JP5537248B2 - 機械構造用鋼、および、その製造方法、並びに、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法 - Google Patents
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本発明は、冷間加工性に優れた機械構造用鋼、および、その機械構造用鋼の製造方法、並びに、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法に関する。
産業機械、自動車など機械構造用部品の多くは、熱間鍛造後、切削加工し、更に、高周波熱処理や浸炭処理などの表面強化処理を行うことによって製造される。このような部品製造工程では、鋼材の歩留まりが悪く、また製造工程において、多くのＣＯ２が排出される問題がある。そこで、この熱間鍛造と切削加工の工程を、冷間加工である冷間鍛造に置き換えることが要求されている。更に、機械構造部品の高精度化への要求が高まり、表面強化処理時に発生する熱ひずみを低減するため、鋼の変態温度より低い温度で表面硬さの向上が可能な軟窒化処理が利用されている。
ここで冷間加工とは、積極的に熱を付与しない室温雰囲気における加工方法のことである。この冷間加工は、熱間加工と比較して生産性が高く、しかも寸法精度および鋼材の歩留まりが共に良好な利点がある。しかしながら、ＪＩＳ規格鋼（従来鋼）を熱間鍛造から冷間鍛造に置き換えても、冷間加工性が劣るため適用することができない。また、従来鋼に球状化処理を実施し、硬さを十分に下げ、冷間加工性を向上させる方法もあるが、熱処理温度が変態温度よりも低い軟窒化処理を実施しても、部品内部の硬さが冷間加工に応じた硬さにしかならず、十分な部品強度を得ることができない（浸炭処理の場合は、変態温度以上に加熱されるので、相変態によって内部硬さを向上させることができる）。このような問題に対して、各種検討がなされており、以下の従来技術がある。
特許文献１では、冷間加工性と短時間の軟窒化処理時間で、優れた硬さ特性を有する軟窒化用鋼が開示されている。本発明では、鋼中のＮを極力低減し、Ａｌ、Ｃｒ、Ｖのフェライト中への窒化物の析出を抑制し、軟窒化処理時に侵入するＮと結合させ、表面硬さを向上させている。特許文献２では、鋼中のＣを低減し、大部分を加工性に優れるフェライト相とした組織とし、Ｎｂによって強度を高めている。Ｎｂの添加量を調整し、冷間加工後の硬さが上がり過ぎないように調整している。
特許文献３では、熱間圧延状態（冷間加工前）の強度を低く調整することで、冷間加工性を向上させ、軟窒化時にＣｕを時効析出させることで表面硬さと内部硬さを両立させる技術が開示されている。特許文献４では、フェライト単相組織にＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏを固溶させ、冷間加工後の窒化処理工程にて、Ｔｉ、Ｍｏの複合炭化物を微細析出させ、内部硬さを向上させる技術が開示されている。
しかし、従来の機械構造用鋼では、以下に示すような問題点が存在している。
特許文献１に記載の発明では、冷鍛性を重視しているため、芯部硬さが低くなるように設計されていることから、部品としての強度特性を満足させることができない。特許文献２に記載の発明では、特許文献１と同様に、冷鍛性を重視しているため、部品としての強度特性を満足することが困難である。
特許文献１に記載の発明では、冷鍛性を重視しているため、芯部硬さが低くなるように設計されていることから、部品としての強度特性を満足させることができない。特許文献２に記載の発明では、特許文献１と同様に、冷鍛性を重視しているため、部品としての強度特性を満足することが困難である。
特許文献３に記載の発明では、冷間加工性と軟窒化による強化を両立できるものの、Ｃｕ単独では、熱間圧延時に割れが発生しやすく、Ｎｉを複合添加する必要があるため、コストアップの弊害がある。特許文献４に記載の発明では、軟窒化処理中に微細析出物を析出させるため、軟窒化処理温度を５５０〜７００℃と高めに設定しなければならない。そのため、熱ひずみの影響が顕著となり、部品の精度を低下させてしまう。
すなわち、従来技術では、冷間加工性を重視すると、内部硬さを確保することができず、一方、冷間加工性と内部硬さを両立するためには、軟窒化中に時効強化が必要であり、コストアップ、あるいは、部品精度の低下が懸念されるという問題が生じる。
本発明は、前記した問題点に鑑み創案したものであり、冷間加工性に優れると共に、加工部品の部品硬さを向上させることができる機械構造用鋼、その製造方法、並びに、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法を提供することを課題とする。
本発明者らは、冷間加工性と部品強度（内部硬さ）を両立することができ、且つ、軟窒化中に時効強化を必要としない機械構造用鋼、および、その製造方法、並びに、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法を提供すべく、以下の事項について検討を行った。
機械構造用鋼においては、固溶Ｎを所定量以上含有することで、加工時に動的ひずみ時効が発生し、転位の増殖が顕著となる。一方、冷間加工後には、冷間加工時に導入された転位が、加工発熱によって動きやすくなった固溶Ｎによって固着されることで、静的ひずみ時効分の強化が付与され、加工硬化分以上に強度を増加させることができる。ここで、動的ひずみ時効によって変形能が劣化することが考えられたが、フェライト単相であれば、組織全体が同時に硬化するため、硬さの不均一が発生せず、結果として、冷間加工性は損なわれない。
機械構造用鋼においては、固溶Ｎを所定量以上含有することで、加工時に動的ひずみ時効が発生し、転位の増殖が顕著となる。一方、冷間加工後には、冷間加工時に導入された転位が、加工発熱によって動きやすくなった固溶Ｎによって固着されることで、静的ひずみ時効分の強化が付与され、加工硬化分以上に強度を増加させることができる。ここで、動的ひずみ時効によって変形能が劣化することが考えられたが、フェライト単相であれば、組織全体が同時に硬化するため、硬さの不均一が発生せず、結果として、冷間加工性は損なわれない。
ただし、固溶Ｎを活用した静的ひずみ時効による強化は、再び熱が加わることによって、固溶Ｎが転位から離脱し、転位が動きやすくなると強化能が失われてしまう。そのため、固溶Ｎの拡散を抑制する必要がある。ＭｎはＮの活量を低下させ、Ｎの移動度を低下させる作用があり、一定以上の添加によって雰囲気温度が増加しても、Ｎは転位から離脱しにくくなる。その結果、温度が増加しても、強度を低下しないことが明らかとなった。すなわち、本鋼材を軟窒化処理（窒化処理）に適用することで、内部硬さと表面硬さを両立した機械構造用部品とすることができる。
つまり、本発明の機械構造用鋼は、Ｃ：０．００５〜０．０６質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｍｎ：１．２〜３．０質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．００５〜０．０５質量％、Ｃｒ：０．３〜３．０質量％、Ａｌ：０．００５〜０．１質量％、Ｎ：０．００８〜０．０２質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る組成を有し、Ｎ固溶量は０．００８〜０．０２質量％であり、組織中のセメンタイト相分率が２％以下で、残部がフェライト相であり、前記フェライト相の平均結晶粒径が１０〜１００μｍであることを特徴とする。
かかる構成によれば、Ｃを所定量含有することで、冷間加工性が向上し、Ｓｉ、Ａｌを所定量含有することで、これらの脱酸作用により溶製時のガス欠陥の発生が防止され、さらにＭｎを所定量含有することで、Ｍｎの脱硫作用によりＭｎがＳと結合して、鋼材の変形能が向上するとともに、固溶Ｎによる時効強化分の熱軟化が抑制される。また、Ｐを所定量以下に抑制することで、変形能の劣化や変形抵抗の増加が抑制され、Ｓを所定量含有することで、変形能と被削性のバランスが良好となり、Ｃｒを所定量含有することで、軟窒化処理性が向上し、軟窒化処理後の表面硬さが確保される。そして、Ｎを所定量含有することで、Ｎが鋼中に固溶して、冷間加工後に所望の部品強度を得るために必要な量の固溶Ｎとなり、固溶Ｎの量であるＮ固溶量（固溶Ｎ量）を所定量含有することで、冷間加工後の部品強度が確保される。また、組織中のセメンタイト相分率を所定以下とすることで、冷間加工中の変形抵抗の増加が抑制されると共に、フェライト相とセメンタイトの界面における割れの発生が抑制され、フェライト相の平均結晶粒径を所定範囲とすることで、変形能が劣化することなく変形抵抗が低減する。
また、前記機械構造用鋼において、前記組成がさらに、任意成分として、Ｍｏ：１質量％以下を含有してもよく、また、Ｃｕ：５質量％以下、およびＮｉ：５質量％以下のうち１種以上を含有してもよく、さらには、Ｃａ：０．０２質量％以下、ＲＥＭ：０．０２質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下、Ｌｉ：０．０１質量％以下のうち１種以上を含有してもよい。
