JP7678317B2 - 非調質鋼および窒化部品 - Google Patents
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Description
本発明は、非調質鋼および窒化部品に関する。
自動車、船舶、産業機械等に用いられる機械構造部品（以下、単に部品とも称する。）には、硬さ、耐摩耗性、疲労強度などの機械特性を高めるため、０．３～０．６％程度の炭素を含んだ中炭素鋼が素材として用いられる場合がある。これらの部品や素材である鋼材には、量産性、経済性の観点から、最低限の疲労強度を有し、かつ、製造コストができるだけ低いことが望まれる。
部品の製造コストを低減するためには、素材として安価な鋼材を用いることに加え、棒鋼圧延、熱間鍛造、切削加工等の製造プロセスもできるだけ安価に実施する必要がある。多くの部品ではこれらの製造コストの内、切削加工に要するコストが大きい。そのため、製造コストを低減するためには、鋼材の被削性を高めることが有効である。
鋼材の被削性を高めるためには、鋼材に多量のＳを含有させ、鋼中のＭｎＳ量を増やして切りくず処理性を高めることが有効である。さらに、鋼材の被削性の向上には、焼入れ性を向上させる合金元素の含有量を抑えて硬さを低減させることも有効である。また、鋼材にＣａを含有させ、ＣａＯを生成させることで工具摩耗を抑制することも、鋼材の被削性の向上に有効に作用する。
そこで近年では、被削性を高めるために、熱間鍛造ままの硬さが高くなりすぎないよう合金成分を制御しつつ、多量のＳを含有させ、さらにＣａを含有させることで被削性を高めた種々の非調質鋼が開発されている。
特許文献１には、安価な炭素鋼をベースとして、ＳにＣａを複合的に含有させることでＭｎＳの形態を変化させ、被削性を向上させる技術が示されている。この技術により得られた鋼は硬さが低く、高い被削性を有している。
特許文献２には、Ｓの含有量と高めるとともに、鋼の組織をフェライト＋パーライトにし、かつ鋼材のＣ濃度と、炭素等量を適切に制御することで被削性を向上させる技術が開示されている。この鋼では疲労強度を高めるために、Ｃ量を０．３％以下に低減し、０．４％以上のＣｒと０．０３％以上のＶを含有させている。
特許文献１の鋼は、疲労強度を高めるための工夫が十分になされているとはいいがたい。さらに、鋼の硬さが低いため、部品のハンドリング時における衝撃や異物のかみこみ等により変形したり、へこみが生じたりしやすいという問題があった。
特許文献２では、ＣｒやＶを、ＪＩＳに規定された機械構造用炭素鋼以上に含有させている。そのため、鋼材コストの増大につながる問題があった。さらに、鋼の硬さのばらつきを抑制するための工夫が十分ではないため、加工条件によっては十分に高い被削性が得られない場合があるという問題があった。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、合金コストを抑制しつつ、優れた被削性、降伏強度および疲労強度を有する非調質鋼および窒化部品を提供することを課題とする。
本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る非調質鋼は、質量％で、
Ｃ：０．３０～０．５０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３５％、
Ｍｎ：０．４５～１．００％、
Ｐ：０．０８０％以下、
Ｓ：０．０３５～０．１００％、
Ｃｕ：０．２５％以下、
Ｎｉ：０．２５％以下、
Ｃｒ：０．０３～０．２５％、
Ａｌ：０．０２０％以下、
Ｎ：０．０１２５～０．０２５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、
Ｖ：０～０．０２％、及び
Ｍｏ：０～０．０３％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
下記式（１）であらわされる固溶Ｎ量Ｎｓｏｌが０．００８％以上であり、
金属組織において、初析フェライトの面積率が２０％以上、残部組織がパーライトであり、
酸化物系介在物のうち、ＡｌとＳｉの重量濃度の和が１０％以上の酸化物系介在物において、ＣａとＴｉの重量濃度の和であるＣＴの、ＡｌとＳｉの重量濃度の和であるＡＳに対する比率ＣＴ／ＡＳが０．５０以上である。
Ｎｓｏｌ＝Ｎ－Ｔｉ／３．４ ・・・ （１）
ただし、上記式（１）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量である。
（１）本発明の一態様に係る非調質鋼は、質量％で、
Ｃ：０．３０～０．５０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３５％、
Ｍｎ：０．４５～１．００％、
Ｐ：０．０８０％以下、
Ｓ：０．０３５～０．１００％、
Ｃｕ：０．２５％以下、
Ｎｉ：０．２５％以下、
Ｃｒ：０．０３～０．２５％、
Ａｌ：０．０２０％以下、
Ｎ：０．０１２５～０．０２５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、
Ｖ：０～０．０２％、及び
Ｍｏ：０～０．０３％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
下記式（１）であらわされる固溶Ｎ量Ｎｓｏｌが０．００８％以上であり、
金属組織において、初析フェライトの面積率が２０％以上、残部組織がパーライトであり、
酸化物系介在物のうち、ＡｌとＳｉの重量濃度の和が１０％以上の酸化物系介在物において、ＣａとＴｉの重量濃度の和であるＣＴの、ＡｌとＳｉの重量濃度の和であるＡＳに対する比率ＣＴ／ＡＳが０．５０以上である。
Ｎｓｏｌ＝Ｎ－Ｔｉ／３．４ ・・・ （１）
ただし、上記式（１）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量である。
（２）本発明の一態様に係る窒化部品は、上記（１）に記載の非調質鋼からなる母材と、前記母材の表層に形成されている、化合物層と拡散層からなる窒化層とを有する。
（３）上記（２）に記載の窒化部品は、機械構造用部品であってもよい。
（３）上記（２）に記載の窒化部品は、機械構造用部品であってもよい。
本発明によれば、合金コストを抑制しつつ、優れた被削性、降伏強度および疲労強度を有する非調質鋼および窒化部品を提供することができる。そのため、本発明の非調質鋼は、例えば、自動車や産業機械などの機械構造部品の素材として好適である。
以下、本発明の一実施形態に係る非調質鋼（以下、単に「鋼」もしくは「鋼材」とも称する。）および窒化部品について説明する。
本実施形態に係る非調質鋼は、本発明者らによって得られた下記の知見（ａ）～（ｉ）により見出された。具体的に、説明する。
まず、本発明者らは、熱間加工後の硬さを抑制でき、かつ、機械加工時の工具摩耗が抑制できる鋼、すなわち被削性に優れた鋼を得るための条件について検討した。切削加工時の工具摩耗を抑制するためには、単純に硬さを低減するだけでなく、鋼中の酸化物量を低減するとともに、酸化物の組成を制御する必要がある。
具体的に得られた知見（ａ）～（ｄ）は以下のとおりである。
具体的に得られた知見（ａ）～（ｄ）は以下のとおりである。
（ａ）溶鋼中にＣａを添加すると、不純物である酸化物系介在物（単に、介在物との称する。）は、硬質なＡｌ２Ｏ３やＳｉＯ２を主体とする形態から、それらにＣａＯが複合した複合酸化物に変化する。このような複合酸化物は軟質であるため、工具摩耗を抑制できる。
（ｂ）溶鋼中にＡｌとＣａを同時に添加したり、Ｃａを先に添加後にＡｌを添加したりすると、粗大なＣａＯが単独で生成するため、複合酸化物中のＣａＯの比率が高くならない。
（ｃ）溶鋼中のＳ濃度が高いと、ＣａはＣａＳを形成するために消費されるため、ＣａＯが形成されにくい。その場合は、Ｃａを添加した後の保持時間を長くすることで、複合酸化物中のＣａＯの割合を増加できる。ただし、保持時間が長すぎると、溶鋼中のＣａ濃度が低下し、目標とする鋼成分への調整が難しくなる。
（ｄ）溶鋼中にＴｉを添加すると、Ｔｉは単独で酸素や窒素と結びつき、Ｔｉ酸化物やＴｉ窒化物が形成される。このとき、Ｔｉの一部は、Ａｌ２Ｏ３やＳｉＯ２中に固溶し、Ｔｉを含む複合酸化物が形成される。このＴｉを含む複合酸化物は軟質であるため、工具摩耗を抑制できる。
（ｂ）溶鋼中にＡｌとＣａを同時に添加したり、Ｃａを先に添加後にＡｌを添加したりすると、粗大なＣａＯが単独で生成するため、複合酸化物中のＣａＯの比率が高くならない。
