WO2012105405A1 - 窒化用鋼および窒化部品 - Google Patents

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秀樹 今高
将人 祐谷
裕也 行徳
厚 小林
前田　晋
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住友金属工業株式会社
本田技研工業株式会社
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/24—Nitriding
    • C23C8/26—Nitriding of ferrous surfaces

Definitions

  • the present invention relates to a nitriding steel and a nitrided component (hereinafter referred to as “nitrided component”). Specifically, it is easy to cut before nitriding, has high bending fatigue strength and surface fatigue strength after nitriding, and can also suppress expansion (heat treatment deformation) due to nitriding, and can be used as a material for nitride parts such as automotive ring gears.
  • the present invention relates to a suitable nitriding steel and nitrided parts thereof.
  • Parts used in automobile transmissions are usually subjected to surface hardening treatment such as carburizing quenching, induction quenching and nitriding from the viewpoint of improving bending fatigue strength and surface fatigue strength.
  • “carburizing and quenching” is a treatment in which low carbon steel is generally used, C is intruded and diffused in a high temperature austenite region of Ac 3 points or higher, and then quenched.
  • C is intruded and diffused in a high temperature austenite region of Ac 3 points or higher, and then quenched.
  • the heat treatment deformation becomes large because the treatment involves transformation. Therefore, when high part accuracy is required, finishing such as grinding and honing after carburizing and quenching is required.
  • a so-called “carburized abnormal layer” such as a grain boundary oxide layer or an incompletely hardened layer formed on the surface layer becomes a fracture starting point such as bending fatigue, and there is a problem that the fatigue strength is lowered.
  • “Induction hardening” is a process of quenching by rapid heating and cooling in a high temperature austenite region of Ac 3 points or higher. Although there is an advantage that adjustment of the depth of the hardened layer is relatively easy, it is not a surface hardening treatment in which C enters and diffuses like carburization. For this reason, in order to obtain the required surface hardness, hardened layer depth, and core hardness, it is common to use medium carbon steel having a higher C content than carburizing steel. However, since the medium carbon steel has a higher material hardness than the low carbon steel, there is a problem that machinability is lowered. There is also a problem that it is necessary to produce a high-frequency heating coil for each component.
  • Nonriding is a process for obtaining a high surface hardness and an appropriate hardened layer depth by invading and diffusing N at a temperature of 450 to 650 ° C. below Ac 1 point. Since the treatment temperature is lower than that of carburizing and induction hardening, nitriding has an advantage that deformation of the heat treatment is small even when oil-cooled, for example.
  • “soft nitriding” is a process for obtaining high surface hardness by invading and diffusing N and C at a temperature of about 500 to 600 ° C., which is less than Ac 1 point.
  • the processing time is as short as several hours as compared with the case where only N penetrates and diffuses, the processing is suitable for mass production.
  • nitriding is a treatment that does not perform quenching treatment from a high temperature austenite region, strengthening with martensitic transformation cannot be utilized. Therefore, it is necessary to increase the hardness before nitriding in order to ensure the desired strength of the nitrided part. However, if the hardness is increased by containing a large amount of alloy elements, cutting becomes difficult.
  • SACM645 Aluminum chromium molybdenum steel (SACM645) specified in JIS G 4053 (2008), which is a typical nitriding steel, has high surface hardness because Cr, Al, etc. generate nitrides near the surface. be able to. However, since the hardened layer is shallow, high surface fatigue strength cannot be ensured. On the other hand, if the surface hardness is too high, the aggression on the mating gear becomes high.
  • Mo is an element that combines with C in steel at a nitriding temperature to form carbides and improves the core hardness after nitriding.
  • Mo is an expensive element, it is economically undesirable to use a large amount.
  • nitriding is less heat treatment deformation than carburizing and induction hardening
  • a large amount of alloy nitride is formed by nitriding when an alloying element is included in the nitrided part to ensure a desired strength.
  • the surface of the nitrided part expands. For this reason, even with nitriding, the heat treatment deformation becomes large.
  • ring gears for automobiles are machined into a thin final shape and nitridized after gear cutting, even a slight heat treatment deformation causes a problem.
  • Patent Document 1 As materials for nitride parts, for example, techniques of Patent Document 1 and Patent Document 2 have been proposed.
  • Patent Document 1 in mass%, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.30 to 1.50%, Cr: 0.30 to 2.00 %, V: more than 0.15 to 0.50%, Al: 0.02 to 0.50%, if necessary, Ni: 2.00% or less, Mo: 0.50% or less, S: 0.20% or less, Bi: 0.30% or less, Se: 0.30% or less, Ca: 0.10% or less, Te: 0.30% or less, Nb: 0.50% or less, and Ti: 1 type or 2 or more types of 1.00% or less are contained, the balance is made of Fe and impurity elements, and the ferrite hardness is made of ferrite pearlite structure of HV190 or more. “Nitride component material” and “nitride component manufacturing method” using the material are disclosed. There.
  • Patent Document 2 by mass%, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.30 to less than 1.50%, Cr: 0.30 to 2.00% Al: 0.02 to 0.50%, if necessary, Ni: 2.00% or less, Mo: 0.50% or less, S: 0.20% or less, Bi: 0.30 %, Se: 0.30% or less, Ca: 0.10% or less, Te: 0.30% or less, Nb: 0.50% or less, Ti: 1.00% or less, and V: 0.50% or less
  • a material for nitrided parts excellent in broachability characterized by comprising one or more of the above, the balance being Fe and impurity elements, and a bainite structure having a hardness of HV210 or more, and A “nitriding component manufacturing method” using the material is disclosed.
  • the ferrite hardness before nitriding treatment is Vickers hardness (hereinafter, “Vickers hardness” is referred to as “HV”).
  • Vickers hardness is referred to as “HV”.
  • HV Vickers hardness
  • the bainite hardness before nitriding treatment is as high as 218 or more in terms of Vickers hardness, as shown in the examples, and the coverage is high when the cutting speed is high. It is hard to say that machinability is good.
  • An object of the present invention is to provide a nitriding steel and a nitrided part suitable for use as a material for a nitrided part, which have high bending fatigue strength and surface fatigue strength after nitriding and can also suppress expansion (heat treatment deformation) due to nitriding. .
  • the present invention has been completed based on the above knowledge, and the gist thereof is in the nitriding steel shown in the following (1) and (2) and the nitrided part shown in (3).
  • Fn1 0.61Mn + 1.11Cr + 0.35Mo + 0.47V (1)
  • the element symbol in the formula (1) represents the content in mass% of the element.
  • nitriding includes not only the process of invading and diffusing only N but also “soft nitriding” which is the process of invading and diffusing N and C. That is, “nitriding” in the present invention includes not only “2411 nitriding” defined in JIS B 6905 (1995) but also “2421 soft nitriding”.
  • impurities in “Fe and impurities” as the balance refers to those mixed from ore, scrap, or production environment as raw materials when industrially producing steel materials.
  • “Surface hardness” refers to any 10 points at a depth of 0.03 mm from the surface of the test piece in accordance with “Vickers hardness test-test method” described in JIS Z 2244 (2009).
  • the Vickers hardness at is an arithmetic average value of values measured by a Vickers hardness tester with a test force of 0.98 N.
