JPH11335732A - 軟窒化用鋼材の製造方法及びその鋼材を用いた軟窒化部品 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】優れた耐疲労特性、耐摩耗性を呈する軟窒化部
品と、その素材となる被削性に優れた軟窒化用鋼材の製
造方法を提供する。 【解決手段】 C：0.15〜0.45％、Si：0.10超〜0.50
％、Mn： 0.2〜 2.5％、S：0.002〜0.2％、Cr：0.5〜2
％、V：0.05〜0.5％、Ti≦1.0％、Zr≦ 1.0％でTi＋Z
r：0.04〜1.0％、Al：0.01〜0.3％、N≦0.008％、Pb≦
0.35％、Ca≦0.01％、Ti＋Zr−1.2S＞0％、残部は Feと
不純物の化学組成で、鋼中のTi炭硫化物とZr炭硫化物の
最大直径が10μｍ以下、その量の和が清浄度で0.05％以
上の鋼を、熱間加工後に球状化焼鈍して硬度をHv≦ 180
とし、次いで冷間加工して硬度をHv≧250にする。鋼
材の化学組成は、Si：0.05〜0.50％以外はのままで、
MoとWの１種以上を含んでいても良い。素材が上記方
法で製造された軟窒化用鋼材で、表面硬度Hv≧600、有
効硬化深さ≧0.1mm、芯部硬度Hv≧250の軟窒化部品。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、軟窒化用鋼材の製
造方法及びその鋼材を用いた軟窒化部品に関し、より詳
しくは耐疲労特性、耐摩耗性、耐ピッチング性や耐スポ
ーリング性に優れた軟窒化部品と、その軟窒化部品の素
材となる被削性に優れた軟窒化用鋼材の製造方法に関す
る。なお、本明細書では、繰り返し面圧の負荷により材
料表面が剥離する疲労現象のうち、剥離が比較的小さい
ものを「ピッチング」、剥離が比較的大きなものを「ス
ポーリング」と呼ぶ。

【０００２】

【従来の技術】自動車や産業機械に使用される多くの部
品、例えば歯車や軸受などには、一般に大きな疲労強度
や耐摩耗性が要求される。そのため前記部品は、所謂
「表面硬化処理」を施して製造されてきた。

【０００３】表面硬化処理としては一般に、浸炭焼入
れ、高周波焼入れ、炎焼入れ、窒化や軟窒化などの処理
が知られている。このうち、浸炭焼入れ、高周波焼入れ
や炎焼入れといったオーステナイト状態の高温域から急
冷（焼入れ）して表面を硬化させる処理では、部品に大
きな焼入れ歪が生じてしまう。更に、場合によっては焼
入れした部品に焼割れが生ずることもある。

【０００４】このため、所要部品に対して特に低歪であ
ることが要求される場合には、窒化や軟窒化処理が施さ
れている。

【０００５】しかし、一般の窒化処理は、アンモニアの
気流中で５００〜５５０℃に２０〜１００時間加熱後徐
冷する所謂「ガス窒化」処理であるため生産性が低くコ
ストが嵩む。このため、窒化温度が５５０℃前後の液体
窒化法が開発されているが、この方法の場合にも窒化に
は１２時間程度を要するので、必ずしも量産部品を低コ
ストで効率よく製造するのに適した方法とは言えない。
イオン窒化法によれば短時間で窒化が可能ではあるが、
温度測定が困難なことや、陰極となる被処理部品の配置
や形状、質量などによって温度や窒化層が不安定になっ
たりするので、この方法もやはり量産部品の製造に適し
ているとは言い難い。

【０００６】一方、軟窒化処理は、５７０℃程度の温度
のシアン系化合物の塩浴、又はＲＸガス（ＲＸガスは吸
熱型変成ガスの商標）にアンモニアを添加したガス中に
保持することにより、鋼材表面からＮ（窒素）とＯ（酸
素）を鋼中に侵入させて表層部を硬化させる方法で、短
時間処理が可能である。このうち前者のシアン系化合物
の塩浴を用いる方法は、廃液の処理にコストが嵩むた
め、後者のガスを用いる「ガス軟窒化法」が、低歪が要
求される量産品に適した表面硬化処理方法として重用さ
れている。

【０００７】従来、軟窒化用鋼としては、例えば、JIS
G 4105に規定されているクロムモリブデン鋼鋼材（ＳＣ
Ｍ４３５など）やJIS G 4202のアルミニウムクロムモリ
ブデン鋼鋼材（ＳＡＣＭ６４５）が多く使用されてき
た。

【０００８】しかし、ＳＣＭ４３５を初めとするＪＩＳ
に規定されたクロムモリブデン鋼鋼材を素材鋼とした部
品の場合、軟窒化処理後の表面からビッカース硬度（Ｈ
ｖ）５００の位置までの距離（以下、「有効硬化深さ」
という）は０．０５ｍｍ程度と小さい。更に、表面から
０．０２５ｍｍの位置におけるマイクロビッカース硬度
（以下、「表面硬度」という）もＨｖ６００以上になら
ない場合が多い。このため、疲労強度や耐摩耗性の点で
充分に満足できるものではなかった。

【０００９】一方、上記の欠点を改良するためにＳＡＣ
Ｍ６４５には窒化特性向上元素であるＡｌ及びＣｒが多
量に添加されている。しかし、ＳＡＣＭ６４５を素材鋼
とした場合も、軟窒化処理によって表面硬度はＨｖで８
００〜１１００と非常に高くなるものの、有効硬化深さ
は０．０８ｍｍ程度と小さい。したがって、表面部から
芯部（以下、軟窒化処理後の表面硬化されていない部分
を「芯部」という）への硬度勾配が急激になりすぎる。
そのため、高負荷の下で運転される歯車や軸受などで
は、表面硬化部と芯部の境界付近から剥離現象が起きや
すく、耐ピッチング性あるいは耐スポ−リング性が劣っ
ていた。更に、ＳＡＣＭ６４５は溶製、鋳造、熱間加工
が比較的困難であるし、冷間加工性が悪く複雑な形状の
部品にはプレス成形が難しいという問題もあった。

【００１０】特開昭５８−７１３５７号公報には、ＪＩ
Ｓ規格鋼の問題点を解決した「軟窒化用鋼」が開示され
ている。この公報で提案された鋼を素材鋼として用いれ
ば、確かに疲労強度、耐摩耗性に優れるとともに耐ピッ
チング性、耐スポーリング性にも優れた軟窒化部品を得
ることは可能である。しかし、Ｓｉなどの強化に有効な
元素の含有量を低減して冷間加工性を向上させた鋼であ
るため、軟窒化によって表面部は硬化するものの、逆に
芯部は軟窒化時の加熱で軟化するので、軟窒化後に芯部
硬度が低くなりすぎて疲労特性が劣化する場合もあっ
た。