（ｃ）溶鋼中のＳ濃度が高いと、ＣａはＣａＳを形成するために消費されるため、ＣａＯが形成されにくい。その場合は、Ｃａを添加した後の保持時間を長くすることで、複合酸化物中のＣａＯの割合を増加できる。ただし、保持時間が長すぎると、溶鋼中のＣａ濃度が低下し、目標とする鋼成分への調整が難しくなる。
（ｄ）溶鋼中にＴｉを添加すると、Ｔｉは単独で酸素や窒素と結びつき、Ｔｉ酸化物やＴｉ窒化物が形成される。このとき、Ｔｉの一部は、Ａｌ２Ｏ３やＳｉＯ２中に固溶し、Ｔｉを含む複合酸化物が形成される。このＴｉを含む複合酸化物は軟質であるため、工具摩耗を抑制できる。
このように、Ｓ量が高い成分系であっても、溶鋼中にＴｉとＣａを含有させ、さらに溶鋼へのＣａの添加のタイミングと、添加後の保持時間を制御することで、工具摩耗に対して有利な介在物とすることができる。ただし、工具摩耗を十分に抑制するためには、上記（ａ）～（ｄ）に記載のような介在物の制御だけでなく、鋼組織に占める初析フェライトの分率を高め、硬さを抑制する必要がある。そこで、本発明者らは、多量のＳとＣａを含み、介在物を制御した鋼の成分を調整し、鋼組織にしめる初析フェライト率を高めることで、硬さを抑制する手法について検討した。その結果、以下の知見（ｅ）～（ｇ）を得た。
（ｅ）鋼の硬さの増大を抑制するためには、焼入れ性を高める作用及びフェライトを固溶強化させる作用を有するＣｒ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量を低減すればよい。これにより、初析フェライトの分率を高めるとともに、フェライトの強化が抑制され、鋼の硬さを抑制できる。
（ｆ）一方、ソリュートドラッグ効果を有するＣｒやＭｎ等の合金元素を低減すると、熱間加工条件によっては、オーステナイト粒径が容易に粗大化しやすくなる。このような粗大なオーステナイト粒は、焼入れ性を上昇させるため、ベイナイトの生成を招く。
（ｇ）そこで、合金元素の含有量が比較的小さい安価な鋼に対して種々の条件で熱間加工を施してもベイナイトが生成しないようにするためには、鋼の焼入れ性が十分に低くなるよう制御することに加え、第二相によるピン止めを活用すればよい。１１００℃を超える温度での熱間加工中に安定的にピン止め効果を得るためにはＴｉＮを活用するのが良い。すなわち、ＴｉＮによるピン止め効果によって、オーステナイト粒の粗大化を抑制できるため、その結果、焼入れ性の上昇を回避でき、初析フェライトの分率を高めることが可能となる。
（ｆ）一方、ソリュートドラッグ効果を有するＣｒやＭｎ等の合金元素を低減すると、熱間加工条件によっては、オーステナイト粒径が容易に粗大化しやすくなる。このような粗大なオーステナイト粒は、焼入れ性を上昇させるため、ベイナイトの生成を招く。
（ｇ）そこで、合金元素の含有量が比較的小さい安価な鋼に対して種々の条件で熱間加工を施してもベイナイトが生成しないようにするためには、鋼の焼入れ性が十分に低くなるよう制御することに加え、第二相によるピン止めを活用すればよい。１１００℃を超える温度での熱間加工中に安定的にピン止め効果を得るためにはＴｉＮを活用するのが良い。すなわち、ＴｉＮによるピン止め効果によって、オーステナイト粒の粗大化を抑制できるため、その結果、焼入れ性の上昇を回避でき、初析フェライトの分率を高めることが可能となる。
以上説明したように、鋼の被削性を高めるためには、多量のＳを含有させ、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒの含有量を低くすることが有効であるが、一方で、これら合金元素を低減させると、部品としての、降伏強度と疲労強度が低くなってしまう。そこで、部品として必要な降伏強度と疲労強度を得るための条件に付いて検討した。その結果、下記の知見（ｈ）、（ｉ）を得た。
（ｈ）被削性をそこなわずに降伏強度と疲労強度を高めるためには、鋼材に含有させるＮ量を高めればよい。Ｎ量を多くすれば、硬さが過度に増加することなく、降伏強度と疲労強度を上昇させることができる。さらにＮは、非常に安価な合金元素であるため、Ｎ量を増やしても合金コストはほとんど上昇しない。
（ｉ）ただし、単に鋼材に含有されるＮ量を高めるだけでは、降伏強度は上昇しない。降伏強度を上昇させるためには、Ｎは固溶状態である必要がある。Ｔｉは、ＮをＴｉＮとして固定するため、Ｔｉを含む鋼中の固溶Ｎ量を高めるためには、含有させるＴｉ量に応じて適切なＮ含有量に調整する必要がある。
（ｉ）ただし、単に鋼材に含有されるＮ量を高めるだけでは、降伏強度は上昇しない。降伏強度を上昇させるためには、Ｎは固溶状態である必要がある。Ｔｉは、ＮをＴｉＮとして固定するため、Ｔｉを含む鋼中の固溶Ｎ量を高めるためには、含有させるＴｉ量に応じて適切なＮ含有量に調整する必要がある。
以上の知見に基づいて完成した本発明の一実施形態である非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．３０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．３５％、Ｍｎ：０．４５～１．００％、Ｐ：０．０８０％以下、Ｓ：０．０３５～０．１００％、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｃｒ：０．０３～０．２５％、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１２５～０．０２５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、Ｖ：０～０．０２％、及びＭｏ：０～０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記式（１）であらわされる固溶Ｎ量Ｎｓｏｌが０．００８以上であり、金属組織において、初析フェライトの面積率が２０％以上、残部組織がパーライトであり、酸化物系介在物のうち、ＡｌとＳｉの重量濃度の和が１０％以上の酸化物系介在物において、ＣａとＴｉの重量濃度の和（ＣＴ）の、ＡｌとＳｉの重量濃度の和（ＡＳ）に対する比率ＣＴ／ＡＳが０．５０以上である。
Ｎｓｏｌ＝Ｎ－Ｔｉ／３．４ ・・・ （１）
ただし、上記式（１）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量である。
Ｎｓｏｌ＝Ｎ－Ｔｉ／３．４ ・・・ （１）
ただし、上記式（１）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量である。
以下、本発明の一実施形態である非調質鋼および、窒化部品について詳しく説明する。なお、本実施形態における「非調質鋼」とは、窒化部品の素材となる鋼であり、例えば、熱間鍛造に供される鋼（例えば、棒鋼）や、熱間鍛造によって粗成型された粗形材を含む。すなわち、本実施形態の「非調質鋼」は、部品加工（機械加工）前の素材（鋼材）である。また本実施形態における「窒化部品」とは、例えば、機械構造用部品である。
以下の説明において、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。また、化学組成の各元素の含有量を「元素量」と表記することがある。例えば、Ｃの含有量は、Ｃ量と表記することがある。更に、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。更にまた、「～」の前後に記載される数値に「超え」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これらの数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
［化学組成］
本実施形態による非調質鋼の化学組成は、次の元素を含有する。なお、通常、窒化部品の母材部も素材である非調質鋼と同じ成分になるので、特に断りのない限り、鋼材の成分と部品の母材部における成分は同等である。
本実施形態による非調質鋼の化学組成は、次の元素を含有する。なお、通常、窒化部品の母材部も素材である非調質鋼と同じ成分になるので、特に断りのない限り、鋼材の成分と部品の母材部における成分は同等である。
Ｃ：０．３０～０．５０％
Ｃは、鋼材の硬さ、および疲労強度を高める効果を有する。Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、初析フェライト量が不足して過度に硬さが上昇してしまい、結果、切削抵抗が上昇し、被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３０～０．５０％である。Ｃ含有量は好ましくは０．３３％以上であり、さらに好ましくは０．３５％以上である。また、Ｃ含有量は好ましくは０．４８％以下であり、さらに好ましくは０．４５％以下である。