  • Effective hardened layer depth was determined using a distribution map of Vickers hardness (that is, a transition curve of Vickers hardness) measured at a predetermined interval from the surface of the test piece with a test force of 1.96 N. , Refers to the distance from the surface to a position where the Vickers hardness is 420.
  • the steel for nitriding of the present invention is easy to cut before nitriding and has a small expansion due to nitriding. Moreover, the nitrided parts made of this steel have high bending fatigue strength and surface fatigue strength despite the fact that the content of Mo, which is an expensive element, is less than 0.05% by mass. Yes.
  • the unit of the dimension in the figure is “mm”. It is a figure which shows the rough shape as cut out from the steel bar of the Ono-type rotary bending fatigue test piece with a notch used in the Example. The unit of the dimension in the figure is “mm”. It is a figure which shows the rough shape as cut out from the bar steel of the roller pitching small roller test piece used in the Example. The unit of the dimension in the figure is “mm”. It is a figure which shows the rough shape as cut out from the steel bar of the roller pitching large roller test piece used in the Example. In FIG.
  • FIG. 4 is a diagram showing a heat pattern of “gas soft nitriding” performed on the test pieces shown in FIGS. 1 to 3 made of steels 1 to 12 and subsequent cooling in Examples.
  • FIG. 4 is a diagram showing a heat pattern of “carburization quenching-tempering” performed on the test pieces shown in FIGS. In an Example, it is a figure which shows the heat pattern of the "carburization hardening-tempering" performed to the test piece shown in FIG. 4 which uses the steel 13 as a raw material.
  • FIG. 11 shows the state before “gas soft nitriding” or “carburizing”, and (b) shows the state after “gas soft nitriding” and oil cooling or after “carburizing quenching-tempering”. Shows the state.
  • Si 0.10 to 0.30% Si has a deoxidizing action. In order to obtain this effect, a Si content of 0.10% or more is necessary. However, if the Si content increases and exceeds 0.30%, the hardness before nitriding increases and the machinability decreases. Therefore, the Si content is set to 0.10 to 0.30%.
  • the Si content is preferably 0.12% or more, and more preferably 0.25% or less.
  • Mn 0.4 to 1.0%
  • Mn has an effect of ensuring bending fatigue strength and surface fatigue strength of nitrided parts, and a deoxidizing action. In order to obtain these effects, a Mn content of 0.4% or more is necessary. However, if the Mn content increases and exceeds 1.0%, the hardness before nitriding becomes too high, and the machinability deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 0.4 to 1.0%. In order to ensure the strength of the nitrided part more stably, the Mn content is preferably 0.5% or more. When the machinability is more important, the Mn content is preferably 0.6% or less.
  • S 0.005 to 0.030%
  • S combines with Mn to form MnS and has the effect of improving machinability.
  • the S content is set to 0.005 to 0.030%.
  • the S content is preferably set to 0.010% or more.
  • the S content is preferably 0.025% or less.
  • Cr 1.0 to 1.5% Cr increases the surface hardness and the core hardness in nitriding, and has the effect of ensuring the bending fatigue strength and surface fatigue strength of the component. However, if the Cr content is less than 1.0%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content increases and exceeds 1.5%, the hardness before nitriding increases and the machinability decreases. Therefore, the Cr content is set to 1.0 to 1.5%. In order to increase the surface hardness and core hardness in nitriding more stably, the Cr content is preferably 1.1% or more. When the machinability is more important, the Cr content is preferably 1.4% or less.
  • Mo 0.05% or less (including 0%) Mo may not be contained.
  • Mo When Mo is contained, Mo combines with C in the steel at the nitriding temperature to form a carbide, so that the core hardness after nitriding is improved.
  • the Mo content when the Mo content increases and exceeds 0.05%, not only the raw material cost increases, but also the hardness before nitriding increases and the machinability decreases. Therefore, the Mo content is set to 0.05% or less.
  • the Mo content is preferably set to 0.03% or less.
  • Al 0.010% or more and less than 0.10%
  • Al has a deoxidizing action. Further, Al combines with N that penetrates and diffuses from the surface during nitriding to form AlN, and has the effect of improving the surface hardness. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.010% or more of Al.
  • the Al content increases to 0.10% or more, not only the hard Al 2 O 3 is formed and the machinability is lowered, but also the hardened layer by nitriding becomes shallow and bending fatigue strength or The problem that surface fatigue strength falls arises. Therefore, the Al content is set to 0.010% or more and less than 0.10%.
  • the minimum with preferable Al content is 0.020%, and a preferable upper limit is 0.070%.
  • V 0.10 to 0.25%
  • V like Mo, combines with C in steel at the nitriding temperature to form carbides, and has the effect of improving the core hardness after nitriding.
  • V also has a function of improving the surface hardness by combining with N and / or C entering and diffusing from the surface during nitriding to form nitride and / or carbonitride.
  • it is necessary to contain 0.10% or more of V.
  • the content of V is set to 0.10 to 0.25%.
  • the V content is preferably 0.15% or more, and preferably 0.20% or less.
  • Fn1 2.30 or less
  • An alloy element having a strong affinity for nitrogen combines with nitrogen during nitriding to generate alloy nitride in the surface layer portion. Since the alloy nitride distorts the crystal lattice, the surface of the part expands to cause heat treatment deformation. In particular, since Mn, Cr, Mo, and V tend to precipitate alloy nitrides on the surface layer portion, expansion (heat treatment deformation) due to nitriding may not be suppressed even if the content of these elements is in the above-described range. is there.
  • the amount of Mn, Cr, Mo, and V is within the above-described range, and the above Fn1 is 2.30 or less.
  • Fn1 is preferably 1.50 or more and preferably 2.20 or less.
  • One of the nitriding steels of the present invention includes the above elements, the balance being Fe and impurities, and P, N, Ti and O in the impurities are each P: 0.030% or less, N: 0.008 % Or less, Ti: 0.005% or less, and O: 0.0030% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an impurity contained in the steel and segregates at the grain boundaries to embrittle the steel.
  • the content of P in the impurities is set to 0.030% or less.
  • content of P in an impurity shall be 0.020% or less.
  • N in steel is easy to form carbonitride by combining with elements such as C and V, and when carbonitride such as VCN is formed before nitriding, the hardness becomes high,
  • N is an undesirable element because machinability is reduced.
  • the carbonitride has a high solid solution temperature, it becomes difficult for V to be dissolved in the matrix by hot forging and subsequent heating in the normalization.
  • the content of N in the impurities is set to 0.008% or less.
  • the preferable content of N in the impurities is 0.006% or less.
  • Ti 0.005% or less Ti has a high affinity with N, and is easily combined with N in steel to produce TiN which is a hard nitride.
  • the content of Ti in the impurities is set to 0.005% or less.
  • the preferable content of Ti in the impurities is 0.003% or less.
  • O forms oxide inclusions that cause fatigue failure starting from inclusions, and decreases bending fatigue strength and surface fatigue strength.
  • the content of O in the impurities is set to 0.0030% or less.
  • the preferable content of O in the impurities is 0.0020% or less.
  • impurities refer to those mixed from ore, scrap, or the production environment as raw materials when industrially producing steel materials.
  • Another one of the nitriding steels according to the present invention contains one or more elements of Cu and Ni instead of a part of Fe.
  • Cu 0.30% or less Cu has an action of improving the core hardness, so that Cu may be contained in order to obtain this effect.
