JP6225965B2

JP6225965B2 - 軟窒化用鋼および部品ならびにこれらの製造方法

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Publication number: JP6225965B2
Application number: JP2015175803A
Authority: JP
Inventors: 佳祐安藤; 福岡　和明; 和明福岡; 冨田　邦和; 邦和冨田; 長谷　和邦; 和邦長谷; 岩本　隆; 岩本　　隆; 大森　靖浩; 靖浩大森
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2014-09-05
Filing date: 2015-09-07
Publication date: 2017-11-08
Anticipated expiration: 2035-09-07
Also published as: JP2016056450A

Description

本発明は、軟窒化用鋼およびその軟窒化用鋼から得られる部品、さらにはこれらの製造方法に関し、特に軟窒化処理後において疲労特性に優れ、自動車や建設機械用部品として好適な材料を提供しようとするものである。

自動車の歯車等の機械構造部品には優れた疲労特性が要求されるため、表面硬化処理が施されるのが通例である。表面硬化処理としては、浸炭処理や高周波焼入処理、窒化処理などが良く知られている。

これらのうち、浸炭処理は、高温のオーステナイト域においてＣを浸入・拡散させることから、深い硬化深さが得られ、疲労強度の向上に有効である。しかしながら、浸炭処理により熱処理歪が発生するため、静粛性等の観点から厳しい寸法精度が要求される部品に対しては、その適用が困難であった。

また、高周波焼入処理は、高周波誘導加熱により表層部を焼入れする処理であるため、やはり熱処理歪みが発生し、浸炭処理と同様に寸法精度の面で問題があった。

一方、窒化処理は、Ａc₁変態点以下の比較的低温度域で窒素を浸入・拡散させて表面硬さを高める処理であるため、上記したような熱処理歪みが発生するおそれはない。しかしながら、処理時間が50〜100時間と長く、また処理後に表層の脆い化合物層を除去する必要があるという問題があった。

そのため、窒化処理と同程度の処理温度で、処理時間を短くした、いわゆる軟窒化処理が開発され、近年では機械構造用部品などを対象に広く普及している。この軟窒化処理は、500〜600℃の温度域でＮとＣを同時に浸入・拡散させて、表面を硬化するもので、従来の窒化処理に比べて処理時間を半分以下にすることが可能である。

しかしながら、前述した浸炭処理では、焼入硬化により芯部硬度を上昇させることが可能であるのに対し、軟窒化処理は鋼の変態点以下の温度で処理を行うものであるため、芯部硬度が上昇せず、軟窒化処理材は浸炭処理材と比較すると、疲労強度が劣るという問題があった。
そこで、軟窒化処理材の疲労強度を高めるため、通常、軟窒化処理前に焼入・焼戻し処理を行い、芯部硬度を上昇させているが、得られる疲労強度は十分とは言い難く、また、製造コストが上昇し、さらに機械加工性の低下も避けられなかった。

このような問題を解決するものとして、特許文献１には、鋼中に、NiやCu，Al、Cr、Tiなどを含有させることにより、軟窒化処理後に高い曲げ疲労強度を得ることを可能にした軟窒化用鋼が提案されている。
すなわち、この鋼は、軟窒化処理により、芯部についてはNi−Al、Ni−Ti系の金属間化合物あるいはCu化合物で時効硬化させる一方、表層部については窒化層中にCr、Al、Ti等の窒化物や炭化物を析出硬化させることで、曲げ疲労強度を向上させている。

また、特許文献２には、Cuを0.5〜２％含有させた鋼を、熱間鍛造で鍛伸後、空冷して、Cuが固溶したフェライト主体の組織とし、580℃、120分の軟窒化処理中にCuを析出硬化させ、さらにTi、ＶおよびNb炭窒化物の析出硬化も併用することで、軟窒化処理後において優れた曲げ疲労特性が得られる軟窒化用鋼が提案されている。

さらに、特許文献３には、Ti−Mo炭化物、またそれらにさらにNb、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を含む炭化物を分散させた軟窒化用鋼が提案されている。