Ｃは、鋼材の硬さ、および疲労強度を高める効果を有する。Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、初析フェライト量が不足して過度に硬さが上昇してしまい、結果、切削抵抗が上昇し、被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３０～０．５０％である。Ｃ含有量は好ましくは０．３３％以上であり、さらに好ましくは０．３５％以上である。また、Ｃ含有量は好ましくは０．４８％以下であり、さらに好ましくは０．４５％以下である。
Ｓｉ：０．０５～０．３５％
Ｓｉは、フェライトに固溶して鋼材を強化する効果を有する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、酸化物系介在物が硬質化し、工具摩耗を劣化させる。また、Ｓｉを過度に多く含有させると、フェライトが過度に硬くなり、被削性が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．３５％である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは０．１５％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２６％以下であり、さらに好ましくは０．２４％以下である。
Ｓｉは、フェライトに固溶して鋼材を強化する効果を有する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、酸化物系介在物が硬質化し、工具摩耗を劣化させる。また、Ｓｉを過度に多く含有させると、フェライトが過度に硬くなり、被削性が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．３５％である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは０．１５％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２６％以下であり、さらに好ましくは０．２４％以下である。
Ｍｎ：０．４５～１．００％
Ｍｎは、窒化物を形成し、窒化層の硬化に寄与する。Ｍｎはさらに、鋼材中でＭｎＳを形成して鋼材の被削性を高める効果も有する。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、窒化層が過度に硬化し、曲げ矯正性が劣化する。また、Ｍｎを過度に多く含有させると、焼入れ性が高まり、ベイナイトの生成が促進され、十分な初析フェライトを確保できない場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．４５～１．００％である。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５０％以上であり、さらに好ましくは０．５５％以上である。Ｍｎ含有量は好ましくは０．９０％以下であり、さらに好ましくは０．８０％以下であり、さらに好ましくは０．７５％である。
Ｍｎは、窒化物を形成し、窒化層の硬化に寄与する。Ｍｎはさらに、鋼材中でＭｎＳを形成して鋼材の被削性を高める効果も有する。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、窒化層が過度に硬化し、曲げ矯正性が劣化する。また、Ｍｎを過度に多く含有させると、焼入れ性が高まり、ベイナイトの生成が促進され、十分な初析フェライトを確保できない場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．４５～１．００％である。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５０％以上であり、さらに好ましくは０．５５％以上である。Ｍｎ含有量は好ましくは０．９０％以下であり、さらに好ましくは０．８０％以下であり、さらに好ましくは０．７５％である。
Ｐ：０．０８０％以下
Ｐは不純物として鋼材に含まれる元素である。Ｐ含有量が高すぎれば結晶粒界に偏析し、熱間延性やじん性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．０８０％以下である。Ｐ含有量は好ましくは０．０６０％以下であり、さらに好ましくは０．０４０％以下である。ただし、Ｐはフェライトを僅かに強化し、疲労強度の増大に寄与する。また、Ｐを過度に低減することは脱Ｐのための費用の増大につながる。これらのことから、Ｐ含有量を０．００２％以上としてもよい。Ｐ含有量は好ましくは０．００５％以上、もしくは０．００８％以上としてもよい。
Ｐは不純物として鋼材に含まれる元素である。Ｐ含有量が高すぎれば結晶粒界に偏析し、熱間延性やじん性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．０８０％以下である。Ｐ含有量は好ましくは０．０６０％以下であり、さらに好ましくは０．０４０％以下である。ただし、Ｐはフェライトを僅かに強化し、疲労強度の増大に寄与する。また、Ｐを過度に低減することは脱Ｐのための費用の増大につながる。これらのことから、Ｐ含有量を０．００２％以上としてもよい。Ｐ含有量は好ましくは０．００５％以上、もしくは０．００８％以上としてもよい。
Ｓ：０．０３５～０．１００％
Ｓは、鋼材中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の被削性を高める効果を有する。中炭素鋼水準のＣ量を含む鋼を安価に製造するため、また、望ましい被削性を確保するためには、Ｓ量を十分に高める必要がある。一方、Ｓ含有量が高すぎれば、粗大なＭｎＳが形成され、疲労特性が劣化する。したがって、Ｓ含有量は０．０３５～０．１００％である。Ｓ含有量は、好ましくは０．０４０％以上であり、さらに好ましくは０．０４５％以上である。Ｓ含有量は、好ましい上限は０．０９０％以下であり、さらに好ましくは０．０８０％以下である。
Ｓは、鋼材中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の被削性を高める効果を有する。中炭素鋼水準のＣ量を含む鋼を安価に製造するため、また、望ましい被削性を確保するためには、Ｓ量を十分に高める必要がある。一方、Ｓ含有量が高すぎれば、粗大なＭｎＳが形成され、疲労特性が劣化する。したがって、Ｓ含有量は０．０３５～０．１００％である。Ｓ含有量は、好ましくは０．０４０％以上であり、さらに好ましくは０．０４５％以上である。Ｓ含有量は、好ましい上限は０．０９０％以下であり、さらに好ましくは０．０８０％以下である。
Ｃｒ：０．０３～０．２５％
Ｃｒはパーライトのラメラ間隔を微細化し、強化することで疲労強度を向上させる効果を有する。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が向上し、熱間鍛造条件によっては初析フェライトが十分に生成せず、パーライトが増えることで被削性が劣化するおそれがある。したがって、Ｃｒ含有量は０．０３～０．２５％である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下であり、さらに好ましくは０．１０％以下である。
Ｃｒはパーライトのラメラ間隔を微細化し、強化することで疲労強度を向上させる効果を有する。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が向上し、熱間鍛造条件によっては初析フェライトが十分に生成せず、パーライトが増えることで被削性が劣化するおそれがある。したがって、Ｃｒ含有量は０．０３～０．２５％である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下であり、さらに好ましくは０．１０％以下である。
Ｃｕ：０．２５％以下
