JP7306580B2

JP7306580B2 - 鋼および鋼部品

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Publication number: JP7306580B2
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Inventors: 直哉井原; 隆岩本; 公宏西村
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Filing date: 2021-05-17
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Description

本発明は、鋼および鋼部品に関し、特に軟窒化処理による化合物層を表層に有する疲労特性に優れ、さらに、軟窒化処理前には一定の被削性を有し、部品への加工性も良好である、自動車や建設機械用部品に用いて好適な鋼および鋼部品に関するものである。

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、疲労特性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は小さい。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を同時に浸入させ、最表層にＣが固溶した窒化物層を形成させるともに、さらに、Ｎを地鉄中に拡散させて硬化層を形成させて、表面を硬化するものであり、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、疲労特性に劣るという問題があった。

そこで、軟窒化処理材の疲労特性を高めるため、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。しかしながら、得られる疲労特性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特性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、曲げ疲労特性を向上させている。

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。

特許文献４には、表面の化合物層の空隙率を減少させることで、面疲労強度を向上させることが提案されている。

特開平５－５９４８８号公報特開２００２－６９５７２号公報特開２０１０－１６３６７１号公報特許６３８８０７５号

しかしながら、特許文献１～３に記載の軟窒化鋼は曲げ疲労特性に優れるものの、面疲労特性については考慮されていない。また、特許文献４に記載の技術は、最表層の化合物層を改善することによって面疲労特性を改善しているが、硬化層深さについては考慮されていない。

本発明は、上記の問題を有利に解決するものであり、化合物層と硬化層深さを適切に調整することによって、優れた面疲労特性を有する鋼並びにこれを用いる鋼部品について提供することを目的とする。

発明者らは、上記の課題を解決するために、最適な化合物層と硬化層深さについて鋭意検討を行った。その結果、硬化層深さの増加と、化合物層の脆化の抑制を両立させることが面疲労特性の向上に有効であることがわかった。

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り、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．表面から内側へ順に、厚さが5.0μｍ～30.0μｍである窒化化合物層および硬化層を有し、
前記窒化化合物層の最表層におけるポーラス層の厚さが、3.0μｍ以下かつ前記窒化化合物層の厚さの40.0％以下であり、
前記硬化層は、前記表面から内側へ50μｍの位置での硬さがHV600以上、前記表面から内側へ400μmまでの硬さがHV400以上および、前記表面から内側へ600μmまでの硬さがHV250以上であり、
前記窒化化合物層および前記硬化層を除く非硬化部分は、質量％で、
Ｃ：0.010％以上0.200％以下、
Si：1.00％以下、
Mn：0.50％以上3.00％以下、
Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.020％以上 0.060％以下および
Cr：0.30％以上3.00％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
前記硬化層は、前記非硬化部分に対してＮの含有量が高い成分組成を有する鋼。

２．前記非硬化部分の成分組成は、更に、質量％で、
Mo：0.400％以下、
Ｖ：0.50％以下、
Nb：0.150％以下、
Al：0.200％以下、
Ｗ：0.3％以下、
Co：0.3％以下、
Hf：0.2％以下、
Zr：0.2％以下、
Ｂ：0.0100％以下、
Cu：0.3％以下、
Ni：0.3％以下、
Pb：0.2％以下、
Bi：0.2％以下、
Zn：0.2％以下、
Sn：0.2％以下、
Sb：0.0200％以下および
Ｎ：0.0200％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記１に記載の鋼。

３．前記１または２に記載の鋼が素材である鋼部品。

４．前記鋼部品は歯付き部品であって、前記化合物層を少なくとも歯部分の表層部に有している前記３に記載の鋼部品。

本発明によれば、安価な成分系において、軟窒化処理前は機械加工性に優れ、かつ軟窒化処理により面疲労強度を向上させた、鋼並びに鋼部品を提供することができる。従って、本発明の鋼は、自動車等の機械構造部品の素材として極めて有用である。また、本発明の鋼部品は、自動車等の機械構造部品に適用して極めて有用である。