特開平５−59488号公報特開2002−69572号公報特開2010−163671号公報

しかしながら、特許文献１に記載の軟窒化鋼は、Ni−Al、Ni−Ti系の金属間化合物やCu等の析出硬化により曲げ疲労強度は向上するものの、加工性の確保が十分とは言い難かった。
また、特許文献２に記載の軟窒化用鋼は、Cu、Ti、Ｖ、Nbを比較的多量に添加する必要があるため、生産コストが高いという問題があった。
さらに、特許文献３に記載の軟窒化用鋼は、Ti、Moを比較的多量に含むため、やはり高コストであるという問題があった。

本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、軟窒化処理前は硬化を抑制することで機械加工性が確保された比較的安価な軟窒化用鋼を、その製造方法とともに提供することを目的とする。
また、本発明は、機械加工後、軟窒化処理により芯部硬さを高め、もって疲労特性を向上させた部品を、その製造方法とともに提供することを目的とする。

さて、本発明者らは、上記の課題を解決するために、鋼の成分組成および組織の影響について鋭意検討を行った。
その結果、鋼の成分組成として、適量のCuを適量のNiと共に含有させると共に、ＶおよびNbを適正量含有させ、さらに鋼組織として面積率で50％超のベイナイト相とすることにより、Ti等の比較的高価な元素を含有させずとも、優れた機械加工性が得られ、また軟窒化処理後には、Cuの析出硬化に加え、芯部にＶおよびNbを含む微細な析出物を分散析出させて芯部硬さを上昇させることにより、優れた疲労特性が得られるとの知見を得た。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．成分組成が、質量％で、Ｃ：0.10〜0.20％未満、Si：1.0％以下、Mn：0.5超〜3.0％、Cu：0.10〜1.0％、Ni：0.05〜1.0％、Cr：0.3〜3.0％、Mo：0.005〜0.4％、Ｖ：0.02〜0.5％、Nb：0.003〜0.15％、Al：0.020超〜0.2％、Ｎ：0.0200％以下、Ｐ：0.02％以下およびＳ：0.06％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、ベイナイト相が組織全体に対する面積率で50％超を満足する組織を有することを特徴とする軟窒化用鋼。

２．前記１に記載の成分組成および組織からなる芯部と、該芯部の成分組成に対して窒素および炭素の含有量が高い成分組成からなる表層部とを有することを特徴とする部品。

３．前記部品は、ベイナイト相中にＶおよびＮｂを含む析出物が分散析出していることを特徴とする前記２記載の軟窒化部品。

４．質量％で、Ｃ：0.10〜0.20％未満、Si：1.0％以下、Mn：0.5超〜3.0％、Cu：0.10〜1.0％、Ni：0.05〜1.0％、Cr：0.3〜3.0％、Mo：0.005〜0.4％、Ｖ：0.02〜0.5％、Nb：0.003〜0.15％、Al：0.020超〜0.2％、Ｎ：0.0200％以下、Ｐ：0.02％以下およびＳ：0.06％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼材を、加熱温度：950〜1250℃、仕上温度：800℃以上の条件で熱間加工し、加工後、少なくとも700〜550℃の温度域について0.4℃/ｓ超の速度で冷却することを特徴とする軟窒化用鋼の製造方法。

５．前記４に記載の製造方法にて得られた軟窒化用鋼を、所望の形状に仕上げたのち、処理温度：550〜700℃、処理時間：10分以上の条件で軟窒化処理を施すことを特徴とする部品の製造方法。

本発明によれば、安価な成分系で、機械加工性に優れた軟窒化用鋼を得ることができ、また軟窒化処理後は、浸炭処理を施したJIS SCr420材と同等以上の疲労特性を有する部品を得ることができる。
そして、本発明に従い得られた部品は、自動車等の機械構造部品に適用して極めて有用である。