  • an upper limit is set for the Cu content in the case of inclusion, and it is set to 0.30% or less.
  • the content of Cu is preferably 0.20% or less.
  • the content of Cu when contained is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.15% or more.
  • Ni 0.25% or less Since Ni has an action of improving the core hardness, Ni may be included to obtain this effect. However, if the Ni content increases, the machinability decreases. Therefore, an upper limit is set for the Ni content in the case of inclusion, and the content is made 0.25% or less. When Ni is contained, the content of Ni is preferably 0.20% or less.
  • the Ni content when contained is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the above Cu and Ni can be contained in only one of them or in a composite of two.
  • the total content of these elements may be 0.55% or less, but is preferably 0.50% or less.
  • Nitrided parts that is, parts subjected to nitridation, have low surface hardness, but bending fatigue strength, surface fatigue strength, and wear resistance are reduced. If the HV is 650 or more, the nitrided part can have a desired strength. On the other hand, when the surface hardness increases, particularly when the HV exceeds 900, the aggression against the mating gear increases. Therefore, the nitrided part has a surface hardness of 650 to 900 in HV. In addition, the preferable minimum of surface hardness is 700 in HV, and a preferable upper limit is 800 in HV.
  • the upper limit of the core hardness is not particularly required, but the upper limit of the core hardness that can be reached when the nitriding steel of the present invention is nitrided without quenching is about 250 in HV.
  • the upper limit of the effective hardened layer depth does not need to be specified in particular, but in order to increase the effective hardened layer depth, it is necessary to lengthen the nitriding treatment time, resulting in an increase in cost. Therefore, the effective hardened layer depth is preferably 0.50 mm or less, and more preferably 0.45 mm or less.
  • (E) Manufacturing method of nitrided part
  • the nitrided part of the present invention is processed and heat-treated using steel having the chemical composition described in the above section (A) under the following conditions, for example, to perform nitriding treatment. Can be manufactured.
  • the nitrided part of the present invention may be manufactured by cutting with hot forging and performing nitriding treatment. However, if normalization is performed as necessary, the crystal grains can be made finer. can do. In this case, the normalizing treatment is preferably performed at a temperature of 850 to 970 ° C.
  • the lower limit of the cooling rate is preferably 0.5 ° C./second, and the upper limit is 5 ° C./second. It is preferable.
  • the nitriding treatment method for obtaining the nitrided part of the present invention is not particularly defined, and gas nitriding treatment, salt bath nitriding treatment, ion nitriding treatment, etc. can be used.
  • the nitriding treatment temperature is preferably 500 to 650 ° C. If the soft-nitriding, for example a combination of RX gas in addition to NH 3, NH 3 and RX gas 1: processing may be performed in one of an atmosphere.
  • the treatment time varies depending on the treatment temperature, the desired surface hardness, core hardness and effective hardened layer depth can be obtained in 9 hours when the soft nitriding treatment is performed at 560 ° C.
  • the cooling after the nitriding treatment may be performed by an appropriate method such as in-furnace cooling or oil cooling.
  • Steels 1 to 13 having the chemical composition shown in Table 1 were melted by a vacuum melting furnace, an atmospheric melting furnace or a converter to produce an ingot or slab.
  • steels 1 to 9 steel 11 and steel 12 were melted in a 180 kg vacuum melting furnace and then ingoted to produce ingots.
  • Steel 13 was melted by a 70-ton converter and then continuously cast to produce a slab.
  • Steels 1 to 5 in Table 1 are steels according to examples of the present invention whose chemical compositions are within the range defined by the present invention, while Steels 6 to 13 are those from which the chemical composition is defined by the present invention. It is steel of the comparative example which has come off.
  • Steel 13 is steel corresponding to SCr420H defined in JIS G 4052 (2008).
  • the steel 1-12 ingots were homogenized by holding at 1250 ° C. for 5 hours, then heated to 1200 ° C. and hot forged to have diameters of 25 mm, 35 mm, and 60 mm, respectively. Steel bars with a length of 1000 mm were produced.
  • the steel 13 slab was heated at 1250 ° C. for 3 hours to be rolled into a steel slab, then heated to 1200 ° C. to perform hot forging, and the diameters were 25 mm and 35 mm, respectively. , 60 mm and 140 mm, both of which were 1000 mm long steel bars.
  • steels 3 to 13 having a diameter of 25 mm, a diameter of 35 mm, and a diameter of 60 mm were subjected to “normalization” in which they were kept at 920 ° C. for 1 hour and then air-cooled.
  • the steel bar 140 having a diameter of 140 mm was subjected to “normalization” in which it was kept at 900 ° C. for 4 hours and then allowed to cool.
  • a steel bar having a diameter of 25 mm is cut so-called “crossing”, that is, perpendicular to the axial direction (length direction), and embedded in the resin so that the cut surface becomes the test surface.
  • the sample was polished so that the cut surface had a mirror finish, and used as a Vickers hardness test piece and a microstructure observation sample as hot forged or after normalization.
  • a turning test piece having a diameter of 50 mm and a length of 490 mm was taken from a steel bar having a diameter of 60 mm.
  • the test piece for measuring the amount of expansion shown in FIG. 1 and the Ono-type rotary bending fatigue test piece with a rough notch shown in FIG. 2 were cut out in parallel to the axial direction.
  • a coarse roller pitching small roller test piece shown in FIG. 3 was cut out in parallel with the axial direction from the center of a steel bar having a diameter of 35 mm.
  • FIG. 4 a coarse roller pitching large roller test piece shown in FIG. 4 was cut out in parallel with the axial direction from the center of a steel bar having a diameter of 140 mm.
  • FIG. 4 (a) is a front view when a coarse roller pitching large roller test piece is halved by the center line, and (b) is a cross-sectional view at the center line.
  • the unit of the dimension in each of the above cut-out test pieces shown in FIGS. 1 to 4 is “mm”.
  • the three types of finishing symbols in the figure are “triangular symbols” indicating the surface roughness described in the explanatory table 1 of JIS B 0601 (1982).
  • G attached to the finish symbol means an abbreviation of a processing method indicating “grinding” defined in JIS B 0122 (1978).
  • the heat pattern shown in FIG. 5 was applied to the Ono-type rotating bending fatigue test piece with a rough shape of steel 1 to 12 and the coarse roller pitching small roller test piece.
  • “Gas soft nitriding” and “oil cooling” (hereinafter referred to as “gas soft nitriding / oil cooling”) were performed. Note that “120 ° C. oil cooling” indicates that the oil was cooled in oil at an oil temperature of 120 ° C.
  • the ono-type rotating bending fatigue test piece with a rough notch of steel 13 and the roller-pitting small roller test piece with a rough shape were subjected to “carburization quenching and tempering” by the heat pattern shown in FIG. Note that “Cp” in FIG. 6 represents a carbon potential.
  • “120 ° C. oil quenching” indicates that it was put into an oil having an oil temperature of 120 ° C. and quenching, and “AC” represents air cooling.
  • test piece for measuring the amount of expansion of the steel 13 was indented with a Vickers hardness tester at a total of 32 locations as described later, and then subjected to “carburization quenching and tempering” with the heat pattern shown in FIG. .
  • FIG. 10 (a) is a front view when a roller pitching large roller test piece is halved by a center line, and (b) is a cross-sectional view at the center line.