かかる構成によれば、Ｍｏを所定量含有することで、加工後硬さと変形能が向上し、ＣｕおよびＮｉのうち１種以上を所定量含有することで、鋼材が固溶あるいは析出強化し、加工後の部品強度が向上する。また、Ｃａ、ＲＥＭ、ＭｇおよびＬｉのうち１種以上を所定量含有することで、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物が球状化し、鋼の変形能が高まると共に、被削性が向上する。
さらに、本発明の機械構造用鋼の製造方法は、前記記載の機械構造用鋼の製造方法であって、前記組成の鋼を、１０００〜１２００℃に加熱する加熱工程と、前記加熱した後に８００℃以上の温度で熱間圧延または熱間鍛造する熱間加工工程と、前記熱間圧延または熱間鍛造した後に０．５〜３℃／ｓの冷却速度で６００℃以下まで冷却する冷却工程と、を含むことを特徴とする。
かかる手順によれば、前記した所定成分の鋼を、所定の温度範囲で加熱することでＡｌＮが分解し、所定の温度範囲で熱間圧延または熱間鍛造することでＡｌＮが析出することがない。また、所定の温度範囲まで冷却することでＡｌＮが析出せずにフェライトが十分に成長する。そして、これらにより固溶Ｎが所定量確保される。
また、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法としては、前記記載の機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法であって、前記組成の鋼を、１０００〜１２００℃に加熱する加熱工程と、前記加熱した後に８００℃以上の温度で熱間圧延または熱間鍛造する熱間加工工程と、前記熱間圧延または熱間鍛造した後に０．５〜３℃／ｓの冷却速度で６００℃以下まで冷却する冷却工程と、前記冷却して形成した機械構造用鋼を、室温で冷間加工する冷間加工工程と、前記冷間加工した後に窒化処理を行う窒化処理工程と、を含むことを特徴とする。
かかる手順によれば、前記した所定成分の鋼を、所定の温度範囲で加熱することでＡｌＮが分解し、所定の温度範囲で熱間圧延または熱間鍛造することでＡｌＮが析出することない。また、所定の温度範囲まで冷却することでＡｌＮが析出せずにフェライトが十分に成長する。そして、これらにより固溶Ｎが所定量確保される。さらに、室温で冷間加工することで、冷間加工時に導入された転位が、加工発熱によって動きやすくなった固溶Ｎによって固着され、静的ひずみ時効分の強化が付与される。そして、冷間加工を施した部品を軟窒化処理することで、内部硬さと表面硬さを両立した加工部品が得られる。
本発明の機械構造用鋼、機械構造用鋼の製造方法、および、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法は、以下に示す優れた効果を奏するものである。
機械構造用鋼は、冷間加工によって歯車、プーリー、クランクシャフト、等速ジョイント、コンロッド、トランスミッションギヤ等の部品を製造する時、軟窒化処理前は優れた冷間加工性を有するため、冷間加工時に割れが発生せず、歩留まりが向上し、軟窒化処理後は浸炭処理材と同等以上の強度特性を有するので、部品を軽量化、高強度化することができる。
機械構造用鋼の製造方法では、冷間加工性および強度に優れた機械構造用鋼を製造することができる。
機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法では、これまで熱間加工と切削によって加工されていた歯車、プーリー、クランクシャフト、等速ジョイント、コンロッド、トランスミッションギヤ等の部品を冷間加工によって製造することができ、部品製造工程におけるＣＯ２の排出量を削減することができる。さらに、浸炭処理材と同等以上の強度特性を有する加工部品とすることができる。そのため、軽量化、高強度化した加工部品を製造することができる。
機械構造用鋼は、冷間加工によって歯車、プーリー、クランクシャフト、等速ジョイント、コンロッド、トランスミッションギヤ等の部品を製造する時、軟窒化処理前は優れた冷間加工性を有するため、冷間加工時に割れが発生せず、歩留まりが向上し、軟窒化処理後は浸炭処理材と同等以上の強度特性を有するので、部品を軽量化、高強度化することができる。
機械構造用鋼の製造方法では、冷間加工性および強度に優れた機械構造用鋼を製造することができる。
機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法では、これまで熱間加工と切削によって加工されていた歯車、プーリー、クランクシャフト、等速ジョイント、コンロッド、トランスミッションギヤ等の部品を冷間加工によって製造することができ、部品製造工程におけるＣＯ２の排出量を削減することができる。さらに、浸炭処理材と同等以上の強度特性を有する加工部品とすることができる。そのため、軽量化、高強度化した加工部品を製造することができる。
以下、本発明に係る機械構造用鋼、および、その製造方法、並びに、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法について説明する。
≪機械構造用鋼≫
機械構造用鋼は、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎを必須成分として含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る組成を有する。さらに必要に応じて、任意成分として他の成分を含有してもよい。そして、Ｎ固溶量が所定量であり、組織中のセメンタイト相分率が２％以下で、残部がフェライト相であり、前記フェライト相の平均結晶粒径が１０〜１００μｍである構成を備えている。
≪機械構造用鋼≫
機械構造用鋼は、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎを必須成分として含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る組成を有する。さらに必要に応じて、任意成分として他の成分を含有してもよい。そして、Ｎ固溶量が所定量であり、組織中のセメンタイト相分率が２％以下で、残部がフェライト相であり、前記フェライト相の平均結晶粒径が１０〜１００μｍである構成を備えている。
以下、機械構造用鋼の構成における成分と組織について説明する。
はじめに機械構造用鋼の必須成分について説明する。
（Ｃ：０．００５〜０．０６質量％）
Ｃは、冷間加工時の変形抵抗および変形能に大きな影響を及ぼす元素である。Ｃ量は低ければ低いほど冷間加工性が向上するが、０．００５質量％未満となると、溶製時にガスが発生し、欠陥が増えるため、冷間加工性が逆に劣化する。一方、Ｃが０．０６質量％を超える場合、パーライトを形成しやすくなり、変形抵抗の増加および変形能の劣化を招く。なお、Ｃの好ましい下限量は、０．０１質量％であり、また、より好ましくは０．０１５質量％である。そして、Ｃの好ましい上限量は、０．０５５質量％であり、より好ましくは０．０５０質量％である。
はじめに機械構造用鋼の必須成分について説明する。
（Ｃ：０．００５〜０．０６質量％）
Ｃは、冷間加工時の変形抵抗および変形能に大きな影響を及ぼす元素である。Ｃ量は低ければ低いほど冷間加工性が向上するが、０．００５質量％未満となると、溶製時にガスが発生し、欠陥が増えるため、冷間加工性が逆に劣化する。一方、Ｃが０．０６質量％を超える場合、パーライトを形成しやすくなり、変形抵抗の増加および変形能の劣化を招く。なお、Ｃの好ましい下限量は、０．０１質量％であり、また、より好ましくは０．０１５質量％である。そして、Ｃの好ましい上限量は、０．０５５質量％であり、より好ましくは０．０５０質量％である。
（Ｓｉ：０．０１〜０．１質量％）
Ｓｉは、溶製中の脱酸元素として有効であるため、０．０１質量％以上添加する必要がある。ただし、Ｓｉはフェライト相を固溶強化させるため、添加量の増加に伴い、変形抵抗の増大、変形能の低下を生じさせる。Ｓｉ量が０．１質量％を超えると、Ｓｉによる固溶強化の影響が顕著に現れ始め、冷間加工時に割れが発生しやすくなる。一方、Ｓｉ量が０．０１質量％未満になると、脱酸の効果が十分に発揮されず、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなる。なお、Ｓｉの好ましい下限量は、０．０１２質量％であり、また、より好ましくは０．０１５質量％である。そして、Ｓｉの好ましい上限量は、０．０８質量％であり、また、より好ましくは０．０６質量％である。
Ｓｉは、溶製中の脱酸元素として有効であるため、０．０１質量％以上添加する必要がある。ただし、Ｓｉはフェライト相を固溶強化させるため、添加量の増加に伴い、変形抵抗の増大、変形能の低下を生じさせる。Ｓｉ量が０．１質量％を超えると、Ｓｉによる固溶強化の影響が顕著に現れ始め、冷間加工時に割れが発生しやすくなる。一方、Ｓｉ量が０．０１質量％未満になると、脱酸の効果が十分に発揮されず、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなる。なお、Ｓｉの好ましい下限量は、０．０１２質量％であり、また、より好ましくは０．０１５質量％である。そして、Ｓｉの好ましい上限量は、０．０８質量％であり、また、より好ましくは０．０６質量％である。
