１／２×（１＋０．６８１×Ｓｉ）×（１＋３．０６６×Ｍｎ＋０．３２９×Ｍｎ^２）×（１＋２．００７×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）×（１＋１．７３×Ｖ）×１．４・・・(3)
   なお、(1)式〜(3)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。

Images