  • the unit of dimensions in each of the above-mentioned test pieces shown in FIGS. 8 to 10 is “mm”.
  • the two types of finishing symbols in the above figures are “triangular symbols” indicating the surface roughness described in the explanatory table 1 of JIS B 0601 (1982), respectively, as in FIGS.
  • G attached to the finish symbol means an abbreviation of a processing method indicating “grinding” defined in JIS B 0122 (1978).
  • ⁇ is a “waveform symbol”, which means that it is a dough, that is, it remains the above-mentioned “gas soft nitriding / oil cooling” or “carburization quenching-tempering” surface.
  • ⁇ 1 Vickers hardness test as hot forged or after normalization
  • R R / 2 part
  • ⁇ 2 Microstructure observation as hot forged or after normalization
  • Microstructure observation sample as hot forged or after normalization is corroded with nital, and the magnification is set to 400 times with an optical microscope. Two parts were observed.
  • the microstructure was either bainite, a two-phase mixed structure composed of ferrite and bainite, a two-phase mixed structure composed of ferrite and pearlite, or a three-phase mixed structure composed of ferrite, pearlite and bainite.
  • the chip when turning is also evaluated, and when the chip is divided into small pieces and there is no problem such as ⁇ wrapping '' around the material under test, the chip is treated with a good chip treatment. A case where a problem of wrapping around the material occurred was defined as “poor chip disposal”.
  • FIG. 11 (a) the reference surface of the expansion specimen shown in FIG. A total of 32 locations of position numbers 1A to 16A having a depth of 50 ⁇ m and intervals of 200 ⁇ m, and 16 locations of position numbers 1B to 16B having a distance of 200 ⁇ m at a position 200 ⁇ m deeper than the position numbers.
  • An indentation was provided at a location with a test force of 0.98 N using a Vickers hardness tester.
  • FIG. 11 only the position numbers “1 to 16” are displayed, and the symbols “A” and “B” indicating the depth position are omitted.
  • test pieces provided with the indentations of steels 1 to 12 were subjected to “gas soft nitriding / oil cooling” according to the heat pattern shown in FIG. “Carburization quenching and tempering” by the heat pattern shown in FIG. 6 was performed.
  • the position number nA and the position number nB (where n represents an integer of 1 to 16) for each test piece.
  • the distance d (n) between the 16 indentations provided was measured.
  • the distance d (n) between the indentations was measured after lightly buffing the investigation surface.
  • the amount of expansion is [ ⁇ (D (1) + d (2) +... + D (16) ⁇ ⁇ 16 ⁇ 200] / 16 Calculated by
  • ⁇ 5 Measurement of surface hardness, core hardness and effective hardened layer depth after “gas soft nitriding / oil cooling” or “carburizing quenching-tempering” “gas soft nitriding / oil cooling” or “carburizing firing”
  • the roller pitching small roller test piece before the finishing process after “entry-tempering” the part having a diameter of 26 mm is crossed and embedded in the resin so that the cut surface becomes the test surface. It grind
  • HV at any 10 points at a depth of 0.03 mm from the surface of the test piece is The test force was set to 0.98 N and measured with a Vickers hardness tester, and the value was arithmetically averaged to obtain “surface hardness”.
  • HV at any 10 points at a depth of 2 mm from the surface of the test piece was measured with a Vickers hardness tester with a test force of 1.96 N. The values were arithmetically averaged to obtain “core hardness”.
  • the test force is set to 1.96 N with a Vickers hardness tester, and HV is measured at a predetermined interval. An HV distribution map was prepared. And the distance from the surface to the position which becomes 420 by HV was made into the "effective hardened layer depth.”
  • Bending fatigue strength is superior when it has a rotational bending fatigue strength equal to or greater than that of test number 13 "carburized and tempered” using steel 13 corresponding to SCr420H specified in JIS G 4052 (2008). It was.
  • ⁇ 7 Roller Pitching Test Using a finished roller pitching small roller test piece and roller pitching large roller test piece, a roller pitching test was performed under the following test conditions, and pitching with a major axis of 1 mm or more occurred. When the lifetime was measured. The above test was performed 3 times, and the average life of 3 times was defined as “pitching life”. The maximum number of repetitions evaluated was 1 ⁇ 10 7 times.
  • ⁇ Slip rate 40% ⁇ Surface pressure: 1600 MPa, -Number of rotations of small roller test piece: 1000 rpm, ⁇ Lubrication: Lubricating oil for automatic transmission with an oil temperature of 100 ° C. was jetted at a rate of 2 liters / minute to the contact portion between the roller pitching small roller test piece and the roller pitching large roller test piece.
  • slip rate is a value calculated by the following formula, where “V1” is the tangential speed of the roller pitching small roller test piece surface and “V2” is the tangential speed of the roller pitching large roller test piece surface. Point to. ⁇ (V2-V1) / V1 ⁇ ⁇ 100.
  • Table 2 summarizes the results of each investigation conducted using test specimens collected from the hot forged state or test specimens collected after “normalization”.
  • “B”, “F”, and “P” in the “Microstructure” column of Table 2 mean bainite, ferrite, and pearlite, respectively.
  • “ ⁇ ” and “ ⁇ ” in the “Chip Disposability” column indicate that the chip was divided into small pieces, and there was no problem such as “wrapping” around the material under test, and “Chip Disposability” was good. In addition, it indicates that the problem that the chips are wound around the material to be tested for a long time is “chip processing property is poor”.
  • Table 3 summarizes the results of tests conducted using test pieces that were finished after “gas soft nitriding / oil cooling” or “carburization quenching-tempering”.
  • the expansion amount due to nitriding is as large as 2.6 ⁇ m.
  • test number 10 since the content of Ti, N and O of the steel 10 used is larger than the value specified in the present invention, the bending fatigue strength is 420 MPa, the pitching life is 5.8 ⁇ 10 6 times, It is inferior compared with the case of test number 13 using steel 13. Moreover, since content of N is higher than the value prescribed
  • test number 11 since the V content of the steel 11 used is less than the value specified in the present invention, the rotational bending fatigue strength and the pitching life are 400 MPa and 6.1 ⁇ 10 6 times, respectively. It is inferior to the case of test number 13 using 13.
  • the nitriding steel of the present invention is easy to cut before nitriding, and the nitriding part made from this nitriding steel has an Mo content of 0.05% by mass as an expensive element. In spite of the following, it has high bending fatigue strength and surface fatigue strength. For this reason, the steel for nitriding of the present invention is suitable for use as a material for nitrided parts that require high bending fatigue strength and surface fatigue strength. Furthermore, since the nitriding steel of the present invention has a small expansion amount due to nitriding, it is optimal as a material for thin nitrided parts such as automobile ring gears.