（Ｍｎ：１．０超〜３．０質量％）
Ｍｎは、溶製中の脱酸、脱硫元素として有効であり、また、Ｓと結合することで鋼材の変形能を向上させるのに有効である。また、固溶Ｎによる時効強化分の熱軟化を抑制するため、１．０質量％を超えて添加する必要がある。ただし、Ｍｎ量が３．０質量％を超えると、固溶強化の影響が顕著に増大するため、変形抵抗の増大、変形能の劣化を招く。一方、Ｍｎ量が１．０質量％以下になると、軟窒化処理後の内部硬さが低下しやすくなるため、部品強度の劣化を招く。なお、Ｍｎの好ましい下限量は、１．１質量％であり、また、より好ましくは１．２質量％である。そして、Ｍｎの好ましい上限量は、２．８質量％であり、また、より好ましくは２．５質量％である。
Ｍｎは、溶製中の脱酸、脱硫元素として有効であり、また、Ｓと結合することで鋼材の変形能を向上させるのに有効である。また、固溶Ｎによる時効強化分の熱軟化を抑制するため、１．０質量％を超えて添加する必要がある。ただし、Ｍｎ量が３．０質量％を超えると、固溶強化の影響が顕著に増大するため、変形抵抗の増大、変形能の劣化を招く。一方、Ｍｎ量が１．０質量％以下になると、軟窒化処理後の内部硬さが低下しやすくなるため、部品強度の劣化を招く。なお、Ｍｎの好ましい下限量は、１．１質量％であり、また、より好ましくは１．２質量％である。そして、Ｍｎの好ましい上限量は、２．８質量％であり、また、より好ましくは２．５質量％である。
（Ｐ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない））
Ｐは不可避的に不純物として含有する元素であるが、Ｐ量が０．０５質量％を超えると、Ｐがフェライト粒界に偏析し、変形能を劣化させる。また、Ｐはフェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させる。従って、変形能の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招く。したがって、Ｐの下限量は、特に定めないが、低いほど良い。ただし、０質量％とすることは製造上困難である。そして、Ｐの好ましい上限量は、０．０４質量％であり、また、より好ましくは０．０３質量％である。
Ｐは不可避的に不純物として含有する元素であるが、Ｐ量が０．０５質量％を超えると、Ｐがフェライト粒界に偏析し、変形能を劣化させる。また、Ｐはフェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させる。従って、変形能の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招く。したがって、Ｐの下限量は、特に定めないが、低いほど良い。ただし、０質量％とすることは製造上困難である。そして、Ｐの好ましい上限量は、０．０４質量％であり、また、より好ましくは０．０３質量％である。
（Ｓ：０．００５〜０．０５質量％）
Ｓは不可避的に不純物として含有する元素であるが、Ｆｅと結合すると、ＦｅＳとして粒界上に膜状に析出するため、変形能を劣化させる。従って、全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳとして析出させる必要がある。ただし、Ｓ量が０．０５質量％を超えると、ＭｎＳの析出量が増え、変形能が劣化する。一方、Ｓの極端な低減は被削性を劣化させるので、０．００５質量％以上が必要である。変形能と被削性のバランスを考慮した好ましい上下限量は以下のとおりである。すなわち、Ｓの好ましい下限量は、０．００７質量％であり、また、より好ましくは０．０１質量％である。そして、Ｓの好ましい上限量は、０．０４質量％であり、また、より好ましくは０．０３質量％である。
Ｓは不可避的に不純物として含有する元素であるが、Ｆｅと結合すると、ＦｅＳとして粒界上に膜状に析出するため、変形能を劣化させる。従って、全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳとして析出させる必要がある。ただし、Ｓ量が０．０５質量％を超えると、ＭｎＳの析出量が増え、変形能が劣化する。一方、Ｓの極端な低減は被削性を劣化させるので、０．００５質量％以上が必要である。変形能と被削性のバランスを考慮した好ましい上下限量は以下のとおりである。すなわち、Ｓの好ましい下限量は、０．００７質量％であり、また、より好ましくは０．０１質量％である。そして、Ｓの好ましい上限量は、０．０４質量％であり、また、より好ましくは０．０３質量％である。
（Ｃｒ：０．３〜３．０質量％）
Ｃｒは軟窒化処理性を高める作用を有しており、軟窒化処理後の表面硬さを確保するためには、０．３質量％以上含有させる必要がある。ただし、３．０質量％を超えると、Ｃｒによる固溶強化の影響が顕著になり、変形抵抗を増大させるだけで、軟窒化硬化層への効果が飽和する。一方、Ｃｒ量が０．３質量％未満になると、軟窒化処理後の表面硬さが確保できず、また鋼中への窒素の侵入が不十分となり、窒化層深さが十分ではなくなる。なお、Ｃｒの好ましい下限量は、０．４質量％であり、また、より好ましくは０．５質量％である。そして、Ｃｒの好ましい上限量は、２．８質量％であり、また、より好ましくは２．５質量％である。
Ｃｒは軟窒化処理性を高める作用を有しており、軟窒化処理後の表面硬さを確保するためには、０．３質量％以上含有させる必要がある。ただし、３．０質量％を超えると、Ｃｒによる固溶強化の影響が顕著になり、変形抵抗を増大させるだけで、軟窒化硬化層への効果が飽和する。一方、Ｃｒ量が０．３質量％未満になると、軟窒化処理後の表面硬さが確保できず、また鋼中への窒素の侵入が不十分となり、窒化層深さが十分ではなくなる。なお、Ｃｒの好ましい下限量は、０．４質量％であり、また、より好ましくは０．５質量％である。そして、Ｃｒの好ましい上限量は、２．８質量％であり、また、より好ましくは２．５質量％である。
（Ａｌ：０．００５〜０．１質量％）
Ａｌは、溶製中の脱酸元素として有効であり、０．００５質量％以上添加する必要がある。ただし、Ａｌ量が０．１質量％を超えると、熱間加工中に固溶Ｎと結合しやすくなり固溶Ｎ量を減少させるため、冷間加工後に所望の強度が得られなくなる。一方、Ａｌ量が０．００５質量％未満になると、溶製中の脱酸が不十分となり、ガス欠陥が生じやすくなるだけではなく、ＡｌＮによる結晶粒の整粒効果が失われるため、結晶粒が粗大化しやすくなる。そのため、割れが生じやすくなる。なお、Ａｌの好ましい下限量は、０．００８質量％であり、また、より好ましくは０．０１質量％である。そして、Ａｌの好ましい上限量は、０．０８質量％であり、また、より好ましくは０．０６質量％である。
Ａｌは、溶製中の脱酸元素として有効であり、０．００５質量％以上添加する必要がある。ただし、Ａｌ量が０．１質量％を超えると、熱間加工中に固溶Ｎと結合しやすくなり固溶Ｎ量を減少させるため、冷間加工後に所望の強度が得られなくなる。一方、Ａｌ量が０．００５質量％未満になると、溶製中の脱酸が不十分となり、ガス欠陥が生じやすくなるだけではなく、ＡｌＮによる結晶粒の整粒効果が失われるため、結晶粒が粗大化しやすくなる。そのため、割れが生じやすくなる。なお、Ａｌの好ましい下限量は、０．００８質量％であり、また、より好ましくは０．０１質量％である。そして、Ａｌの好ましい上限量は、０．０８質量％であり、また、より好ましくは０．０６質量％である。
（Ｎ：０．００８〜０．０２質量％）
Ｎは、冷間加工後に所望の部品強度を得るために必要な固溶Ｎを確保するため、所定量添加する必要がある。冷間加工時に変形抵抗をあまり増加させずに部品強度を大きく増加させ、所望の部品強度を得るための固溶Ｎ量（Ｎ固溶量）は０．００８質量％以上である。Ｎ量が０．０２質量％を超えると、動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形能が劣化し始めるため、冷間加工後に割れが生じやすくなる。また、Ｎ量が０．００８質量％未満となると、必要とされる部品強度を得るための固溶Ｎ量を確保することができない。なお、Ｎの好ましい下限量は、０．００８５質量％であり、また、より好ましくは０．００９質量％である。そして、Ｎの好ましい上限量は、０．０１８質量％であり、また、より好ましくは０．０１６質量％である。
Ｎは、冷間加工後に所望の部品強度を得るために必要な固溶Ｎを確保するため、所定量添加する必要がある。冷間加工時に変形抵抗をあまり増加させずに部品強度を大きく増加させ、所望の部品強度を得るための固溶Ｎ量（Ｎ固溶量）は０．００８質量％以上である。Ｎ量が０．０２質量％を超えると、動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形能が劣化し始めるため、冷間加工後に割れが生じやすくなる。また、Ｎ量が０．００８質量％未満となると、必要とされる部品強度を得るための固溶Ｎ量を確保することができない。なお、Ｎの好ましい下限量は、０．００８５質量％であり、また、より好ましくは０．００９質量％である。そして、Ｎの好ましい上限量は、０．０１８質量％であり、また、より好ましくは０．０１６質量％である。