Ｃｕは鉄鉱石や、スクラップに含まれ、鋼を高炉、電炉で製造した場合は、鋼に不可避的に不純物として含有される。またＣｕは、フェライトに固溶して鋼材の強度と疲労強度を高めるために意図的に含有させる場合もある。しかしながら、Ｃｕ含有量が過度に多くなると、熱間鍛造時に鋼の粒界に偏析して熱間割れを誘起する。したがって、Ｃｕ含有量は０．２５％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。Ｃｕを含有させて効果を得る場合は、Ｃｕ含有量は０．００１％以上、または０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｕは鉄鉱石や、スクラップに含まれ、鋼を高炉、電炉で製造した場合は、鋼に不可避的に不純物として含有される。またＣｕは、フェライトに固溶して鋼材の強度と疲労強度を高めるために意図的に含有させる場合もある。しかしながら、Ｃｕ含有量が過度に多くなると、熱間鍛造時に鋼の粒界に偏析して熱間割れを誘起する。したがって、Ｃｕ含有量は０．２５％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。Ｃｕを含有させて効果を得る場合は、Ｃｕ含有量は０．００１％以上、または０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．２５％以下
Ｎｉは鉄鉱石や、スクラップに含まれ、鋼を高炉、電炉で製造した場合は、鋼に不可避的に不純物として含有される。またＮｉは、フェライトに固溶して鋼材の強度と疲労強度を高めるために意図的に含有させる場合もある。Ｎｉはさらに、鋼材がＣｕを含有する場合に、Ｃｕに起因する熱間割れを抑制する。しかしながら、Ｎｉ含有量が多すぎれば、その効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０．２５％以下である。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。Ｎｉを含有させて効果を得る場合、Ｎｉ含有量は０．００１％以上、または０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉは鉄鉱石や、スクラップに含まれ、鋼を高炉、電炉で製造した場合は、鋼に不可避的に不純物として含有される。またＮｉは、フェライトに固溶して鋼材の強度と疲労強度を高めるために意図的に含有させる場合もある。Ｎｉはさらに、鋼材がＣｕを含有する場合に、Ｃｕに起因する熱間割れを抑制する。しかしながら、Ｎｉ含有量が多すぎれば、その効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０．２５％以下である。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。Ｎｉを含有させて効果を得る場合、Ｎｉ含有量は０．００１％以上、または０．０１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０２０％以下
Ａｌは鋼に不純物として混入する元素であるが、脱酸のために含有させてもよい。Ａｌ含有量が高すぎれば、工具摩耗を促進する硬質なＡｌ酸化物が形成される。Ａｌ以外の元素で十分に脱酸できる場合は、Ａｌ含有量は低い方がよい。したがって、Ａｌ含有量は０．０２０％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、さらに好ましくは０．００６％以下である。Ａｌ含有量は、０％であってもよい。なお、Ａｌ含有量の下限値は特に限定しないが、脱酸のために含有させる場合、０．００１％以上としてもよい。
Ａｌは鋼に不純物として混入する元素であるが、脱酸のために含有させてもよい。Ａｌ含有量が高すぎれば、工具摩耗を促進する硬質なＡｌ酸化物が形成される。Ａｌ以外の元素で十分に脱酸できる場合は、Ａｌ含有量は低い方がよい。したがって、Ａｌ含有量は０．０２０％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、さらに好ましくは０．００６％以下である。Ａｌ含有量は、０％であってもよい。なお、Ａｌ含有量の下限値は特に限定しないが、脱酸のために含有させる場合、０．００１％以上としてもよい。
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
Ｔｉは、酸化物系介在物を軟質化させる効果を有する。さらにＴｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、ピン止め効果により熱間鍛造時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。粗大なオーステナイト粒の生成が抑制されると、焼入れ性が低減されるため、初析フェライトを十分に確保でき、その結果、被削性を向上させることができる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が多くなりすぎると、ＴｉＮ生成のために多量のＮが消費され、固溶Ｎが減少するため、降伏強度や疲労特性が劣化する場合がある。また、Ｔｉを過度に多く含有させると、粗大なＴｉＯ２やＴｉＮが生成し、疲労特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５～０．０３０％である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００７％以上である。
Ｔｉは、酸化物系介在物を軟質化させる効果を有する。さらにＴｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、ピン止め効果により熱間鍛造時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。粗大なオーステナイト粒の生成が抑制されると、焼入れ性が低減されるため、初析フェライトを十分に確保でき、その結果、被削性を向上させることができる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が多くなりすぎると、ＴｉＮ生成のために多量のＮが消費され、固溶Ｎが減少するため、降伏強度や疲労特性が劣化する場合がある。また、Ｔｉを過度に多く含有させると、粗大なＴｉＯ２やＴｉＮが生成し、疲労特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５～０．０３０％である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００７％以上である。
Ｎ：０．０１２５～０．０２５０％
ＮはＣと同じく非常に安価な元素であるため、安価に鋼材の強度を上昇させるために重要な元素である。Ｎは、鋼に固溶した状態の場合、転位上でコットレル雰囲気を作るため、降伏強度の上昇に寄与する。また、ＴｉＮとして析出した場合は、ピン止め効果によりオーステナイトの粗大化を抑制できるため、硬さのばらつきを低減できる。Ｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎ量が過剰になると、鋼中に窒素ガスによる気泡が生じることがあり、疲労強度が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．０１２５～０．０２５０％である。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１４０％以上であり、さらに好ましくは０．０１６０％である。Ｎ含有量は、好ましくは０．０２３０％以下であり、さらに好ましくは０．０２００％以下である。
ＮはＣと同じく非常に安価な元素であるため、安価に鋼材の強度を上昇させるために重要な元素である。Ｎは、鋼に固溶した状態の場合、転位上でコットレル雰囲気を作るため、降伏強度の上昇に寄与する。また、ＴｉＮとして析出した場合は、ピン止め効果によりオーステナイトの粗大化を抑制できるため、硬さのばらつきを低減できる。Ｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎ量が過剰になると、鋼中に窒素ガスによる気泡が生じることがあり、疲労強度が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．０１２５～０．０２５０％である。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１４０％以上であり、さらに好ましくは０．０１６０％である。Ｎ含有量は、好ましくは０．０２３０％以下であり、さらに好ましくは０．０２００％以下である。
Ｃａ：０．０００３～０．０１００％以下
