JP5135561B2 - 窒化用鋼及び窒化処理部品 - Google Patents

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Description

本発明は、窒化処理前の加工性と、窒化処理後の強度とを兼ね備える窒化用鋼、及び、窒化用鋼を窒化処理して製造した窒化処理部品に関する。
本願は、２０１０年１１月１７日に、日本に出願された特願２０１０−２５７２１０号、及び、２０１０年１１月１７日に、日本に出願された特願２０１０−２５７１８３号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
自動車や各種産業機械には、疲労強度の改善を目的として表面硬化処理を施した部品が、数多く使用されている。代表的な表面硬化処理方法は、浸炭、窒化、高周波焼入れ等である。
窒化処理は、他の方法と異なり、鋼の変態点以下の低温で処理するので、熱処理歪みを小さくすることができる。
また、窒化処理は、数時間で、１００μｍ以上の有効硬化層深さを得ることができ、疲労強度を改善することができる。
疲労強度のより高い鋼部品を得るためには、有効硬化層を、より深くする必要がある。所要の硬さ及び深さを有する有効硬化層を得るために、窒化物形成合金を適宜添加した鋼が提案されている（例えば、特許文献１及び２）。
特許文献２には、Ｃ：０．３５〜０．６５重量％、Ｓｉ：０．３５〜２．００重量％、Ｍｎ：０．８０〜２．５０重量％、Ｃｒ：０．２０重量％以下、及び、Ａｌ：０．０３５重量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる窒化用鋼が開示されている。
特許文献３〜７では、鋼組織を制御して、加工性や、窒化特性を向上させた鋼が提案されている。
例えば、特許文献５には、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．１０％超〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．４０％を含有し、さらに、Ｍｏ：０．１０〜１．００％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、熱間圧延後又は熱間鍛造後の芯部硬さがＨＶで２００以下、その後の冷間鍛造における限界圧縮率が６５％以上の特性を有する冷間鍛造性に優れた窒化用鋼が開示されている。
特許文献６には、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％未満、Ｃｒ：０．３０〜２．００％、Ａｌ：０．０２〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなり、硬さがＨＶ２１０以上であるベイナイト組織からなることを特徴とするブローチ加工性に優れた窒化部品用素材が開示されている。
特許文献７には、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．１〜０．５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、２．３％≦Ｃ＋Ｍｏ＋５Ｖ≦３．７％、２．０％≦Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦３．０％、２．７％≦２．１６Ｃｒ＋Ｍｏ＋２．５４Ｖ≦４．０％で、かつ、窒化処理の影響を受けていない中心部から採片した鋼試料を、１２００℃で１時間、オーステナイト化した後、９００〜３００℃を通過する際の冷却速度が０．５℃／秒となるように室温まで冷却したときの、ベイナイトの比率が８０％以上であり、かつ、断面で測定したビッカース硬さが２６０〜３３０ＨＶ以下であり、さらに、ピン部及びジャーナル部における窒化層の表面硬さが６５０ＨＶ以上、窒化層の形成深さが０．３ｍｍ以上であり、中心部硬さが３４０ＨＶ以上であることを特徴とするクランクシャフトが開示されている。
特許文献８には、質量％で、Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ≦０．５、Ｍｎ≦２．５％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０３〜０．８％を含み、軟窒化後において、ベイナイト面積率５０％以上の組織を有し、ベイナイト相中に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物が全析出物の９０％以上、分散析出している軟窒化用鋼が開示されている。
日本国特開昭５８−７１３５７号公報 日本国特開平４−８３８４９号公報 日本国特開平７−１５７８４２号公報 日本国特開平５−０６５５９２号公報 日本国特開平９−２７９２９５号公報 日本国特開２００６−２４９５０４号公報 日本国特開２００６−２９１３１０号公報 日本国特開２０１０−１６３６７１号公報
前記の従来技術において窒化処理を施された鋼は、現在主流の疲労強度改善技術である浸炭により処理された鋼と比較して、有効硬化層深さや心部硬さが不足しており、大きな衝撃や面圧を受ける環境で使用に対して十分な特性を有していない。そのため、熱処理歪が小さい利点を有する窒化処理が十分に活用されていなかった。一部の従来技術は十分な有効硬化層深さがあり疲労強度も十分ではあるものの、窒化処理前の鋼材が硬いため、加工性が得られていない。すなわち、窒化技術の課題は、窒化後部品の疲労強度と窒化前鋼材の加工性との両立であり、これが未だ達成されていないことが問題となっている。窒化前の鋼材の硬さと窒化後の特に心部の硬さとの差が大きい鋼材ほど、優れた発明であると言える。
また、窒化処理は鋼の表層を硬化させるが、浸炭処理と比較して心部硬さを確保しにくいため、浸炭により処理された鋼と比較して、疲労強度が劣るという問題がある。ただし、窒化処理を施す前の鋼が硬すぎると、自動車部品等への加工が困難となるので、窒化処理を施す前の鋼は、硬度が小さい必要がある。
つまり、窒化処理を施す鋼は、上述した特徴、すなわち、窒化前においては硬度が小さく、窒化後においては深い有効硬化層深さを有し、鋼の心部も十分に硬くなるという、反対の特徴を併せ持つ必要がある。より具体的には、窒化前の鋼の硬度が、ＨＶ２３０以下、好ましくはＨＶ２００以下であり、窒化後の有効層深さが２００μｍ以上であり、窒化後の鋼の表層の硬さがＨＶ７００以上、窒化後の心部硬さの上昇率が１．３倍以上であることが好ましい。
加工特性を向上させるためには、鋼のＳｉ量を低減することが考えられる。しかしながら、Ｓｉ量を低くしすぎると、窒化処理前の硬さは低くなり加工性は上がるが、粒界及び表面に白層と呼ばれる鉄窒化物の脆弱な層が生成され、疲労強度、特に部品に溝を有する形状としたときの回転曲げ疲労強度が低下することがある。