【００１１】更に、ＪＩＳ規格鋼であるＳＣＭ４３５な
どのクロムモリブデン鋼やアルミニウムクロムモリブデ
ン鋼のＳＡＣＭ６４５及び上記の特開昭５８−７１３５
７号公報で提案された鋼の場合には被削性が劣るため、
これを熱間鍛造や冷間鍛造した後に所望の軟窒化部品の
形状に成形するための切削加工のコストが嵩んでしま
う。このため、切削加工を容易にし、低コスト化を図る
ために被削性に優れた軟窒化用鋼材に対する要求がます
ます大きくなっている。

【００１２】従来、被削性を高めるために、鋼にＰｂ、
Ｔｅ、Ｂｉ、Ｃａ及びＳなどの快削元素を単独あるいは
複合添加することが行われてきた。しかし、前記したＪ
ＩＳ規格鋼や特開昭５８−７１３５７号公報で提案され
た鋼に、単に上記の快削元素を添加しただけの場合に
は、所望の機械的性質、なかでも疲労強度を確保できな
いことが多い。

【００１３】鉄と鋼（ｖｏｌ．５７（１９７１年）Ｓ４
８４）には、脱酸調整快削鋼にＴｉを添加すれば被削性
が高まる場合のあることが報告されている。しかし、Ｔ
ｉの多量の添加はＴｉＮが多量に生成されることもあっ
て工具摩耗を増大させ、被削性の点からは好ましくない
ことも述べられている。例えば、Ｃ：０．４５％、Ｓ
ｉ：０．２９％、Ｍｎ：０．７８％、Ｐ：０．０１７
％、Ｓ：０．０４１％、Ａｌ：０．００６％、Ｎ：０．
００８７％、Ｔｉ：０．２２８％、Ｏ：０．００４％及
びＣａ：０．００１％を含有する鋼では却ってドリル寿
命が低下して被削性が劣っている。このように、鋼に単
にＴｉを添加するだけでは被削性は向上するものではな
い。

【００１４】又、硫黄快削鋼の硫化物形態制御の目的で
Ｚｒが添加されることがあるが、例えば、鉄と鋼（ｖｏ
ｌ．６２（１９７６年）ｐ．８８５）に記されているよ
うに、Ｚｒは被削性に対してはほとんど影響を及ぼさな
い。つまり、鋼に単にＺｒを添加するだけでは被削性は
向上するものではない。

【００１５】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記現状に
鑑みなされたもので、被削性と冷間加工性に優れた鋼材
を素材とし、冷間加工後に軟窒化処理するだけで優れた
疲労特性、耐摩耗性、耐ピッチング性や耐スポーリング
性を呈する軟窒化部品を提供することを課題とする。更
に、本発明は、上記軟窒化部品の素材となる被削性に優
れた軟窒化用鋼材の製造方法を提供することも課題とす
る。

【００１６】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）及び（２）に示す被削性に優れた軟窒化用鋼材の
製造方法、並びに（３）に示すその鋼材を用いた軟窒化
部品にある。

【００１７】（１）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５
％、Ｓｉ：０．１０％を超え０．５０％以下、Ｍｎ：
０．２〜２．５％、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｃｒ：
０．５〜２％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：１．０
％以下、Ｚｒ：１．０％以下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚ
ｒ（％）：０．０４〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．
３％、Ｎ：０．００８％以下、Ｐｂ：０〜０．３５％及
びＣａ：０〜０．０１％を含み、下記式で表されるｆ
ｎ１の値が０％を超え、残部はＦｅ及び不可避不純物の
化学組成で、更に、鋼中のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化
物の最大直径が１０μｍ以下で、且つ、その量の和が清
浄度で０．０５％以上である鋼を、熱間加工後に球状化
焼鈍して硬度をＨｖ１８０以下とし、次いで冷間加工し
て硬度をＨｖ２５０以上にすることを特徴とする被削性
に優れた軟窒化用鋼材の製造方法。

【００１８】 ｆｎ１＝Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）−１．２Ｓ（％）・・・・ （２）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｓ：
０．００２〜０．２％、Ｃｒ：０．５〜２％、Ｖ：０．
０５〜０．５％、Ｔｉ：１．０％以下、Ｚｒ：１．０％
以下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．０４〜
１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．３％、Ｎ：０．００８
％以下、Ｐｂ：０〜０．３５％、Ｃａ：０〜０．０１
％、並びに、Ｍｏ：０．０２〜０．３％及びＷ：０．０
４〜０．５％の１種以上を含み、下記式で表されるｆ
ｎ１の値が０％を超え、残部はＦｅ及び不可避不純物の
化学組成で、更に、鋼中のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化
物の最大直径が１０μｍ以下で、且つ、その量の和が清
浄度で０．０５％以上である鋼を、熱間加工後に球状化
焼鈍して硬度をＨｖ１８０以下とし、次いで冷間加工し
て硬度をＨｖ２５０以上にすることを特徴とする被削性
に優れた軟窒化用鋼材の製造方法。

【００１９】（３）上記（１）又は（２）に記載の化学
組成、大きさ及び量のＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物、並
びに球状化組織を備え、表面硬度がＨｖ６００以上、且
つ、有効硬化深さが０．１ｍｍ以上、芯部硬度がＨｖ２
５０以上であることを特徴とする軟窒化部品。

【００２０】なお、本発明でいう「Ｔｉ炭硫化物」には
単なるＴｉ硫化物を、又、「Ｚｒ炭硫化物」には単なる
Ｚｒ硫化物をそれぞれ含むものとする。又、「（Ｔｉ及
びＺｒの炭硫化物の）最大直径」とは「個々のＴｉ及び
Ｚｒの炭硫化物における最も長い径」のことを指す。Ｔ
ｉ炭硫化物の清浄度やＺｒ炭硫化物の清浄度は、光学顕
微鏡の倍率を４００倍として、JIS G 0555に規定された
「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」によって６０視
野測定した値をいう。

【００２１】又、既に述べたように、「表面硬度」は表
面から０．０２５ｍｍの位置におけるマイクロビッカー
ス硬度、「有効硬化深さ」は軟窒化処理後の表面からビ
ッカース硬度が５００の位置までの距離、「芯部」は軟
窒化処理後の表面硬化されていない部分である。

【００２２】以下において、上記（１）〜（３）に記載
のものをそれぞれ（１）〜（３）の発明という。

【００２３】本発明者らは、軟窒化部品の素材となる鋼
材の化学組成、各製造工程における適正なミクロ組織や
機械的性質に関して調査・研究を行った。その結果、次
の知見を得るに到った。

【００２４】（ａ）軟窒化部品の耐疲労特性や耐ピッチ
ング性を向上させるには、いずれも表面硬度と有効硬化
深さを大きくすれば良い。又、耐摩耗性を向上させるに
は、表面硬度を大きくすれば良い。一方、耐スポーリン
グ性を向上させるには、有効硬化深さを大きくすれば良
い。