（Ｎ固溶量：０．００８〜０．０２質量％）
固溶Ｎは冷間加工後の部品強度を確保するために重要な元素である。固溶Ｎ量が０．００８質量％未満では、加工直後に十分な部品強度を確保することができない。一方、固溶Ｎ量が０．０２質量％を超えると、動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形能を劣化させ、割れが生じやすくなる。
固溶Ｎは冷間加工後の部品強度を確保するために重要な元素である。固溶Ｎ量が０．００８質量％未満では、加工直後に十分な部品強度を確保することができない。一方、固溶Ｎ量が０．０２質量％を超えると、動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形能を劣化させ、割れが生じやすくなる。
固溶Ｎ量の値は、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠し、鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物における窒素量（すなわち、化合物Ｎ量）を差し引くことで算出する。
鋼中の全Ｎ量の算出は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いる。すなわち、供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定する。
鋼中の全Ｎ量の算出は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いる。すなわち、供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定する。
鋼中の全Ｎ化合物における窒素量の算出は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いる。すなわち、供試鋼素材からサンプルを切り出し、１０％ＡＡ系電解液（鋼表面に不働態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には１０％アセチルアセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部：メタノール）中で、定電流電解を行なう。次に、約０．５ｇサンプルを溶解させ、不溶解残渣（Ｎ化合物）を穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウムおよび純Ｃｕチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせる。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。そして、フェノール、次亜塩素酸ナトリウムおよびペンタシアノニトロシル鉄（III）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定する。
上記の方法によって求めた鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物における窒素量を差し引くことで鋼中の固溶Ｎ量を算出する。
上記の方法によって求めた鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物における窒素量を差し引くことで鋼中の固溶Ｎ量を算出する。
つぎに、機械構造用鋼の任意成分について説明する。
（Ｍｏ：１質量％以下（０質量％を含まない））
Ｍｏは、加工後硬さと変形能を向上させる効果を有するので、所定量に限って選択的に添加することが可能である。Ｍｏ量が１質量％を超えると、変形抵抗が増大し、かえって変形能が低下する。Ｍｏ添加の効果を得るための下限は、０．０５質量％である。なお、Ｍｏの好ましい下限量は、０．１質量％であり、また、より好ましくは０．１５質量％である。そして、Ｍｏの好ましい上限量は、０．８質量％であり、また、より好ましくは０．５質量％である。
（Ｍｏ：１質量％以下（０質量％を含まない））
Ｍｏは、加工後硬さと変形能を向上させる効果を有するので、所定量に限って選択的に添加することが可能である。Ｍｏ量が１質量％を超えると、変形抵抗が増大し、かえって変形能が低下する。Ｍｏ添加の効果を得るための下限は、０．０５質量％である。なお、Ｍｏの好ましい下限量は、０．１質量％であり、また、より好ましくは０．１５質量％である。そして、Ｍｏの好ましい上限量は、０．８質量％であり、また、より好ましくは０．５質量％である。
（Ｃｕ：５質量％以下、およびＮｉ：５質量％以下(共に０質量％を含まない)のうち１種以上）
Ｃｕ、Ｎｉはいずれも鋼材を固溶あるいは析出強化させ、加工後の部品強度を向上させるのに有効である。必要に応じて、Ｃｕを０．１質量％以上、Ｎｉを０．１質量％以上添加することが推奨される。一方、Ｃｕ、Ｎｉの添加量がそれぞれ５質量％を超えると効果が飽和し、また冷間加工時の割れも促進される。
なお、Ｃｕ、Ｎｉにおいて、前記した範囲よりさらに好ましい範囲は、以下の通りである。
Ｃｕ、Ｎｉはいずれも鋼材を固溶あるいは析出強化させ、加工後の部品強度を向上させるのに有効である。必要に応じて、Ｃｕを０．１質量％以上、Ｎｉを０．１質量％以上添加することが推奨される。一方、Ｃｕ、Ｎｉの添加量がそれぞれ５質量％を超えると効果が飽和し、また冷間加工時の割れも促進される。
なお、Ｃｕ、Ｎｉにおいて、前記した範囲よりさらに好ましい範囲は、以下の通りである。
Ｃｕの好ましい下限量は、０．２質量％であり、また、より好ましくは０．３質量％である。そして、Ｃｕの好ましい上限量は、４質量％であり、また、より好ましくは２質量％である。
Ｎｉの好ましい下限量は、０．２質量％であり、また、より好ましくは０．３質量％である。そして、Ｎｉの好ましい上限量は、４質量％であり、また、より好ましくは２質量％である。
Ｎｉの好ましい下限量は、０．２質量％であり、また、より好ましくは０．３質量％である。そして、Ｎｉの好ましい上限量は、４質量％であり、また、より好ましくは２質量％である。
（Ｃａ：０．０２質量％以下、ＲＥＭ：０．０２質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下、Ｌｉ：０．０１質量％以下（全て０質量％を含まない）のうち１種以上）
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めると共に、被削性向上に寄与する元素である。Ｃａ、ＲＥＭは０．０００５質量％以上、Ｍｇ、Ｌｉは０．０００１質量％以上含有させることが推奨される。しかしながら、過剰に添加してもその効果が飽和し、添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利である。そのため、Ｃａ、ＲＥＭの上限は０．０２質量％、Ｍｇ、Ｌｉの上限は０．０１質量％とした。なお、希土類金属元素（ＲＥＭ）として具体的に、Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ等の元素が挙げられ、本明細書におけるＲＥＭの含有量とは、これらのすべての希土類金属元素の含有量の合計を指す。
また、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉにおいて、前記した範囲よりさらに好ましい範囲は、以下の通りである。
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めると共に、被削性向上に寄与する元素である。Ｃａ、ＲＥＭは０．０００５質量％以上、Ｍｇ、Ｌｉは０．０００１質量％以上含有させることが推奨される。しかしながら、過剰に添加してもその効果が飽和し、添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利である。そのため、Ｃａ、ＲＥＭの上限は０．０２質量％、Ｍｇ、Ｌｉの上限は０．０１質量％とした。なお、希土類金属元素（ＲＥＭ）として具体的に、Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ等の元素が挙げられ、本明細書におけるＲＥＭの含有量とは、これらのすべての希土類金属元素の含有量の合計を指す。
また、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉにおいて、前記した範囲よりさらに好ましい範囲は、以下の通りである。
Ｃａの好ましい下限量は、０．００１質量％であり、また、より好ましくは０．００１５質量％である。そして、Ｃａの好ましい上限量は、０．０１質量％であり、また、より好ましくは０．００８質量％である。
ＲＥＭの好ましい下限量は、０．００１質量％であり、また、より好ましくは０．００１５質量％である。そして、ＲＥＭの好ましい上限量は、０．０１質量％であり、また、より好ましくは０．００８質量％である。