ローラーピッチング試験片を示す図である。軟窒化部品の代表的な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。
本発明の鋼は、表面から内側へ順に、厚さが5.0μｍ～30.0μｍである窒化化合物層および硬化層を有し、前記窒化化合物層の最表層におけるポーラス層の厚さが、3.0μｍ以下、かつ前記窒化化合物層の厚さの40.0％以下であり、前記硬化層は、前記表面から内側へ50μｍの位置での硬さがHV600以上、前記表面から内側へ400μmまでの硬さがHV400以上および、前記表面から内側へ600μmまでの硬さがHV250以上である。

先ず、本発明における鋼の窒化化合物層およびポーラス層の厚さと硬化層の硬度分布を前記の範囲に限定した理由を説明する。
窒化化合物からなる窒化化合物層の厚さ：5.0μm～30.0μm
窒化化合物層（以下、化合物層とも云う）は極めて硬さが高く、鋼部品の面疲労特性の向上に寄与する。この窒化化合物層の厚さが薄すぎると、摩耗により早期に鋼部品の地鉄部分が露出してしまい、疲労強度向上効果が損なわれる。そのため、窒化化合物層の厚さは5.0μm以上とする。好ましくは6.0μm以上であり、より好ましくは10.0μm以上である。一方、窒化化合物層の厚さが厚すぎる場合には、後述のポーラス層の発生を抑制することが難しくなる。そのため、窒化化合物層の厚さは30.0μm以下とする。好ましくは25.0μm以下である。

ポーラス層厚さ：窒化化合物層の厚さの40.0％以下かつ3.0μm以下
ポーラス層とは軟窒化によって化合物層の最表層に不可避的に発生する微小な空孔の集合体である。このポーラス層の存在は疲労強度に悪影響を及ぼすため、可能な限り薄くすることが望ましい。すなわち、ポーラス層の厚さが、3.0μｍを超えたり、窒化化合物層の厚さの40.0％を超えると、窒化化合物層の形成により期待する疲労特性向上の効果が十分に得られない。よって、ポーラス層の厚さは、窒化化合物層の厚さの40.0％以下かつ3.0μm以下であることを必要とする。勿論、０であってもよい。
なお、本発明におけるポーラス層の厚さは後述する実施例で説明する手法にて測定するものとする。

硬化層深さ：表面から内側へ50μm位置の硬さがHV600以上、表面から内側へ400μmまでの硬さがHV400以上であり、表面から内側へ600μmまでの硬さがHV250以上
材料の硬度と疲労強度には相関関係があることが知られている（例えば、「NIMS物質・材料データベース、JIS機械構造用鋼、クロム鋼及びクロムモリブデン鋼の機械的性質と疲れ特性」参照）。すなわち、成分に関わらず、硬度が十分であれば、所望の疲労強度を得ることができる。
ここで、鋼部品に、すべりを伴う接触がある場合、該鋼部品には２種類の力がかかる。一つは接線力によるせん断応力で、これは表面で最大となる。もう一つは垂直抗力によるせん断応力で、これはより深い位置で最大となる。これら２種類の力に対して優れた疲労特性を発揮させるために、上記硬さ分布を設定した。
特に、垂直抗力によるせん断応力は、硬化層が浅い軟窒化鋼にとって問題となりやすい。歯車の歯や円筒、球体同士を接触させた場合に垂直抗力によって発生するせん断応力分布は次式で表すことができる。ここで、zは深さ、P(z)は深さzでのせん断応力、Pmaxは最大接触応力、bは接触楕円短径である。

鋼部品の形状や負荷荷重にもよるが、多くの場合、せん断応力は深さ400μm位置で最大値をとり、破壊の起点となりうる。そのため、上記の通りに硬さ分布を設定した。
なお、上記した窒化化合物層は、鋼に軟窒化処理を施した後に形成されるが、この軟窒化処理により、Ｎが化合物層よりも内側に向かって拡散する結果、このＮ拡散層が硬化層となる。拡散によるＮ濃度の調整により、硬化層硬さを上記のとおりに調整できる。