【００２５】（ｂ）軟窒化処理を施し、表面硬度をＨｖ
６００以上、有効硬化深さを０．１ｍｍ以上とすれば、
軟窒化部品の耐疲労特性、耐摩耗性、耐ピッチング性及
び耐スポーリング性を著しく高めることができる。

【００２６】（ｃ）鋼材を球状化焼鈍して硬度をＨｖ１
８０以下に低下させれば、冷間加工性が向上して金型寿
命を大幅に改善できる。

【００２７】（ｄ）素材鋼の化学組成を調整して、球状
化焼鈍で硬度をＨｖ１８０以下にした鋼材を冷間加工で
加工硬化させ、Ｈｖ２５０以上の硬度にすれば、これに
軟窒化処理を施しても芯部硬度の低下は極めて小さく、
Ｈｖ２５０以上の値が保てる。

【００２８】なお、特に断らない限り、軟窒化する前の
状態（例えば球状化焼鈍後、冷間加工後）の硬度とは、
軟窒化後の芯部に相当する部分（例えば「中心部」）の
硬度のことをいう。

【００２９】（ｅ）軟窒化後の芯部硬度がＨｖ２５０以
上であれば、例えば、自動車のミッションギアのように
高い負荷が加わる部品においても、部品内部を起点とし
て曲げ疲労が生ずることはない。

【００３０】（ｆ）上記の（ａ）〜（ｅ）から、優れた
冷間加工性を有する鋼を素材鋼とし、これに冷間加工を
施して加工硬化により充分な硬度を確保し、次に軟窒化
して硬く深い窒化層を形成させるが、この軟窒化のため
の加熱で前記の加工硬化による硬度（すなわち芯部硬
度）を維持するか、硬度低下を小さく抑えることができ
れば、軟窒化部品に大きな耐疲労特性、耐摩耗性、耐ピ
ッチング性及び耐スポーリング性を付与できる。

【００３１】（ｇ）鋼に適正量のＴｉやＺｒを添加し、
鋼中の介在物制御として硫化物をＴｉ炭硫化物やＺｒ炭
硫化物に変え、こうした炭硫化物を微細に分散させれ
ば、鋼材の被削性が飛躍的に向上する。そこで、更に研
究を続けた結果、下記の事項を見いだした。

【００３２】（ｈ）Ｓとのバランスを考慮して鋼にＴｉ
とＺｒのいずれかを積極的に添加して行くと、鋼中にＴ
ｉ炭硫化物あるいはＺｒ炭硫化物が形成され、Ｔｉ及び
Ｚｒを添加すると、鋼中にはＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化
物とが形成される。

【００３３】（ｉ）鋼中に上記したＴｉ炭硫化物やＺｒ
炭硫化物が生成すると、ＭｎＳの生成量が減少する。

【００３４】（ｊ）鋼中のＳ含有量が同じ場合には、Ｔ
ｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物はＭｎＳよりも大きな被削性
改善効果を有する。これは、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化
物の融点がＭｎＳのそれよりも低いため、切削加工時に
工具のすくい面での潤滑作用が大きくなることに基づ
く。

【００３５】（ｋ）Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の効果
を充分発揮させるためには、Ｎ含有量を低くすることが
重要である。これは、Ｎ含有量が多いとＴｉＮやＺｒＮ
としてＴｉやＺｒが固定されてしまい、Ｔｉ炭硫化物や
Ｚｒ炭硫化物の生成が抑制されてしまうためである。

【００３６】（ｌ）製鋼時に生成したＴｉ炭硫化物やＺ
ｒ炭硫化物は、通常の熱間加工のための加熱温度及び焼
準における通常の加熱温度では基地に固溶しない。した
がって、オーステナイト領域において所謂「ピン止め作
用」が発揮されるので、オーステナイト粒の粗大化防止
に有効である。勿論、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物は軟
窒化処理の加熱温度でも基地に固溶しない。

【００３７】（ｍ）Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物によっ
て被削性を高めるとともに大きな強度、特に、大きな疲
労強度を確保するためには、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化
物のサイズと、その清浄度で表される量（以下、単に
「清浄度」という）を適正化しておくことが重要であ
る。

【００３８】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たものである。

【００３９】

【発明の実施の形態】以下、本発明の各要件について詳
しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は
「重量％」を意味する。

【００４０】（Ａ）素材鋼の化学組成 Ｃ：Ｃは、ＳとともにＴｉやＺｒと結合してＴｉ炭硫化
物やＺｒ炭硫化物を形成し、被削性を高める作用を有す
る。更に、Ｃは、強度を確保するのにも有効な元素であ
る。しかし、その含有量が０．１５％未満では所望の強
度（冷間加工後に軟窒化処理した後の芯部硬度、すなわ
ち最終製品である軟窒化部品の芯部硬度としてＨｖ２５
０以上）が確保できない。一方、０．４５％を超えると
芯部の延性、靭性の低下をきたすとともに、冷間加工性
を劣化させてしまう。更に、軟窒化後の表面硬度及び硬
化深さが却って減少するようになる。したがって、Ｃの
含有量を０．１５〜０．４５％とした。

【００４１】Ｓｉ：Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高めるとと
もに強度を向上させる作用を有する。しかし、（１）の
発明に係るＭｏやＷを含まない鋼を素材鋼とする軟窒化
用鋼材の場合には、Ｓｉの含有量が０．１０％以下で
は、又、（２）の発明に係る０．０２％以上のＭｏと
０．０４％以上のＷの１種以上を含む鋼を素材鋼とする
軟窒化用鋼材の場合には、Ｓｉの含有量が０．０５％未
満では、それぞれ前記した所望の強度が確保できない。
一方、上記のいずれの発明に係る鋼を素材鋼とする軟窒
化用鋼材の場合にも、Ｓｉの含有量が０．５０％を超え
ると靭性の劣化を招いて、冷間加工性に悪影響を及ぼ
す。

【００４２】したがって、（１）の発明に関しては、素
材鋼のＳｉ含有量を０．１０％を超え０．５０％以下と
した。

【００４３】又、（２）の発明に関しては、素材鋼のＳ
ｉ含有量を０．０５〜０．５０％とした。

【００４４】Ｍｎ：Ｍｎは、焼入れ性の向上と芯部強度
の確保に有効な元素である。しかし、その含有量が０．
２％未満では添加効果に乏しく、一方、２．５％を超え
て含有させると偏析を生じて冷間加工性の劣化をもたら
す。したがって、Ｍｎの含有量を０．２〜２．５％とし
た。なお、Ｍｎの含有量は０．５〜１．５％とすること
が好ましい。

【００４５】Ｓ：Ｓは、ＣとともにＴｉやＺｒと結合し
てＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物を形成し、被削性を高め
る作用を有する。しかし、その含有量が０．００２％未
満では所望の効果が得られない。