ＲＥＭの好ましい下限量は、０．００１質量％であり、また、より好ましくは０．００１５質量％である。そして、ＲＥＭの好ましい上限量は、０．０１質量％であり、また、より好ましくは０．００８質量％である。
Ｍｇの好ましい下限量は、０．０００３質量％であり、また、より好ましくは０．０００５質量％である。そして、Ｍｇの好ましい上限量は、０．００５質量％であり、また、より好ましくは０．００３質量％である。
Ｌｉの好ましい下限量は、０．０００３質量％であり、また、より好ましくは０．０００５質量％である。そして、Ｌｉの好ましい上限量は、０．００５質量％であり、また、より好ましくは０．００３質量％である。
Ｌｉの好ましい下限量は、０．０００３質量％であり、また、より好ましくは０．０００５質量％である。そして、Ｌｉの好ましい上限量は、０．００５質量％であり、また、より好ましくは０．００３質量％である。
その他の元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｚｒは、Ｎと結合して、窒化化合物を形成し、結晶粒を整粒化することで冷間加工性を向上させることに寄与することができる。ただし、窒化化合物を形成することで、固溶Ｎ量を低下させ、冷間加工後に十分な部品強度を確保できなくなる。そのため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｚｒを積極的に添加する場合、あるいは、不純物元素として制御しなければならない上限は、それぞれ以下のとおりである。
Ｔｉの好ましい上限量は、０．０１質量％であり、また、より好ましくは０．００５質量％である。Ｎｂの好ましい上限量は、０．０１質量％であり、また、より好ましくは０．００５質量％である。Ｖの好ましい上限量は、０．０１質量％であり、また、より好ましくは０．００５質量％である。Ｂの好ましい上限量は、０．００５質量％であり、また、より好ましくは０．００２質量％である。Ｚｒの好ましい上限量は、０．００５質量％であり、また、より好ましくは０．００２質量％である。
前記のような窒化物を形成する元素以外の元素で不純物元素として混入する元素にＯがある。Ｏは、鋼中に酸化物系介在物を増加させ、疲労特性を低下させる元素である。そのため、Ｏは、０．００２５質量％以下に規制することが好ましい。更に好ましい上限量は、０．００２０質量％である。
つぎに機械構造用鋼の組織の構成について説明する。
（セメンタイト相分率が２％以下（０％を含む）で、残部がフェライト相）
セメンタイト（パーライト）は、冷間加工中の変形抵抗を増加させやすく、また、フェライト相とセメンタイトの界面において、割れを生じさせる。セメンタイトは極力低減することが有効である。
セメンタイト相分率を２％以下とすることで、冷間加工中の変形抵抗の増加を抑制し、また、割れの発生を防止することができる。機械構造用鋼におけるセメンタイトの相分率は、好ましくは１．５％以下であり、また、より好ましくは１％以下である。なお、残部のフェライト相は、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、その混在組織等の形態があげられる。
（セメンタイト相分率が２％以下（０％を含む）で、残部がフェライト相）
セメンタイト（パーライト）は、冷間加工中の変形抵抗を増加させやすく、また、フェライト相とセメンタイトの界面において、割れを生じさせる。セメンタイトは極力低減することが有効である。
セメンタイト相分率を２％以下とすることで、冷間加工中の変形抵抗の増加を抑制し、また、割れの発生を防止することができる。機械構造用鋼におけるセメンタイトの相分率は、好ましくは１．５％以下であり、また、より好ましくは１％以下である。なお、残部のフェライト相は、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、その混在組織等の形態があげられる。
組織を判別する方法としては、光学顕微鏡での観察が一例として挙げられる。また、組織を観察する位置としては、機械構造用鋼の表面から加工部品（機械構造用部品）を製造する際の冷間加工方向（圧縮方向）の長さ（縮径して円柱形状に加工した場合は当該円柱の直径）の１／４の深さの位置が好ましく、その近傍の複数視野（例えば５視野）を観察して、得られた面積率の平均で判定することができる。具体的には、機械構造用鋼を、前記観察位置を切断面に含むように切り出して、切断面を鏡面に研磨した後、ナイタール液（３％硝酸エタノール溶液）で腐食させ、腐食面を光学顕微鏡にて４００倍程度で観察し、白く見える領域がフェライト相、黒く見える領域がセメンタイト相である。組織分率を求めるには、例えば、光学顕微鏡写真上からランダムに複数点（例えば１００点）を選び、各点の組織を判別して、セメンタイト相の点数の全点数に対する百分率を算出すればよい。あるいは、光学顕微鏡写真を市販の画像解析ソフトで処理して白い領域および黒い領域の面積率を求め、複数視野の平均値をセメンタイト相の面積率とし、１００％からセメンタイト相の面積率を引くことによってフェライト相の面積率を算出してもよい。なお、セメンタイト相の面積率がセメンタイト相分率である。
なお、このようなセメンタイト相分率は、Ｃの含有量により制御する。
なお、このようなセメンタイト相分率は、Ｃの含有量により制御する。
（フェライト相の平均結晶粒径が１０〜１００μｍ）
フェライト相の結晶粒径は、変形抵抗と変形能に影響を及ぼす。フェライト粒径を１０μｍ以上とすることで変形能を劣化させずに変形抵抗を低減することができる。その効果は、フェライト粒径が１００μｍまで有効である。一方、フェライト粒径が１００μｍを超えると、変形能が低下し、粒界付近で割れが生じやすくなる。また、フェライト粒径が１０μｍ未満の場合は、冷間加工中に転位が増殖しやすくなり、固溶Ｎによる動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形抵抗が増加しやすい。なお、フェライト相の結晶粒径の好ましい上限値は、９０μｍであり、また、より好ましくは８０μｍである。そして、フェライト相の結晶粒径の好ましい下限値は、１５μｍであり、また、より好ましくは２０μｍである。
フェライト相の結晶粒径は、変形抵抗と変形能に影響を及ぼす。フェライト粒径を１０μｍ以上とすることで変形能を劣化させずに変形抵抗を低減することができる。その効果は、フェライト粒径が１００μｍまで有効である。一方、フェライト粒径が１００μｍを超えると、変形能が低下し、粒界付近で割れが生じやすくなる。また、フェライト粒径が１０μｍ未満の場合は、冷間加工中に転位が増殖しやすくなり、固溶Ｎによる動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形抵抗が増加しやすい。なお、フェライト相の結晶粒径の好ましい上限値は、９０μｍであり、また、より好ましくは８０μｍである。そして、フェライト相の結晶粒径の好ましい下限値は、１５μｍであり、また、より好ましくは２０μｍである。
フェライトの結晶粒は、前記の組織の判別と同じ位置の複数視野を観察位置として、組織の判別と同様にナイタール液で腐食させた切断面を光学顕微鏡にて４００倍程度で観察することによって検出することができる。結晶粒径を求めるには、例えば、光学顕微鏡写真に直線を引き、この直線と交差する結晶粒界の数をカウントし、この結晶粒界の数で直線の長さを割れば、当該光学顕微鏡写真上の結晶粒の平均粒径を算出できる。
なお、前記したような平均結晶粒径は、成分組成（Ａｌ、Ｎ等）、加熱温度、熱間圧延（鍛造）温度、冷却速度等により制御する。
なお、前記したような平均結晶粒径は、成分組成（Ａｌ、Ｎ等）、加熱温度、熱間圧延（鍛造）温度、冷却速度等により制御する。
≪機械構造用鋼の製造方法≫
つぎに、本発明の機械構造用鋼の製造方法について説明する。
機械構造用鋼の製造方法は、前記記載の機械構造用鋼の製造方法であって、加熱工程と、熱間加工工程と、冷却工程と、を含むものである。
以下、各工程について説明する。
つぎに、本発明の機械構造用鋼の製造方法について説明する。
機械構造用鋼の製造方法は、前記記載の機械構造用鋼の製造方法であって、加熱工程と、熱間加工工程と、冷却工程と、を含むものである。
以下、各工程について説明する。
＜加熱工程＞
加熱工程は、前記組成の鋼を、１０００〜１２００℃に加熱する工程である。
まず、１０００℃以上の温度に加熱することでＡｌＮを分解して、固溶Ｎ量を確保する。加熱温度が１０００℃未満の場合には、ＡｌＮを十分分解することができず、その後の熱処理工程によっても固溶Ｎ量を確保することができない。一方、温度が高ければ高いほど、ＡｌＮの分解が促進されるが、１２００℃を超えると、ＡｌＮの分解に対する効果が飽和するだけでなく、ビレットの端部が熱変形してしまう問題が生じることがある。したがって、加熱温度は１２００℃を上限とした。
加熱工程は、前記組成の鋼を、１０００〜１２００℃に加熱する工程である。