部品を製造する製造工程を示す図である。

以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ: 0.10％以上0.20％未満
Ｃは、ベイナイト相の生成および強度確保のために添加する。しかしながら、含有量が0.10％未満の場合、十分な量のベイナイト相が得られない場合も生じ、また軟窒化処理後にＶおよびNb析出物量が不足し、強度確保も困難となるため、0.10％以上添加する必要がある。一方、含有量が0.20％以上になると、生成したベイナイト相の硬さが増加し、機械加工性が低下するため、Ｃ量は0.10％以上0.20％未満の範囲とする。より好ましくは0.10％以上0.15％以下の範囲である。

Si: 1.0％以下
Siは、脱酸だけでなく、ベイナイト相の生成に有効なため添加するが、1.0％を超えるとフェライトおよびベイナイト相に固溶し、その固溶硬化により、機械加工性および冷間加工性を劣化させるため、Si量は1.0％以下とする。好ましくは0.5％以下、より好ましくは0.3％以下である。
なお、Siを脱酸に有効に寄与させるためには、添加量を0.01％以上とすることが好ましい。

Mn：0.5％超3.0％以下
Mnは、ベイナイト相の生成ならびに強度向上に有効なため添加する。しかしながら、Mn量が0.5％以下の場合、ベイナイト相の生成量が少なくなり、軟窒化処理前にＶおよびNb析出物が生成するため、軟窒化前の硬さが増加する。加えて、軟窒化処理後におけるＶおよびNb析出物の絶対量が減少するため、軟窒化処理後の硬さが低下して強度確保が困難となる。従って、Mnは0.5％を超えて添加する。一方、3.0％を超えると機械加工性および冷間加工性を劣化させるので、Mn量は3.0％以下とする。好ましくは0.5％超2.5％以下、より好ましくは0.6％以上2.0％以下の範囲である。

Cu：0.10〜1.0％
Cuは、軟窒化処理中に析出硬化によって軟窒化処理材の強度を向上させる有用元素であり、ベイナイト相の生成にも有効である。しかしながら、Cu量が0.10％未満では所望の効果が得難いので0.10％以上とする。一方、1.0％を超えると焼入れ性が過剰に上昇し、マルテンサイト生成量が多くなり被削性が劣化する。そのためCu量は0.10〜1.0％の範囲に限定する。好ましくは0.10〜0.50％の範囲である。

Ni: 0.05〜1.0％
Niは、Cuに起因した熱間脆性を抑制するために添加する。この効果を発揮させるためには、NiとCuの比（Ni/Cu）を0.5以上とすることが有効である。これは、Niを添加することでγ−Fe中のCuの固溶限が増大し、またCu濃化相の融点が高くなるため、酸化スケール／地鉄界面でのCuの出現を抑制できることによる。このような観点から、Ni量は0.05％以上とする。一方、1.0％を超えると硬度が上昇し、被削性に悪影響を及ぼすばかりでなく、コスト的にも不利となる。このためNi量は0.05〜1.0％の範囲に限定する。好ましくは0.05〜0.50％の範囲である。

Cr：0.3〜3.0％
Crは、ベイナイト相の生成に有効なため添加する。しかしながら、含有量が0.3％未満の場合、ベイナイト相の生成量が少なくなり、軟窒化処理前にＶおよびNb析出物が生成するため、軟窒化前の硬さが増加する。加えて、軟窒化処理後におけるＶおよびNb析出物の絶対量が減少するため、軟窒化処理後の硬さが低下して強度確保が困難となる。従って、Cr量は0.3％以上とする。一方、3.0％を超えると機械加工性および冷間加工性を劣化させるので、Cr量は3.0％以下とする。好ましくは0.5〜2.0％、より好ましくは0.5〜1.5％の範囲である。

Mo: 0.005〜0.4％
Moは、ＶおよびNb析出物を微細に析出させ、軟窒化処理材の強度を向上させる効果があり、本発明において重要な元素である。またベイナイト相の生成にも有効である。ここに、強度向上のためには0.005％以上の添加を必要とするが、高価な元素であるため0.4％を超えて添加すると、成分コストの上昇を招く。このため、Mo量は0.005〜0.4％の範囲とする。好ましくは0.01〜0.3％、より好ましくは0.04〜0.2％の範囲である。