更に、特許文献８の場合、軟窒化による十分な心部硬さを得られなかった。
本発明は、上記の事情に鑑みなされたものであって、従来技術より、窒化処理後に深い有効硬化層、及び十分な心部硬さが得られ、窒化処理前の加工性に優れ、かつ、粒界及び表面における白層の生成を抑制し、十分な疲労強度を有する窒化用鋼、並びに、窒化用鋼を窒化処理して製造した窒化処理部品の提供を課題とする。
本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）本発明の第一の態様は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．７％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｃｒ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１９％未満、Ｖ：０．２超〜１．０％、Ｍｏ：０〜０．５４％、及びＮ：０．００３４〜０．０２％を含有し、Ｐが０．０５％以下に制限され、Ｓが０．２０％以下に制限され、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、前記Ｖ、前記Ｃの質量％での含有量[Ｖ]、[Ｃ]が式１を満たす成分組成を有し、面積率で、５０％以上のベイナイトを有する鋼組織からなる窒化用鋼である。
２≦[Ｖ]／[Ｃ]≦１０ ・・・（式１）
（２）上記（１）に記載の窒化用鋼では、前記成分組成が更に、Ｔｉ及びＮｂの少なくとも１種を含有し、前記Ｔｉと前記Ｎｂの合計含有量が、質量％で、０．０１〜０．４％であってもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の窒化用鋼では、前記Ｃ、前記Ｍｎ、前記Ｓｉ、前記Ｃｒ、前記Ｍｏの質量％での含有量[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｓｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]が式２を満たしてもよい。
６５≦８．６５×[Ｃ]１／２×（１＋４．１×[Ｍｎ]）×（１＋０．６４×[Ｓｉ]）×（１＋２．３３×[Ｃｒ]）×（１＋３．１４×[Ｍｏ]）≦４００ ・・・（式２）
（４）上記（１）又は（２）に記載の窒化用鋼では、前記成分組成が更に、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５％を含有し、前記Ｃ、前記Ｍｎ、前記Ｓｉ、前記Ｃｒ、前記Ｍｏの質量％での含有量[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｓｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]が式３を満たしてもよい。
６５≦８．６５×[Ｃ]１／２×（１＋４．１×[Ｍｎ]）×（１＋０．６４×[Ｓｉ]）×（１＋２．３３×[Ｃｒ]）×（１＋３．１４×[Ｍｏ]）×（１＋１．５×（０．９−[Ｃ]））≦４００ ・・・（式３）
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の窒化用鋼では、前記Ｍｎの含有量が、質量％で、０．２〜１．０％であってもよい。
（６）上記（１）〜（５）のいずれか一項に記載の窒化用鋼では、前記Ｍｏの含有量が、質量％で、０．０５〜０．２％であり、且つ、前記Ｖの含有量が、質量％で、０．３〜０．６％であってもよい。
（７）上記（１）〜（６）のいずれか一項に記載の窒化用鋼では、前記Ｃ、前記Ｍｎ、前記Ｃｒ、前記Ｍｏ、前記Ｖの質量％での含有量[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｖ]が式４を満たしてもよい。
０．５０≦[Ｃ]＋｛[Ｍｎ]／６｝＋｛（[Ｃｒ]＋[Ｍｏ]＋[Ｖ]）／５｝≦０．８０ ・・・（式４）
（８）本発明の第二の態様は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．７％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｃｒ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１９％未満、Ｖ：０．２超〜１．０％、及び、Ｍｏ：０〜０．５４％を含有し、Ｐが０．０５％以下に制限され、Ｓが０．２０％以下に制限され、残部がＦｅ、Ｎ、及び不可避不純物からなり、前記Ｖ、前記Ｃの質量％での含有量[Ｖ]、[Ｃ]が式５を満たす成分組成を有し、面積率で、５０％以上のベイナイトを有する鋼組織からなり、表面に窒化層を有し、有効硬化層深さが２００μｍ以上であり、鋼中に析出したＣｒ炭窒化物中に、前記Ｖ、又は、前記Ｍｏ及び前記Ｖを０．５％以上含有する窒化処理部品である。
２≦[Ｖ]／[Ｃ]≦１０ ・・・（式５）
（９）上記（８）に記載の窒化処理部品では、前記成分組成が更に、Ｔｉ及びＮｂの少なくとも１種を含有し、前記Ｔｉと前記Ｎｂの合計含有量が、質量％で、０．０１〜０．４％であってもよい。
（１０）上記（８）又は（９）に記載の窒化処理部品では、前記Ｃ、前記Ｍｎ、前記Ｓｉ、前記Ｃｒ、前記Ｍｏの質量％での含有量[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｓｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]が式６を満たしてもよい。
６５≦８．６５×[Ｃ]１／２×（１＋４．１×[Ｍｎ]）×（１＋０．６４×[Ｓｉ]）×（１＋２．３３×[Ｃｒ]）×（１＋３．１４×[Ｍｏ]）≦４００ ・・・（式６）
（１１）上記（８）又は（９）に記載の窒化処理部品では、前記成分組成が更に、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５％を含有し、前記Ｃ、前記Ｍｎ、前記Ｓｉ、前記Ｃｒ、前記Ｍｏの質量％での含有量[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｓｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]が式７を満たしてもよい。
６５≦８．６５×[Ｃ]１／２×（１＋４．１×[Ｍｎ]）×（１＋０．６４×[Ｓｉ]）×（１＋２．３３×[Ｃｒ]）×（１＋３．１４×[Ｍｏ]）×（１＋１．５×（０．９−[Ｃ]））≦４００ ・・・（式７）
（１２）上記（８）〜（１１）のいずれか一項に記載の窒化処理部品では、前記Ｍｎの含有量が、質量％で、０．２〜１．０％であってもよい。
（１３）上記（８）〜（１２）のいずれか一項に記載の窒化処理部品では、前記Ｍｏの含有量が、質量％で、０．０５〜０．２％であり、且つ、前記Ｖの含有量が、質量％で、０．３〜０．６％であってもよい。