以上、化合物層およびポーラス層の厚さと硬化層の硬度分布について説明した。さらに、本発明においては、上記した化合物層および硬化層以外の部分である、非硬化部分は、質量％で、Ｃ：0.010％以上0.200％以下、Si：1.00％以下、Mn：0.50％以上3.00％以下、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.020％以上 0.060％以下、Cr：0.30％以上3.00％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成、あるいは、さらに、任意に含有できる成分として、Mo：0.400％以下、Ｖ：0.50％以下、Nb：0.150％以下、Al：0.200％以下、Ｗ：0.3％以下、Co：0.3％以下、Hf：0.2％以下、Zr：0.2％以下，Ｂ：0.0100％以下、Cu：0.3％以下、Ni：0.3％以下、Pb：0.2％以下、Bi：0.2％以下、Zn：0.2％以下、Sn：0.2％以下、Sb：0.0200％以下およびＮ：0.0200％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する成分組成を有する。

次に、本発明において、非硬化部分の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: 0.010％以上0.200％以下
Ｃは、非硬化部分、さらには、硬化層の強度確保のために必要である。Ｃ量が0.010％未満の場合、非硬化部分の強度や、硬化層の硬度が低下する。硬化層は後述するように軟窒化処理を行うことにより形成することができるが、軟窒化処理前の素材の成分組成に対してN濃度が高まることで硬化層となる。硬化層以外の部分である非硬化部分は、Nを除いては軟窒化前の素材の成分組成が維持される。よって、非硬化部分や硬化層を強化させる目的で、Ｃ含有量は0.010％以上とする。より好ましくは、Ｃ含有量は0.050％以上である。一方、Ｃ含有量が0.200％超になると、機械加工性が低下するため、Ｃ含有量は0.200％以下の範囲とする。より好ましくは、Ｃ含有量は0.100％以下の範囲である。

Si：1.00％以下
Siは、強度確保に有効である。しかし，Ｓｉ含有量が1.00％を超えると固溶強化により、機械加工性を劣化させるため、Si量は1.00％以下とする。より好ましいSi含有量は0.50％以下である。鋼の強度を確保する観点からは、Si含有量は0.005％以上とすることが好ましい。

Mn：0.50％以上3.00％以下
Mnは、ＳとMnSを形成することで被削性を高める。Mn量が0.50％未満の場合、MnSの生成量が十分でないため、被削性が低下する。従って、Mn量は0.50％以上とする。好ましくは1.50％以上である。一方、3.00％を超えると高硬度化し機械加工性を劣化させるので、Mn量は3.00％以下とする。好ましくは2.50％以下、より好ましくは2.00％以下の範囲である。

Ｐ：0.020％以下
Ｐは、不純物として鋼中に混入する元素であり、鋳片の表面割れの原因として知られている。従って、Ｐの含有は極力抑制することが望ましいが、0.020％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：0.020％以上0.060％以下
Ｓは、不純物として鋼中の混入する元素であるが、一方で切削性を高めるのに寄与する。すなわち、Ｓ量が0.020％未満の場合は、鋼中で生成するMnS量が低下し、切削性が低下する。一方、Ｓ量が0.060％を超えると、効果が飽和するだけでなく、MnSとして過剰に析出した分、固溶Mn量を低下させるため、含有量を0.060％以下に制限する。好ましくは0.040％以下である。

Cr：0.30％以上3.00％以下
Crは、窒化中に表面から拡散したＮとCrNを形成し、これにより硬化層を析出強化する作用を有する。硬化層は後述するように軟窒化処理を行うことにより形成することができるが、軟窒化処理前の素材の成分組成に対してＮ濃度が高まることで硬化層となる。硬化層以外の部分である非硬化部分は、Ｎを除いて軟窒化前の素材の成分組成が維持される。よって、硬化層を析出強化させる目的ではあるが、非硬化層についてもCr含有量は0.30％以上とする。Cr含有量が0.30％未満の場合、窒化処理中に硬化層中で析出するCrN量が不足して強度確保が困難となる。従って、Cr量は0.30％以上とする。一方、3.00％を超えると高硬度化し被削性を損なうため、Cr量は3.00％以下とする。好ましくは0.50％以上である。また、好ましくは1.50％以下である。