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Abstract

　C：0.07～0.14％、Si：0.10～0.30％、Mn：0.4～1.0％、S：0.005～0.030％、Cr：1.0～1.5％、Mo≦0.05％（0％を含む）、Al：0.010～0.10％未満、V：0.10～0.25％を含み、必要に応じてCu≦0.30％、Ni≦0.25％の1種以上を含有するとともに〔0.61Mn＋1.11Cr＋0.35Mo＋0.47V≦2.30〕で、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のP、N、Ti、Oがそれぞれ、P≦0.030％、N≦0.008％、Ti≦0.005％、O≦0.0030％である化学組成を有する窒化用鋼は、窒化前の切削加工が容易で、自動車用リングギヤなど窒化部品の素材として用いるのに好適である。また、上記の化学組成を有し、表面硬さがHV：650～900、芯部硬さがHV≧150、有効硬化層深さ≧0.15mmである窒化部品は、高価な元素であるMoの含有量を質量％で0.05％以下に制限しても、窒化後に高い曲げ疲労強度と面疲労強度を有し、しかも窒化による膨張も小さいという、優れた特性を備えている。

Description

窒化用鋼および窒化部品
　本発明は、窒化用鋼および窒化を施された部品（以下、「窒化部品」という。）に関する。詳しくは、窒化前の切削加工が容易で、窒化後に高い曲げ疲労強度と面疲労強度を有し、さらに窒化による膨張（熱処理変形）も抑制できる、自動車用リングギヤなど窒化部品の素材として用いるのに好適な窒化用鋼およびその窒化部品に関する。
　自動車のトランスミッションに使用される部品には、曲げ疲労強度向上および面疲労強度向上の点から、通常、浸炭焼入、高周波焼入、窒化などの表面硬化処理が施される。
　上記のうちで、「浸炭焼入」は、一般的に低炭素鋼を使用し、Ａｃ３点以上の高温のオーステナイト域でＣを侵入・拡散させた後、焼入する処理である。高い表面硬さと深い硬化層深さが得られる長所があるが、変態を伴う処理であるため、熱処理変形が大きくなるという問題がある。したがって、高い部品精度が要求される場合には、浸炭焼入後に研削、ホーニングなどの仕上加工が必要となる。また、表層に生成する粒界酸化層、不完全焼入層などのいわゆる「浸炭異常層」が曲げ疲労などの破壊起点となり、疲労強度を低下させるといった問題もある。
　「高周波焼入」は、Ａｃ３点以上の高温のオーステナイト域に急速加熱、冷却して焼入する処理である。硬化層深さの調整が比較的容易であるという長所があるが、浸炭のようにＣを侵入・拡散させる表面硬化処理ではない。このため、必要な表面硬さ、硬化層深さおよび芯部硬さを得るために、浸炭用鋼に比べＣ量が高い中炭素鋼を使用するのが一般的である。しかしながら、中炭素鋼は素材硬さが低炭素鋼に比べ高いため、被削性が低下する問題があった。また、部品ごとに高周波加熱コイルを作製する必要があるという問題もある。
　「窒化」は、Ａｃ１点以下の４５０～６５０℃前後の温度で、Ｎを侵入・拡散させて高い表面硬さと適度な硬化層深さを得る処理である。浸炭焼入および高周波焼入に比べ処理温度が低いため、窒化では、例えば油冷しても熱処理変形が小さいという長所がある。
　「窒化」のなかでも「軟窒化」は、Ａｃ１点以下の５００～６００℃前後の温度で、ＮおよびＣを侵入・拡散させて高い表面硬さを得る処理であり、熱処理変形が小さいだけでなく、Ｎのみを侵入・拡散させる場合に比べて処理時間が数時間と短時間であることから、大量生産に適した処理である。
　しかしながら、従来の窒化用鋼には、下記の〈１〉から〈４〉に示すような問題があった。
　〈１〉窒化は高温のオーステナイト域からの焼入処理を行なわない処理であるため、マルテンサイト変態を伴う強化が活用できない。したがって、窒化部品に所望の強度を確保するためには窒化する前の硬さを高くする必要がある。しかしながら、多量の合金元素を含有させて硬さを高めた場合には、切削が困難となってしまう。
　〈２〉代表的な窒化用鋼であるＪＩＳ　Ｇ　４０５３（２００８）に規定されているアルミニウムクロムモリブデン鋼（ＳＡＣＭ６４５）はＣｒ、Ａｌなどが表面付近に窒化物を生成するため高い表面硬さを得ることができる。しかしながら、硬化層が浅いので、高い面疲労強度を確保することができない。また、表面硬さが高すぎると、相手ギヤへの攻撃性が高くなってしまう。
　〈３〉Ｍｏは、窒化温度で鋼中のＣと結合して炭化物を形成し、窒化後の芯部硬さを向上させる元素である。しかしながら、Ｍｏは高価な元素であるので、多量に使用することは経済的に好ましくない。
　〈４〉また、窒化は浸炭焼入および高周波焼入に比べ熱処理変形は小さいものの、窒化部品に所望の強度を確保するために合金元素を含有させた場合には、窒化により多量の合金窒化物を生成して窒化部品の表面が膨張する。このため、窒化といえども熱処理変形が大きくなってしまう。特に、自動車用のリングギヤは薄肉の最終形状に機械加工し、歯切り加工を行った後に窒化を行うため、わずかな熱処理変形でも問題になる。
　窒化部品用素材としては、例えば特許文献１および特許文献２の技術が提案されている。
　すなわち、特許文献１に、質量％で、Ｃ：０．１０～０．４０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｃｒ：０．３０～２．００％、Ｖ：０．１５超～０．５０％、Ａｌ：０．０２～０．５０％を含有し、必要に応じてさらに、Ｎｉ：２．００％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｓ：０．２０％以下、Ｂｉ：０．３０％以下、Ｓｅ：０．３０％以下、Ｃａ：０．１０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下およびＴｉ：１．００％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物元素からなりフェライト硬さがＨＶ１９０以上のフェライトパーライト組織からなることを特徴とする「ブローチ加工性に優れた窒化部品用素材」およびその素材を用いた「窒化部品の製造方法」が開示されている。
　特許文献２に、質量％で、Ｃ：０．１０～０．４０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０～１．５０％未満、Ｃｒ：０．３０～２．００％、Ａｌ：０．０２～０．５０％を含有し、必要に応じてさらに、Ｎｉ：２．００％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｓ：０．２０％以下、Ｂｉ：０．３０％以下、Ｓｅ：０．３０％以下、Ｃａ：０．１０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｔｉ：１．００％以下およびＶ：０．５０％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物元素からなり硬さがＨＶ２１０以上であるベイナイト組織からなることを特徴とする「ブローチ加工性に優れた窒化部品用素材」およびその素材を用いた「窒化部品の製造方法」が開示されている。
特開２００５－２８１８５７号公報 特開２００６－２４９５０４号公報
　前述の特許文献１で提案された窒化部品用素材は、その実施例に示されているように、窒化処理前のフェライト硬さがビッカース硬さ（以下、「ビッカース硬さ」を「ＨＶ」ということがある。）で１９２以上と高く、切削速度が高い場合での被削性が良好であるとはいいがたい。
　特許文献２で提案された窒化部品用素材についても、その実施例に示されているように、窒化処理前のベイナイト硬さがビッカース硬さで２１８以上と高く、切削速度が高い場合での被削性が良好であるとはいいがたい。
　本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、窒化前の切削加工が容易で、しかも、高価な元素であるＭｏの含有量を質量％で、０．０５％以下に制限しても、窒化後に高い曲げ疲労強度と面疲労強度を有し、さらに窒化による膨張（熱処理変形）も抑制できる、窒化部品の素材として用いるのに好適な窒化用鋼および窒化部品を提供することを目的とする。
　本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の検討を行った。その結果、下記（ａ）～（ｄ）の知見を得た。
　（ａ）Ｃ含有量を極力低減するとともに、Ｍｏ含有量を低く抑えることによって、窒化処理前の被削性が向上する。
　（ｂ）Ｃ含有量を低くしたことで低下する強度は、Ｍｎ含有量および／またはＣｒ含有量を多くするとともに、Ｖを含有させることによって補うことができる。
　（ｃ）Ｔｉ含有量およびＮ含有量を制限することにより、曲げ疲労強度と面疲労強度に悪影響を及ぼす硬質介在物（ＴｉＮ）の生成を抑制することができる。