Ｖ：0.02〜0.5％
Ｖは、軟窒化時の温度上昇により、Nbとともに微細析出物を形成して部品における芯部硬さ（以下、芯部硬さという）を増加させ、強度を向上させる重要な元素である。しかしながら、Ｖ量が0.02％未満では所望の効果が得難く、一方0.5％超では析出物が粗大化し、十分な強度向上効果が得られないため、Ｖ量は0.02〜0.5％の範囲とする。好ましくは0.03〜0.3％、より好ましくは0.03〜0.25％の範囲である。

Nb：0.003〜0.15％
Nbは、軟窒化時の温度上昇により、Ｖとともに微細析出物を形成して芯部硬さを増加させるため、疲労強度向上に極めて有効である。しかしながら、Nb量が0.003％未満では所望の効果が得難く、一方0.15％を超えると析出物が粗大化し、十分な強度向上効果が得られないため、Nb量は0.003〜0.15％の範囲とする。好ましくは0.02〜0.12％の範囲である。

Al: 0.020％超0.2％以下
Alは、軟窒化処理後の表面硬さおよび有効硬化層深さの向上に有用な元素であるので、積極的に添加する。また、熱間鍛造時におけるオーステナイト粒成長を抑制することによって、組織を微細化し靭性を向上させる上でも有用な元素である。このような観点から、Alは0.020％を超えて含有させる。一方、0.2％を超えて含有させてもその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く不利が生じるので、Al量は0.2％以下に限定する。好ましくは0.020％超0.1％以下の範囲、より好ましくは0.020％超0.04％以下の範囲である。

Ｎ：0.0200％以下
Ｎは、鋼中で炭窒化物を形成し、軟窒化処理材の強度を向上させる有用元素である。従って、0.0050％以上含有させることが好ましい。しかしながら、含有量が0.0200％を超えると、形成する炭窒化物が粗大化して鋼材の靭性を低下させる。また、鋳片の表面割れが生じ、鋳片品質が低下する。このため、Ｎは0.0200％以下に限定する。

Ｐ：0.02％以下
Ｐは、オーステナイト粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより、強度、靭性を低下させる。従って、Ｐの含有は極力抑制することが望ましいが、0.02％までは許容される。なお、Ｐを0.001％未満とするには高いコストを要することから、工業的には0.001％まで低減すればよい。

Ｓ：0.06％以下
Ｓは、鋼中でMnＳを形成し、被削性を向上させる有用元素であるが、0.06％を超えて含有させると靭性を損なうため、0.06％以下に制限する。好ましくは0.04％以下である。
なお、Ｓによる被削性向上効果を発現させるためには、Ｓ量を0.002％以上とすること
が好ましい。

なお、本発明の鋼において、上記した成分以外は、Feおよび不可避不純物である。
不可避不純物のうち、特にTiは、Ｖ，Nbの析出強化に悪影響を及ぼして芯部硬さを低下させるので、極力含有させないようにする必要がある。好ましくは0.010％未満、より好
ましくは0.005％未満である。

次に、本発明における軟窒化用鋼の鋼組織を前記の範囲に限定した理由を説明する。
ベイナイト相：組織全体に対する面積率で50％超
本発明では、ベイナイト相を組織全体に対する面積率で50％超とすることが、極めて重要である。
本発明は、軟窒化処理後に表層窒化部以外の芯部にはＶおよびNb析出物を分散析出させ、これによって芯部硬度を上昇させ、軟窒化処理後の疲労強度を向上させようとするものである。
ここで、軟窒化処理前にＶおよびNb析出物が存在していると、通常、軟窒化処理前に行われる切削加工時の被削性の観点からは不利である。この点、ベイナイト変態過程では、フェライト−パーライト変態過程に比べ、母相中にＶおよびNb析出物が生成し難い。
従って、本発明の軟窒化用鋼の鋼組織、すなわち軟窒化処理前の鋼組織はベイナイト相を主体とする。具体的には、ベイナイト相を組織全体に対する面積率で50％超とする。好ましくは60％超、より好ましくは80％超である。また100％であってもよい。
なお、ベイナイト相以外の組織としては、フェライト相やパーライト相等が考えられるが、これらの組織は少ないほど好ましいのは言うまでもない。

