JPWO2013121794A1

JPWO2013121794A1 - 軟窒化用鋼およびこの鋼を素材とする軟窒化部品

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Publication number: JPWO2013121794A1
Application number: JP2013532781A
Authority: JP
Inventors: 岩本　隆; 岩本　　隆; 佳祐安藤; 冨田　邦和; 邦和冨田; 大森　靖浩; 靖浩大森; 清史上井; 三田尾　眞司; 眞司三田尾
Original assignee: JFE Steel Corp; JFE Bars and Shapes Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Bars and Shapes Corp
Priority date: 2012-02-15
Filing date: 2013-02-15
Publication date: 2015-05-11
Anticipated expiration: 2033-02-15
Also published as: US20150020926A1; CN104114733A; WO2013121794A8; JP5449626B1; KR20140129081A; WO2013121794A1; MY177826A; EP2816128A4; EP2816128A1; EP2816128B1

Abstract

本発明に従い、所定の成分組成からなり、軟窒化前において、ベイナイト面積率が５０％超の組織を有することによって、軟窒化前は、被削性に優れる一方で、軟窒化後は、従来鋼、例えば、ＳＣｒ４２０鋼の浸炭材と同等の強度・靭性を備え、さらにより優れた疲労特性を備えた軟窒化用鋼を得ることができる。

Description

この発明は、軟窒化用鋼およびこの鋼を素材とする軟窒化部品、特に軟窒化後において疲労特性に優れ、自動車、建設機械用として好ましい軟窒化用鋼およびこの鋼を素材とする軟窒化部品に関するものである。

自動車の歯車などの機械構造部品には、優れた疲労特性が要求され、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浸炭処理、高周波焼入処理および窒化処理が良く知られている。

浸炭処理は、高温のオーステナイト域においてＣを浸入・拡散させるために、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、熱処理歪が発生することから、静粛性などの観点から厳しい寸法精度の要求される部品には、その適用が困難であった。

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、浸炭処理と同様に寸法精度に劣る。

窒化処理は、Ａｃ₁変態点以下の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が、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った。

そのため、窒化処理と同程度の処理温度で、窒化を短時間で処理す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。軟窒化処理は、５００〜６００℃の範囲内の温度域で、ＮとＣを同時に浸入・拡散させて、表面を硬化するもので、従来の窒化処理と比較して半分以下の処理時間とすることが可能である。

しかしながら、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、軟窒化処理では、鋼の変態点以下の温度で処理を行うため、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。

軟窒化処理材の疲労強度を高めるため、通常、軟窒化前に焼入・焼戻し処理により、芯部硬度を上昇させることが行われるが、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、機械加工性も低下する。

このような問題を解決するため、鋼の成分組成を、Ｎｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｔｉを含有する成分組成とし、軟窒化時に芯部は、Ｎｉ−Ａｌ、Ｎｉ−Ｔｉ系の金属間化合物あるいはＣｕ化合物により時効硬化させ、表面は、窒化層中にＣｒ、Ａｌ、Ｔｉなどの窒化物や炭化物を析出硬化させることが提案されている（特許文献１、特許文献２）。

特許文献３には、Ｃｕを０．５〜２％含有した鋼を、熱間鍛造で鍛伸後、空冷してＣｕを固溶したフェライト主体組織とし、５８０℃×１２０分の軟窒化処理中にＣｕを析出させ、更にＴｉ、Ｖ、Ｎｂ炭窒化物の析出硬化も併用して、軟窒化処理後において優れた曲げ疲労特性を備えた鋼とすることが記載されている。特許文献４には、Ｔｉ−Ｍｏ炭化物、またそれらに更にＮｂ、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を含む炭化物を分散した軟窒化用鋼が開示されている。

特開平５−５９４８８号公報特開平７−１３８７０１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、２に記載の軟窒化鋼は、Ｃｕなどの析出硬化により、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く、特許文献３に記載の軟窒化鋼は、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂを比較的多量に添加することが必要で、生産コストが高い。特許文献４に記載の軟窒化用鋼は、Ｔｉ、Ｍｏを比較的多量に含むため生産コストが高いという問題がある。

そこで、この発明は、軟窒化前は、硬さが低く機械加工性に優れる性質を有しつつ、軟窒化処理によって芯部硬さを高めることが可能で、かつ疲労特性に優れる軟窒化部品の製造が比較的安価に可能な軟窒化用鋼およびこの鋼を素材とする軟窒化部品を提供することを目的とする。