【００４６】従来、快削鋼にＳを添加する目的は、Ｍｎ
Ｓを形成させて被削性を改善させることにあった。しか
し、本発明者らの検討によると、上記のＭｎＳの被削性
向上作用は、切削時の切り屑と工具表面との潤滑性を高
める機能に基づくことが判明した。しかもＭｎＳは巨大
化し、鋼材本体の地疵を大きくし、欠陥となる場合があ
る。本発明におけるＳの被削性改善作用は、適正量のＣ
とＴｉやＺｒとの複合添加によってＴｉ炭硫化物やＺｒ
炭硫化物を形成させることで初めて得られる。このため
には、上記したように０．００２％以上のＳの含有量が
必要である。一方、Ｓを０．２％を超えて含有させても
被削性に与える効果に変化はないが、鋼中に粗大なＭｎ
Ｓが再び生じるようになり、地疵等の問題が生じる。更
に、熱間での加工性が著しく劣化し熱間加工が困難にな
るし、靭性が低下することもある。したがって、Ｓの含
有量を０．００２〜０．２％とした。なお、Ｓの好まし
い含有量は０．００４〜０．１％である。

【００４７】Ｃｒ：Ｃｒは、軟窒化時に鋼材表面から侵
入してくるＮと結合して、表面硬度を高めるとともに硬
化深さを大きくするのに極めて有効な元素である。しか
し、その含有量が０．５％未満では上記の作用が期待で
きない。一方、Ｃｒを２％を超えて含有させると、軟窒
化によって表面硬度が高くなりすぎるために、表面から
芯部にかけての硬度勾配が急激なものとなってしまい、
却って耐スポーリング性や耐ピッチング性が劣化してし
まう。したがって、Ｃｒの含有量を０．５〜２％とし
た。

【００４８】Ｖ：Ｖは、軟窒化処理時に鋼材表面から侵
入してくるＮ及びＣと結合して微細なバナジウム炭窒化
物として析出することにより、表面硬度を高め、更に、
硬化深さを大きくする作用を有する。Ｖ添加鋼において
は上記のＣｒ添加の場合に比べて、表面硬度の上昇割合
が小さいのに対して硬化深さの増大割合は極めて大き
く、且つ前記炭窒化物が析出して芯部硬度を高めるた
め、硬化深さの大きい、表面から芯部への硬度勾配が緩
やかな硬化曲線が得られる。しかし、Ｖ含有量が０．０
５％未満では添加効果に乏しく、一方、０．５％を超え
て含有させても前記の効果が飽和してコストが嵩むばか
りか、却って脆化現象の発現をきたすようになる。した
がって、Ｖ含有量を０．０５〜０．５％とした。なお、
Ｖ含有量は０．１〜０．３％とすることが好ましい。

【００４９】Ｔｉ、Ｚｒ：Ｔｉ、Ｚｒは本発明において
介在物を制御するための重要な合金元素であって、それ
ぞれＣ及びＳと結合してＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物を
形成し、被削性を高める作用を有する。

【００５０】上記の効果は、ＴｉとＺｒの含有量に関
し、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値が０．０４％以上の場
合に確実に得られる。しかし、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）
の値で１．０％を超えるＴｉとＺｒを含有させても被削
性向上効果は飽和するのでコストが嵩んでしまう。な
お、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値が０．０４〜１．０％
でありさえすれば良いので、必ずしもＴｉとＺｒを複合
して含有させる必要はない。Ｚｒを添加しない、つまり
Ｔｉを単独で添加する場合に、Ｔｉを１．０％を超えて
含有させるとＴｉ炭硫化物による被削性向上効果が飽和
してコストが嵩むばかりか、Ｔｉ炭硫化物が粗大化して
却って靭性の低下を招いてしまう。逆に、Ｔｉを添加し
ない、つまりＺｒを単独で添加する場合に、Ｚｒを１．
０％を超えて含有させるとＺｒ炭硫化物による被削性向
上効果が飽和してコストが嵩むばかりか、Ｚｒ炭硫化物
が粗大化して却って靭性の低下を招いてしまう。したが
って、ＴｉとＺｒの含有量をいずれも１．０％以下で、
且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値を０．０４〜１．０
％とした。なお、良好な被削性と靭性を安定して得るた
めには、ＴｉとＺｒの含有量の上限はそれぞれ０．８％
とすることが好ましい。

【００５１】Ａｌ：Ａｌは、鋼の脱酸の安定化及び均質
化を図る作用がある。更に、軟窒化時の侵入Ｎと結合し
て表面硬度を高める効果を有する。しかし、その含有量
が０．０１％未満では上記の作用が期待できない。一
方、０．３％を超えると硬化深さを小さくしてしまう。
したがって、Ａｌの含有量を０．０１〜０．３％とし
た。なお、Ａｌ含有量は０．０１〜０．１５とすること
が好ましい。

【００５２】Ｎ：本発明においてはＮの含有量は低いほ
ど良い。すなわち、ＮはＴｉやＺｒとの親和力が大きい
ために容易にＴｉやＺｒと結合してＴｉＮやＺｒＮを生
成し、ＴｉやＺｒを固定してしまうので、Ｎを多量に含
有する場合には前記したＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の
被削性向上効果が充分に発揮できないこととなる。特
に、ＴｉやＺｒの含有量が低めの場合には、Ｎ含有量の
影響が顕著となる。更に、粗大なＴｉＮやＺｒＮは靭性
及び被削性を低下させてしまう。したがって、Ｎ含有量
を０．００８％以下とした。なお、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ
炭硫化物の効果を高めるために、Ｎ含有量の上限は０．
００６％とすることが好ましい。

【００５３】Ｐｂ：Ｐｂは添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の被削性を一段と高める作用を有する。この効
果を確実に得るには、Ｐｂは０．０３％以上の含有量と
することが好ましい。しかし、Ｐｂを０．３５％を超え
て含有させると熱間加工性が劣化して熱間圧延や熱間鍛
造などの熱間加工時に割れの発生を招くことが多くな
る。したがって、Ｐｂの含有量を０〜０．３５％とし
た。

【００５４】Ｃａ：Ｃａは添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の被削性を一段と高める作用を有する。この効
果を確実に得るには、Ｃａは０．００１％以上の含有量
とすることが好ましい。一方、Ｃａを０．０１％を超え
て含有させるには特殊な溶製技術や設備を要してコスト
が嵩む。したがって、Ｃａの含有量を０〜０．０１％と
した。

【００５５】Ｍｏ、Ｗ：Ｍｏ及びＷは、鋼の焼入れ性を
高めて軟窒化時の芯部の軟化抵抗を高め、前記した所望
の強度を確保するのに有効な元素である。又、焼準後の
組織をベイナイト含有組織とする効果も有する。