（１４）上記（８）〜（１３）のいずれか一項に記載の窒化処理部品では、前記Ｃ、前記Ｍｎ、前記Ｃｒ、前記Ｍｏ、前記Ｖの質量％での含有量[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｖ]が式８を満たしてもよい。
０．５０≦[Ｃ]＋｛[Ｍｎ]／６｝＋｛（[Ｃｒ]＋[Ｍｏ]＋[Ｖ]）／５｝≦０．８０ ・・・（式８）
本発明は、窒化処理前の硬度が低く、かつ、窒化処理において、深い有効硬化層と十分な心部硬さが得られる窒化用鋼、及び、窒化用鋼を窒化処理して製造した窒化処理部品を提供でき、熱処理歪みが小さく高疲労強度の部品を提供できる。
従来の鋼材を窒化処理した部品の有効硬化層のＴＥＭ像である。 従来の鋼材を窒化処理した部品の有効硬化層のＣｒ炭窒化物のＸ線元素分析装置による成分分析結果を示す図である。 本発明の鋼材を窒化処理した部品の有効硬化層のＴＥＭ像である。 本発明の鋼材を窒化処理した部品の有効硬化層のＣｒ炭窒化物のＸ線元素分析装置による成分分析結果を示す図である。 実施例における回転曲げ疲労試験で使用した試験片Ａの形状を示す図である。 実施例における回転曲げ疲労試験で使用した試験片Ｂの形状を示す図である。 実施例における回転曲げ疲労試験で使用した試験片Ｃの形状を示す図である。 本発明の実施例で作製した歯車の一部を示す模式図である。
本発明者らは、前記の課題を解決するための鋼の成分組成及び鋼組織について鋭意検討した。
その結果、鋼にＣｒ及びＶを複合添加し、又は、Ｃｒ、Ｖ、及びＭｏを複合添加し、Ｃｒ炭窒化物中にＭｏやＶを含有させることにより、効率的に鋼の強度を上げることができ、さらに、窒化時に窒素の拡散の阻害を最小限に抑え、深い有効硬化層を得ることができることを見出した。
また、Ｃは、窒化処理前の鋼を硬くし、加工性を低下させるので、極力低くする必要があるが、適切な成分組成とすることで、Ｃの含有量が少なくても十分な焼入れ性および窒化後の鋼の心部硬さを確保できることがわかった。
また、Ｓｉは、窒化処理前の鋼を硬くし、加工性を低下させるが、粒界及び表面に白層が生成され疲労強度が低下するのを抑制するために、適切な量の添加が必要である。本発明者らは、Ｓｉを白層が生成され疲労強度が低下するのを防止する程度に添加した場合であっても、窒化処理前の鋼の硬さを高くしない適切な成分組成を見出した。
また、Ｖ炭化物の析出硬化により、窒化後の鋼の心部を硬くすることが可能であり、ＶをＣに対して十分に多く含有させることにより、その効果が大きくなり、その結果、浸炭による部品と同等の疲労強度が得られることを見出した。
さらに、鋼組織をベイナイト主体とすることにより、窒化処理前に析出強化に有効な元素を鋼に十分固溶させることができ、有効硬化層深さおよび窒化後の鋼の心部硬さが向上することを見出した。
以下、上述の知見に基づきなされた本発明の実施形態について詳細に説明する。
「窒化用鋼」とは、窒化処理部品の素材として用いられる鋼材のことをいう。窒化用鋼は、鋼片や棒鋼などの鋼材に必要に応じて熱間加工や冷間加工などを施して得られる。
「窒化処理部品」とは、窒化用鋼を窒化処理することにより得られる部品のことをいう。
「窒化処理」とは、窒化用鋼の表面層に窒素を拡散させ、表面層を硬化する処理のことをいう。代表的には、ガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化等が挙げられる。このうちガス軟窒化、塩浴軟窒化は窒素とともに炭素も同時に拡散させる軟窒化処理である。また、製品が窒化処理部品であることは、表層が硬化していること、及び、表層の窒素濃度が心部に比べ上昇していることを確認して判断することができる。
「熱間加工」とは、熱間圧延及び熱間鍛造の総称である。具体的には、「熱間加工」とは、鋼材を１０００℃以上に加熱した後に成形する加工処理のことをいう。
「有効硬化層深さ」とは、ＪＩＳ Ｇ ０５５７に記載されている鋼の浸炭有効硬化層深さ測定方法の定義を参考に、表面からＨＶが５５０となる位置までの距離のことを意味する。
（第１実施形態）
本発明の第１実施形態は、所定の成分組成と鋼組織を有する窒化用鋼である。
以下、成分組成について説明する。尚、含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。また、[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｓｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｖ]の表記は、各元素の質量％での含有量を意味する。
Ｃ：０．１０〜０．２０％
Ｃは、焼入れ性を確保し、ベイナイト主体の鋼組織を得るのに必要な元素である。また、Ｃは、窒化処理中に合金炭化物を析出させ、析出強化にも寄与する元素である。Ｃが、０．１０％未満では必要な強度が得られず、０．２０％を超えると鋼材の加工が難しくなる。
したがって、Ｃ含有量の上限は０．２０％、好ましくは０．１８％、より好ましくは０．１５％未満であり、下限は０．１０％、好ましくは０．１１％、より好ましくは０．１２％である。
Ｓｉ：０．０１〜０．７％
Ｓｉは、０．０１％以上の含有量により、脱酸剤として働くと同時に、窒化後に、表面及び粒界における白層の生成を抑制し、疲労強度低下を防止する働きがある。一方、Ｓｉは、０．７％超の含有量では、窒化処理において表面硬さの向上に寄与せず、有効硬化層深さを浅くする。したがって、「有効硬化層深さ」及び「疲労強度」を共に高めるために、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．７％とする。
したがって、Ｓｉ含有量の上限は０．７％、好ましくは０．５％、より好ましくは０．３％であり、下限は０．０１％、好ましくは０．０５％、より好ましくは０．１％である。
Ｍｎ：０．２〜２．０％
Ｍｎは、焼入れ性を確保し、ベイナイト主体の鋼組織を得るのに必要な元素である。Ｍｎが０．２％未満では十分な焼入れ性が確保できない。Ｍｎが２．０％を超えると、鋼組織がマルテンサイトを含み易く、加工が難しくなる。Ｍｎを多量に添加すると、窒素と相互作用を示し、窒素の拡散を妨げるので、効率的に窒化処理の効果を得るためには、Ｍｎの含有量は１．０％以下とするのが好ましい。
したがって、Ｍｎ含有量の上限は２．０％、好ましくは１．５％、より好ましくは１．０％であり、下限は０．２％、好ましくは０．３５％、より好ましくは０．５％である。
Ｃｒ：０．２〜２．５％
Ｃｒは、窒化処理時に浸入するＮ及び鋼中のＣと炭窒化物を形成し、炭窒化物の析出強化によって表面の硬度を著しく上昇させる元素である。Ｃｒ量が０．２％未満では十分な有効硬化層深さを得ることができず、２．５％を超えるとその効果が飽和する。Ｃｒを多量に添加すると、窒素と相互作用を示し、窒素の拡散を妨げるので、効率的に窒化処理の効果を得るためには、Ｃｒの含有量は１．３％以下とするのが好ましい。