発明者らは、上記課題を解決するため、鋼の軟窒化後の疲労特性に及ぼす組織、組成の影響について鋭意検討を行った。この結果、鋼組成としてＶ、Ｎｂを特定量含有させ、ベイナイト主体組織を軟窒化前組織とした鋼材に対して軟窒化処理を施し、その際の温度上昇を利用して、軟窒化される表層部以外の芯部組織中に微細な析出物を時効析出させることで芯部硬度を上昇させれば、軟窒化後に、優れた疲労特性が得られるといった知見を得た。

この発明は、上記知見を基に、更に検討を加えてなされたもので、下記を特徴とする。
１．質量％で、Ｃ：０．０１％以上０．１０％未満、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｃｒ：０．３０〜３．０％、Ｍｏ：０．００５〜０．４％、Ｖ：０．０２〜０．５％、Ｎｂ：０．００３〜０．１５％、Ａｌ：０．００５〜０．２％、Ｓ：０．０６％以下、Ｐ：０．０２％以下およびＢ：０．０００３〜０．０１％を含み、残部：Ｆｅ及び不可避不純物からなり、軟窒化前において、ベイナイト面積率５０％超えの組織を有する軟窒化用鋼。
２．軟窒化後において、ベイナイト相中にＶ、Ｎｂを含む析出物が分散析出している前記１記載の軟窒化用鋼。
３．前記１または２に記載の軟窒化用鋼を素材とする軟窒化部品。

この発明によれば、軟窒化前は、被削性に優れ、軟窒化後は、従来鋼、例えば、ＳＣｒ４２０鋼の浸炭材と同等の強度・靭性を有し、さらに優れた疲労特性を備えた軟窒化用鋼と、この鋼を素材とする軟窒化部品とを得ることができ、産業上極めて有用である。

この発明の軟窒化用鋼を用いて軟窒化部品を製造するための製造工程を示す概略図である。

この発明に係る軟窒化用鋼のミクロ組織、成分組成および製造条件について、以下に説明する。

１．ミクロ組織
軟窒化前のミクロ組織をベイナイト面積率５０％超えとし、かつ軟窒化後にベイナイト相中にＶ、Ｎｂ析出物を分散析出させた組織とする。軟窒化前の母相を、ベイナイト面積率５０％超えのベイナイト主体組織とした場合、フェライト−パーライト組織の場合に比べて母相中へのＶ、Ｎｂ析出物の生成が著しく抑制される。その結果、軟窒化前にＶ、Ｎｂ析出物が析出して、鋼の硬さが上昇することを抑制することができ、通常軟窒化前に行われる切削加工性が改善される。さらに、これに軟窒化処理を施すと、表層部が窒化されると同時に、表層窒化部以外の芯部ベイナイト組織中には、Ｖ、Ｎｂ析出物が時効析出して、芯部硬さが上昇する。この結果、軟窒化後の疲労強度ならびに強度が顕著に向上する。

なお、この発明において、ベイナイト面積率５０％超えの組織とは、断面組織観察（２００倍の光学顕微鏡組織観察）でベイナイト組織（相）の面積率が５０％を超えることである。好ましくは、ベイナイト組織の面積率が６０％超え、さらに好ましくは、８０％超えとする。また、ベイナイト組織中に析出するＶ、Ｎｂ析出物として、粒径：１０ｎｍ未満の微細な析出物が分散していることが好ましい。さらにこの粒径：１０ｎｍ未満のＶ、Ｎｂ析出物は、１μｍ^２当たり５００個以上存在することが、十分に析出強化させる上で好ましい。

２．成分組成
この発明の軟窒化用鋼における成分組成の限定理由について説明する。以下、鋼成分の％は、何れも質量％である。

Ｃ：０．０１％以上、０．１０％未満
Ｃは、ベイナイト組織生成および強度確保のために添加する。Ｃ添加量が０．０１％未満の場合、ベイナイト生成量が減少するとともに、Ｖ、Ｎｂ析出物量が減少して、強度確保が困難となる。一方、Ｃを０．１０％以上添加すると、ベイナイト組織の硬さが増加して、機械加工性が低下する。従って、Ｃ添加量は、０．０１％以上、０．１０％未満の範囲内とする。より好ましくは、０．０３％以上、０．１０％未満である。

Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、脱酸ならびにベイナイト組織生成に有効なため添加するが、Ｓｉ添加量が１．０％を超えると、フェライトおよびベイナイト組織の固溶硬化により、機械加工性および冷間加工性を劣化させる。従って、Ｓｉ添加量は、１．０％以下とする。より好ましくは、０．５％以下である。さらに好ましくは、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、Ｓｉ添加量を０．０１％以上とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎは、ベイナイト組織生成ならびに強度向上に有効なため添加する。Ｍｎ添加量が０．５％未満の場合、ベイナイト組織生成量が減少し、Ｖ、Ｎｂ析出物が生成するため、軟窒化前硬さが増加するとともに、軟窒化処理後のＶ、Ｎｂ析出物生成量が減少することになり、軟窒化後硬さが低下して強度確保が困難となる。一方、Ｍｎ添加量が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。従って、Ｍｎ添加量は、０．５〜３．０％の範囲内とする。より好ましくは、０．５％以上、２．５％以下である。さらに好ましくは、０．６％以上、２．０％以下である。

Ｃｒ：０．３０〜３．０％
Ｃｒは、ベイナイト組織の生成に有効なため添加する。Ｃｒ添加量が０．３０％未満ではベイナイト組織生成量が減少し、Ｖ、Ｎｂ析出物が生成するため、軟窒化前硬さが増加するとともに、軟窒化処理後のＶ、Ｎｂ析出物生成量が減少することになり、軟窒化後硬さが低下して強度確保が困難となる。一方、Ｃｒ添加量が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。従って、Ｃｒ添加量は、０．３０〜３．０％の範囲内とする。より好ましくは、０．５％以上、２．０％以下である。さらに好ましくは、０．５％以上、１．５％以下である。

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、芯部硬さを増加させ、強度を向上させる重要な元素である。Ｖ添加量が０．０２％未満では、添加効果に乏しい。一方、Ｖ添加量が０．５％を超えると、析出物が粗大化するようになる。従って、Ｖ添加量は、０．０２〜０．５％の範囲内とする。より好ましくは、０．０３％以上、０．３％以下である。さらに好ましくは、０．０３％以上、０．２５％以下である。

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、疲労強度を向上させる極めて有効な元素である。Ｎｂ添加量が０．００３％未満では、添加効果に乏しい。一方、Ｎｂ添加量が０．１５％を超えると、析出物が粗大化する。従って、Ｎｂ添加量は、０．００３〜０．１５％の範囲内とする。より好ましくは、０．０２％以上、０．１２％以下である。

Ｍｏ：０．００５〜０．４％
Ｍｏは、Ｖ、Ｎｂ析出物を微細に析出させて、軟窒化処理材の強度を向上させる効果があり、この発明において重要な元素である。また、Ｍｏは、ベイナイト組織生成にも有効である。強度向上のため０．００５％以上添加するが、高価な元素のため、０．４％を超えて添加すると、成分コストの上昇を招く。従って、Ｍｏ添加量は、０．００５〜０．４％の範囲内とする。より好ましくは、０．０１〜０．３％である。さらに好ましくは、０．０４〜０．２％である。

Ａｌ：０．００５〜０．２％
Ａｌは、軟窒化後の表面硬さおよび有効硬化層深さ向上に有効な元素であり、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り組織を微細化して、靭性を向上させる上でも有用な元素であるので、０．００５％以上添加する。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を生ずる。従って、Ａｌ添加量は、０．００５〜０．２％の範囲内とする。好ましくは、０．０２０％超、０．１％以下である。さらに好ましくは、０．０２０％超、０．０４０％以下である。

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。従って、Ｓ添加量は、０．０６％以下とする。好ましくは、０．０４％以下である。なお、Ｓによる被削性向上の効果を発現させるためには、Ｓ添加量を０．００２％以上とすることが好ましい。

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含有量は、極力低下することが望ましいが、０．０２％までは許容される。従って、Ｐ含有量は、０．０２％以下とする。なお、Ｐを０．００１％未満とすること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。

Ｂ：０．０００３〜０．０１％
Ｂは、ベイナイト組織の生成を促進する効果を有する。Ｂ添加量が０．０００３％に満たないと添加効果に乏しい。一方、Ｂを、０．０１％を超えて添加しても効果が飽和して、成分コストの上昇を招く。従って、Ｂ添加量は、０．０００３〜０．０１％の範囲内とする。より好ましくは、０．００１０％以上、０．０１％以下とする。