まず、１０００℃以上の温度に加熱することでＡｌＮを分解して、固溶Ｎ量を確保する。加熱温度が１０００℃未満の場合には、ＡｌＮを十分分解することができず、その後の熱処理工程によっても固溶Ｎ量を確保することができない。一方、温度が高ければ高いほど、ＡｌＮの分解が促進されるが、１２００℃を超えると、ＡｌＮの分解に対する効果が飽和するだけでなく、ビレットの端部が熱変形してしまう問題が生じることがある。したがって、加熱温度は１２００℃を上限とした。
＜熱間加工工程＞
熱間加工工程は、前記加熱した後に８００℃以上の温度で熱間圧延または熱間鍛造する工程である。
すなわち、ＡｌＮが析出しないように８００℃以上で熱間圧延または熱間鍛造による熱間加工を行う。熱間加工の温度が８００℃未満となると、ＡｌＮが再び析出し始め、固溶Ｎを所定範囲とすることが困難になる。一方、熱間加工の温度が高すぎると、加熱工程と同様にビレットの熱変形の問題が生じるため、１２００℃未満とすることが好ましい。
熱間加工工程は、前記加熱した後に８００℃以上の温度で熱間圧延または熱間鍛造する工程である。
すなわち、ＡｌＮが析出しないように８００℃以上で熱間圧延または熱間鍛造による熱間加工を行う。熱間加工の温度が８００℃未満となると、ＡｌＮが再び析出し始め、固溶Ｎを所定範囲とすることが困難になる。一方、熱間加工の温度が高すぎると、加熱工程と同様にビレットの熱変形の問題が生じるため、１２００℃未満とすることが好ましい。
＜冷却工程＞
冷却工程は、前記熱間圧延または熱間鍛造した後に０．５〜３℃／ｓの冷却速度で６００℃以下まで冷却する工程である。
ＡｌＮが析出せず、フェライトが十分成長でき、固溶Ｎが所定量確保できるように６００℃まで０．５〜３℃／ｓの冷却速度で冷却する。
圧延後の冷却速度が０．５℃／ｓ未満となると、冷却中にＡｌＮが再び析出し始め、固溶Ｎ量を所定範囲とすることが困難になる。一方、３℃／ｓを超えると、フェライトが微細化しやすくなるため、変形抵抗が増加しやすくなる。６００℃より低い温度まで、この条件で冷却してもよいが、６００℃まで冷却速度を制御すれば、それ未満の温度域での冷却速度がどのような条件でも、組織変化およびＡｌＮの析出は生じないため、６００℃未満の温度域での冷却速度は、生産工程に合わせて適宜調整することができる。
冷却工程は、前記熱間圧延または熱間鍛造した後に０．５〜３℃／ｓの冷却速度で６００℃以下まで冷却する工程である。
ＡｌＮが析出せず、フェライトが十分成長でき、固溶Ｎが所定量確保できるように６００℃まで０．５〜３℃／ｓの冷却速度で冷却する。
圧延後の冷却速度が０．５℃／ｓ未満となると、冷却中にＡｌＮが再び析出し始め、固溶Ｎ量を所定範囲とすることが困難になる。一方、３℃／ｓを超えると、フェライトが微細化しやすくなるため、変形抵抗が増加しやすくなる。６００℃より低い温度まで、この条件で冷却してもよいが、６００℃まで冷却速度を制御すれば、それ未満の温度域での冷却速度がどのような条件でも、組織変化およびＡｌＮの析出は生じないため、６００℃未満の温度域での冷却速度は、生産工程に合わせて適宜調整することができる。
このようにして製造された機械構造用鋼は、軟窒化処理前は冷間加工性に優れ、軟窒化処理後は浸炭処理材と同等以上の強度特性を有する加工部品となる高強度軟窒化用鋼である。
≪機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法≫
つぎに、本発明の機械構造用鋼を用いた加工部品（機械構造用部品）製造方法（以下、加工部品製造方法という）について説明する。
加工部品製造方法は、前記記載の機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法であって、加熱工程と、熱間加工工程と、冷却工程と、冷間加工工程と、窒化処理工程と、を含むものである。また、冷間加工工程の後、窒化処理工程の前に、機械加工工程を含んでもよい。
以下、各工程について説明する。なお、加熱工程、熱間加工工程、および、冷却工程については、前記機械構造用鋼の製造方法での各工程と同様であるため、ここでは説明を省略し、冷間加工工程、機械加工工程、窒化処理工程について説明する。
つぎに、本発明の機械構造用鋼を用いた加工部品（機械構造用部品）製造方法（以下、加工部品製造方法という）について説明する。
加工部品製造方法は、前記記載の機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法であって、加熱工程と、熱間加工工程と、冷却工程と、冷間加工工程と、窒化処理工程と、を含むものである。また、冷間加工工程の後、窒化処理工程の前に、機械加工工程を含んでもよい。
以下、各工程について説明する。なお、加熱工程、熱間加工工程、および、冷却工程については、前記機械構造用鋼の製造方法での各工程と同様であるため、ここでは説明を省略し、冷間加工工程、機械加工工程、窒化処理工程について説明する。
＜冷間加工工程＞
冷間加工工程は、前記冷却して形成した機械構造用鋼を、室温で冷間加工する工程である。
室温で冷間加工することで、冷間加工時に導入された転位が、加工発熱によって動きやすくなった固溶Ｎによって固着され、静的ひずみ時効分の強化が付与される。これにより加工硬化分以上に強度を増加させることができる。
冷間加工は、例えば、室温で、ひずみ速度１０／ｓｅｃの冷間鍛造により機械構造用鋼の軸方向に８０％まで圧縮することにより行うことができる。なお、加工ひずみ速度は、加工中（塑性変形中）のひずみ速度の平均値とする。なお、圧縮率は、機械構造用鋼の圧縮方向長をＨ0、圧縮後（機械構造用部品）の圧縮方向長をＨとして表したとき、（Ｈ0−Ｈ）／Ｈ0×１００で算出される。
冷間加工工程は、前記冷却して形成した機械構造用鋼を、室温で冷間加工する工程である。
室温で冷間加工することで、冷間加工時に導入された転位が、加工発熱によって動きやすくなった固溶Ｎによって固着され、静的ひずみ時効分の強化が付与される。これにより加工硬化分以上に強度を増加させることができる。
冷間加工は、例えば、室温で、ひずみ速度１０／ｓｅｃの冷間鍛造により機械構造用鋼の軸方向に８０％まで圧縮することにより行うことができる。なお、加工ひずみ速度は、加工中（塑性変形中）のひずみ速度の平均値とする。なお、圧縮率は、機械構造用鋼の圧縮方向長をＨ0、圧縮後（機械構造用部品）の圧縮方向長をＨとして表したとき、（Ｈ0−Ｈ）／Ｈ0×１００で算出される。
＜機械加工工程＞
機械加工工程は、前記冷間加工した後、機械加工を施す工程である。
機械加工により、冷間加工を施した機械構造用鋼の形状を整えたり、所定の寸法にしたりすることで、所定の部品の形状とする。ただし、冷間加工ままで部品形状を成す場合は、この機械加工工程を省略することができる。機械加工の方法は特に限定されるものではなく、従来公知の方法で行えばよい。
機械加工工程は、前記冷間加工した後、機械加工を施す工程である。
機械加工により、冷間加工を施した機械構造用鋼の形状を整えたり、所定の寸法にしたりすることで、所定の部品の形状とする。ただし、冷間加工ままで部品形状を成す場合は、この機械加工工程を省略することができる。機械加工の方法は特に限定されるものではなく、従来公知の方法で行えばよい。
＜窒化処理工程＞
窒化処理工程は、前記冷間加工した後（前記機械加工した場合は機械加工した後）に窒化処理（軟窒化処理）を行う工程である。
窒化処理としては、例えばプラズマ軟窒化処理を挙げることができる。
プラズマ軟窒化処理の条件の一例としては、加熱温度が５００〜６００℃、保持時間が１〜１０ｈｒ、雰囲気として、Ｎ２：２０〜８０体積％、Ｈ２：２０〜８０体積％、Ｃ３Ｈ８：０．１〜３体積％、加圧条件が１００〜５００Ｐａ、冷却条件として、Ｎ２ガスによる復圧冷却とする窒化処理が挙げられる。
窒化処理工程は、前記冷間加工した後（前記機械加工した場合は機械加工した後）に窒化処理（軟窒化処理）を行う工程である。
窒化処理としては、例えばプラズマ軟窒化処理を挙げることができる。
プラズマ軟窒化処理の条件の一例としては、加熱温度が５００〜６００℃、保持時間が１〜１０ｈｒ、雰囲気として、Ｎ２：２０〜８０体積％、Ｈ２：２０〜８０体積％、Ｃ３Ｈ８：０．１〜３体積％、加圧条件が１００〜５００Ｐａ、冷却条件として、Ｎ２ガスによる復圧冷却とする窒化処理が挙げられる。
このようにして製造された加工部品（機械構造用部品）は、本発明の機械構造用鋼を用いているため、浸炭処理材と同等以上の強度特性を有し、内部硬さと表面硬さを両立したものとなる。
本発明に係る機械構造用鋼の製造方法および加工部品製造方法は、以上説明したとおりであるが、本発明を行うにあたり、前記各工程に悪影響を与えない範囲において、前記各工程の間あるいは前後に、例えば、加熱工程の前に行う鍛造工程や、鋳塊や熱間加工材等を切断する切断工程や、ごみ等の不要物を除去する不要物除去工程等、他の工程を含めてもよい。
以上説明したように、本発明の冷間加工性に優れた機械構造用鋼は、（１）Ｃを所定量以下としていること、（２）フェライトの結晶粒径を規定していること、（３）固溶Ｎを所定量の範囲で含有させていること、（４）Ｍｎ、Ｃｒの添加量を所定範囲としていること、を特徴としている。