【００５６】しかし、（１）の発明に係るＳｉを０．１
０％を超えて含む鋼を素材鋼とする軟窒化用鋼材の場合
には、前記した所望の強度を、最終製品である軟窒化部
品に対して容易に付与できるため、ＭｏとＷはいずれも
含有させる必要はない。

【００５７】（２）の発明に関しては、特に０．１０％
以下のＳｉしか含有しない鋼を素材鋼とする軟窒化用鋼
材の場合（この発明にあっては、Ｓｉ：０．０５〜０．
１０％の場合）には、０．０２％以上のＭｏ及び０．０
４％以上のＷの少なくともいずれかを含有していなけれ
ば、ＭｏやＷの添加効果が得難い。なお、（２）の発明
において、Ｓｉを０．１０％を超えて含む鋼を素材鋼と
する軟窒化用鋼材あっては、０．０２％以上のＭｏ及び
０．０４％以上のＷの１種以上が含有されていると、所
望の強度を最終製品である軟窒化部品に付与することが
極めて容易となり、又、焼準後の組織も容易にベイナイ
ト含有組織にすることが可能である。

【００５８】一方、（２）の発明に関して、（ａ）Ｓｉ
の含有量が０．１０％以下である鋼を素材鋼とする軟窒
化用鋼材、（ｂ）０．１０％を超えるＳｉを含有する鋼
を素材鋼とする軟窒化用鋼材、のいずれの場合にも、Ｍ
ｏの含有量が０．３％を超えたりＷの含有量が０．５％
を超えると、所望の強度確保の効果及び焼準後の組織を
ベイナイト含有組織とする効果は飽和するのでコストが
嵩むばかりとなる。したがって、（２）の発明に関して
は、０．０２〜０．３％のＭｏ及び０．０４〜０．５％
のＷの１種以上を含有させることとした。

【００５９】ｆｎ１：Ｎ含有量の上限を０．００８％と
し、前述の式で表されるｆｎ１が０％を超える値（ｆ
ｎ１＝Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）−１．２×Ｓ（％）＞０
％）の場合に前記したＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の被
削性向上効果が確保できる。ｆｎ１が０％以下の値（ｆ
ｎ１≦０％）の場合には、Ｓ量が過剰となるため、その
分ＭｎＳが過剰生成してＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物に
よる被削性向上効果が低下してしまう。したがって、
式で表されるｆｎ１に関して０％を超える値（ｆｎ１＞
０％）と規定した。このｆｎ１の値の上限は特に規定さ
れるものではなく、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値が１．
０％でＳが０．００２％の場合の値であっても良い。

【００６０】（Ｂ）Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物のサ
イズと清浄度 上記の化学組成を有する鋼材の被削性をＴｉ炭硫化物や
Ｚｒ炭硫化物によって高めるとともに大きな強度をも確
保するためには、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物のサイズ
と清浄度（ＴｉとＺｒを複合添加する場合にはＴｉ炭硫
化物とＺｒ炭硫化物の清浄度の和）で表される量を適正
化しておくことが重要である。

【００６１】鋼中のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最
大直径が１０μｍを超えると疲労強度が低下してしま
う。なお、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径は
いずれも７μｍ以下とすることが好ましい。Ｔｉ炭硫化
物とＺｒ炭硫化物は、それらの最大直径が小さすぎると
被削性向上効果が小さくなってしまう。したがって、Ｔ
ｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の最大直径の下限値は０．５
μｍ程度とすることが好ましい。

【００６２】最大直径が１０μｍ以下のＴｉ炭硫化物及
びＺｒ炭硫化物の量の和が清浄度で０．０５％未満の場
合には、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物による被削性向
上効果が発揮できない。したがって、Ｔｉ炭硫化物及び
Ｚｒ炭硫化物の最大直径が１０μｍ以下で、且つその量
の和を清浄度で０．０５％以上とした。なお、前記の清
浄度の和は０．０８％以上とすることが好ましい。上記
のＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の清浄度の和の値が大き
すぎると疲労強度が低下する場合があるので、上記の清
浄度の和の上限値は２．０％程度とすることが好まし
い。

【００６３】上記したようなＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化
物の形態は基本的にはＴｉ、Ｚｒ、Ｓ及びＮの含有量で
決定される。しかし、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物のサ
イズと清浄度（清浄度の和）を上述の値とするために
は、ＴｉやＺｒの酸化物が過剰に生成することを防ぐこ
とが重要である。このためには、鋼が前記（Ａ）項で述
べた化学組成を有しているだけでは充分でない場合があ
るので、例えば、Ｓｉ及びＡｌで充分脱酸し、最後にＴ
ｉやＺｒを添加する製鋼法を採れば良い。

【００６４】なお、Ｔｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物は、鋼
材から採取した試験片を鏡面研磨し、その研磨面を被検
面として倍率４００倍以上で光学顕微鏡観察すれば、色
と形状から容易に他の介在物と識別できる。すなわち、
前記の条件で光学顕微鏡観察すれば、Ｔｉ炭硫化物及び
Ｚｒ炭硫化物の「色」は極めて薄い灰色で、「形状」は
ＪＩＳのＢ系介在物やＣ系介在物に相当する粒状（球
状）として認められる。Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物
の詳細判定は、前記の被検面をＥＤＸ（エネルギー分散
型Ｘ線分析装置）などの分析機能を備えた電子顕微鏡で
観察することによって行うこともできる。

【００６５】前記のＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の清浄
度は、既に述べたように、光学顕微鏡の倍率を４００倍
として、JIS G 0555に規定された「鋼の非金属介在物の
顕微鏡試験方法」によって６０視野測定した値をいう。
なお、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の最大直径も、倍率
が４００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査すれば
良い。

【００６６】（Ｃ）球状化焼鈍 球状化焼鈍は前記（Ａ）に示した化学組成と、上記
（Ｂ）に示したサイズと量のＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化
物をもつ鋼材を、熱間加工（例えば熱間圧延や熱間鍛造
など）した後に、その硬度を低下させて冷間加工性を高
めるとともに、それによって金型寿命を大幅に改善し、
最終製品である所要の軟窒化部品の製造コストを低く抑
えるのに必須の処理である。

【００６７】球状化焼鈍後の硬度がＨｖで１８０を超え
ると、金型の寿命が大幅に低下してしまうため、最終製
品である所望の軟窒化部品の製造コストが著しく高くな
る。したがって、球状化焼鈍後の硬度はＨｖ１８０以下
としなければならない。なお、球状化焼鈍の硬度の下限
値については、特に制限する必要はない。

【００６８】この球状化焼鈍は、通常の方法で行えば良
い。

【００６９】（Ｄ）冷間加工 球状化焼鈍して硬度をＨｖ１８０以下に調整した上記
（Ｃ）の鋼材を、次に冷間加工して所望の軟窒化部品の
粗形状に仕上げ、更に切削加工して所望の軟窒化部品の
形状に仕上げる。勿論、精密冷間加工して切削加工せず
に所望の軟窒化部品の形状に仕上げても良いし、球状化
焼鈍後に冷間加工の前あるいは前後で切削加工を行って
所望の軟窒化部品の形状に仕上げても良い。