なお、ベイナイト組織生成促進効果を得るためには、Ｂが鋼中に固溶していることが好ましい。しかし、鋼中に固溶Ｎが存在する場合には、鋼中のＢは、ＢＮの形成に消費され、ＢがＢＮとして鋼中に存在する場合には、焼入性の向上に寄与しない。従って、鋼中に固溶Ｎが存在する場合には、Ｂは、ＢＮの形成に消費される以上の量を添加することが好ましく、鋼中のＢ量（％Ｂ）とＮ量（％Ｎ）との間に下記（１）式で示される関係が成り立つことが好ましい。

記
％Ｂ≧％Ｎ／１４×１０．８＋０．０００３ ---（１）

この発明の軟窒化用鋼では、鍛造後や軟窒化処理材の被削性を向上させる場合、Ｐｂ≦０．２％、Ｂｉ≦０．０２％のうちから選んだ一種以上を添加することができる。なお、これらの元素の含有量や添加の有無により、この発明の効果が損なわれることはない。

また、この発明の軟窒化用鋼では、上記添加元素以外の残部は、Ｆｅ及び不可避不純物であるが、特にＴｉは、Ｖ、Ｎｂの析出強化に悪影響を及ぼすだけでなく、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。好ましくは、０．０１０％未満、さらに好ましくは、０．００５％未満とする。

３．製造条件
図１は、この発明の軟窒化用鋼を用いて、軟窒化部品を製造する製造工程を示す概略図である。

図１において、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）仕上げ工程を示す。

すなわち、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、出荷される。そして、出荷後、搬送（Ｓ２）された棒鋼は、製品（軟窒化部品）仕上げ工程（Ｓ３）で、上記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などの切削加工で所望の形状とした後、軟窒化処理を行い製品とする。

また、熱間圧延材をそのまま旋削やドリル穿孔など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を行ってもよい。また、最終製品にペンキやメッキなどの皮膜処理がなされる場合もある。以下に、望ましい製造条件について説明する。

圧延加熱温度
圧延加熱温度は、９５０〜１２５０℃の範囲内とすることが望ましい。この発明の軟窒化用鋼は、圧延材（熱間鍛造部品の素材となる棒鋼）に微細析出物が析出することによって鍛造性が損なわれることのないように、溶解時から残存する炭化物を熱間圧延時に固溶させるからである。

すなわち、圧延加熱温度を９５０℃未満とした場合、溶解時から残存する炭化物が固溶しづらくなる。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。従って、圧延加熱温度は、９５０℃〜１２５０℃の範囲内とすることが望ましい。

圧延仕上げ温度
圧延仕上げ温度は、８００℃以上とすることが望ましい。圧延仕上げ温度が８００℃未満では、フェライト組織が生成するため、次工程として、特に、冷間鍛造あるいは切削加工後に軟窒化を施す場合、軟窒化後に母相を面積率で５０％超えのベイナイト組織を得るのに不利だからである。また、圧延仕上げ温度が８００℃未満では、圧延荷重が高く、圧延材の真円度が劣化するからである。従って、圧延仕上げ温度は、８００℃以上とすることが望ましい。

冷却速度
鍛造前に微細析出物が析出して、鍛造性を損なわないよう、圧延後の冷却速度を規定することが望ましい。微細析出物の析出温度範囲の７００〜５５０℃を、微細析出物が得られる限界冷却速度（０．５℃／ｓｅｃ）超えで冷却することが望ましい。

軟窒化処理（析出処理）
得られた棒鋼を素材とし、鍛造後、切削加工などにより部品形状とする。その後、軟窒化処理を行う。軟窒化処理は、Ｖ、Ｎｂを含む微細析出物を析出させるように、軟窒化処理温度を５５０〜７００℃の範囲内とし、処理時間を１０分以上とすることが望ましい。５５０℃未満では、十分な量の析出物が得られず、一方、７００℃超えでは、オーステナイト域となって軟窒化が困難となるからである。なお、より望ましくは５５０〜６３０℃の範囲である。また、処理時間を１０分以上とするのは、十分な量のＶ、Ｎｂ析出物が得られるからである。