すなわち、（１）、（２）によって、変形抵抗および冷間加工性に影響を及ぼすパーライトの生成を抑制し、固溶Ｎによって動的ひずみ時効が発生しても、十分な変形能を確保することができる。一方、（３）によって、冷間加工後の部品強度を高めることができる。更に（４）によって、軟窒化後の表面硬さを高めることができ、且つ、固溶Ｎによる強化分を時効軟化させないので、軟窒化処理後も内部硬さが低下することがない。したがって、本鋼材は、冷間加工性に優れ、且つ、表面硬さと内部硬さを所定以上に高めた、機械構造用部品とすることができる。
また、従来は内部硬さを高めるため、軟窒化処理中に時効強化させていたが、本発明では、冷間加工中に時効強化させた鋼材に軟窒化処理を実施するため、従来技術とは思想が異なっている。軟窒化処理中に時効強化させる場合には、最適硬さを得るための処理温度、時間を最適に制御しなければならないが、本鋼材のように、予め内部硬さを確保しておけば、軟窒化処理条件を自由に選択することができる。
すなわち、（１）、（２）によって、変形抵抗および冷間加工性に影響を及ぼすパーライトの生成を抑制し、固溶Ｎによって動的ひずみ時効が発生しても、十分な変形能を確保することができる。一方、（３）によって、冷間加工後の部品強度を高めることができる。更に（４）によって、軟窒化後の表面硬さを高めることができ、且つ、固溶Ｎによる強化分を時効軟化させないので、軟窒化処理後も内部硬さが低下することがない。したがって、本鋼材は、冷間加工性に優れ、且つ、表面硬さと内部硬さを所定以上に高めた、機械構造用部品とすることができる。
また、従来は内部硬さを高めるため、軟窒化処理中に時効強化させていたが、本発明では、冷間加工中に時効強化させた鋼材に軟窒化処理を実施するため、従来技術とは思想が異なっている。軟窒化処理中に時効強化させる場合には、最適硬さを得るための処理温度、時間を最適に制御しなければならないが、本鋼材のように、予め内部硬さを確保しておけば、軟窒化処理条件を自由に選択することができる。
以下、本発明の実施例について、比較例と比較して具体的に説明する。
表１〜３に記載の成分組成からなる供試材Ｎｏ．１〜８１の供試鋼を調製し、この供試鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解して、上面：φ２４５ｍｍ、下面：φ２１０ｍｍ×長さ４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを、１０００〜１２００℃で３ｈｒのソーキングをした後、１５５ｍｍ角の四角材に熱間鍛造して、長さ６００ｍｍ程度に切断し、１５５ｍｍ角×６００ｍｍ長さのビレットとした。
表１〜３に記載の成分組成からなる供試材Ｎｏ．１〜８１の供試鋼を調製し、この供試鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解して、上面：φ２４５ｍｍ、下面：φ２１０ｍｍ×長さ４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを、１０００〜１２００℃で３ｈｒのソーキングをした後、１５５ｍｍ角の四角材に熱間鍛造して、長さ６００ｍｍ程度に切断し、１５５ｍｍ角×６００ｍｍ長さのビレットとした。
次に、表１〜３に示す供試材Ｎｏ．１〜７１については、このビレットを、ダミービレット（１５５ｍｍ角×９〜１０ｍ長さ）に溶接し、ダミービレットごと、表１〜３に示す温度域まで加熱した後、表１〜３に示す熱間加工温度（熱間圧延温度）に冷却し、φ８０ｍｍの丸棒に熱間圧延した。その後、表１〜３に示す冷却速度で所定温度（冷却制御温度）まで冷却し、熱間圧延材を作製した。
また、表３に示す供試材Ｎｏ．７２〜８１については、このビレットを、表３に示す温度域まで加熱した後、表３に示す熱間加工温度（熱間鍛造温度）に冷却し、φ８０ｍｍの丸棒に熱間鍛造した。その後、表３に示す冷却速度で所定温度（冷却制御温度）まで冷却し、熱間鍛造材を作製した。
さらに、Ｎ固溶量、セメンタイト相分率、フェライト相の平均結晶粒径等について、以下の方法により測定した。これらの結果を表１〜３に示す。なお、表中、成分を含有しないものについては「−」で示し、本発明の範囲を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。また、表中、ＲＥＭは、ここではＣｅである。
＜Ｎ固溶量＞
供試材から切り出したサンプルで、前記ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠する不活性ガス融解法−熱伝導度法で算出した全Ｎ量から、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法で算出した全Ｎ化合物における窒素量を差し引いてＮ固溶量を測定した。
供試材から切り出したサンプルで、前記ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠する不活性ガス融解法−熱伝導度法で算出した全Ｎ量から、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法で算出した全Ｎ化合物における窒素量を差し引いてＮ固溶量を測定した。
＜セメンタイト相分率、および、フェライト結晶粒径＞
前記それぞれの丸棒材（熱間圧延材、熱間鍛造材）の表面から円柱の直径の１／４の深さの位置かつ軸方向中央近傍を観察できるように、供試材を円柱の軸に沿って（半円柱形状に）切断して樹脂に埋め込み、切断面をエメリー紙およびダイヤモンドバフで鏡面に研磨し、ナイタール液（３％硝酸エタノール溶液）で腐食させた。腐食面を光学顕微鏡で観察して構成組織および結晶粒を判別した。組織解析は、４００倍で５箇所（５視野）の写真を撮影し、これらの写真に対して、画像解析ソフト（Image Pro Plus、Media Cybernetics社製）を用いて画像を２値化して、白色の領域をフェライト相、黒色の領域をセメンタイト相とし、黒色の領域の面積率における５視野の平均値をセメンタイト相の面積率とした。そして、１００％からセメンタイト相の面積率を引くことによってフェライト相の面積率を算出した。フェライト相の結晶粒径の測定は、４００倍で５箇所（５視野）の写真を撮影し、写真に直線を引き、この直線と交差する結晶粒界の数をカウントして結晶粒径の平均値を算出し、さらに５視野の平均値を平均粒径とした。
前記それぞれの丸棒材（熱間圧延材、熱間鍛造材）の表面から円柱の直径の１／４の深さの位置かつ軸方向中央近傍を観察できるように、供試材を円柱の軸に沿って（半円柱形状に）切断して樹脂に埋め込み、切断面をエメリー紙およびダイヤモンドバフで鏡面に研磨し、ナイタール液（３％硝酸エタノール溶液）で腐食させた。腐食面を光学顕微鏡で観察して構成組織および結晶粒を判別した。組織解析は、４００倍で５箇所（５視野）の写真を撮影し、これらの写真に対して、画像解析ソフト（Image Pro Plus、Media Cybernetics社製）を用いて画像を２値化して、白色の領域をフェライト相、黒色の領域をセメンタイト相とし、黒色の領域の面積率における５視野の平均値をセメンタイト相の面積率とした。そして、１００％からセメンタイト相の面積率を引くことによってフェライト相の面積率を算出した。フェライト相の結晶粒径の測定は、４００倍で５箇所（５視野）の写真を撮影し、写真に直線を引き、この直線と交差する結晶粒界の数をカウントして結晶粒径の平均値を算出し、さらに５視野の平均値を平均粒径とした。
これらの供試材（熱間圧延材および熱間鍛造材）について、最大変形抵抗（ＭＰａ）を測定すると共に、冷間加工性について評価を行った。
＜冷間加工性の評価、および、最大変形抵抗＞
表１〜３に示す供試材Ｎｏ．１〜８１の中心部から、φ４０ｍｍ×６０ｍｍの試験片を切り出した。この試験片を、１６００ｔプレスを用い、端面を拘束した状態で、室温で、ひずみ速度１０／ｓｅｃの冷間鍛造により試験片の軸方向に８０％まで圧縮して、機械構造用部品の加工試験品（冷間鍛造材）を作製した。なお、加工ひずみ速度は、加工中（塑性変形中）のひずみ速度の平均値とした。なお、圧縮率は、機械構造用鋼の圧縮方向長をＨ0、圧縮後（機械構造用部品）の圧縮方向長をＨとして表したとき、（Ｈ0−Ｈ）／Ｈ0×１００で算出される。そして、冷間鍛造時に、１６００ｔプレスに付属のロードセルと変位計を用いて、変位抵抗−変位曲線を記録し、この曲線における変形抵抗の最大値を最大変形抵抗とした。また、割れのない冷間鍛造材を冷間加工性に優れるものとして「○」、冷間鍛造により割れの発生した冷間鍛造材を冷間加工性に劣るものとして「×」と評価した。
表１〜３に示す供試材Ｎｏ．１〜８１の中心部から、φ４０ｍｍ×６０ｍｍの試験片を切り出した。この試験片を、１６００ｔプレスを用い、端面を拘束した状態で、室温で、ひずみ速度１０／ｓｅｃの冷間鍛造により試験片の軸方向に８０％まで圧縮して、機械構造用部品の加工試験品（冷間鍛造材）を作製した。なお、加工ひずみ速度は、加工中（塑性変形中）のひずみ速度の平均値とした。なお、圧縮率は、機械構造用鋼の圧縮方向長をＨ0、圧縮後（機械構造用部品）の圧縮方向長をＨとして表したとき、（Ｈ0−Ｈ）／Ｈ0×１００で算出される。そして、冷間鍛造時に、１６００ｔプレスに付属のロードセルと変位計を用いて、変位抵抗−変位曲線を記録し、この曲線における変形抵抗の最大値を最大変形抵抗とした。また、割れのない冷間鍛造材を冷間加工性に優れるものとして「○」、冷間鍛造により割れの発生した冷間鍛造材を冷間加工性に劣るものとして「×」と評価した。