以上説明した元素の他、以下に示す元素のうちの１種または２種以上を任意で含有することができる。任意含有可能な元素と、その含有量の上限を以下に説明する。
Mo：0.400％以下
Moは、軟窒化中に表層から拡散した窒素と窒化物を形成し、表層の硬度上昇に寄与する。また、Moは、ベイナイトを生成し、被削性と心部硬度の上昇にも寄与する。一方、Moは高価な元素であるため、過剰に添加すると、成分コストの上昇を招く。そのため、Mo含有量は0.400％以下、好ましくは0.150％以下とする。

Ｖ：0.50％以下
Ｖは、軟窒化中に表層から拡散した窒素と窒化物を形成し、表層の硬度上昇に寄与する。また、Ｖは、軟窒化時の温度上昇により微細析出物を形成し、心部硬さを増加させる。一方、過剰に添加すると、析出物が粗大化し、強度向上効果が飽和する。さらに、熱間鍛造後における硬度が上昇し、切削性が低下する。そのため、Ｖ含有量は0.50％以下、好ましくは0.40％以下とする。

Nb：0.150％以下
Nbは、軟窒化中に表層から拡散した窒素と窒化物を形成し，表層の硬度上昇に寄与する。また、Nbは、軟窒化時の温度上昇により微細析出物を形成し、心部硬さを増加させる。一方、過剰に添加すると、析出物が粗大化し、強度向上効果が飽和する。さらに、熱間鍛造後の硬度が上昇し、切削性が低下する。そのため、Nb含有量は0.150％以下、好ましくは0.120％以下とする。

Al：0.200％以下
Alは、軟窒化処理後の表層硬さの向上に有用な元素である。一方、Al含有量が0.200％を超えると、硬化層深さが減少する。そのため、Al含有量は0.200％以下、好ましくは0.100％以下、より好ましくは0.040％以下とする。

Ｗ：0.3％以下、
Ｗは、鋼のさらなる強度向上に有効な元素である。しかし、Ｗ含有量が0.3％を超えると、鋼の靭性が低下する。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量は0.3％以下、好ましくは0.25％以下とする。一方、Ｗ含有量の下限は特に限定されないが、Ｗ含有量を0.01％以上とすることが好ましい。

Co：0.3％以下
Coは、鋼のさらなる強度向上に有効な元素である。しかし、Co含有量が0.3％を超えると、鋼の靭性が低下する。そのため、Coを添加する場合、Co含有量は0.3％以下、好ましくは0.25％以下とする。一方、Co含有量の下限は特に限定されないが、Co含有量を0.01％以上とすることが好ましい。

Hf：0.2％以下
Hfは、鋼のさらなる強度向上に有効な元素である。しかし、Hf含有量が0.2％を超えると、鋼の靭性が低下する。そのため、Hfを添加する場合、Hf含有量は0.2％以下、好ましくは0.15％以下とする。一方、Hf含有量の下限は特に限定されないが、Hf含有量を0.01％以上とすることが好ましい。

Zr：0.2％以下
Zrは、鋼のさらなる強度向上に有効な元素である。しかし、Zr含有量が0.2％を超えると、鋼の靭性が低下する。そのため、Zrを添加する場合、Zr含有量は0.2％以下、好ましくは0.15％以下とする。一方、Zr含有量の下限は特に限定されないが、Zr含有量を0.01％以上とすることが好ましい。

Ｂ：0.0100％以下
Ｂは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト組織の生成を促進する効果を有する元素である。しかし、Ｂ含有量が0.0100％を超えると、ＢがＢＮとして析出し、焼入れ性向上効果が飽和するだけでなく、成分コストの上昇を招く。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を0.0100％以下、より好ましくは0.0080％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｂ含有量を0.0003％以上とすることが好ましく、0.0005％以上とすることがより好ましい。

Cu：0.3％以下
Cuは、軟窒化処理中にFeやNiと金属間化合物を形成し、析出硬化によって軟窒化処理材の強度を向上させる効果を有する元素である。また、Cuは、ベイナイトの生成にも寄与する。しかし、Cu含有量が0.3％を超えると熱間加工性が低下するため、Cuを添加する場合、Cu含有量を0.3％以下、好ましくは0.25％以下とする。一方、Cu含有量の下限は特に限定されないが、Cu含有量を0.05％以上とすることが好ましい。