ここに、各相の面積率は、次のようにして求めることができる。すなわち、得られた軟窒化用鋼から試験片を採取し、圧延方向に平行な垂直断面（Ｌ断面）について、研磨後ナイタールで腐食し、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（SEM）を用い、断面組織観察（200倍の光学顕微鏡組織観察）により相の種類を同定し、各相の面積率を求める。

また、本発明の部品では、本発明の軟窒化用鋼に軟窒化処理を施して、ベイナイト相中に(Nb,Ｖ)(Ｃ,Ｎ)等のＶおよびNbを含む析出物を分散析出させる。
この理由は、表層軟窒化部以外の芯部組織中にＶおよびNbを含む析出物を分散析出させることで、芯部硬さが上昇し、軟窒化処理後の疲労強度が顕著に向上するからである。
ここに、ベイナイト相中のＶおよびNbを含む析出物の粒径は10nm未満とし、単位面積１μm²当たり500個以上分散析出させることが、軟窒化処理後の析出強化に寄与させる上で好ましい。なお、析出物の粒径の測定限界、すなわち測定できる最小の粒径は１nmである。
なお、軟窒化処理を施して得られる部品は、表層部（芯部以外の部分）は、芯部の成分組成に対して炭素および窒素の含有量が高い成分組成となる。

次に、本発明の軟窒化用鋼および部品の製造工程について説明する。
図１に、本発明に係る軟窒化用鋼（棒鋼）を用いて軟窒化部品を製造する代表的な製造工程を示す。ここで、S1は素材となる棒鋼製造工程、S2は搬送工程、S3は製品（軟窒化部品）仕上げ工程である。

まず、棒鋼製造工程（S1）で鋼塊を熱間圧延して棒鋼とし、品質検査後、出荷する。
そして、搬送（S2）後、製品（軟窒化部品）仕上げ工程（S3）で、該棒鋼を所定の寸法に切断し、熱間鍛造あるいは冷間鍛造を行い、必要に応じてドリル穿孔や旋削等の切削加工で所望の形状（例えば、ギア製品やシャフト部品）としたのち、軟窒化処理を行って、製品とする。
また、熱間圧延材をそのまま旋削やドリル穿孔等の切削加工で所望の形状に仕上げ、その後軟窒化処理を行い製品とすることもある。なお、熱間鍛造の場合、熱間鍛造後に冷間矯正が行われる場合がある。また、最終製品にペンキやメッキ等の皮膜処理がなされる場合もある。

本発明の軟窒化用鋼の製造方法では、軟窒化処理直前の熱間加工工程において、熱間加工時の加熱温度、加工温度を特定の条件とすることにより、前述したようなベイナイト相主体の組織とし、ＶおよびNb析出物の生成を抑制する。
ここに、熱間加工とは、主に熱間圧延、熱間鍛造を意味するが、熱間圧延後さらに熱間鍛造を行ってもよい。また、熱間圧延後、冷間鍛造を行ってもよいのは言うまでもない。
ここで、軟窒化処理直前の熱間加工工程が熱間圧延工程である場合、すなわち熱間圧延後に熱間鍛造を行わない場合は、熱間圧延工程において以下に示す条件を満足させる。

圧延加熱温度：950〜1250℃
熱間圧延工程では、圧延材（冷間鍛造および／または切削加工による部品の素材となる棒鋼）に微細析出物が析出し鍛造性を損なわないよう、溶解時から残存する炭化物を固溶させる。
ここで、圧延加熱温度が950℃に満たないと、溶解時から残存する炭化物が固溶し難くなる。一方、1250℃を超えると、結晶粒が粗大化して鍛造性が悪化しやすくなる。このため、圧延加熱温度は950℃〜1250℃の範囲とする。