したがって、Ｃｒ含有量の上限は２．５％、好ましくは１．８％、より好ましくは１．３％であり、下限は０．２％、好ましくは０．３５％、より好ましくは０．５％である。
Ａｌ：０．０１〜０．１９％未満
Ａｌは、脱酸元素として必要な元素であり、また、窒化処理時に浸入するＮと窒化物を形成し、表面の硬度を著しく上昇させる。Ａｌは、Ｓｉと同様、過剰に添加すると有効硬化層を浅くする元素である。Ａｌが０．０１％未満であると製鋼時に十分脱酸できず、また、表面の硬度の上昇が不十分になることがある。０．１９％以上Ａｌを添加すると有効硬化層が浅くなる。より深い有効硬化層を得るためには、Ａｌの含有量は０．１％未満が好ましい。製鋼時の脱酸のしやすさの観点からは、Ａｌの含有量は０．０２％以上が好ましい。
したがって、Ａｌ含有量の上限は０．１９％未満、好ましくは０．１５％未満、より好ましくは０．１％未満であり、下限は０．０１％、好ましくは０．０２％、より好ましくは０．０３％である。
Ｖ：０．２超〜１．０％
Ｖは、窒化時に浸入するＮ及び鋼中に浸入するＮ及び鋼中のＣと炭化物を形成し、又は、Ｃｒと複合炭窒化物を形成することにより、高い表面硬さ及び深い有効硬化層深さを付与する。さらに、ＶはＣとＶ炭化物を形成し、析出硬化により、窒化後の鋼の心部硬さを高くする効果がある。
したがって、本発明の窒化用鋼において、Ｖは極めて重要な元素である。上記の効果を十分に得るために、Ｖの含有量は０．２％超とする必要がある。Ｖを１．０％超添加すると、圧延時に疵がつきやすくなり製造性が落ちる。
したがって、Ｖ含有量の上限は１．０％、好ましくは０．８％、より好ましくは０．６％であり、下限は０．２％超、好ましくは０．３％、より好ましくは０．４％である。
[Ｖ]／[Ｃ]：２〜１０
さらに、Ｖ炭化物の析出硬化による心部の硬さを高くする効果を十分に得るためには、Ｃ量に対して十分な量のＶが必要である。ＶはＣに比べて拡散が遅いため、ＶはＣよりも多く添加する必要がある。Ｖは、Ｖの含有量とＣの含有量比[Ｖ]／[Ｃ]が１０を超えて添加しても添加に見合った効果が得られない。また、[Ｖ]／[Ｃ]が２未満であると十分な析出強化量が得られない。したがって、２≦[Ｖ]／[Ｃ]≦１０を満たすようにＣとＶの含有量を調整する必要がある。
製造性の観点から、[Ｖ]／[Ｃ]の上限は８であることが好ましく５であることがより好ましい。さらに、析出強化量の観点からは、[Ｖ]／[Ｃ]の下限は３であることが好ましく４であることがより好ましい。これにより、窒化後の心部の硬さが上昇し、浸炭部品と同等の疲労強度を得ることができる。
したがって、[Ｖ]／[Ｃ]の上限は１０、好ましくは８、より好ましくは５であり、下限は２、好ましくは３、より好ましくは４である。
Ｍｏ：０〜０．５４％
Ｍｏは、焼入れ性を確保し、ベイナイト主体の鋼組織を得るのに有効な元素である。また、窒化時に浸入するＮ及び鋼中のＣと炭窒化物を形成し、又は、Ｃｒと複合炭窒化物を形成することにより、高い表面硬さ及び深い有効硬化層深さを付与する。ただし、Ｍｏの添加による効果は、Ｖの添加によっても得られるので、Ｍｏは必ずしも添加する必要はない。Ｍｏを多量に添加すると、圧延時に疵がつきやすくなり、製造性が落ちる。さらに、Ｍｏは、固溶強化能の高い元素であるため、窒化処理前の鋼の硬さが硬くなりすぎる。
したがって、Ｍｏ含有量の上限は０．５４％、好ましくは０．３５％、より好ましくは０．２％であり、下限は０％、好ましくは０．０５％、より好ましくは０．１％である。
上述のようにＭｏの添加による効果は、Ｖの添加によっても得られるが、ＭｏとＶとをあわせて添加する場合には、相乗的に、高い表面硬さと深い有効硬化層深さとを得ることができる。具体的には、Ｍｏの含有量が０．０５〜０．２％であり、且つ、Ｖの含有量が０．３〜０．６％であることが好ましい。
Ｎ：０．００１〜０．０２％
Ｎは、０．０２％を超えると高温域の延性が低下し、熱間圧延や熱間鍛造時に割れを発生させるため生産性が低下する。一方、Ｎを０．００１％以下にするのは製鋼時のコストが高くなるため、経済的に望ましくない。
したがって、Ｎ含有量の上限は０．０２％、好ましくは０．０１％、より好ましくは０．００８％であり、下限は０．００１％、好ましくは０．００２％、より好ましくは０．００３％である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物であり、０．０５％を超えると、鋼の結晶粒界を脆化させて疲労強度を劣化させる。一方、製鋼コストの観点から好ましいＰの下限値は、０．０００１％である。
したがって、Ｐ含有量の上限は０．０５％、好ましくは０．０４％、より好ましくは０．０３％であり、下限は０％、０．０００１％、又は０．０００５％である。
Ｓ：０．２０％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、これにより被削性の向上をもたらす。ただし、０．０００１％未満ではその効果は不十分である。一方、０．２０％を超えると、粒界に偏析して、粒界脆化を招く。
したがって、Ｓ含有量の上限は０．２０％、好ましくは０．１０％、より好ましくは０．０５％であり、下限は０％、０．０００１％、又は０．０００５％である。
Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、及び、Ｍｏの含有量は下記の式Ａで表される焼入れ性倍数αが、焼入れ性の確保の観点から６５以上であり、熱間加工又は冷間加工のしやすさの観点から４００以下であることが好ましい。
焼入れ性倍数α＝８．６５×[Ｃ]１／２×（１＋４．１×[Ｍｎ]）×（１＋０．６４×[Ｓｉ]）×（１＋２．３３×[Ｃｒ]）×（１＋３．１４×[Ｍｏ]） ・・・（式Ａ）
焼入れ性倍数とは、合金元素が焼入れ性に影響する程度を示す数値である。この式は、門間改三著「鉄鋼材料学」（実教出版、東京、２００５年発行）ｐ．２５０表５−１１を参考にしたものである。
Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０１〜０．４％
ＴｉとＮｂも、焼入れ性を確保し、ベイナイト主体の鋼組織を得るのに有効な元素であり、一方又は双方を添加することができる。Ｔｉ及びＮｂは、ＭｏやＶと同様、窒化時に浸入するＮ及び鋼中のＣと炭窒化物を形成し、高い表面硬さ及び深い有効硬化層深さを得るのに効果的な元素である。
Ｔｉ及びＮｂの合計含有量は、０．０１％未満ではその効果が十分得られず、０．４％を超えると溶体化しきれないのでその効果は飽和する。