【００７０】なお、（１）及び（２）の発明に係る「軟
窒化用鋼材」とは、前記冷間加工と切削加工（あるいは
精密冷間加工）によって所望形状に成形されたもののこ
とで、軟窒化される前のものをいう。

【００７１】上記の冷間加工は、例えば、冷間鍛造、冷
間転造や冷間引き抜きなど、通常の方法で行えば良い
が、加工した部品の硬度をＨｖ２５０以上にする必要が
ある。何故ならば、硬度をＨｖ１８０以下に調整された
上記（Ｃ）の鋼材は、冷間での加工を受けて硬度がＨｖ
２５０以上に上昇すれば、これに軟窒化処理を施して
も、軟窒化時の加熱による芯部硬度の低下は極めて小さ
く、Ｈｖ２５０以上の値が保てるからである。そして、
軟窒化後の芯部硬度がＨｖ２５０以上であれば、既に述
べたように、例えば、自動車のミッションギアのように
高い負荷が加わる部品においても、部品内部を起点とし
て曲げ疲労が生ずることはない。

【００７２】上記（Ｃ）に示した球状化焼鈍して硬度を
Ｈｖ１８０以下に調整した鋼材を冷間加工して、硬度を
Ｈｖ２５０以上とするには、減面率で２０％以上の加工
が加わるように寸法調整しておけば良い。

【００７３】なお、冷間加工後の硬度の上限値は特に制
限する必要はない。すなわち、設備上加えることが可能
な最高の減面率で加工して、極めて大きな硬度となって
も良い。

【００７４】これまでに述べた製造方法によって、
（１）及び（２）の発明に係る「軟窒化用鋼材」が得ら
れる。この鋼材は、次に述べる軟窒化処理を施されて、
（３）の発明に係る軟窒化部品となる。

【００７５】（Ｅ）軟窒化 上記（Ｄ）の冷間加工を行って、あるいは、冷間加工と
その前又は／及びその後で切削加工を行って所要形状に
成形した部品（軟窒化用鋼材）には、この後更に、軟窒
化処理が施される。この軟窒化の方法は何ら制限しなく
ても良く、通常の方法で行えば良い。軟窒化処理を施
し、表面硬度をＨｖ６００以上、有効硬化深さを０．１
ｍｍ以上とすれば、軟窒化部品の耐疲労特性、耐摩耗
性、耐ピッチング性及び耐スポーリング性を著しく高め
ることができるのである。

【００７６】上記（Ｄ）に示した冷間加工、あるいは、
冷間加工とその前又は／及びその後で切削加工を施され
た部品（軟窒化用鋼材）を軟窒化して表面硬度をＨｖ６
００以上、有効硬化深さを０．１ｍｍ以上とするには、
例えば、当該部品を５７０℃程度の温度の、ＲＸガスに
アンモニアを添加したガス中に３〜９時間保持し、その
後油中に冷却すれば良い。

【００７７】なお、軟窒化後の表面硬度及び有効硬化深
さの上限値は特に制限しなくても良い。しかし、軟窒化
後の表面硬度については、Ｈｖ９００程度を上限とする
ことが好ましい。

【００７８】（３）の発明に係る軟窒化部品は、素材鋼
材である前記（Ａ）の化学組成と（Ｂ）に示すサイズと
量のＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物をもつ鋼材を、例え
ば、通常の方法によって溶製した後、熱間で圧延又は鍛
造し、必要に応じて焼準を施し、（Ｃ）に示した球状化
焼鈍を行い、次いで（Ｄ）に示した冷間加工によって、
あるいは、（Ｄ）に示した冷間加工とその前又は／及び
その後の切削加工によって、所望の部品形状に成形して
から、軟窒化処理し、この後更に必要に応じて研削や研
磨を施して製造される。

【００７９】ここで、本発明が対象とする化学組成を有
する素材鋼材においては、熱間加工後に焼準して、少な
くとも表層から０．５ｍｍを超える深さまでの領域の組
織をベイナイトを含む組織（ベイナイト単相組織、ある
いはベイナイト、並びに、フェライト、パーライト及び
マルテンサイトの１種以上の混合組織）とすれば、球状
化焼鈍後の炭化物（主としてセメンタイト）の球状化率
が向上する。したがって、球状化焼鈍で冷間加工前の硬
度を大きく低下させることができる。冷間加工前の鋼材
の硬度を下げることは、冷間加工性の向上につながり、
金型寿命が延びて金型コストの削減が図れる。更に、球
状化焼鈍時間を短縮することができて、生産性の向上と
製造コストの低減が図れる。このため、（１）及び
（２）の発明の軟窒化用鋼材の製造方法においては、熱
間加工後に焼準してから球状化焼鈍することが好まし
い。

【００８０】

【実施例】表１、表２に示す化学組成の鋼を１８０ｋｇ
真空溶解炉を用いて溶製した。なお、鋼７〜９を除い
て、Ｔｉ酸化物及びＺｒ酸化物の生成を防ぐために、Ｓ
ｉ及びＡｌで充分脱酸し種々の元素を添加した最後にＴ
ｉとＺｒを添加して、Ｔｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物のサ
イズと清浄度（清浄度の和）を調整するようにした。鋼
７〜９についてはＳｉ及びＡｌで脱酸する際に同時にＴ
ｉとＺｒを添加した。

【００８１】表１における鋼１〜９は化学組成が本発明
で規定する範囲内にある本発明例、表２における鋼１０
〜２１は成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範
囲から外れた比較例である。比較例に係る鋼のうち鋼１
９及び鋼２０はそれぞれＪＩＳ規格のＳＣＭ４３５及び
ＳＡＣＭ６４５に相当する鋼にＴｉ及びＺｒを添加した
ものである。

【００８２】

【表１】

【００８３】

【表２】

【００８４】次いで、これらの鋼を通常の方法によって
鋼片にした後、１２５０℃に加熱してから、１２５０〜
９５０℃の温度で熱間鍛造して、直径３０ｍｍ及び３８
ｍｍの丸棒とした。この後、Ｃ含有量に応じて８７０〜
９２５℃で焼準し、次いで図１に示すヒートパターンで
球状化焼鈍した。

【００８５】なお、鋼２及び鋼９については、比較のた
めに、熱間鍛造のままで、すなわち熱間鍛造後に焼準を
行わないで球状化焼鈍したものも準備した。

【００８６】（実施例１）上記のようにして得られた直
径が３０ｍｍの丸棒を用いて、下記の各種調査を行っ
た。

【００８７】すなわち、熱間鍛造のままの丸棒から、JI
S G 0555の図１に則って試験片を採取し、鏡面研磨した
幅が１５ｍｍで高さが２０ｍｍの被検面を、倍率が４０
０倍の光学顕微鏡で６０視野観察して、Ｔｉ炭硫化物及
びＺｒ炭硫化物を他の介在物と区分しながらその清浄度
（清浄度の和）を測定した。Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫
化物の最大直径も、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０
視野観察して調査した。