圧延仕上げ温度：800℃以上
圧延仕上げ温度が800℃未満の場合、フェライト相が生成するため、軟窒化処理前に組織全体に対する面積率で50％超を満足するベイナイト相を生成させる上で不利となる。また、圧延負荷も高くなる。従って、圧延仕上げ温度は800℃以上とする。なお、上限値については、1100℃程度とすることが好ましい。

圧延後の少なくとも700〜550℃の温度域における冷却速度：0.4℃/ｓ超
所望形状への仕上げ加工前に微細析出物が析出し、加工性を損なわないようにするため、微細析出物の析出温度範囲である少なくとも700〜550℃の温度域においては、圧延後の冷却速度を、微細析出物が得られる限界冷却速度である0.4℃/ｓを超える速度とする。なお、上限値については、200℃/ｓ程度とすることが好ましい。

また、窒化処理直前の熱間加工工程が熱間鍛造工程である場合、すなわち熱間鍛造のみを行う場合または熱間圧延後に熱間鍛造を行う場合は、熱間鍛造工程において以下に示す条件を満足させる。
なお、熱間鍛造前に熱間圧延を行う場合には、熱間圧延条件として必ずしも上記した条件を満足していなくてもよい。

熱間鍛造条件
この熱間鍛造では、ベイナイト相を組織全体に対する面積率で50％超とするため、および熱間鍛造後の冷間矯正や被削性の観点から微細析出物が析出しないようにするため、熱間鍛造時の加熱温度を950〜1250℃、鍛造仕上げ温度を800℃以上、鍛造後の冷却速度を少なくとも700〜550℃の温度域において0.4℃/ｓ超とする。なお、上限値については、200℃/ｓ程度とすることが好ましい。

ついで、得られた圧延材または鍛造材に対して切削加工等を施して部品形状とし、その後、以下の条件で軟窒化処理を行う。

軟窒化処理（析出処理）条件
軟窒化処理は、微細析出物を析出させるように、処理温度：550〜700℃、処理時間：10分以上の条件で行う。ここに、軟窒化処理温度を550〜700℃の範囲とするのは、550℃に満たないと十分な量の析出物が得られず、一方700℃を超えるとオーステナイト域となり軟窒化が困難となるからである。より好ましくは550〜630℃の範囲である。

なお、軟窒化処理では、ＮとＣを同時に浸入・拡散させるので、NH₃やN₂といった浸窒性ガスと、CO₂やCOといった浸炭性ガスの混合雰囲気、例えばNH₃：N₂：CO₂＝50：45：5の雰囲気で軟窒化処理を行えばよい。

以下、本発明の実施例について具体的に説明する。
表１に示す成分組成の鋼（鋼種Ａ〜Ｙ）を150kg真空溶解炉にて溶製し、1150℃加熱後、圧延仕上げ温度：970℃の条件で熱間圧延し、その後0.9℃/sの速度で室温まで冷却し、50mmφの棒鋼とした。なお、鋼種ＹはJIS SCr420に相当する鋼である。
これらの素材をさらに、表２に示す加熱温度に加熱後、表２に示す仕上げ温度で熱間鍛造して30mmφの棒鋼とし、その後、700〜550℃の範囲を表２に示す冷却速度として、室温まで冷却した。なお、一部については、比較のため700〜550℃の範囲を0.1℃/ｓの速度として、室温まで冷却した。

かくして得られた熱間鍛造材について、被削性、特にドリル加工性をドリル切削試験により評価した。熱間鍛造材を20mm厚に切断したものを試験材として、JIS高速度工具鋼SKH51の６mmφのストレートドリルで、送り：0.15mm/rev、回転数：795rpmの条件で、１断面当たり５箇所の貫通穴を開け、ドリルが切削不能になるまでの総穴数で評価した。
また、上記した熱間鍛造材について、組織観察および硬度測定を行った。組織観察では、前述した方法により、相の種類を同定するとともに、各相の面積率を求めた。
硬度測定では、ビッカース硬度計を用い、JIS Z 2244に準拠して芯部の硬さを2.94N（300gf）の試験荷重で５点（棒鋼断面における中心位置１点、表面から径方向にＤ／４（Ｄは棒鋼の直径）を、周方向に90°間隔で４点）測定し、その平均値を硬さHVとした。