Ni：0.3％以下
Niは、焼入れ性を増大し、低温脆性を抑制する効果を有する元素である。しかし、Ni含有量が、0.3％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。そのため、Niを添加する場合、Ni含有量を0.3％以下、好ましくは0.25％以下とする。一方、Ni含有量の下限は特に限定されないが、Ni含有量を0.05％以上とすることが好ましい。

Pb：0.2％以下
Pbは、鋼の被削性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Pb含有量が0.2％を超えると、靭性が低下する。そのため、Pbを添加する場合、Pb含有量は0.2％以下、好ましくは0.1％以下とする。一方、Pb含有量の下限は特に限定されないが、0.02％以上とすることが好ましい。

Bi：0.2％以下
Biは、鋼の被削性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Bi含有量が0.2％を超えると、靭性が低下する。そのため、Biを添加する場合、Bi含有量は0.2％以下、好ましくは0.1％以下とする。一方、Bi含有量の下限は特に限定されないが、0.02％以上とすることが好ましい。

Zn：0.2％以下
Znは、鋼の被削性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Zn含有量が0.2％を超えると、靭性が低下する。そのため、Znを添加する場合、Zn含有量は0.2％以下、好ましくは0.1％以下とする。一方、Zn含有量の下限は特に限定されないが、0.02％以上とすることが好ましい。

Sn：0.2％以下
Snは、鋼の被削性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Sn含有量が0.2％を超えると、靭性が低下する。そのため、Snを添加する場合、Sn含有量は0.2％以下、好ましくは0.1％以下とする。一方、Sn含有量の下限は特に限定されないが、0.02％以上とすることが好ましい。

Sb：0.0200％以下
Sbは、ベイナイトの生成を促進し、硬度を上昇させる効果を有する元素である。本効果を得るためには、Sb含有量を0.0005％以上とすることが好ましい。0.0010％以上とすることがより好ましい。しかし、Sb含有量が0.0200％を超えると、効果が飽和し成分コストの上昇を招くだけでなく、偏析により母材靭性の低下も生じる。そのため、Sbを添加する場合、Sb含有量は0.0200％以下、好ましくは0.0100％以下とする。

Ｎ：0.0200％以下
Ｎは、鋼中で炭窒化物を形成し、強度を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｎ含有量が0.0200％を超えると、熱間鍛造後の硬さが増加し、被削性が低下する。そのため、Ｎ含有量は0.0200％以下とする。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されないが、強度向上という観点からは、Ｎ含有量を0.0020％以上とすることが好ましい。

本発明の鋼の非硬化部分の成分組成は、以上説明した元素以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
次に、本発明の鋼の硬化層の成分組成について説明する。
硬化層は、軟窒化処理に伴い形成されるものであり、軟窒化処理雰囲気中の窒素が鋼中へ拡散することにより形成される。鋼の最表層には、軟窒化処理に供する鋼の主成分であるFeや、その他の含有成分が窒素と結合して窒化物となり、この窒化物で構成される、上記した化合物層が形成される。化合物層には、軟窒化処理雰囲気中のＣも拡散している。硬化層は、鋼中に窒素が拡散して窒素濃度が軟窒化処理前よりも高くなる層であり、化合物層の内側に隣接して形成される。上記の非硬化部分は、窒素の拡散が生じていない部分であるため、上述のとおりの非硬化部分の成分組成となるのに対し、硬化層は、非硬化部分の成分組成に対し、Ｎの含有量が高い成分組成となる。

以上、本発明に係る鋼について説明した。次に、本発明に係る鋼部品は、上記の本発明の鋼が各種の部品、好ましくは機械構造用部品の形状となっているものである。ここで、本発明の鋼部品は、歯車等の歯付き部品であることが特に好ましく、この場合、上述の化合物層は、少なくとも歯部分の表層部に形成されていることが好ましい。歯車のような歯付き部品の歯は、すべりを伴う接触がある部位であり、優れた面疲労強度が要求される部位である。この歯の部分に前述の窒化化合物層および硬化層が形成されていると、歯付き部品としての耐久性の確保に繋がる。
なお、歯付き部品でなくとも、すべりを伴う接触がある部位が存在する鋼部品については、この部位の面疲労が部品耐久性の確保には重要となるため、このような部位に対して前述の窒化化合物層および硬化相を形成させることにより、耐久性の向上効果は得られる。よって、本発明の鋼部品は歯付き部品に限定されるものではない。