【００８８】焼準のままの丸棒からは、直径が３０ｍｍ
で厚さが２０ｍｍの試験片を切り出し、ナイタルで腐食
して倍率４００倍の光学顕微鏡による組織観察を行っ
た。

【００８９】球状化焼鈍後の各丸棒からは、直径が３０
ｍｍで厚さが２０ｍｍの硬度試験片と直径が１０ｍｍで
長さが１５ｍｍの冷間加工用試験片を作製した。

【００９０】上記の硬度試験片を用いて、マイクロビッ
カース硬度計により中央部のＨｖ硬度測定を行った。

【００９１】又、上記の冷間加工用試験片を用いて、５
００ｔ高速プレス機による通常の方法で冷間（室温）拘
束型据え込み試験を行い、限界据え込み率を測定した。
なお、各条件ごとに３回の据え込み試験を行い、３個の
試験片のすべてに割れが発生しない最大加工率（減面
率）を限界据え込み率として評価した。

【００９２】一方、前記のようにして得られた球状化焼
鈍後の直径３０ｍｍの各丸棒を、直径２５ｍｍにピーリ
ング加工し、この後、通常の方法によって冷間（室温）
で直径２０．９ｍｍ（減面率３０．１％）までドローベ
ンチを用いて引き抜き加工した。次いで、ＲＸガスにア
ンモニアガスを１：１の割合で添加した温度が５７０℃
のガス中で６時間保持して軟窒化処理を施し、その後油
中へ冷却した。

【００９３】引き抜きままの丸棒からは、直径が２０．
９ｍｍで厚さが２０ｍｍの硬度試験片を作製し、マイク
ロビッカース硬度計を用いて中央部の硬度測定を行っ
た。又、軟窒化処理した丸棒からも、直径が２０．９ｍ
ｍで厚さが２０ｍｍの硬度試験片を作製し、マイクロビ
ッカース硬度計により表面硬度（表面から０．０２５ｍ
ｍの位置におけるＨｖ硬度）、有効硬化深さ（表面から
Ｈｖ５００の位置までの距離）及び中央部硬度の測定を
行った。

【００９４】被削性評価のため、ドリル穿孔試験も実施
した。すなわち、既に述べた球状化焼鈍後の直径３０ｍ
ｍの丸棒及び引き抜き加工後の直径２０．９ｍｍの丸棒
を２５ｍｍの長さに輪切りにしたものを用いて、Ｒ／２
部（Ｒは丸棒の半径）についてその長さ方向に貫通孔を
あけ、刃先摩損により穿孔不能となったときの貫通孔の
個数を数え、被削性の評価を行った。穿孔条件は、ＪＩ
Ｓ高速度工具鋼ＳＫＨ５１のφ５ｍｍストレートシャン
クドリルを使用し、水溶性の潤滑剤を用いて、送り０．
１５ｍｍ／ｒｅｖ、回転数９８０ｒｐｍで行った。

【００９５】表３に各種の試験結果をまとめて示す。な
お、表の「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」とした欄において、Ｔ
ｉとＺｒとを複合添加した場合には「最大直径」はいず
れか大きい方の炭硫化物の値であり、清浄度は清浄度の
和を意味する。

【００９６】

【表３】

【００９７】表３から、化学組成及び最大直径が１０μ
ｍ以下の「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」の清浄度が本発明で規
定する範囲内にある本発明例に係る場合は、球状化焼鈍
後の硬度はいずれもＨｖで１８０を下回るもので、限界
据え込み率は８０％を超えているし、被削性も良好であ
る。そして、減面率３０．１％の冷間加工（引き抜き加
工）によって、容易にＨｖ２５０を超える硬度が得られ
ているし、冷間引き抜き後の被削性も良好である。更
に、軟窒化後にはＨｖ６００を超える表面硬度と、０．
１ｍｍを超える有効硬化深さが得られており、しかも軟
窒化のための５７０℃での６時間の熱処理を受けても、
中央部硬度（芯部硬度）はＨｖ２５０を超える値に維持
されている。

【００９８】これに対して比較例に係る場合には、
（イ）球状化焼鈍後の硬度がＨｖ１８０を超える、
（ロ）冷間加工後の硬度が低いために軟窒化後の芯部硬
度も低い、（ハ）冷間加工後の硬度はＨｖ２５０を超え
るものの軟窒化後の芯部硬度はＨｖ２５０を下回る、
（ニ）軟窒化後の表面硬度がＨｖ６００を下回る、
（ホ）軟窒化後の有効硬化深さが０．１ｍｍを下回る、
（ヘ）ドリル穿孔試験における貫通孔個数が１００を大
きく下回り被削性に劣る、のいずれか１つ以上に該当す
る。このため、冷間鍛造時の金型寿命が短くて金型コス
トが嵩むし、所望の軟窒化部品の形状に成形するための
切削加工のコストも嵩むので、所望の軟窒化部品の製造
コストは極めて高いものとなってしまう。あるいは、製
造コストは低くても軟窒化部品の耐疲労特性、耐摩耗
性、耐ピッチング性及び耐スポーリング性は劣ったもの
となってしまう。

【００９９】（実施例２）前記のようにして得られた直
径が３８ｍｍの丸棒を用いて、下記の各種調査を行っ
た。

【０１００】すなわち、実施例１の場合と同様に、熱間
鍛造のままの丸棒から、JIS G 0555の図１に則って試験
片を採取し、鏡面研磨した幅が１５ｍｍで高さが２０ｍ
ｍの被検面を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０視野
観察して、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物を他の介在物
と区分しながらその清浄度（清浄度の和）を測定した。
Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径も、倍率が４
００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査した。

【０１０１】球状化焼鈍後の各丸棒からは、直径が３８
ｍｍで厚さが２０ｍｍの硬度試験片を作製し、これを用
いて、マイクロビッカース硬度計により中央部のＨｖ硬
度測定を行った。

【０１０２】更に、球状化焼鈍後の直径３８ｍｍの各丸
棒を、直径３６ｍｍにピーリング加工し、この後、通常
の方法によって冷間（室温）で直径３０ｍｍ（減面率３
０．６％）までドローベンチを用いて引き抜き加工し
た。この後、図２に示す転動疲労試験片（小ローラー）
と環状半円溝付きの小野式回転曲げ疲労試験片（JIS Z2
274のＤ＝１０ｍｍ、ｄ＝８ｍｍ、ρ＝ｔ＝１ｍｍ、Ｄ₀
＝１２ｍｍの試験片）を作製した。