したがって、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量の上限は０．４％、好ましくは０．３５％、より好ましくは０．３０％であり、下限は０％、好ましくは０．０１％、より好ましくは０．０５％である。
Ｂ：０〜０．００５％
Ｂは、０．０００３％以上の含有量により焼入れ性を向上させ、ベイナイト主体の鋼組織を得るのに有効な元素であり、選択的に添加することができる。Ｂが０．０００３％未満だと添加の効果が十分得られず、０．００５％を超えるとその効果が飽和する。
したがって、Ｂ含有量の上限は０．００５％、好ましくは０．００４％、より好ましくは０．００３％であり、下限は０％、好ましくは０．０００３％、より好ましくは０．０００８％である。
Ｂを添加した場合も、焼入れ性倍数が、焼入れ性の確保の観点から６５以上であり、冷間加工及び鍛造加工のしやすさの観点から４００以下であることが好ましい。ただし、この場合の焼入れ性倍数は焼入れ性倍数βとして以下の式Ｂにより求められる。
焼入れ性倍数β＝８．６５×[Ｃ]１／２×（１＋４．１×[Ｍｎ]）×（１＋０．６４×[Ｓｉ]）×（１＋２．３３×[Ｃｒ]）×（１＋３．１４×[Ｍｏ]）×（１＋１．５×（０．９−[Ｃ]）） ・・・（式Ｂ）
この式は、門間改三著「鉄鋼材料学」（実教出版、東京、２００５年発行）ｐ．２５０表５−１１を参考にしたものである。
炭素当量：０．５０〜０．８０
窒化用鋼の成分組成は、[Ｃ]＋｛[Ｍｎ]／６｝＋｛（[Ｃｒ]＋[Ｍｏ]＋[Ｖ]）／５｝で求められる炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．５０以上、０．８０以上であることが好ましい。炭素当量が０．５０以上０．８０以下である場合、後述するベイナイト生成に有利に作用し、また窒化前の過度な硬度上昇を避けることが出来る。これにより、所望の熱間鍛造後硬さが得られる。
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
本実施形態に係る窒化用鋼の成分組成は、上述した元素以外にも製造工程などで不可避的に混入する不純物を含んでもよいが、できるだけ不純物が混入しないようにすることが好ましい。尚、窒化用鋼を窒化して得られる窒化処理部品においては、残部としてＦｅとＮと不可避的不純物とを有する。
次に、本実施形態に係る窒化用鋼の鋼組織について説明する。
本実施形態に係る窒化用鋼の鋼組織は、面積率で５０％以上のベイナイトを有する。
有効硬化層深さを向上させるためには、窒化用鋼を窒化時に十分析出強化させ、鋼の硬さを上昇させる必要がある。したがって、窒化処理前に析出に必要な合金元素を窒化用鋼に十分固溶させておく必要があり、そのためには、マルテンサイト又はベイナイトが適している。
一方、冷間鍛造性や切削性を考慮すると、マルテンサイトが主体の鋼組織は硬度が高過ぎるので適さない。以上のことから、鋼組織はベイナイト主体であることが最適であり、十分に析出強化させるためには、鋼組織が面積率で５０％以上のベイナイトを有することが必要である。より効果的に析出強化させるためには、鋼組織が面積率で７０％以上のベイナイトを有することが望ましい。また、ベイナイトを除く残部の鋼組織はフェライト、パーライト、及び、マルテンサイトの１種又は２種以上である。
鋼組織のベイナイトは、鏡面研磨後、ナイタール液でエッチングを行い、光学顕微鏡で観察することができる。例えば、硬さを測定した位置に相当する領域の５視野を、光学顕微鏡で５００倍で観察して写真を撮影し、それらの写真を画像解析して、ベイナイトの面積率を求めることができる。
窒化用鋼は、鋳造ままの鋼材でもよく、鋳造後の鋼材に対し熱間加工や冷間加工を必要に応じて施したものでもよい。
鋼材に熱間加工や熱処理を行わずに窒化用鋼を製造する場合、鋼材の鋼組織が面積率で５０％以上のベイナイトを有することが必要である。
鋼材に熱間加工を行い窒化用鋼を製造する場合においても、鋼材の鋼組織が５０％以上のベイナイトを有することが好ましい。この場合、最終的な熱間加工において、面積率で５０％以上のベイナイトを含む鋼組織を有する窒化用鋼を得やすいからである。
ただし、鋼材に熱間加工を行い、面積率で５０％以上のベイナイトを含む鋼組織を有する窒化用鋼を製造する場合には、鋼材の鋼組織が５０％以上のベイナイトを含まなくてもよい。これは、熱間加工前の鋼材の鋼組織が、例えば、フェライトとパーライトの二相組織であったとしても、熱間加工により、すべての鋼組織が一旦オーステナイトになり、熱間加工後の冷却中にベイナイトに変化するためである。すなわち、窒化用鋼の鋼組織が、５０％以上のベイナイトを有していればよい。
５０％以上のベイナイトを有する鋼組織は、窒化用鋼を製造するための熱間圧延、又は、窒化処理部品を製造するための熱間鍛造を制御することによって得られる。具体的には、熱間圧延又は熱間鍛造の温度や、熱間圧延又は熱間鍛造後の冷却速度を規定することによって得られる。
熱間圧延及び熱間鍛造前の加熱温度は１０００℃未満であると、変形抵抗が上がりコストアップになるとともに、添加合金元素が十分溶体化しないので、焼入れ性が低くなり、ベイナイトの面積率が低くなる。したがって、圧延前及び鍛造前の加熱温度は１０００℃以上が好ましい。加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイト粒界が粗大化するので、加熱温度は１３００℃以下が好ましい。
上述の成分組成を有する鋼材の場合、熱間圧延又は熱間鍛造後に５００℃に冷却されるまでの冷却速度が０．１℃／ｓｅｃ未満になると、ベイナイトの面積率が低下するか、又は、フェライト・パーライトが増加するので、冷却速度は０．１℃／ｓｅｃ以上であることが好ましい。冷却速度が１０℃／ｓｅｃを超えるとマルテンサイトの増加によって、冷間鍛造、又は切削前の強度が高くなりコストアップになるので、冷却速度は１０℃／ｓｅｃ以下であることが好ましい。
上述の条件で熱間圧延し、所定の形状に冷間加工（例えば冷間鍛造、切削加工）して製造した窒化用鋼は、窒化処理することで、歪を抑えつつ疲労強度を向上させることができる。
（第２実施形態）
次に、本発明の第２実施形態に係る窒化処理部品について説明する。
本実施形態に係る窒化処理部品は、第１実施形態で説明した窒化用鋼を軟窒化処理することに得られる。その成分組成に関する説明は、第１実施形態で説明した成分組成と同様であるため、省略する。ただし、Ｎ含有量については、窒化処理の条件により含有量が大幅に変化するため、規定しない。
窒化処理部品では、面積率で５０％以上の鋼組織がベイナイトであることが必要である。窒化処理部品のベイナイトの面積率は、窒化処理用鋼のベイナイトの面積率と同様の方法で求めることができる。