次に、本発明の鋼、さらには鋼部品の製造方法について説明する。
図２に、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（軟窒化用鋼）製造工程、Ｓ２は搬送工程、Ｓ３は部品（軟窒化部品であり、軟窒化された鋼を含む）の製造工程である。

まず、棒鋼製造工程（Ｓ１）で鋼塊を熱間圧延および／または熱間鍛造して棒鋼とし、品質検査後、出荷する。そして、搬送（Ｓ２）後、軟窒化部品仕上げ工程（Ｓ３）で、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製品）とした後、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。

次いで、得られた圧延材または鍛造材に対して切削加工を施して部品形状とし、その後、軟窒化処理を行う。この軟窒化処理を行うことにより、表層に雰囲気中の窒素と鋼の成分元素とが結合して形成した化合物からなる化合物層が生じ、化合物層の内側には、窒素（Ｎ）の拡散層からなる硬化層が生ずる。

この一連の製造工程において、本発明の鋼あるいは鋼部品を得るには、上記のＳ１の棒鋼製造工程において熱間圧延および／または熱間鍛造に供する素材となる鋼として、上述した非硬化部分についての成分組成の鋼を用いる。そして、硬化層について前述の硬化層深さを得るためには、軟窒化処理を行う工程において、軟窒化温度を550～590℃として、軟窒化時間は10時間以上とする必要がある。一方、軟窒化時間がこれほど長時間となる場合には、化合物層及びポーラス層が過剰に成長し、疲労強度の低下を招いてしまうことを抑制する必要がある。軟窒化中の雰囲気の窒化ポテンシャルを低くすると、ポーラス層の厚さが小さくなる。したがって、窒化ポテンシャルとポーラス層厚さとの関係を素材となる鋼の規格あるいは成分ごとに予め求めておき、本発明で規定するポーラス層厚さを達成可能な窒化ポテンシャルを採用する必要がある。

なお、軟窒化処理では、ＮとＣとを同時に鋼中に浸入させて、Ｃが固溶した窒化化合物層を形成させ、さらにＮを地鉄中に拡散させるため、NH₃やＮ₂といった窒素性ガスと、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。
以上の製造工程により本発明の鋼あるいはこの鋼が素材となっている鋼部品が得られる。

以下、本発明の実施例について具体的に説明する。
表１に示す組成の鋼を連続鋳造機にて断面300mm×400mmの鋳片とした。この鋳片を1250℃で30分の均熱後に熱間圧延にて一辺が140mmの矩形断面の鋼片とした。さらに、この鋼片を熱間圧延し、80mmφの棒鋼（熱間圧延まま素材）とした。この棒鋼を1200℃で1時間保持したのちに熱間鍛造を行い，より小径の35mmφの棒鋼とした。

かくして得られた熱間鍛造材について、被削性（工具寿命）を外周旋削試験により評価した。試験材には、熱間圧延まま素材あるいは熱間鍛造材を200mm長さに切断したものを用いた。切削工具としては、フォルダーが三菱マテリアル社製CSBNR 2020、また、チップは三菱マテリアル社製SNGN 120408 UTi20高速度工具鋼を用いた。外周旋削試験の条件は、切り込み量1.0mm、送り速度0.25mm／rev、切削速度200ｍ／minで、潤滑剤はユシローケンを用いた。評価項目としては、工具摩耗量（逃げ面摩耗量）が0.2mmとなるまでの時間を工具寿命とした。

また、上記した熱間圧延まま素材または熱間鍛造材について、硬度測定を行った。評価用の試験片は、得られた、熱間圧延まま素材あるいは熱間鍛造材の中心部（芯部）から採取した。硬度測定では、ビッカース硬度計を用い、JIS Ｚ2244に準拠して径方向１／４位置の硬さを2.94Ｎ（300ｇｆ）の試験荷重で５点測定し、その平均値を硬さHVとした。
以上の測定結果を表２に示す。