なお、熱間鍛造を用いた場合、軟窒化後、母相を面積率で５０％超えのベイナイト組織とするため、ならびに、熱間鍛造後の冷間矯正や切削加工性の観点から、微細析出物が析出しないように、熱間鍛造時の加熱温度を９５０〜１２５０℃の範囲内、鍛造仕上げ温度を８００℃以上および鍛造後の冷却速度を０．５℃／ｓｅｃ超えで行うことが望ましい。

次に、この発明を実施例により、さらに説明する。

表１に示す組成の鋼（鋼Ｎｏ．１〜１７）を１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、圧延を１１５０℃加熱、９７０℃仕上げで行い、その後、冷却速度を０．９℃／ｓｅｃとして室温まで冷却し、５０ｍｍφの棒鋼を調製した。Ｎｏ．１７は、従来材ＪＩＳＳＣｒ４２０である。なお、表１中の全鋼について、Ｐは積極的に添加してはいない。よって、表１中のＰ含有量は、不可避不純物として混入している値を示している。また、Ｔｉについては、表１中の鋼Ｎｏ．１４および鋼Ｎｏ．１５については添加したものであるが、鋼Ｎｏ．１〜１３および鋼Ｎｏ．１６〜１７については積極的に添加しているわけではない。よって、表１中、鋼Ｎｏ．１〜１３および鋼Ｎｏ．１６〜１７のＴｉ含有量は、いずれも不可避不純物として混入している値を示している。

これらの素材をさらに、１２００℃に加熱後、１１００℃にて熱間鍛造を行い、３０ｍｍφとし、冷却速度：０．８℃／ｓｅｃおよび一部、比較のために冷却速度：０．１℃／ｓｅｃで室温まで冷却した。

上記素材について、組織観察、硬度測定および被削性を調査した。組織観察は、断面を光学顕微鏡で観察し、芯部組織を同定するとともに、芯部にベイナイト相が存在したものについては、芯部のベイナイト相の面積分率を求めた。また、被削性は、ドリル切削試験により評価した。具体的には、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の条件とし、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、硬度測定は、芯部の硬度を、ビッカース硬度計を用い、試験荷重：１００ｇとして調査した。

鋼Ｎｏ．１〜１６は、熱間鍛造材にさらにガス軟窒化処理を施し、鋼Ｎｏ．１７は、熱間鍛造材にガス浸炭処理を施した。ガス軟窒化処理は、ＮＨ₃：Ｎ₂：ＣＯ₂＝５０：４５：５の雰囲気で５７０〜６２０℃に加熱し、３．５時間保持して行った。ガス浸炭処理は、９３０℃×３ｈ浸炭後、８５０℃×４０ｍiｎ保持したのち油冷を行うという条件で実施し、さらに１７０℃×１ｈの焼もどしを行った。

これらの熱処理材について、組織観察、硬度測定、析出物の観察、衝撃特性調査および疲労特性調査を行った。

組織観察は、断面を光学顕微鏡で観察し、芯部組織を同定するとともに、芯部にベイナイト相が存在したものについては、ベイナイト相の面積分率を求めた。

軟窒化材ならびに浸炭材の硬度測定は、芯部硬さおよび表面硬さについての測定を行った。表面硬さは、表面から０．０２ｍｍの位置で測定を行い、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、透過型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成し、得られた試料について、加速電圧を２００ｋＶとした透過型電子顕微鏡を用いて析出物の観察を行なった。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。

衝撃特性の評価は、シャルピー衝撃試験により行い、衝撃値（Ｊ／ｃｍ^２）を求めた。試験片は切り欠き付き試験片（Ｒ：１０ｍｍ、深さ：２ｍｍ）を用いた。なお、この切り欠き付き試験片は、熱間鍛造材より採取し、採取した試験片に対して上述した軟窒化処理あるいは浸炭処理を施した後、シャルピー衝撃試験に供した。
また、疲労特性評価は、小野式回転曲げ疲労試験により行い、疲労限を求めた。試験片としては、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）を用いた。この試験片を熱間鍛造材より採取し、上述した軟窒化処理あるいは浸炭処理を施した後、試験に供した。