　（ｄ）窒化で生成する合金窒化物によって結晶格子がひずみ、部品表面が膨張して熱処理変形を生じる。この窒化による膨張（熱処理変形）は、窒化時に合金窒化物を形成するＭｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を適切に調整することによって抑制することができる。
　本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）および（２）に示す窒化用鋼、ならびに（３）に示す窒化部品にある。
　（１）質量％で、Ｃ：０．０７～０．１４％、Ｓｉ：０．１０～０．３０％、Ｍｎ：０．４～１．０％、Ｓ：０．００５～０．０３０％、Ｃｒ：１．０～１．５％、Ｍｏ：０．０５％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１０％以上０．１０％未満およびＶ：０．１０～０．２５％を含有するとともに、下記の(1)式で表されるＦｎ１が２．３０以下であり、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｎ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＯ：０．００３０％以下である化学組成を有することを特徴とする窒化用鋼。
　Ｆｎ１＝０．６１Ｍｎ＋１．１１Ｃｒ＋０．３５Ｍｏ＋０．４７Ｖ・・・(1)
ただし、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
　（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．２５％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の窒化用鋼。
　（３）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有し、表面硬さがビッカース硬さで６５０～９００、芯部硬さがビッカース硬さで１５０以上、有効硬化層深さが０．１５ｍｍ以上であることを特徴とする窒化部品。
　本発明において「窒化」とはＮのみを侵入・拡散させる処理だけでなく、ＮおよびＣを侵入・拡散させる処理である「軟窒化」をも含む。すなわち、本発明においての「窒化」とは、ＪＩＳ　Ｂ　６９０５（１９９５）に規定された「２４１１　窒化」だけでなく、「２４２１　軟窒化」をも含む。
　なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料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するものを指す。
　また、「表面硬さ」とは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験－試験方法」に準拠して、試験片の表面から０．０３ｍｍの深さ位置における任意の１０点でのビッカース硬さを、試験力を０．９８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定した値の算術平均値を指す。
　「有効硬化層深さ」とは、試験力を１．９６Ｎとして試験片表面から所定の間隔で測定した時のビッカース硬さの分布図（つまり、ビッカース硬さの推移曲線）を用いて求めた、ビッカース硬さが４２０となる位置までの表面からの距離を指す。
　本発明の窒化用鋼は、窒化前の切削加工が容易であり、また窒化による膨張量が小さい。しかも、この鋼を素材とする窒化部品は、高価な元素であるＭｏの含有量が質量％で、０．０５％以下と少ないにもかかわらず、高い曲げ疲労強度と面疲労強度を具備している。
実施例で用いた膨張量測定用試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片の棒鋼から切り出したままの粗形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いたローラーピッチング小ローラー試験片の棒鋼から切り出したままの粗形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いたローラーピッチング大ローラー試験片の棒鋼から切り出したままの粗形状を示す図である。この図４において、（ａ）は粗形状のローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例において、鋼１～１２を素材とする図１～３に示す試験片に施した「ガス軟窒化」とその後の冷却のヒートパターンを示す図である。 実施例において、鋼１３を素材とする図１～３に示す試験片に施した「浸炭焼入－焼戻し」のヒートパターンを示す図である。 実施例において、鋼１３を素材とする図４に示す試験片に施した「浸炭焼入－焼戻し」のヒートパターンを示す図である。 実施例で用いた切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片の仕上形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いたローラーピッチング小ローラー試験片の仕上形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いたローラーピッチング大ローラー試験片の仕上形状を示す図である。この図１０において、（ａ）はローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例における「ガス軟窒化」または「浸炭焼入－焼戻し」に伴う、膨張量測定のために実施した調査の方法を説明する図である。この図１１において、（ａ）は「ガス軟窒化」または「浸炭」の前の状態を、（ｂ）は「ガス軟窒化」してから油冷した状態または「浸炭焼入－焼戻し」した後の状態を示す。
　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「％」は「質量％」を意味する。
　（Ａ）鋼の化学組成
　Ｃ：０．０７～０．１４％
　Ｃは、窒化部品の強度確保のために必須の元素であり、０．０７％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｃの含有量が多くなって０．１４％を超えると、窒化前の硬さが高くなって被削性の低下をきたす。このため、Ｃの含有量を０．０７～０．１４％とした。窒化部品の強度をより安定して確保するためには、Ｃの含有量は０．０９％以上とすることが好ましい。また、被削性がより重視されるときには、Ｃの含有量は０．１２％以下とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．１０～０．３０％
　Ｓｉは、脱酸作用を有する。この効果を得るには、０．１０％以上のＳｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｓｉの含有量が多くなって０．３０％を超えると、窒化前の硬さが高くなって被削性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量を０．１０～０．３０％とした。Ｓｉの含有量は０．１２％以上とすることが好ましく、また０．２５％以下とすることが好ましい。
　Ｍｎ：０．４～１．０％
　Ｍｎは、窒化部品の曲げ疲労強度および面疲労強度を確保する作用、ならびに脱酸作用を有する。これらの効果を得るには、０．４％以上のＭｎ含有量が必要である。しかしながら、Ｍｎの含有量が多くなって１．０％を超えると、窒化前の硬さが高くなりすぎて被削性が低下する。このため、Ｍｎの含有量を０．４～１．０％とした。窒化部品の強度をより安定して確保するためには、Ｍｎの含有量は０．５％以上とすることが好ましい。また、被削性がより重視されるときには、Ｍｎの含有量は０．６％以下とすることが好ましい。
　Ｓ：０．００５～０．０３０％
　Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる作用がある。しかしながら、Ｓの含有量が０．００５％未満では、前記の効果が得がたい。一方、Ｓの含有量が０．０３０％を超えると、粗大なＭｎＳを形成して、熱間鍛造性および曲げ疲労強度が低下する。そのため、Ｓの含有量を０．００５～０．０３０％とした。より安定して被削性を確保するためには、Ｓの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。また、熱間鍛造性および曲げ疲労強度がより重視される場合には、Ｓの含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。
　Ｃｒ：１．０～１．５％