第１実施形態に係る窒化用鋼を軟窒化処理することにより、窒化処理部品において、鋼中に析出したＣｒ炭窒化物中に、Ｖ、又は、Ｍｏ及びＶを０．５％以上含有させることができる。具体的には、Ｃｒ炭窒化物中にＶ、又は、Ｍｏ及びＶを０．５％以上含有させるためには、Ｍｏ：０〜０．５４％及びＶ：０．２超〜１．０％を含有するとともに、５０％以上のベイナイトを有する鋼組織とし、窒化処理する必要がある。これにより、優れた表面硬さ及び有効硬化層深さを得ることが出来る。尚、窒化処理によって表層が硬化するメカニズムは、合金や鉄の窒化物による析出強化や窒素の固溶強化であると考えられる。
Ｃｒ炭窒化物中にＶやＭｏが含有しているかどうかは、Ｘ線元素分析装置等を用いて分析することができる。Ｘ線元素分析装置等の精度は、０．５％以上含有している元素を検出することができればよい。
窒化処理は、例えば、１０時間の、５８０℃のＮ２＋ＮＨ３＋ＣＯ２混合ガスによるガス軟窒化処理とする。これにより、表面硬さＨＶ７００以上、有効硬化層深さ２００μｍ以上の有効硬化層が得られる。すなわち、工業上実用的な時間で、十分な表面硬さ及び従来の鋼材と比べ深い有効硬化層を得ることができ、さらに十分な心部硬さを得ることができる。
従来技術によるＣｒＭｎ鋼にガス軟窒化処理を行い得た部品の、有効硬化層の透過型電子顕微鏡による観察結果を図１に、Ｘ線元素分析装置を用いた有効硬化層部分のＣｒ炭窒化物中の成分分析結果を図２に示す。
本発明によるＣｒＭｏＶ鋼にガス軟窒化処理を行い得た部品の、有効硬化層の透過型顕微鏡による観察結果を図３に示す。従来技術によるガス軟窒化処理部品と比較して、微細なＣｒ炭窒化物が多数析出し、十分に析出強化されていることがわかる。
図４に、Ｘ線元素分析装置を用いた、本発明による部品の有効硬化層部分のＣｒ炭窒化物中の成分分析結果を示す。この結果から、Ｃｒ炭窒化物中にＭｏ及びＶを含有していることがわかる。
実験例Ａ１〜Ａ３６では、表１、表２に示す成分組成を有する鋼を溶製した。表２中のＰは、不可避的不純物として検出されたＰの含有量を示し、意図的に添加したものではない。また、表１、表２中の「―」は、その元素を意図的に添加しなかったことを示す。表２中の「焼入性倍数」は、Ｂが含有していない実験例の場合には、
８．６５×[Ｃ]１／２×（１＋４．１×[Ｍｎ]）×（１＋０．６４×[Ｓｉ]）×（１＋２．３３×[Ｃｒ]）×（１＋３．１４×[Ｍｏ]）
で算出した値であり、Ｂが含有している実験例の場合には、
８．６５×[Ｃ]１／２×（１＋４．１×[Ｍｎ]）×（１＋０．６４×[Ｓｉ]）×（１＋２．３３×[Ｃｒ]）×（１＋３．１４×[Ｍｏ]）×（１＋１．５×（０．９−[Ｃ]））
で算出した値である。
また、「Ｃｅｑ」は、
[Ｃ]＋｛[Ｍｎ]／６｝＋｛（[Ｃｒ]＋[Ｍｏ]＋[Ｖ]）／５｝
で算出した値である。
実験例Ａ１〜Ａ３６では、
（１）上述のように溶製した鋼から直径３０ｍｍの鋼片を製造し、
（２）鋼片を表３に示した「熱間鍛造条件」（「加熱温度（℃）」及び「冷却速度（℃／ｓ）」）で熱間鍛造し、厚さ１０ｍｍ、直径３５ｍｍの円柱形状の熱間鍛造部材を製造し、
（３）熱間鍛造部材を切削し、歯車形状部材を製造した。
実験例Ａ１〜Ａ３６について、「ベイナイト面積率（％）」、「熱間鍛造後硬さ（ＨＶ）」を測定した結果を表３に示す。
「ベイナイト面積率（％）」は、熱間鍛造部材の軸方向に垂直な断面において、表面から直径の１／４深さの測定位置におけるベイナイトの面積率である。具体的には、「ベイナイト面積率（％）」は、上記の測定位置を鏡面研磨後、ナイタール液でエッチングを行い、光学顕微鏡により５００倍で５視野を観察して写真を撮影し、それらの写真を画像解析することにより求めた。
「熱間鍛造後硬さ（ＨＶ）」は窒化処理前の歯車形状部材の硬さであり、ＪＩＳ Ｚ ２２４４にしたがって、図６に示される硬さ測定位置５２において厚み方向の中央部が現れるように歯車形状部材を切断、研磨し、ＨＶ０．３（２．９Ｎ）を測定して求めた。尚、図６は、歯車形状部材における１つの歯５１の形状、及び硬さ測定位置５２を示す。
次に、上述の歯車形状部材に対して、ガス軟窒化処理を行い、窒化処理歯車を製造した。ガス軟窒化処理は、体積分率でＮＨ３：Ｎ２：Ｈ２：ＣＯ２＝５０：４０：５：５の混合ガス中で、５８０℃×１０ｈｒの条件で行った。本試験では白層の生成を抑制しやすい雰囲気とするためＨ２ガスも混合した。
実験例Ａ１〜Ａ３６について、「表面硬さ（ＨＶ）」、「有効硬化層深さ（μｍ）」、「ガス軟窒化処理後の心部硬さ上昇率」、「試験片Ａ回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）」、「試験片Ｂ回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）」、「試験片Ｃ回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）」、「Ｃｒ炭窒化物中Ｖ、又は、Ｍｏ及びＶ」を測定した結果を表４に示す。
「表面硬さ（ＨＶ）」は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に従って、窒化処理歯車の表面から５０μｍ深さの硬さ測定位置におけるＨＶ０．３（２．９Ｎ）を測定して求めた。
「有効硬化層深さ（μｍ）」は、ＪＩＳ Ｇ ０５５７を参考に、表面からＨＶ０．３（２．９Ｎ）が５５０となる位置までの距離を測定して求めた。
「ガス軟窒化処理後の心部硬さ上昇率」は、上述の硬さ測定位置５２で、ガス軟窒化処理後にＨＶ０．３（２．９Ｎ）を測定して求め、ガス軟窒化処理前の硬さ（すなわち、熱間鍛造後硬さ）との比で表した。
「試験片Ａ回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）」、「試験片Ｂ回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）」、「試験片Ｃ回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）」は、
（１）上記の鋼片を表３に示した熱間鍛造条件（加熱温度及び冷却速度）で熱間鍛造して直径１６ｍｍの部材を製造し、
（２）この部材を切削加工してから上述のガス軟窒化処理を行うことで、図５Ａ、図５Ｂ、図５Ｃに示す試験片Ａ、試験片Ｂ、試験片Ｃを製造し、
（３）これらの試験片Ａ〜Ｃについて回転曲げ疲労試験を行い、１０７回まで耐え得る最大の応力（ＭＰａ）を求める
ことにより評価した。
図５Ａはノッチが刻まれていない平滑試験片Ａを示し、図５Ｂは曲率半径ρ＝１．２の溝（応力集中率α≒１．８）が刻まれた溝付き試験片Ｂを示し、図５Ｃは曲率半径ρ＝０．４の溝（応力集中率α＝２．７）が刻まれた溝付き試験片Ｃを示す。