ついで、鋼種Ａ〜Ｘについては、上記の熱間鍛造後、さらに軟窒化処理を施した。一方、鋼種Ｙの熱間鍛造材については、比較のため、浸炭処理を施した。
軟窒化処理は、NH₃：N₂：CO₂＝50：45：5の雰囲気で570〜600℃に加熱し、3.5時間保持することによって行った。
一方、浸炭処理は、930℃で３時間浸炭し、850℃に40分保持後、油冷し、さらに170℃、１時間焼戻すことにより行った。

かくして得られた熱処理材について、組織観察、硬度測定および疲労特性の評価を行った。
ここで、組織観察では、軟窒化処理前と同様、前述した方法により、相の種類を同定するとともに、各相の面積率を求めた。
硬度測定では、上記熱処理材の表面硬さおよび芯部硬さをそれぞれ測定した。ここで、表面硬さおよび芯部硬さの測定はいずれも、ビッカース硬度計を用い、JIS Z 2244に準拠して2.94N（300gf）の試験荷重で測定した。表面硬さは表面から0.05mm深さの位置を棒鋼の周方向に60°間隔で６点、芯部硬さは棒鋼断面における中心位置１点および表面から径方向にＤ／４深さ位置（Ｄは棒鋼の直径）を周方向に90°間隔で４点の計５点にて測定し、それぞれの平均値を表面硬さHV、芯部硬さHVとした。さらに、有効硬化層深さは、HV400となる表面からの深さと定義して、測定した。

また、軟窒化材ならびに浸炭材の芯部から、透過電子顕微鏡観察用の試料を、ツインジェット法を用いた電解研磨法により作製し、得られた試料について、加速電圧を200Ｖとした透過電子顕微鏡を用いて析出物の観察を行った。さらに観察される析出物の組成をエネルギー分散型Ｘ線分光装置（EDX）により求めた。

疲労特性評価は、小野式回転曲げ疲労試験により行い、10⁷回で未破断の疲労強度（疲労限）を求めた。疲労試験は、上記熱間鍛造材より切欠き付き試験片（ノッチＲ：1.0mm、ノッチ径：８mm、応力集中係数：1.8）を採取し、この試験片に対して上記した軟窒化処理あるいは浸炭処理を施した熱処理材を用いて行った。
表２に試験結果を示す。No.１〜10、26が発明例、No.11〜24が比較例、No.25がJIS SCr420相当鋼に浸炭処理を施した従来例である。

表２から明らかなように、発明例No.１〜10、26はいずれも、浸炭処理を施した従来例No.25に比べて、疲労強度が優れている。また、No.１〜10、26の軟窒化処理前のドリル加工性については、従来例No.25と実用上同等レベルかそれ以上である。

さらに、透過電子顕微鏡による析出物の観察およびエネルギー分散型Ｘ線分光装置（EDX）による析出物組成の調査の結果、No.１〜10、26の軟窒化処理材には、ベイナイト相中にＶ、Nbを含む粒径：10nm未満の微細な析出物が１μm²当たり500個以上分散析出していることが確認できた。この結果から、本発明に従う軟窒化処理材は、上記の微細析出物による析出強化により、高い疲労強度を示したものと考えられる。