Ｃａは、酸化物系介在物を、ＣａＯが複合した軟質な複合酸化物に変化させることで、工具摩耗を抑制し、工具寿命を長寿命化させる作用を有する。この効果を安定して得るためには、Ｃａの含有量は、０．０００３％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃａの含有量が多過ぎると、粗大なＣａＯが単体で生成し、工具摩耗を悪化させる。従って、Ｃａ含有量は０．０００３～０．０１００％である。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００５０％以下であり、さらに好ましくは０．００３５％以下である。
Ｃａは、酸化物系介在物を、ＣａＯが複合した軟質な複合酸化物に変化させることで、工具摩耗を抑制し、工具寿命を長寿命化させる作用を有する。この効果を安定して得るためには、Ｃａの含有量は、０．０００３％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃａの含有量が多過ぎると、粗大なＣａＯが単体で生成し、工具摩耗を悪化させる。従って、Ｃａ含有量は０．０００３～０．０１００％である。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００５０％以下であり、さらに好ましくは０．００３５％以下である。
Ｖ：０．０２％以下
Ｍｏ：０．０３％以下
本実施形態の非調質鋼は、製造コストを低減するために、疲労強度や降伏強度の向上に有効なＶ、Ｍｏの含有量は可能な限り低減する。ただし、Ｍｏ、Ｖは不純物として鋼材に含有される場合があり、その場合は製造コストに悪影響を及ぼさないため、含まれていてもよい。製造コストの観点から、Ｖ含有量は０．０２％以下とし、Ｍｏ含有量は０．０３％以下とする。Ｖ含有量は好ましくは０．０１％以下であり、Ｍｏ含有量は好ましくは０．０２％以下である。Ｖ含有量、Ｍｏ含有量ともに、０％であってもよい。
Ｍｏ：０．０３％以下
本実施形態の非調質鋼は、製造コストを低減するために、疲労強度や降伏強度の向上に有効なＶ、Ｍｏの含有量は可能な限り低減する。ただし、Ｍｏ、Ｖは不純物として鋼材に含有される場合があり、その場合は製造コストに悪影響を及ぼさないため、含まれていてもよい。製造コストの観点から、Ｖ含有量は０．０２％以下とし、Ｍｏ含有量は０．０３％以下とする。Ｖ含有量は好ましくは０．０１％以下であり、Ｍｏ含有量は好ましくは０．０２％以下である。Ｖ含有量、Ｍｏ含有量ともに、０％であってもよい。
本実施形態の非調質鋼の成分組成において、残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本発明の窒化用鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
上述した鋼及び非調質鋼部品の化学成分は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。
［金属組織（ミクロ組織）］
本実施形態の非調質鋼の金属組織（ミクロ組織）において、初析フェライトの面積率は２０％以上、残部組織はパーライトである。すなわち、本実施形態のミクロ組織は、初析フェライトおよびパーライトを主体とする組織である。
切削時の鋼の組織にベイナイトやマルテンサイトが混入していると、硬さが増大し、被削性が劣化する。また、熱間鍛造条件の変化による硬さの変化量も大きくなる。熱間鍛造時の硬さの変化量を低減するためには、金属組織はフェライトおよびパーライト組織とする必要がある。また、金属組織に占める初析フェライトの分率が高い場合、鋼材の硬さが抑制され、被削性を向上させることができる。このように高い被削性を得るためには、金属組織に占める初析フェライトの面積率が２０％以上である必要がある。初析フェライトの面積率は好ましくは３０％以上であり、さらに好ましくは４０％以上である。
本実施形態の非調質鋼の金属組織（ミクロ組織）において、初析フェライトの面積率は２０％以上、残部組織はパーライトである。すなわち、本実施形態のミクロ組織は、初析フェライトおよびパーライトを主体とする組織である。
切削時の鋼の組織にベイナイトやマルテンサイトが混入していると、硬さが増大し、被削性が劣化する。また、熱間鍛造条件の変化による硬さの変化量も大きくなる。熱間鍛造時の硬さの変化量を低減するためには、金属組織はフェライトおよびパーライト組織とする必要がある。また、金属組織に占める初析フェライトの分率が高い場合、鋼材の硬さが抑制され、被削性を向上させることができる。このように高い被削性を得るためには、金属組織に占める初析フェライトの面積率が２０％以上である必要がある。初析フェライトの面積率は好ましくは３０％以上であり、さらに好ましくは４０％以上である。
本実施形態のミクロ組織は、初析フェライトおよびパーライトを主体とする組織であり、初析フェライトおよびパーライト以外の組織は含まれないことが好ましい。すなわち、初析フェライトおよびパーライトの合計面積率は１００％であることが好ましい。ただし、製造条件によっては、残部組織として、ベイナイト組織が含まれ得るが、ベイナイト組織が生成すると被削性が低下する。そのため、残部組織は極力少ないことが好ましく、１０％以下、または５％以下が好ましい。より好ましくは、残部組織は０％である。
金属組織の面積分率は、以下の方法により測定する。
金属組織を測定するサンプルを鏡面研磨したのちにナイタールでエッチングして組織を現出させる。光学顕微鏡を用いて、倍率２００倍で組織を撮影する。撮影した像にメッシュ間隔５０μｍの正方形格子パターンを重ね、格子点が重なった部位の組織の数を数える。各組織上の格子点の数を全測定格子点の数で割った値を該当組織の面積分率とする。ただし、組織の面積分率の測定に用いる全格子点は５００点以上とする。像のサイズは、上記条件を満たしていれば制限はないが、例えば、０．６ｍｍ×０．４８ｍｍの像を５枚撮影したものを使用してもよい。
金属組織を測定するサンプルを鏡面研磨したのちにナイタールでエッチングして組織を現出させる。光学顕微鏡を用いて、倍率２００倍で組織を撮影する。撮影した像にメッシュ間隔５０μｍの正方形格子パターンを重ね、格子点が重なった部位の組織の数を数える。各組織上の格子点の数を全測定格子点の数で割った値を該当組織の面積分率とする。ただし、組織の面積分率の測定に用いる全格子点は５００点以上とする。像のサイズは、上記条件を満たしていれば制限はないが、例えば、０．６ｍｍ×０．４８ｍｍの像を５枚撮影したものを使用してもよい。
［Ｎｓｏｌ］
鋼材中のＮ含有量を増やすだけでは、疲労強度や降伏強度が向上しない場合がある。Ｎによって疲労強度や降伏強度を向上させるためには、固溶状態のＮを増やす必要がある。熱間加工後に放冷した鋼中における固溶Ｎ量は、Ｎ含有量から、ＴｉＮとして析出するＮ量を引いた量となる。具体的には、固溶Ｎ量Ｎｓｏｌは式（１）であらわされる。
鋼材中のＮ含有量を増やすだけでは、疲労強度や降伏強度が向上しない場合がある。Ｎによって疲労強度や降伏強度を向上させるためには、固溶状態のＮを増やす必要がある。熱間加工後に放冷した鋼中における固溶Ｎ量は、Ｎ含有量から、ＴｉＮとして析出するＮ量を引いた量となる。具体的には、固溶Ｎ量Ｎｓｏｌは式（１）であらわされる。
Ｎｓｏｌ＝Ｎ－Ｔｉ／３．４ ・・・（１）
ただし、上記式（１）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量である。
ただし、上記式（１）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量である。
固溶Ｎによる上記効果を得るためには、Ｎｓｏｌは０．００８％以上にする必要がある。ＮｓｏｌはＮの含有量が上記範囲内であれば、どれだけ大きくてもよい。すなわち、上述した本実施形態のＮ含有量、Ｔ含有量の範囲から、実質的なＮｓｏｌの上限値は、０．０２３５％以下である。高い疲労強度・降伏強度が必要な場合、Ｎｓｏｌは、好ましくは０．００９％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
［酸化物系複合介在物の平均組成（ＣＴ／ＡＳ：０．５０以上）］
ＡｌとＳｉの重量濃度の和が１０％以上の酸化物系の介在物は硬質なため、工具摩耗を劣化させる。酸化物を軟化させ工具摩耗を抑制するためには、酸化物系介在物にＴｉとＣａを複合させて酸化物系複合介在物を確保する必要がある。この効果を得るためには、酸化物系複合介在物中のＣａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｓｉの重量濃度をそれぞれ、ＸＣａ、ＸＴｉ、ＸＡｌ、ＸＳｉとした場合に、下記式（２）であらわされるＣａとＴｉの重量濃度の和（ＸＣａ＋ＸＴｉ）の、ＡｌとＳｉの重量濃度の和（ＸＡｌ＋ＸＳｉ）に対する比率であるＣＴ／ＡＳを０．５０以上にする必要がある。好ましくは、０．７０以上である。一方、ＣＴ／ＡＳが高すぎると、酸化物系介在物と複合しない単独のＴｉＯやＣａＯが粗大化し、工具摩耗に悪影響を及ぼす可能性があるため、ＣＴ／ＡＳは３．０以下とすることが好ましい。