次に、冷間鍛造後の加工試験品（冷間鍛造材）を使用し、表４に示す条件で窒化処理（プラズマ軟窒化処理）を実施した。
なお、窒化処理条件は、代表的な条件を示したものであり、加熱・保持温度条件は６００℃までであれば、内部硬さを低下させることなく、表面硬さ、硬化層深さを向上させることができる。６００℃を超える場合、長時間窒化処理を施すと静的ひずみ時効の効果が劣化してくるため、１５分以内の短時間処理に限られる。
次に、窒化処理後の加工試験品について、窒化後特性として、部品硬さ（内部硬さおよび表面硬さ）と、硬化層深さを調べた。
＜内部硬さ＞
得られた各加工試験品について、窒化処理後の強度（内部硬さ）として、冷間鍛造材のビッカース硬さを測定した。冷間鍛造材の円柱形の軸（冷間鍛造試験片の軸）に沿って切断して樹脂に埋め込んで試料として調整し、荷重を１０００ｇとして、冷間鍛造材の円柱形の軸方向中央における直径の１／４位置の左右３点ずつ計６点のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。そしてこれらの平均値を内部硬さとした。
得られた各加工試験品について、窒化処理後の強度（内部硬さ）として、冷間鍛造材のビッカース硬さを測定した。冷間鍛造材の円柱形の軸（冷間鍛造試験片の軸）に沿って切断して樹脂に埋め込んで試料として調整し、荷重を１０００ｇとして、冷間鍛造材の円柱形の軸方向中央における直径の１／４位置の左右３点ずつ計６点のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。そしてこれらの平均値を内部硬さとした。
＜表面硬さおよび硬化層深さ＞
同様にＪＩＳ Ｇ ０５６２、ＪＩＳ Ｇ ０５６３に準拠して、それぞれ表面硬さ（ビッカース硬さ（Ｈｖ））、硬化層深さ（ｍｍ）を調べた。
同様にＪＩＳ Ｇ ０５６２、ＪＩＳ Ｇ ０５６３に準拠して、それぞれ表面硬さ（ビッカース硬さ（Ｈｖ））、硬化層深さ（ｍｍ）を調べた。
内部硬さが２７０（Ｈｖ）以上、表面硬さが７００（Ｈｖ）以上、硬化層深さが０．１（ｍｍ）以上のいずれも満たすものを窒化後特性に優れたものとして「○」、いずれか１つ以上を満たさないものを窒化後特性に劣るものとして「×」と評価した。
これらの試験結果において、冷間加工性、窒化後特性のいずれも優れたものを、総合判定を「○」と表示した。一方、冷間加工性、窒化後特性のいずれか一方でも劣ったものを、総合判定を「×」と表示した。これらの結果を表５、６に示す。
表５、６に示すように、供試材Ｎｏ．１〜４９、７２〜８１は、本発明の範囲を満たすため、あるいは、参考例のため、総合判定が「○」であった。一方、供試材Ｎｏ．５０〜７１は、本発明の範囲を満たさないため、総合判定が「×」であった。具体的には、以下のとおりである。
Ｎｏ．５０は、熱間加工温度が下限値未満のため、Ｎ固溶量が下限値未満となり、内部硬さが低下した。Ｎｏ．５１は、冷却速度が下限値未満のため、Ｎ固溶量が下限値未満となり、内部硬さが低下した。Ｎｏ．５２は、冷却速度が上限値を超えるため、フェライト相の平均結晶粒径が下限値未満となり、割れが発生した。Ｎｏ．５３は、冷却制御温度が上限値を超えるため、Ｎ固溶量が下限値未満となり、内部硬さが低下した。
Ｎｏ．５４は、Ｃ含有量が下限値未満のため、割れが発生した。Ｎｏ．５５は、Ｃ含有量が上限値を超えるため、セメンタイト相分率が上限値を超え、割れが発生した。Ｎｏ．５６は、Ｓｉ含有量が下限値未満のため、割れが発生した。Ｎｏ．５７は、Ｓｉ含有量が上限値を超えるため、割れが発生した。
Ｎｏ．５８は、Ｍｎ含有量が下限値未満のため、内部硬さが低下した。Ｎｏ．５９は、Ｍｎ含有量が上限値を超えるため、割れが発生した。Ｎｏ．６０は、Ｐ含有量が上限値を超えるため、割れが発生した。Ｎｏ．６１は、Ｓ含有量が上限値を超えるため、割れが発生した。Ｎｏ．６２は、Ｃｒ含有量が下限値未満のため、表面硬さが低下し、窒化層深さが不十分であった。Ｎｏ．６３は、Ｃｒ含有量が上限値を超えるため、割れが発生した。
Ｎｏ．６４は、Ａｌ含有量が下限値未満のため、フェライト相の平均結晶粒径が上限値を超え、割れが発生した。Ｎｏ．６５は、Ａｌ含有量が上限値を超えるため、Ｎ固溶量が下限値未満となり、内部硬さが低下した。Ｎｏ．６６は、Ｎ含有量が下限値未満のため、Ｎ固溶量が下限値未満となり、内部硬さが低下した。Ｎｏ．６７は、Ｎ含有量が上限値を超えるため、割れが発生した。
Ｎｏ．６８は、Ｓｉ含有量が下限値未満であり、Ｎ含有量、Ｎ固溶量が上限値を超えるため、割れが発生した。Ｎｏ．６９は、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、セメンタイト相分率が上限値を超えるため、割れが発生した。また、Ａｌ含有量が上限値を超え、Ｍｎ含有量、Ｎ含有量、Ｎ固溶量が下限値未満のため、内部硬さが低下した。Ｎｏ．７０は、Ｍｎ含有量、Ｎ含有量、Ｎ固溶量が下限値未満のため、内部硬さが低下した。Ｎｏ．７１は、成分はＮｏ．２と同じものであるが、加熱温度が１０００℃未満であったため、Ｎ固溶量が下限値未満となり、内部硬さが低下した。
なお、Ｎｏ．６９、７０の機械構造用鋼は、それぞれ、特許文献１、特許文献２に記載された従来の機械構造用鋼を想定したものである。本実施例で示すように、これら従来の機械構造用鋼は、前記の評価において一定の水準を満たさないものである。従って、本実施例によって、本発明に係る機械構造用鋼が従来の機械構造用鋼と比較して、優れていることが客観的に明らかとなった。
以上、本発明に係る機械構造用鋼、および、その製造方法、並びに、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法について実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されるものではない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて広く改変・変更等することができることはいうまでもない。
Claims (6)
- Ｃ：０．００５〜０．０６質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｍｎ：１．２〜３．０質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．００５〜０．０５質量％、Ｃｒ：０．３〜３．０質量％、Ａｌ：０．００５〜０．１質量％、Ｎ：０．００８〜０．０２質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る組成を有し、
Ｎ固溶量は０．００８〜０．０２質量％であり、
組織中のセメンタイト相分率が２％以下で、残部がフェライト相であり、
前記フェライト相の平均結晶粒径が１０〜１００μｍであることを特徴とする機械構造用鋼。 - 前記組成がさらに、Ｍｏ：１質量％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械構造用鋼。
- 前記組成がさらに、Ｃｕ：５質量％以下、およびＮｉ：５質量％以下のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の機械構造用鋼。
- 前記組成がさらに、Ｃａ：０．０２質量％以下、ＲＥＭ：０．０２質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下、Ｌｉ：０．０１質量％以下のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし請求項３のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。
- 請求項１ないし請求項４のいずれか一項に記載の機械構造用鋼の製造方法であって、
前記組成の鋼を、１０００〜１２００℃に加熱する加熱工程と、前記加熱した後に８００℃以上の温度で熱間圧延または熱間鍛造する熱間加工工程と、前記熱間圧延または熱間鍛造した後に０．５〜３℃／ｓの冷却速度で６００℃以下まで冷却する冷却工程と、を含むことを特徴とする機械構造用鋼の製造方法。 - 請求項１ないし請求項４のいずれか一項に記載の機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法であって、
前記組成の鋼を、１０００〜１２００℃に加熱する加熱工程と、前記加熱した後に８００℃以上の温度で熱間圧延または熱間鍛造する熱間加工工程と、前記熱間圧延または熱間鍛造した後に０．５〜３℃／ｓの冷却速度で６００℃以下まで冷却する冷却工程と、前記冷却して形成した機械構造用鋼を、室温で冷間加工する冷間加工工程と、前記冷間加工した後に窒化処理を行う窒化処理工程と、を含むことを特徴とする機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法。
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