これに対し、比較例No.11〜24は成分組成あるいは得られた鋼組織が本発明範囲外であったため、疲労強度あるいはドリル加工性に劣っている。
すなわち、No.11は、熱間鍛造後の冷却速度が遅いため、適正量のベイナイト相が得られず、また軟窒化処理による微細析出物の生成量が少ないため、析出強化が不足し、発明例に比べ疲労強度が低い。
No.12は、Ｃが適正範囲を超えているため、軟窒化処理前の熱間鍛造材の硬さが増加し、ドリル加工性が低下している。
No.13は、Si量が適正範囲を超えているため、窒化処理前の熱間鍛造材の硬さが増加し、ドリル加工性が低下している。
No.14は、Mn量が適正範囲を超えているため、軟窒化処理前の熱間鍛造材の鋼組織がマルテンサイト相主体となっている。このため、軟窒化処理前の硬さが増加し、ドリル加工性が低下している。
No.15は、Cu量が適正範囲に満たないため、時効硬化能に乏しく、十分な芯部硬さが得られていない。このため、従来鋼No.25に比べて疲労強度が低い。
No.16は、Cu量が適正範囲を超えているため、軟窒化処理前の熱間鍛造材の硬さが増加し、ドリル加工性が低下している。
No.17は、Ni量が適正範囲を超えているため、軟窒化処理前の熱間鍛造材の硬さが増加し、ドリル加工性が低下している。
No.18は、Cr量が適正範囲に満たないため、軟窒化処理前の熱間鍛造材の鋼組織がフェライト相−パーライト相主体となっている。このため、組織中にＶおよびNb析出物が析出して軟窒化処理前の硬さが増加し、ドリル加工性が低下している。
No.19は、Mo量が適正範囲に満たないため、軟窒化処理後の微細析出物の生成量が少なく、十分な芯部硬さが得られていない。このため、従来例No.25に比べて疲労強度が低い。
No.20は、V量が適正範囲に満たないため、軟窒化処理後の微細析出物の生成量が少なく、十分な芯部硬さが得られていない。このため、従来鋼No.25に比べて疲労強度が低い。
No.21は、Nb量が適正範囲に満たないため、軟窒化処理後の微細析出物の生成量が少なく、十分な芯部硬さが得られていない。このため、従来鋼No.25に比べて疲労強度が低い。
No.22および23は、Al量が適正範囲に満たないため、十分な軟窒化処理後の表面硬さおよび有効硬化層深さが得られず、従来鋼No.25に比べて疲労強度が低い。
No.24は、本発明では不純物成分であるTiを多量に含むため、軟窒化処理後の微細析出物の生成量が少なく、十分な芯部硬さが得られていない。このため、従来鋼No.25に比べて疲労強度が低い。

Claims

成分組成が、質量％で、Ｃ：0.10〜0.20％未満、Si：1.0％以下、Mn：0.5超〜3.0％、Cu：0.10〜1.0％、Ni：0.05〜1.0％、Cr：0.3〜3.0％、Mo：0.005〜0.4％、Ｖ：0.02〜0.5％、Nb：0.003〜0.15％、Al：0.020超〜0.2％、Ｎ：0.0200％以下、Ｐ：0.02％以下およびＳ：0.06％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、ベイナイト相が組織全体に対する面積率で50％超を満足する組織を有することを特徴とする軟窒化用鋼。
請求項１に記載の成分組成および組織からなる芯部と、該芯部の成分組成に対して窒素および炭素の含有量が高い成分組成からなる表層部とを有し、前記ベイナイト相中にＶおよびＮｂを含む析出物が分散析出していることを特徴とする部品。
請求項１に記載の軟窒化用鋼の製造方法であって、質量％で、Ｃ：0.10〜0.20％未満、Si：1.0％以下、Mn：0.5超〜3.0％、Cu：0.10〜1.0％、Ni：0.05〜1.0％、Cr：0.3〜3.0％、Mo：0.005〜0.4％、Ｖ：0.02〜0.5％、Nb：0.003〜0.15％、Al：0.020超〜0.2％、Ｎ：0.0200％以下、Ｐ：0.02％以下およびＳ：0.06％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼材を、加熱温度：950〜1250℃、仕上温度：800℃以上の条件で熱間加工し、加工後、少なくとも700〜550℃の温度域について0.4℃/ｓ超の速度で冷却することを特徴とする軟窒化用鋼の製造方法。
請求項１に記載の軟窒化用鋼を、所望の形状に仕上げたのち、処理温度：550〜700℃、処理時間：10分以上の条件で軟窒化処理を施すことを特徴とする、請求項１に記載の成分組成および組織からなる芯部と、該芯部の成分組成に対して窒素および炭素の含有量が高い成分組成からなる表層部とを有し、前記ベイナイト相中にＶおよびＮｂを含む析出物が分散析出している部品の製造方法。