ＡｌとＳｉの重量濃度の和が１０％以上の酸化物系の介在物は硬質なため、工具摩耗を劣化させる。酸化物を軟化させ工具摩耗を抑制するためには、酸化物系介在物にＴｉとＣａを複合させて酸化物系複合介在物を確保する必要がある。この効果を得るためには、酸化物系複合介在物中のＣａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｓｉの重量濃度をそれぞれ、ＸＣａ、ＸＴｉ、ＸＡｌ、ＸＳｉとした場合に、下記式（２）であらわされるＣａとＴｉの重量濃度の和（ＸＣａ＋ＸＴｉ）の、ＡｌとＳｉの重量濃度の和（ＸＡｌ＋ＸＳｉ）に対する比率であるＣＴ／ＡＳを０．５０以上にする必要がある。好ましくは、０．７０以上である。一方、ＣＴ／ＡＳが高すぎると、酸化物系介在物と複合しない単独のＴｉＯやＣａＯが粗大化し、工具摩耗に悪影響を及ぼす可能性があるため、ＣＴ／ＡＳは３．０以下とすることが好ましい。
ＣＴ／ＡＳ＝（ＸＣａ＋ＸＴｉ）／（ＸＡｌ＋ＸＳｉ）・・・（２）
酸化物系複合介在物中のＣａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｓｉの重量濃度ＸＣａ、ＸＴｉ、ＸＡｌ、ＸＳｉは、以下の方法により測定する。
介在物組成を測定するサンプルを鏡面研磨し、被検面を得る。エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）が付属した走査型電子顕微鏡内で、サンプルの被検面における介在物を観察し、介在物中のＣａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｏ、Ｆｅの重量分率をＥＤＳで分析する。このとき得られるＥＤＳスペクトルには、Ｃａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｏ、Ｆｅ以外の元素も検出されるが、介在物がこれらの６元素のみで構成されていると仮定して、重量分率を分析する。ＥＤＳで分析した重量分率から、バックグラウンドのＦｅの影響をのぞくため、Ｃａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｏの５元素の重量の和が１００％になるように、各元素の重量分率を規格化する。このとき、Ｏの重量分率が１０％未満の介在物は酸化物系の介在物ではないとみなし、今回の測定から除外することとする。
次に、Ｏの重量分率が１０％以上の介在物において、Ｃａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｓｉの４元素の重量の和が１００％になるように、各元素の重量分率を再度、規格化し、その値をその介在物のＣａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｓｉの重量分率とする。同様の解析を、観察視野（２ｍｍ×２ｍｍ）のすべての酸化物系の介在物の内、観察面上の面積を円に換算した場合の直径が１．０μｍ以上の介在物に対して行う。
そして、測定したすべての酸化物系介在物のＣａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｓｉの重量分率について、元素ごとに算術平均値を算出したものを、そのサンプルのＸＣａ、ＸＴｉ、ＸＡｌ、ＸＳｉとする。これらの値を式（２）に代入して計算することで、そのサンプルのＣＴ／ＡＳを求める。
なお、本実施形態では観察視野を２ｍｍ×２ｍｍとしているが、これは測定する介在物の個数を十分に確保し、測定結果のばらつきを抑えるためである。換言すれば、測定結果のばらつきを抑えることができるのであれば、視野サイズは上記範囲に限定されない。ただし、視野サイズを変更する場合は、測定結果のばらつきを抑え、安定した測定データを得る観点から、介在物が１００個以上存在するような視野サイズに設定することが望ましい。
そして、測定したすべての酸化物系介在物のＣａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｓｉの重量分率について、元素ごとに算術平均値を算出したものを、そのサンプルのＸＣａ、ＸＴｉ、ＸＡｌ、ＸＳｉとする。これらの値を式（２）に代入して計算することで、そのサンプルのＣＴ／ＡＳを求める。
なお、本実施形態では観察視野を２ｍｍ×２ｍｍとしているが、これは測定する介在物の個数を十分に確保し、測定結果のばらつきを抑えるためである。換言すれば、測定結果のばらつきを抑えることができるのであれば、視野サイズは上記範囲に限定されない。ただし、視野サイズを変更する場合は、測定結果のばらつきを抑え、安定した測定データを得る観点から、介在物が１００個以上存在するような視野サイズに設定することが望ましい。
以上、本実施形態の非調質鋼について説明したが、上記のとおり、本実施形態の非調質鋼は、部品加工（機械加工）前の素材（鋼材）であり、例えば、熱間加工に供される鋼（例えば、棒鋼）や、棒鋼を熱間鍛造することで得られる粗形材である。つまり、棒鋼や粗形材などの本実施形態の非調質鋼は、上述してきた化学組成、金属組織および介在物に関する規定をすべて満足するものである。
［窒化部品］
次に、本実施形態の窒化部品について説明する。
本実施形態の窒化部品は、本実施形態の非調質鋼に対して、機械加工および窒化処理した部品であって、母材と窒化層とを備える。母材は、上述の非調質鋼と同一の化学組成を有する。窒化層は、母材の表層に形成されている。窒化層は化合物層と、拡散層とを含む。化合物層は、窒化層の最表層に形成されている。拡散層は、化合物層下に形成されている。
次に、本実施形態の窒化部品について説明する。
本実施形態の窒化部品は、本実施形態の非調質鋼に対して、機械加工および窒化処理した部品であって、母材と窒化層とを備える。母材は、上述の非調質鋼と同一の化学組成を有する。窒化層は、母材の表層に形成されている。窒化層は化合物層と、拡散層とを含む。化合物層は、窒化層の最表層に形成されている。拡散層は、化合物層下に形成されている。
ここで母材とは、窒化処理により窒素の侵入が及ばなかった部分、すなわち、窒化処理を経たにも関わらず、化学組成および金属組織の変動がなく、もしくは変動が無視できる程度に小さい領域であって、部品の母材となる非調質鋼と同等の成分組成を有する部位である。なお、母材の組成とは、例えば、部品表面から深さ２．０ｍｍにおける組成であるとも言える。
窒化層とは、窒化処理により窒素が侵入した部分を指す。すなわち、窒化層とは、窒化処理の影響によって、化学組成または金属組織が変化した領域である。例えば、部品表面から深さ約１．０ｍｍまでの領域を指す。
窒化層とは、窒化処理により窒素が侵入した部分を指す。すなわち、窒化層とは、窒化処理の影響によって、化学組成または金属組織が変化した領域である。例えば、部品表面から深さ約１．０ｍｍまでの領域を指す。
本実施形態の非調質鋼を用いて周知の窒化処理により製造された窒化部品は、十分な疲労強度と高い降伏強度を有する。
［製造方法］
本実施形態の非調質鋼および窒化部品の製造方法の一例を説明する。
本実施形態の窒化部品の製造方法は、非調質鋼を製造する鋼素材準備工程と、成型工程と、機械加工工程とを含む。以下、それぞれの工程を説明する。ただし、本実施形態に係る非調質鋼および窒化部品の製造方法は、以下の態様に限定されることはない。
本実施形態の非調質鋼および窒化部品の製造方法の一例を説明する。
本実施形態の窒化部品の製造方法は、非調質鋼を製造する鋼素材準備工程と、成型工程と、機械加工工程とを含む。以下、それぞれの工程を説明する。ただし、本実施形態に係る非調質鋼および窒化部品の製造方法は、以下の態様に限定されることはない。
［鋼素材準備工程］
鋼素材準備工程では、窒化部品の素材となる非調質鋼を製造する。
まず、本実施形態の鋼の化学組成と介在物の組成を満たす溶鋼を製造する。鋼の化学成分と酸化物系複合介在物の平均組成が、上記範囲に入れば、鋼材の製造方法はどのような方法によってもよい。ここでは、その一例として真空溶解したインゴットを溶製し、非調質鋼として棒鋼を製造する方法について述べる。
鋼素材準備工程では、窒化部品の素材となる非調質鋼を製造する。
まず、本実施形態の鋼の化学組成と介在物の組成を満たす溶鋼を製造する。鋼の化学成分と酸化物系複合介在物の平均組成が、上記範囲に入れば、鋼材の製造方法はどのような方法によってもよい。ここでは、その一例として真空溶解したインゴットを溶製し、非調質鋼として棒鋼を製造する方法について述べる。