さらに、上記した熱間鍛造材について、長手方向と平行に、図１に示すローラーピッチング試験片を採取し、この試験片に対して軟窒化処理を行った。所望の化合物層、硬度分布を得るため、軟窒化における温度、時間および窒化ポテンシャルは適宜調整した。ここで、鋼No.30の熱間鍛造材については、比較のため、930℃で３時間浸炭し、850℃に40分保持後、油冷し、さらに170℃で１時間焼戻す浸炭焼入れ・焼戻しを施した（No.47）。

かくして得られた軟窒化処理材および浸炭焼入れ・焼戻し材について、硬度測定、化合物層・ポーラス層厚さの測定および疲労特性評価を行った。これらの測定結果および評価結果を表３に示す。

なお、硬度測定は、上記の軟窒化処理材および浸炭焼入れ・焼戻し材の断面について、表面から50μm、400μm、1250μmの各位置でそれぞれ測定した。また、硬さの測定は、いずれもビッカース硬度計を用い、JIS Ｚ2244に準拠して、2.94Ｎ（300ｇｆ）の試験荷重で６点測定し、その平均値を求めた。

化合物層とポーラス層厚さの測定は、軟窒化処理材の断面について行った。３％ナイタール液で鋼を腐食させ、光学顕微鏡を用いて表層部分を1000倍で３視野の観察を行い、腐食されない化合物層を特定した。化合物層の厚さは、３視野における最大の化合物層厚の値を測定した。ポーラス層については、上記の３視野について、表面から深さ方向に連続して存在する微小な空孔の集合体のうち、最も厚さが厚い箇所の厚さをそれぞれ測定し、それらのうちの最大の値をポーラス層厚さとした。

疲労特性評価は、軟窒化処理あるいは浸炭焼入れ・焼き戻しを行った後のローラーピッチング試験片（図1参照）のうち、組織観察、硬度測定および析出物観察のいずれも行っていないものを用いて、ニッコークリエート製RPT-201にて、S-N線図を作成することで疲労限強度を求めた。疲労限強度はＮ＝２以上で10⁷回を超えて試験が継続した最大の応力とした。ローラーピッチング試験条件は、すべり率40％で、潤滑油としてオートマチックトランスミッションオイル（三菱ATF SP－III）を用い、油温80℃で行った。試験時の回転数は2000rpmである。転送面に接触させる大ローラーにはクラウニングＲ300mmのSCM420Hの浸炭焼入品を使用した。

Claims

表面から内側へ順に、厚さが5.0μｍ～30.0μｍである窒化化合物層および硬化層を有し、
前記窒化化合物層の最表層におけるポーラス層の厚さが、0.9μｍ以上3.0μｍ以下かつ前記窒化化合物層の厚さの40.0％以下であり、
前記硬化層は、前記表面から内側へ50μｍの位置での硬さがHV600以上、前記表面から内側へ400μmまでの硬さがHV400以上および、前記表面から内側へ600μmまでの硬さがHV250以上であり、
前記窒化化合物層および前記硬化層を除く非硬化部分は、質量％で、
Ｃ：0.010％以上0.200％以下、
Si：1.00％以下、
Mn：0.50％以上3.00％以下、
Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.020％以上 0.060％以下および
Cr：0.30％以上3.00％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
前記硬化層は、前記非硬化部分に対してＮの含有量が高い成分組成を有する鋼。
前記非硬化部分の成分組成は、更に、質量％で、
Mo：0.400％以下、
Ｖ：0.50％以下、
Nb：0.150％以下、
Al：0.200％以下、
Ｗ：0.3％以下、
Co：0.3％以下、
Hf：0.2％以下、
Zr：0.2％以下、
Ｂ：0.0100％以下、
Cu：0.3％以下、
Ni：0.3％以下、
Pb：0.2％以下、
Bi：0.2％以下、
Zn：0.2％以下、
Sn：0.2％以下、
Sb：0.0200％以下および
Ｎ：0.0200％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の鋼。
請求項１または２に記載の鋼が素材である鋼部品。
前記鋼部品は歯付き部品であって、前記化合物層を少なくとも前記歯部分の表層部に有している請求項３に記載の鋼部品。