表２に試験結果を示す。Ｎｏ．１〜６が発明例、Ｎｏ．７〜１７が比較例、Ｎｏ．１８がＪＩＳＳＣｒ４２０鋼による従来例である。

表２から明らかなように、Ｎｏ．１〜６の軟窒化処理材は、従来例（Ｎｏ．１８）を浸炭焼入・焼もどし処理したものより、疲労強度が優れている。Ｎｏ．１〜６の軟窒化処理前素材（熱間鍛造材）のドリル切削加工性については、従来材と実用上同等レベル以上である。さらに、透過型電子顕微鏡観察およびＥＤＸによる析出物組成の調査の結果、Ｎｏ．１〜６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１μｍ^２当り５００個以上で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、上記微細な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。

これに対して、比較例Ｎｏ．７〜１７は、化学組成あるいは得られたミクロ組織が本発明範囲外であるので、疲労強度あるいはドリル加工性に劣る。

特に、Ｎｏ．７は、熱間鍛造後の冷却速度が遅いために、発明例に比べて疲労強度が低い。ここに、Ｎｏ．７では、透過型電子顕微鏡観察の結果、粒径：１０ｎｍ未満の微細な析出物の分散析出が観察されずに、粒径：１０ｎｍを大きく超える粗大な析出物が観察された。この結果から、このように生成した析出物が粗大であることが疲労強度が低くなった原因と考えられる。すなわち、熱間鍛造後の冷却速度が遅く、所期したベイナイト組織が得られないと、粗大な析出物が軟窒化前に生成してしまい、軟窒化処理後の微細析出物の生成量が少なくなるため、結果的に析出強化が不足してしまうと考えられる。

Ｎｏ．８は、Ｃ量が本発明範囲外で高いため、ベイナイト組織の硬さが増加し、ドリル加工性が低下している。

Ｎｏ．９は、Ｓｉ、Ｍｎ量が本発明範囲外で高いため熱間鍛造材の硬度が高く、ドリル加工性が従来材の約１／５まで低下している。

Ｎｏ．１０は、Ｍｎ量が本発明範囲外で低く、軟窒化前（熱間鍛造後）にフェライト−パーライト組織が生成してベイナイト組織の面積率が低くなり、組織中にＶ、Ｎｂ析出物が析出したため、軟窒化前の硬さが増加し、ドリル加工性が低下している。

Ｎｏ．１１は、Ｃｒ量が本発明範囲外で低いため、軟窒化前（熱間鍛造後）にフェライト−パーライト組織が生成してベイナイト組織の面積率が低くなり、組織中にＶ、Ｎｂ析出物が析出したため、軟窒化前の硬さが増加し、ドリル加工性が低下している。

Ｎｏ．１２は、Ｍｏ量が本発明範囲外で低いため、軟窒化処理後の微細析出物量が少なく、十分な芯部硬さが得られなかったため、従来例より疲労強度が低くなっている。

Ｎｏ．１３はＶ、Ｎｂが本発明範囲外で低いため、軟窒化処理後の析出物量が少なく、十分な芯部硬さが得られなかったため、従来材より疲労強度が低くなっている。

Ｎｏ．１４は、Ｎｂが本発明範囲外で低いため、軟窒化処理後の析出物量が少なく、そのため、十分な芯部硬さが得られず、従来材より疲労強度が低くなっている。

Ｎｏ．１５およびＮｏ．１６は、Ｔｉを添加したため、軟窒化処理後のＶ、Ｎｂを含む析出物の析出量が少なく、そのため、十分な芯部硬さが得られずに、従来材より疲労強度が低い。さらに、衝撃値も低い値を示している。

Ｎｏ．１７はＡｌが本発明範囲外で低いため、軟窒化処理後の表面硬さおよび有効硬化層深さが低かったため、従来材より疲労強度が低くなっている。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０１％以上０．１０％未満、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｃｒ：０．３０〜３．０％、
Ｍｏ：０．００５〜０．４％、
Ｖ：０．０２〜０．５％、
Ｎｂ：０．００３〜０．１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．２％、
Ｓ：０．０６％以下、
Ｐ：０．０２％以下および
Ｂ：０．０００３〜０．０１％を含み、
残部：Ｆｅ及び不可避不純物からなり、軟窒化前において、ベイナイト面積率５０％超えの組織を有する軟窒化用鋼。
軟窒化後において、ベイナイト相中にＶ、Ｎｂを含む析出物が分散析出している請求項１記載の軟窒化用鋼。
請求項１または２に記載の軟窒化用鋼を素材とする軟窒化部品。