まず、鋼の原料となる電解鉄、グラファイトを加熱し溶融させる。その後、ＣａとＴｉ以外の合金元素を上記範囲の化学成分になるように歩留まりを考慮し適切な量を溶鋼に含有させる。
次に、溶鋼に金属Ｔｉを加え、その後、Ｃａを含有させるためにＳｉＣａ合金を加える。ＳｉＣａ合金を加えて２００秒以上保持した後に、鋳型に鋳造する。Ｃａは溶鋼に投入後、介在物として浮上し、取り除かれるため、Ｃａは最終的に必要な量よりも多く溶鋼に投入する必要がある。なお、ＳｉＣａ合金を加えた後の保持時間は、酸化物系複合介在物におけるＣＴ／ＡＳの制御のために重要な条件である。
インゴットの製造方法は、酸化物系複合介在物の組成が規定内に入ればどのような手法によってもよく、ＳｉＣａ添加後の保持時間を短時間にする代わりに、成分を調整した混合フラックスの添加を行う方法でもよいし、転炉法において、二次精錬時のスラグの成分を調整したものを連続鋳造する手法であってもよい。
次いで、インゴットを一般的な条件で加熱、熱間加工（圧延、鍛造など）、冷却して棒鋼を製造する。
熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造（熱間鍛伸等）でもよい。加熱温度はいわゆる「熱間」であればよい。加熱温度は例えば、１０００℃以上１３００℃以下である。熱間加工後の冷却方法は特に限定されない。好ましくは、熱間加工後の冷却速度は、初析フェライト及びパーライトを主体とする組織が得られやすい冷却速度の範囲とするのが好ましく、たとえば空冷やファン風冷である。熱間加工後は焼入れ焼戻し等の調質熱処理を行う必要はない。本実施形態の鋼成分であれば、熱間加工後に室温まで放冷することで、フェライト＋パーライト組織が得られる。
以上の工程により、本実施形態の非調質鋼を製造できる。
熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造（熱間鍛伸等）でもよい。加熱温度はいわゆる「熱間」であればよい。加熱温度は例えば、１０００℃以上１３００℃以下である。熱間加工後の冷却方法は特に限定されない。好ましくは、熱間加工後の冷却速度は、初析フェライト及びパーライトを主体とする組織が得られやすい冷却速度の範囲とするのが好ましく、たとえば空冷やファン風冷である。熱間加工後は焼入れ焼戻し等の調質熱処理を行う必要はない。本実施形態の鋼成分であれば、熱間加工後に室温まで放冷することで、フェライト＋パーライト組織が得られる。
以上の工程により、本実施形態の非調質鋼を製造できる。
次に、棒鋼を所定の部品形状とするために機械加工を行う。このとき、棒鋼を直接機械加工してもよいし、後述の成型工程のように、棒鋼を熱間鍛造で粗く成形して粗形材としたのちに機械加工してもよい。
［成型工程］
機械加工前に、棒鋼を一旦粗く成形する場合は、製造された上記棒鋼を熱間鍛造して、窒化部品用粗形材に成形する。熱間鍛造により窒化部品用粗形材に成形した後は、上記と同じように、空冷やファン風冷により冷却することが好ましい。なお、金属組織や上記ＣＴ／ＡＳは、熱間加工以降の工程で変化しないため、得られる粗形材の金属組織および上記ＣＴ／ＡＳは、ほぼ同等である。
機械加工前に、棒鋼を一旦粗く成形する場合は、製造された上記棒鋼を熱間鍛造して、窒化部品用粗形材に成形する。熱間鍛造により窒化部品用粗形材に成形した後は、上記と同じように、空冷やファン風冷により冷却することが好ましい。なお、金属組織や上記ＣＴ／ＡＳは、熱間加工以降の工程で変化しないため、得られる粗形材の金属組織および上記ＣＴ／ＡＳは、ほぼ同等である。
［機械加工工程］
上述の棒鋼、または成型工程後の窒化部品用粗形材に対して機械加工を実施して所定の部品形状にする。所定の部品形状とするための機械加工としては、例えば、切削加工または研削加工が挙げられる。
上述の棒鋼、または成型工程後の窒化部品用粗形材に対して機械加工を実施して所定の部品形状にする。所定の部品形状とするための機械加工としては、例えば、切削加工または研削加工が挙げられる。
［窒化処理］
機械加工後の部品に対して、窒化処理を実施する。窒化処理は、周知のガス窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化、プラズマ窒化等を適用できる。窒化処理に用いるガスは、ＮＨ３のみであってもよいし、ＮＨ３に加え、Ｎ２、Ｈ２、ＣＯ２、各種炭化水素を含有する混合気体であってもよい。窒化後の冷却は、水冷、油冷及び炉冷等、いずれの方法でもよい。
以上の工程により窒化部品が製造される。
機械加工後の部品に対して、窒化処理を実施する。窒化処理は、周知のガス窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化、プラズマ窒化等を適用できる。窒化処理に用いるガスは、ＮＨ３のみであってもよいし、ＮＨ３に加え、Ｎ２、Ｈ２、ＣＯ２、各種炭化水素を含有する混合気体であってもよい。窒化後の冷却は、水冷、油冷及び炉冷等、いずれの方法でもよい。
以上の工程により窒化部品が製造される。
以上の製造工程により製造された非調質鋼は硬さが十分に低く、かつ、機械加工時の工具の摩耗を抑制できる。加えて、本実施形態の非調質鋼は、降伏強度が高いため疵やへこみが生じにくく、かつ必要な疲労強度を得ることができる。そのため、本実施形態の非調質鋼は、例えば、自動車や産業機械などの機械構造用部品の素材として好適である。
以上の製造工程により製造された窒化部品は、硬さが低く、かつ、硬さのばらつきが小さいため切削コストが安価で、中水準程度の負荷が加わる部品にとって十分な疲労強度と高い降伏強度を有する。
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
真空溶解炉を用いて、表１に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｒの５０ｋｇのインゴットを製造した。具体的にまず、電解鉄とグラファイトを誘導加熱で溶解させた。その後、その後、ＣａとＴｉ以外の合金元素を目標の化学成分になるように歩留まりを考慮し適切な量を溶鋼に含有させた。次に、金属Ｔｉを加え、その後、ＳｉＣａ合金ワイヤを適量加えた。鋼Ａ～Ｇ、Ｉ～Ｐは、表２の「保持時間」に記載のとおり、ＳｉＣａ合金を加えて２００秒保持した後に、鋳型に鋳造しインゴットを製造した。鋼Ｈ、Ｑ、ＲはＳｉＣａ合金を加えてから、それぞれ、６００秒、５秒、３０秒保持後に鋳造しインゴットを製造した。なお、表１に示す化学組成のうち、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｏの「＜０．０１」および「－」は、いずれも対応する元素含有量が検出限界未満であることを示す。
次に、得られた各インゴットを１２５０℃にて４時間加熱した。加熱されたインゴットを一辺が７５ｍｍの角棒に鍛造し、その後、室温まで放冷した。
放冷後の角棒に対し、部品の熱間鍛造を模擬するため、再度１２５０℃に加熱後、６０ｍｍの直径を有する棒鋼に鍛伸し、ファンで風をかけながら室温まで冷却した。なお、当該鍛伸は、上記の成型工程に相当し、部品形状に加工する前の粗形材成形を模擬するものである。
放冷後の角棒に対し、部品の熱間鍛造を模擬するため、再度１２５０℃に加熱後、６０ｍｍの直径を有する棒鋼に鍛伸し、ファンで風をかけながら室温まで冷却した。なお、当該鍛伸は、上記の成型工程に相当し、部品形状に加工する前の粗形材成形を模擬するものである。
＜評価＞
得られた棒鋼の長手方向に対して垂直な断面の、中心と表面を結んだ線分の中点付近から、図１に示すような、小野式回転曲げ疲労試験片（平行部：直径８ｍｍ、長さ２２ｍｍ）と、図２に示すような、引張試験片（平行部：直径６ｍｍ、長さが３２ｍｍ）と、１辺が約１０ｍｍの立方体形状の確性調査用試験片を採取した。図１および図２中の数値は、試験片の各部位の寸法（ｍｍ）を示す。
得られた棒鋼の長手方向に対して垂直な断面の、中心と表面を結んだ線分の中点付近から、図１に示すような、小野式回転曲げ疲労試験片（平行部：直径８ｍｍ、長さ２２ｍｍ）と、図２に示すような、引張試験片（平行部：直径６ｍｍ、長さが３２ｍｍ）と、１辺が約１０ｍｍの立方体形状の確性調査用試験片を採取した。図１および図２中の数値は、試験片の各部位の寸法（ｍｍ）を示す。
（降伏強度）
作成した引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠し、室温（約２５℃）で、引張速度１．５ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験に供して降伏強度ＹＰ（ＭＰａ）を測定した。被削性の指標である硬さＨＶに対する降伏強度ＹＰの比（ＹＰ／ＨＶ）が２．２０以上である場合、降伏強度に優れると判断した。