また、有効硬化層部分から薄膜試験片を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて有効硬化層部分を観察した。その結果、有効硬化層部分において微細なＣｒ炭窒化物が観察された。さらに、Ｘ線元素分析装置を用いてＣｒ炭窒化物の成分を分析し、Ｃｒ炭窒化物中にＭｏ又はＶが含有しているかどうかを調べた。本実施例で用いたＸ線元素分析装置の精度は、０．５％以上含有している元素を検出することができるものである。Ｖ、又は、Ｍｏ及びＶが０．５％以上含有していることを検出した場合、表４の「Ｃｒ炭窒化物中Ｖ、又は、Ｍｏ及びＶ」の欄に「含有」と記し、Ｖ、又は、Ｍｏ及びＶが０．５％以上含有していることを検出しなかった場合を「非含有」と記した。
実験例Ａ１〜Ａ２９では、ＨＶ７００以上の表面硬さ、及び２００μｍ以上の有効硬化層深さを有する窒化処理歯車が得られた。さらに、窒化後の心部硬さ上昇率が１．３以上であり、窒化前の加工しやすさと疲労強度とが両立されていることが確認出来た。
実験例Ａ３０では、Ｃ量及びＣｒ量が低いことに起因し、焼き入れ性倍数が低かった。このため、窒化処理歯車の硬さや曲げ疲労強度が不十分であった。
実験例Ａ３１では、Ｃ量が高いことに起因し、熱間鍛造後硬さが過剰に高くなってしまった。このため、容易に切削加工を施すことが出来なかった。すなわち、切削加工を行うことは、コストの観点から好ましくない。
実験例Ａ３２では、Ｓｉ量が高いことに起因し、有効硬化層深さが不十分であった。また、回転曲げ疲労強度が低かった。
実験例Ａ３３では、Ｍｎ量が高いことに起因し、熱間鍛造後硬さが過剰に高くなってしまった。このため、容易に切削加工を施すことが出来なかった。すなわち、切削加工を行うことは、コストの観点から好ましくない。
実験例Ａ３４では、Ａｌ量が高く、また、Ｖを含有しないことに起因し、窒化処理歯車の硬さや曲げ疲労強度が不十分であった。
実験例Ａ３５では、Ｍｏ量が高いことに起因し、熱間鍛造後硬さが過剰に高くなってしまった。このため、容易に切削加工を施すことが出来なかった。すなわち、切削加工を行うことは、コストの観点から好ましくない。
実験例Ａ３６では、[Ｖ]／[Ｃ]が低いことに起因し、十分な析出強化が得られなかった。このため、ガス軟窒化処理後の心部硬さ上昇率が不十分であった。
実験例Ｂ１〜Ｂ１０では、表５、表６に示す成分組成を有する鋼を溶製した。表６中のＰ及びＳは、不可避的不純物として検出されたＰ及びＳの含有量を示し、意図的に添加したものではない。また、表５、表６中の「―」は、その元素を意図的に添加しなかったことを示す。表６中の「焼入性倍数」は、Ｂが含有している実験例の場合には、
８．６５×[Ｃ]１／２×（１＋４．１×[Ｍｎ]）×（１＋０．６４×[Ｓｉ]）×（１＋２．３３×[Ｃｒ]）×（１＋３．１４×[Ｍｏ]）
で算出した値であり、Ｂが含有していない実験例の場合には、
８．６５×[Ｃ]１／２×（１＋４．１×[Ｍｎ]）×（１＋０．６４×[Ｓｉ]）×（１＋２．３３×[Ｃｒ]）×（１＋３．１４×[Ｍｏ]）×（１＋１．５×（０．９−[Ｃ]））
で算出した値である。
また、「Ｃｅｑ」は、
[Ｃ]＋｛[Ｍｎ]／６｝＋｛（[Ｃｒ]＋[Ｍｏ]＋[Ｖ]）／５｝
で算出した値である。
実験例Ｂ１〜Ｂ１０では、
（１）上述のように溶製した鋼から厚さ５０ｍｍの鋼片を製造し、
（２）鋼片を表７に示した「熱間圧延条件」（「加熱温度（℃）」及び「冷却速度（℃／ｓ）」）で熱間圧延し、厚さ２５ｍｍの熱延鋼板を製造し、
（３）熱延鋼板を切削して直径１０ｍｍの部材を製造し、
（４）この部材を冷間鍛造し、厚さ１０ｍｍ、直径１４ｍｍの円柱形状の冷間鍛造部材を製造し、
（５）冷間鍛造部材を切削し、歯車形状部材を製造した。
実験例Ｂ１〜Ｂ１０について、「ベイナイト面積率（％）」、「冷間鍛造後硬さ（ＨＶ）」を測定した結果を表７に示す。
「ベイナイト面積率（％）」は、冷間鍛造部材の軸方向に垂直な断面において、表面から直径の１／４深さの測定位置におけるベイナイトの面積率である。具体的には、「ベイナイト面積率（％）」は、上述の測定位置を鏡面研磨後、ナイタール液でエッチングを行い、光学顕微鏡により５００倍で５視野を観察して写真を撮影し、それらの写真を画像解析することにより求めた。
「冷間鍛造後硬さ」は窒化処理前の歯車形状部材の硬さであり、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に従って、図６に示される測定位置５２において厚み方向の中央部が現れるように歯車形状部材を切断、研磨し、ＨＶ０．３（２．９Ｎ）を測定して求めた。
次に、上述の歯車形状部材に対して、ガス軟窒化処理を行い、窒化処理歯車を製造した。ガス軟窒化処理は、体積分率でＮＨ３：Ｎ２：Ｈ２：ＣＯ２＝５０：４０：５：５の混合ガス中で、５８０℃×１０ｈｒの条件で行った。本試験では白層の生成を抑制しやすい雰囲気とするためＨ２ガスも混合した。
実験例Ｂ１〜Ｂ１０について、「表面硬さ（ＨＶ）」、「有効硬化層深さ（μｍ）」、「ガス軟窒化処理後の心部硬さ上昇率」、「試験片Ａ回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）」、「試験片Ｂ回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）」、「試験片Ｃ回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）」、「Ｃｒ炭窒化物中Ｖ、又は、Ｍｏ及びＶ」を測定した結果を表８に示す。
各項目の測定については、実施例１と同様に行った。
実験例Ｂ１〜Ｂ７では、ＨＶ７００以上の表面硬さ、及び２００μｍ以上の有効硬化層深さの窒化処理歯車が得られた。さらに、窒化後の心部硬さ上昇率が１．３以上であり、窒化前の加工しやすさと疲労強度とが両立されていることが確認出来た。
実験例Ｂ８では、Ｖ量が低いこと、及び、焼入れ性倍数が低いことに起因して、ベイナイトの面積率が５０％未満であり、また、窒化後心部硬さ上昇率が低かった。
実験例Ｂ９では、Ｃ量が高いことに起因し、熱間圧延後の硬さが過剰に高くなってしまった。このため、容易に切削加工を施すことが出来なかった。すなわち、切削加工を行うことは、コストの観点から好ましくない。
実験例Ｂ１０では、Ｍｏ量が高いことに起因し、熱間圧延後の硬さが過剰に高くなってしまった。このため、容易に切削加工を施すことが出来なかった。すなわち、切削加工を行うことは、コストの観点から好ましくない。
本発明によれば、窒化処理前の硬度が低く、かつ、窒化処理において、深い有効硬化層と十分な心部硬さが得られる窒化用鋼、及び、窒化用鋼を窒化処理して製造した窒化処理部品を提供でき、熱処理歪みが小さく高疲労強度の部品を提供できるので、自動車部品や各種産業機械部品に適用でき、産業上の利用可能性は大きい。
１１ Ｃｒ炭窒化物
３１ Ｍｏ及びＶを含有するＣｒ炭窒化物
５１ 歯車における１つの歯
５２ 熱間鍛造後の硬さ測定位置

Claims (14)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．１０〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．７％、