　Ｃｒは、窒化での表面硬さおよび芯部硬さを高め、部品の曲げ疲労強度および面疲労強度を確保する作用を有する。しかしながら、Ｃｒの含有量が１．０％未満では前記の効果を得ることができない。一方、Ｃｒの含有量が多くなって１．５％を超えると、窒化前の硬さが高くなって被削性が低下する。したがって、Ｃｒの含有量を１．０～１．５％とした。窒化での表面硬さおよび芯部硬さをより安定して高めるためには、Ｃｒの含有量は１．１％以上とすることが好ましい。また、被削性がより重視されるときには、Ｃｒの含有量は１．４％以下とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０．０５％以下（０％を含む）
　Ｍｏは含有していなくともよい。Ｍｏを含有すると、Ｍｏが窒化温度で鋼中のＣと結合して炭化物を形成するので、窒化後の芯部硬さが向上する。しかしながら、Ｍｏの含有量が多くなって０．０５％を超えると、原料コストが高くなるだけでなく、窒化前の硬さが高くなって被削性が低下する。そのため、Ｍｏの含有量を０．０５％以下とした。なお、被削性が重視される場合は、Ｍｏの含有量を０．０３％以下とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．０１０％以上０．１０％未満
　Ａｌは、脱酸作用を有する。またＡｌは、窒化時に表面から侵入・拡散するＮと結合してＡｌＮを形成し、表面硬さを向上させる作用を有する。これらの効果を得るには、Ａｌを０．０１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌの含有量が多くなって０．１０％以上になると、硬質のＡｌ２Ｏ３を形成して被削性が低下するばかりか、窒化での硬化層が浅くなって曲げ疲労強度や面疲労強度が低下する問題が生じる。そのため、Ａｌの含有量を０．０１０％以上０．１０％未満とした。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、また好ましい上限は０．０７０％である。
　Ｖ：０．１０～０．２５％
　Ｖは、Ｍｏと同じく、窒化温度で鋼中のＣと結合して炭化物を形成し、窒化後の芯部硬さを向上させる作用を有する。またＶは、窒化時に表面から侵入・拡散するＮおよび／またはＣと結合して窒化物および／または炭窒化物を形成し、表面硬さを向上させる作用も有する。これらの効果を得るには０．１０％以上のＶを含有する必要がある。しかしながら、Ｖの含有量が多くなって０．２５％を超えると、窒化前の硬さが高くなりすぎて被削性が低下するばかりか、熱間鍛造およびその後の焼準でマトリックス中にＶが固溶しなくなるため、前記の効果が飽和する。そのため、Ｖの含有量を０．１０～０．２５％とした。Ｖの含有量は０．１５％以上とすることが好ましく、また０．２０％以下とすることが好ましい。
　Ｆｎ１：２．３０以下
　窒素と親和力が強い合金元素は、窒化時に窒素と結合して表層部に合金窒化物を生成する。合金窒化物は結晶格子をひずませるため、部品表面が膨張して熱処理変形を生じる。特に、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは表層部に合金窒化物を析出しやすいので、これらの元素の含有量がたとえ上述した範囲にあっても、窒化による膨張（熱処理変形）を抑制できない場合がある。しかしながら、式中の元素記号をその元素の質量％での含有量として、
  Ｆｎ１＝０．６１Ｍｎ＋１．１１Ｃｒ＋０．３５Ｍｏ＋０．４７Ｖ・・・(1)
の(1)式で表されるＦｎ１が２．３０以下であれば、窒化での過剰な合金窒化物の析出が抑制されるため、窒化での膨張量が小さくなって熱処理変形を抑制することができる。
　したがって、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの合金量について、既に述べた範囲内としたうえで、上記のＦｎ１が２．３０以下であることとした。Ｆｎ１は、１．５０以上であることが好ましく、また２．２０以下であることが好ましい。
　本発明の窒化用鋼の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｎ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＯ：０．００３０％以下のものである。
　以下、不純物中のＰ、Ｎ、ＴｉおよびＯについて説明する。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、鋼に含有される不純物であり、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させ、特に、その含有量が０．０３０％を超えると、脆化の程度が著しくなる場合がある。したがって、本発明においては、不純物中のＰの含有量を０．０３０％以下とした。なお、不純物中のＰの含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。
　Ｎ：０．００８％以下
　鋼中のＮは、ＣおよびＶなどの元素と結合して炭窒化物を形成しやすく、窒化前にＶＣＮなどの炭窒化物を形成すると硬さが高くなって、被削性が低下するため、本発明においてはＮは好ましくない元素である。また、この炭窒化物は固溶温度が高いため、熱間鍛造およびその後の焼準での加熱でＶがマトリックスに固溶しにくくなり、鋼中のＮ含有量が高いと窒化による前記Ｖの効果が十分に得られない。そのため、本発明においては、不純物中のＮの含有量を０．００８％以下とした。なお、不純物中のＮの好ましい含有量は０．００６％以下である。
　Ｔｉ：０．００５％以下
　Ｔｉは、Ｎとの親和性が高く、鋼中のＮと結び付いて硬質の窒化物であるＴｉＮを生成しやすい。Ｔｉの含有量が０．００５％を超える場合には、生成した粗大なＴｉＮが曲げ疲労強度および面疲労強度を低下させてしまう。したがって、本発明においては、不純物中のＴｉの含有量を０．００５％以下とした。なお、不純物中のＴｉの好ましい含有量は０．００３％以下である。
　Ｏ：０．００３０％以下
　Ｏは、介在物起点の疲労破壊の原因となる酸化物系の介在物を形成して、曲げ疲労強度および面疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が０．００３０％を超えると、上記疲労強度の低下が著しくなる。そのため、本発明においては、不純物中のＯの含有量を０．００３０％以下とした。なお、不純物中のＯの好ましい含有量は０．００２０％以下である。
　既に述べたように、「不純物」とは、鉄鋼材料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するものを指す。
　本発明の窒化用鋼の他の一つは、Ｆｅの一部に代えて、ＣｕおよびＮｉのうちの１種以上の元素を含有するものである。
　以下、任意元素である上記ＣｕおよびＮｉの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
　Ｃｕ：０．３０％以下
　Ｃｕは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、この効果を得るためにＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が多くなると、被削性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｕの含有量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＣｕの含有量は０．２０％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの含有量は０．１０％以上であることが好ましく、０．１５％以上であれば一層好ましい。
　Ｎｉ：０．２５％以下
　Ｎｉは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、この効果を得るためにＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が多くなると、被削性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｉの含有量に上限を設け、０．２５％以下とした。含有させる場合のＮｉの含有量は０．２０％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＮｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの含有量は０．０５％以上であることが好ましく、０．１０％以上であれば一層好ましい。
　上記のＣｕおよびＮｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は０．５５％以下であってもよいが、０．５０％以下とすることが好ましい。
　（Ｂ）窒化部品の表面硬さ