【０１０３】次いで、前記の各試験片を、ＲＸガスにア
ンモニアガスを１：１の割合で添加した温度が５７０℃
のガス中で６時間保持して軟窒化処理を施し、その後油
中へ冷却した。なお、直径３０ｍｍ×長さ１００ｍｍの
冷間引き抜きままのものに対しても、同時に上記の処理
を施した。

【０１０４】引き抜きままの丸棒からは、直径が３０ｍ
ｍで厚さが２０ｍｍの硬度試験片を作製し、マイクロビ
ッカース硬度計を用いて中央部の硬度測定を行った。
又、軟窒化処理した丸棒からも、直径が３０ｍｍで厚さ
が２０ｍｍの硬度試験片を作製し、マイクロビッカース
硬度計により表面硬度（表面から０．０２５ｍｍの位置
におけるＨｖ硬度）、有効硬化深さ（表面からＨｖ５０
０の位置までの距離）及び中央部硬度の測定を行った。

【０１０５】一方、軟窒化処理した小野式回転曲げ疲労
試験片と転動疲労試験片を用いて、疲労特性を調査し
た。

【０１０６】すなわち、常温（室温）、大気中、回転数
３０００ｒｐｍの条件で小野式回転曲げ疲労試験を行
い、曲げ疲労強度（疲労限）を求めた。

【０１０７】又、回転数１０００ｒｐｍ、潤滑油の温度
８０℃、すべり率４０％の条件でローラーピッチング試
験機を用いて、面疲労強度を求めた。なお、相手材とな
る大ローラーには、ＪＩＳのＳＵＪ２を用いて硬度をロ
ックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）で６１に調整し、外径１３
０ｍｍ、内径４５ｍｍ、厚さ１８ｍｍに加工したものを
使用した。そして、前記の試験条件で１０⁷ 回の回転が
可能な面圧を「面疲労強度」として評価した。

【０１０８】表４に各種の試験結果をまとめて示す。な
お、この表についても「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」とした欄
において、ＴｉとＺｒとを複合添加した場合には「最大
直径」はいずれか大きい方の炭硫化物の値であり、清浄
度は清浄度の和を意味する。

【０１０９】

【表４】

【０１１０】表４から、化学組成及び最大直径が１０μ
ｍ以下の「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」の清浄度が本発明で規
定する範囲内にある本発明例に係る場合は、前記の実施
例１におけると同様に、球状化焼鈍後の硬度はいずれも
Ｈｖで１８０を下回っている。そして、減面率で３０．
６％の冷間加工（引き抜き加工）によって、容易にＨｖ
２５０を超える硬度が得られている。更に、軟窒化後に
はＨｖ６００を超える表面硬度と、０．１ｍｍを超える
有効硬化深さが得られており、しかも軟窒化のための５
７０℃での６時間の熱処理を受けても中央部硬度（芯部
硬度）はＨｖ２５０を超える値に維持されている。

【０１１１】更に、曲げ疲労強度は５０ｋｇｆ／ｍｍ²
を超えており、面疲労強度も２４０ｋｇｆ／ｍｍ² を超
える値が得られている。

【０１１２】これに対して比較例に係る場合には、
（イ）球状化焼鈍後の硬度がＨｖ１８０を超える、
（ロ）冷間加工後の硬度が低いために軟窒化後の芯部硬
度も低い、（ハ）冷間加工後の硬度はＨｖ２５０を超え
るものの軟窒化後の芯部硬度はＨｖ２５０を下回る、
（ニ）軟窒化後の表面硬度がＨｖ６００を下回る、
（ホ）軟窒化後の有効硬化深さが０．１ｍｍを下回る、
のいずれか１つ以上に該当する。更に、曲げ疲労強度は
高々４６ｋｇｆ／ｍｍ² （鋼１３に係る場合）である
し、面疲労強度も鋼１５と鋼１８に係る場合の２３３ｋ
ｇｆ／ｍｍ² が最高で、本発明例に係る場合と比較して
明らかに劣っている。

【０１１３】

【発明の効果】本発明の軟窒化部品は、耐疲労特性、耐
摩耗性、耐ピッチング性及び耐スポーリング性に優れる
ことから、自動車用や産業機械用の歯車など大きな疲労
強度や耐摩耗性が要求される部品として利用することが
できる。この軟窒化部品の素材となる被削性に優れた軟
窒化用鋼材は、本発明の方法によって比較的容易に製造
することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例における球状化焼鈍のヒートパターンを
示す図である。

【図２】実施例で用いた転動疲労試験片の形状を示す図
である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓ
   ｉ：０．１０％を超え０．５０％以下、Ｍｎ：０．２〜
   ２．５％、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｃｒ：０．５〜
   ２％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：１．０％以下、
   Ｚｒ：１．０％以下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ
   （％）：０．０４〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．３
   ％、Ｎ：０．００８％以下、Ｐｂ：０〜０．３５％及び
   Ｃａ：０〜０．０１％を含み、下記式で表されるｆｎ
   １の値が０％を超え、残部はＦｅ及び不可避不純物の化
   学組成で、更に、鋼中のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物
   の最大直径が１０μｍ以下で、且つ、その量の和が清浄
   度で０．０５％以上である鋼を、熱間加工後に球状化焼
   鈍して硬度をＨｖ１８０以下とし、次いで冷間加工して
   硬度をＨｖ２５０以上にすることを特徴とする被削性に
   優れた軟窒化用鋼材の製造方法。 ｆｎ１＝Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）−１．２Ｓ（％）・・・・
2. 【請求項２】重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓ
   ｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、
   Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｃｒ：０．５〜２％、Ｖ：
   ０．０５〜０．５％、Ｔｉ：１．０％以下、Ｚｒ：１．
   ０％以下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．０４
   〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．３％、Ｎ：０．００
   ８％以下、Ｐｂ：０〜０．３５％、Ｃａ：０〜０．０１
   ％、並びに、Ｍｏ：０．０２〜０．３％及びＷ：０．０
   ４〜０．５％の１種以上を含み、前記式で表されるｆ
   ｎ１の値が０％を超え、残部はＦｅ及び不可避不純物の
   化学組成で、更に、鋼中のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化
   物の最大直径が１０μｍ以下で、且つ、その量の和が清
   浄度で０．０５％以上である鋼を、熱間加工後に球状化
   焼鈍して硬度をＨｖ１８０以下とし、次いで冷間加工し
   て硬度をＨｖ２５０以上にすることを特徴とする被削性
   に優れた軟窒化用鋼材の製造方法。
3. 【請求項３】請求項１又は請求項２に記載の化学組成、
   大きさ及び量のＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物、並びに球
   状化組織を備え、表面硬度がＨｖ６００以上、且つ、有
   効硬化深さが０．１ｍｍ以上、芯部硬度がＨｖ２５０以
   上であることを特徴とする軟窒化部品。