    Ｍｎ：０．２〜２．０％、
    Ｃｒ：０．２〜２．５％、
    Ａｌ：０．０１〜０．１９％未満、
    Ｖ ：０．２超〜１．０％、
    Ｍｏ：０〜０．５４％、及び
    Ｎ：０．００３４〜０．０２％
    を含有し、
    Ｐが０．０５％以下に制限され、
    Ｓが０．２０％以下に制限され、
    残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    前記Ｖ、前記Ｃの質量％での含有量[Ｖ]、[Ｃ]が式１を満たす
    成分組成を有し、
    面積率で、５０％以上のベイナイトを有する鋼組織からなる
    ことを特徴とする窒化用鋼。
    ２≦[Ｖ]／[Ｃ]≦１０ ・・・（式１）
  2. 前記成分組成が更に、Ｔｉ及びＮｂの少なくとも１種を含有し、前記Ｔｉと前記Ｎｂの合計含有量が、質量％で、０．０１〜０．４％であることを特徴とする請求項１に記載の窒化用鋼。
  3. 前記Ｃ、前記Ｍｎ、前記Ｓｉ、前記Ｃｒ、前記Ｍｏの質量％での含有量[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｓｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]が式２を満たすことを特徴とする請求項１又は２に記載の窒化用鋼。
    ６５≦８．６５×[Ｃ]１／２×（１＋４．１×[Ｍｎ]）×（１＋０．６４×[Ｓｉ]）×（１＋２．３３×[Ｃｒ]）×（１＋３．１４×[Ｍｏ]）≦４００ ・・・（式２）
  4. 前記成分組成が更に、質量％で、
    Ｂ：０．０００３〜０．００５％
    を含有し、
    前記Ｃ、前記Ｍｎ、前記Ｓｉ、前記Ｃｒ、前記Ｍｏの質量％での含有量[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｓｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]が式３を満たすことを特徴とする請求項１又は２に記載の窒化用鋼。
    ６５≦８．６５×[Ｃ]１／２×（１＋４．１×[Ｍｎ]）×（１＋０．６４×[Ｓｉ]）×（１＋２．３３×[Ｃｒ]）×（１＋３．１４×[Ｍｏ]）×（１＋１．５×（０．９−[Ｃ]））≦４００ ・・・（式３）
  5. 前記Ｍｎの含有量が、質量％で、０．２〜１．０％であることを特徴とする請求項１乃至請求項４の何れか一項に記載の窒化用鋼。
  6. 前記Ｍｏの含有量が、質量％で、０．０５〜０．２％であり、且つ、
    前記Ｖの含有量が、質量％で、０．３〜０．６％である
    ことを特徴とする請求項１乃至請求項５の何れか一項に記載の窒化用鋼。
  7. 前記Ｃ、前記Ｍｎ、前記Ｃｒ、前記Ｍｏ、前記Ｖの質量％での含有量[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｖ]が式４を満たすことを特徴とする請求項１乃至請求項６の何れか一項に記載の窒化用鋼。
    ０．５０≦[Ｃ]＋｛[Ｍｎ]／６｝＋｛（[Ｃｒ]＋[Ｍｏ]＋[Ｖ]）／５｝≦０．８０ ・・・（式４）
  8. 質量％で、
    Ｃ ：０．１０〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．７％、
    Ｍｎ：０．２〜２．０％、
    Ｃｒ：０．２〜２．５％、
    Ａｌ：０．０１〜０．１９％未満、
    Ｖ ：０．２超〜１．０％、及び
    Ｍｏ：０〜０．５４％、
    を含有し、
    Ｐが０．０５％以下に制限され、
    Ｓが０．２０％以下に制限され、
    残部がＦｅ、Ｎ、及び不可避不純物からなり、
    前記Ｖ、前記Ｃの質量％での含有量[Ｖ]、[Ｃ]が式５を満たす
    成分組成を有し、
    面積率で、５０％以上のベイナイトを有する鋼組織からなり、
    表面に窒化層を有し、有効硬化層深さが２００μｍ以上であり、
    鋼中に析出したＣｒ炭窒化物中に、前記Ｖ、又は、前記Ｍｏ及び前記Ｖを０．５％以上含有する
    ことを特徴とする窒化処理部品。
    ２≦[Ｖ]／[Ｃ]≦１０ ・・・（式５）
  9. 前記成分組成が更に、Ｔｉ及びＮｂの少なくとも１種を含有し、前記Ｔｉと前記Ｎｂの合計含有量が、質量％で、０．０１〜０．４％であることを特徴とする請求項８に記載の窒化処理部品。
  10. 前記Ｃ、前記Ｍｎ、前記Ｓｉ、前記Ｃｒ、前記Ｍｏの質量％での含有量[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｓｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]が式６を満たすことを特徴とする請求項８又は９に記載の窒化処理部品。
    ６５≦８．６５×[Ｃ]１／２×（１＋４．１×[Ｍｎ]）×（１＋０．６４×[Ｓｉ]）×（１＋２．３３×[Ｃｒ]）×（１＋３．１４×[Ｍｏ]）≦４００ ・・・（式６）
  11. 前記成分組成が更に、質量％で、
    Ｂ：０．０００３〜０．００５％
    を含有し、
    前記Ｃ、前記Ｍｎ、前記Ｓｉ、前記Ｃｒ、前記Ｍｏの質量％での含有量[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｓｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]が式７を満たすことを特徴とする請求項８又は９に記載の窒化処理部品。
    ６５≦８．６５×[Ｃ]１／２×（１＋４．１×[Ｍｎ]）×（１＋０．６４×[Ｓｉ]）×（１＋２．３３×[Ｃｒ]）×（１＋３．１４×[Ｍｏ]）×（１＋１．５×（０．９−[Ｃ]））≦４００ ・・・（式７）
  12. 前記Ｍｎの含有量が、質量％で、０．２〜１．０％であることを特徴とする請求項８乃至請求項１１の何れか一項に記載の窒化処理部品。
  13. 前記Ｍｏの含有量が、質量％で、０．０５〜０．２％であり、且つ、
    前記Ｖの含有量が、質量％で、０．３〜０．６％である
    ことを特徴とする請求項８乃至請求項１２の何れか一項に記載の窒化処理部品。
  14. 前記Ｃ、前記Ｍｎ、前記Ｃｒ、前記Ｍｏ、前記Ｖの質量％での含有量[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｖ]が式８を満たすことを特徴とする請求項８乃至請求項１３の何れか一項に記載の窒化処理部品。
    ０．５０≦[Ｃ]＋｛[Ｍｎ]／６｝＋｛（[Ｃｒ]＋[Ｍｏ]＋[Ｖ]）／５｝≦０．８０ ・・・（式８）
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