作成した引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠し、室温（約２５℃）で、引張速度１．５ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験に供して降伏強度ＹＰ（ＭＰａ）を測定した。被削性の指標である硬さＨＶに対する降伏強度ＹＰの比（ＹＰ／ＨＶ）が２．２０以上である場合、降伏強度に優れると判断した。
（疲労強度）
作成した回転曲げ疲労試験片を用い、室温（約２５℃）で、回転数を３０００ｒｐｍとして小野式回転曲げ疲労試験を実施した。応力負荷繰り返し数１．０×１０７回まで破断しなかった試験片において、最も高い応力（最大応力）をその試験番号の疲労強度σｗ（ＭＰａ）と定義した。被削性の指標である硬さＨＶに対する疲労強度σｗの比（σｗ／ＨＶ）が１．５５以上である場合、疲労強度に優れると判断した。
作成した回転曲げ疲労試験片を用い、室温（約２５℃）で、回転数を３０００ｒｐｍとして小野式回転曲げ疲労試験を実施した。応力負荷繰り返し数１．０×１０７回まで破断しなかった試験片において、最も高い応力（最大応力）をその試験番号の疲労強度σｗ（ＭＰａ）と定義した。被削性の指標である硬さＨＶに対する疲労強度σｗの比（σｗ／ＨＶ）が１．５５以上である場合、疲労強度に優れると判断した。
（硬さ）
作成した確性調査用試験片を樹脂に埋め込み鏡面研磨した。鏡面研磨後の試験片の被検面の中心付近のビッカース硬さ（ＨＶ）を測定した。試験荷重は９．８Ｎとし５回測定を行い、その算術平均値をその試験材の硬さとした。
作成した確性調査用試験片を樹脂に埋め込み鏡面研磨した。鏡面研磨後の試験片の被検面の中心付近のビッカース硬さ（ＨＶ）を測定した。試験荷重は９．８Ｎとし５回測定を行い、その算術平均値をその試験材の硬さとした。
（酸化物系複合介在物）
硬さを測定した後の確性調査用試験片を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）内でエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）による測定に供した。観察視野は２ｍｍ×２ｍｍとして、視野内の酸化物の内、断面上の面積を円に換算した場合に直径が１．０μｍ以上のすべての酸化物系介在物に対してＥＤＳ分析を行い、その結果から、ＣＴ／ＡＳの値を算出した。このＣＴ／ＡＳの値は、１３００℃以下の熱処理では変化せず、具体的には、本実施形態で開示した熱間鍛造処理、または窒化処理がなされたとしても、処理前後で変化しない。
硬さを測定した後の確性調査用試験片を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）内でエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）による測定に供した。観察視野は２ｍｍ×２ｍｍとして、視野内の酸化物の内、断面上の面積を円に換算した場合に直径が１．０μｍ以上のすべての酸化物系介在物に対してＥＤＳ分析を行い、その結果から、ＣＴ／ＡＳの値を算出した。このＣＴ／ＡＳの値は、１３００℃以下の熱処理では変化せず、具体的には、本実施形態で開示した熱間鍛造処理、または窒化処理がなされたとしても、処理前後で変化しない。
（工具摩耗（被削性））
得られた棒鋼からφ３５×２００ｍｍの試験片を作成し、旋盤を用いた切削試験に供した。切削速度は２５０ｍ／ｍｉｎで、送りは０．２０ｍｍ／ｒｅｖ、切込み深さは１．５ｍｍとした。潤滑はせず、ドライ条件でＰ２０種の超硬工具を用いて、２０００ｍ加工後の工具の逃げ面の摩耗量（μｍ）を測定した。摩耗量が２００．０μｍ以下である場合、被削性に優れると判断した。
得られた棒鋼からφ３５×２００ｍｍの試験片を作成し、旋盤を用いた切削試験に供した。切削速度は２５０ｍ／ｍｉｎで、送りは０．２０ｍｍ／ｒｅｖ、切込み深さは１．５ｍｍとした。潤滑はせず、ドライ条件でＰ２０種の超硬工具を用いて、２０００ｍ加工後の工具の逃げ面の摩耗量（μｍ）を測定した。摩耗量が２００．０μｍ以下である場合、被削性に優れると判断した。
表２に、各試験の測定結果を示す。表中の保持時間は、溶鋼中にＳｉＣａ合金を加えから、鋳型に鋳造を始めるまでの間に保持する時間である。
試験番号１～８では工具摩耗が２００μｍ以下に抑制されており、硬さに対する降伏強度の比（ＹＰ／ＨＶ）が２．２０以上と高くハンドリング性に優れ、硬さに対する疲労強度の比（σｗ／ＨＶ）が１．５５以上と疲労特性に優れていた。一方で、比較例である試験番号９～１８では、目標の特性が得られなかった。
試験番号１～８では工具摩耗が２００μｍ以下に抑制されており、硬さに対する降伏強度の比（ＹＰ／ＨＶ）が２．２０以上と高くハンドリング性に優れ、硬さに対する疲労強度の比（σｗ／ＨＶ）が１．５５以上と疲労特性に優れていた。一方で、比較例である試験番号９～１８では、目標の特性が得られなかった。
（窒化部品）
また、表２において良好な特性を示した発明例である棒鋼について、窒化処理への適用可否を確認すべく、以下の追加評価を行った。
また、表２において良好な特性を示した発明例である棒鋼について、窒化処理への適用可否を確認すべく、以下の追加評価を行った。
上述したφ６０の棒鋼の長手方向に対して垂直な断面の、中心と表面を結んだ線分の中点付近から、図３に示すような、平行部が直径１０ｍｍ、長さ２２ｍｍで、切欠き半径Ｒが３ｍｍ、深さが１ｍｍの環状切欠き（切欠底：φ８）を有する小野式回転曲げ疲労試験片を採取した。
次に、疲労試験片を５９０℃で２ｈ保持し、その後に、油冷する軟窒化処理に供した。軟窒化処理は、アンモニアとＲＸガスの混合比が１：１である混合ガスを流しながら実施した。軟窒化処理後の試験片は、回転数３０００ｒｐｍで小野式回転曲げ疲労試験に供した。１．０×１０７回の負荷で破断しなかった試験片において、最大の応力を疲労強度とみなした。また、応力集中を考慮して評価すべく、得られた疲労強度の公称応力に応力集中係数をかけた評価値を算出した。
得られた疲労強度（公称応力）および評価値を表３に示す。
得られた疲労強度（公称応力）および評価値を表３に示す。
いずれの試験番号においても、評価値は、未窒化材である棒鋼の疲労強度σｗ（表２）と比べて約１．５～２倍程度まで上昇していた。これらの結果から、発明例については、非調質鋼に窒化処理を加えて窒化部品とした後も、良好な特性が得られることが確認された。
本発明は、自動車や産業機械などの機械構造用部品の素材として、幅広い産業分野に利用することができる。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．３０～０．５０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３５％、
Ｍｎ：０．４５～１．００％、
Ｐ：０．０８０％以下、
Ｓ：０．０３５～０．１００％、
Ｃｕ：０．２５％以下、
Ｎｉ：０．２５％以下、
Ｃｒ：０．０３～０．２５％、
Ａｌ：０．０２０％以下、
Ｎ：０．０１２５～０．０２５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、
Ｖ：０～０．０２％、及び
Ｍｏ：０～０．０３％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
下記式（１）であらわされる固溶Ｎ量Ｎｓｏｌが０．００８％以上であり、
金属組織において、初析フェライトの面積率が２０％以上、残部組織がパーライトであり、
酸化物系介在物のうち、ＡｌとＳｉの重量濃度の和が１０％以上の酸化物系介在物において、ＣａとＴｉの重量濃度の和であるＣＴの、ＡｌとＳｉの重量濃度の和であるＡＳに対する比率ＣＴ／ＡＳが０．５０以上であることを特徴とする非調質鋼。
Ｎｓｏｌ＝Ｎ－Ｔｉ／３．４ ・・・ （１）
ただし、上記式（１）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量である。 - 請求項１に記載の非調質鋼からなる母材と、
前記母材の表層に形成されている、化合物層と拡散層からなる窒化層とを有することを特徴とする窒化部品。 - 請求項２に記載の窒化部品であって、前記窒化部品は機械構造用部品であることを特徴とする、窒化部品。
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