　窒化部品、すなわち、窒化を施された部品は、その表面硬さが低いと、曲げ疲労強度、面疲労強度および耐摩耗性が低下してしまうが、表面硬さがＨＶで６５０以上であれば、窒化部品に所望の強度を具備させることができる。一方、表面硬さが高くなって、特に、ＨＶで９００を超えると、相手ギヤに対する攻撃性が高くなってしまう。したがって、窒化部品は、表面硬さがＨＶで６５０～９００であることとした。なお、表面硬さの好ましい下限はＨＶで７００であり、また、好ましい上限はＨＶで８００である。
　（Ｃ）窒化部品の芯部硬さ
　窒化部品の芯部硬さが低いと、負荷が加わった際に内部で塑性変形が生じ、内部で発生した亀裂によりピッチングが発生し、面疲労強度が低下してしまう。窒化部品で内部の塑性変形を抑制するには、ＨＶで１５０以上の芯部硬さが必要である。そのため、本発明の窒化部品の芯部硬さはＨＶで１５０以上とした。芯部硬さの好ましい下限はＨＶで１７０である。
　なお、芯部硬さの上限は特に規定する必要はないが、本発明の窒化用鋼を焼入れを行なわずに窒化した場合に到達できる芯部硬さの上限はＨＶで２５０程度である。
　（Ｄ）窒化部品の有効硬化層深さ
　窒化部品の有効硬化層深さが浅いと、内部起点の破壊を引き起こし、曲げ疲労強度および面疲労強度を低下させてしまう。内部起点の破壊を抑制するためには、有効硬化層深さを０．１５ｍｍ以上とする必要がある。そのため、本発明の窒化部品の有効硬化層深さは、０．１５ｍｍ以上とした。有効硬化層深さの好ましい下限は０．２０ｍｍである。
　なお、有効硬化層深さの上限は特に規定する必要はないが、有効硬化層深さを深くするには窒化処理時間を長くする必要があるためコストが嵩んでしまう。したがって、有効硬化層深さは０．５０ｍｍ以下とするのが好ましく、０．４５ｍｍ以下とするのがより好ましい。
　（Ｅ）窒化部品の製造方法
　本発明の窒化部品は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼を用いて、例えば次のような条件で加工および熱処理し、窒化処理を行うことで製造することができる。
　（Ｅ－１）熱間鍛造
　前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼の鋼片、棒鋼等を切断した後、１０００～１２７０℃に加熱して粗形状に熱間鍛造する。
　（Ｅ－２）焼準
　本発明の窒化部品は、熱間鍛造のまま切削加工し、窒化処理を施して製造してもよいが、必要に応じて焼準を行えば結晶粒をより微細にすることができる。この場合、焼準処理は８５０～９７０℃の温度で行うことが好ましい。
　焼準後の冷却で、炉冷などの徐冷を行なうと、冷却過程でＶＣＮなどの炭窒化物が析出して硬さが高くなって、被削性が低下する場合がある。したがって、焼準後の冷却においては、風冷など適宜の手段を講じることによって、冷却過程におけるＶＣＮなどの析出を抑止することが好ましい。
　なお、冷却過程におけるＶＣＮなどの析出を抑止して被削性を維持するためには、冷却速度の下限は０．５℃／秒であることが好ましく、また、上限は５℃／秒であることが好ましい。
　（Ｅ－３）切削加工
　焼準後の粗形品を、旋盤などで切削加工した後、ブローチ盤、ギヤシェイパーなどの加工機械によって窒化部品の形状に加工する。
　（Ｅ－４）窒化処理
　本発明の窒化部品を得るための窒化処理方法は、特に規定されるものではなく、ガス窒化処理、塩浴窒化処理、イオン窒化処理等を用いることができる。窒化処理の処理温度は５００～６５０℃が好ましい。軟窒化処理の場合には、例えばＮＨ３に加えてＲＸガスを併用し、ＮＨ３とＲＸガスが１：１の雰囲気において処理を行えばよい。
　処理時間は処理温度により異なるが、軟窒化処理を５６０℃で行う場合には９時間で、所望の表面硬さ、芯部硬さおよび有効硬化層深さを得ることができる。
　また、脆弱な化合物の形成を抑制したい場合には、ＮＨ３での窒化処理の前処理としてフッ素ガスを使用したり、窒化処理にＮＨ３とＨ２との混合ガスを使用することが好ましい。
　窒化処理した後の冷却は、炉中冷却、油冷など適宜の方法で行えばよい。
　以下、ガス軟窒化で処理した実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学組成を有する鋼１～１３を真空溶解炉、大気溶解炉または転炉によって溶解し、インゴットまたは鋳片を作製した。
　具体的には、鋼１～９、鋼１１および鋼１２については、１８０ｋｇ真空溶解炉によって溶製後、造塊してインゴットを作製した。
　鋼１０については、１８０ｋｇ大気溶解炉によって溶製後、造塊してインゴットを作製した。
　鋼１３については、７０トン転炉によって溶製後、連続鋳造して鋳片を作製した。
　なお、表１中の鋼１～５は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼であり、一方、鋼６～１３は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
　上記の比較例の鋼のうちで鋼１３は、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０Ｈに相当する鋼である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記の鋼１～１２のインゴットは、１２５０℃で５時間保持する均質化処理を施した後、１２００℃に加熱して熱間鍛造を行って、直径がそれぞれ、２５ｍｍ、３５ｍｍおよび６０ｍｍで、長さがいずれも１０００ｍｍの棒鋼を作製した。
　また、上記の鋼１３の鋳片は、１２５０℃で３時間加熱して分塊圧延して鋼片とした後、１２００℃に加熱して熱間鍛造を行って、直径がそれぞれ、２５ｍｍ、３５ｍｍ、６０ｍｍおよび１４０ｍｍで、長さがいずれも１０００ｍｍの棒鋼を作製した。
　上記の各棒鋼のうち、鋼３～１３の直径２５ｍｍ、直径３５ｍｍおよび直径６０ｍｍの棒鋼については、９２０℃で１時間保持してから風冷する「焼準」を施した。
　また、鋼１３の直径１４０ｍｍの棒鋼については、９００℃で４時間保持してから放冷する「焼準」を施した。
　上記のようにして作製した、熱間鍛造ままの鋼１および鋼２の棒鋼、ならびに焼準を施した鋼３～１３の棒鋼から、各種の試験片を採取した。面疲労強度は、ローラーピッチング試験により評価した。
　具体的には、まず、直径２５ｍｍの棒鋼を、いわゆる「横断」、すなわち、軸方向（長さ方向）に対して垂直に切断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、切断面が鏡面仕上になるように研磨して、熱間鍛造ままの、または焼準後の、ビッカース硬さ試験片およびミクロ組織観察試料とした。
　また、直径６０ｍｍの棒鋼から、直径５０ｍｍで長さが４９０ｍｍの旋削試験片を採取した。
　さらに、直径２５ｍｍの棒鋼の中心部から、軸方向に平行に図１に示す膨張量測定用試験片と図２に示す粗形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片を切り出した。同様に、直径３５ｍｍの棒鋼の中心部から、軸方向に平行に図３に示す粗形状のローラーピッチング小ローラー試験片を切り出した。
　また、鋼１３の直径１４０ｍｍの棒鋼の中心部から、軸方向に平行に図４に示す粗形状のローラーピッチング大ローラー試験片を切り出した。図４において、（ａ）は粗形状のローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。
　なお、図１～４中に示した上記の各切り出し試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」である。図中の３種類の仕上記号は、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。
　また、仕上記号に付した「Ｇ」は、ＪＩＳ　Ｂ　０１２２（１９７８）に規定の「研削」を示す加工方法の略号であることを意味する。
　上記のようにして作製した試験片のうち、鋼１～１２の粗形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片および粗形状のローラーピッチング小ローラー試験片に対して、図５に示すヒートパターンで「ガス軟窒化」と「油冷」（以下、「ガス軟窒化・油冷」という。）を施した。なお、「１２０℃油冷却」は油温１２０℃の油中に投入して冷却したことを示す。
　また、鋼１～１２の膨張量測定試験片については、後述するように総計３２箇所にビッカース硬さ試験機で圧痕を設けた後、図５に示すヒートパターンによる「ガス軟窒化・油冷」を施した。
　一方、鋼１３の粗形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片および粗形状のローラーピッチング小ローラー試験片に対しては、図６に示すヒートパターンによる「浸炭焼入－焼戻し」を施した。なお、図６中の「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを表す。また、「１２０℃油焼入」は油温１２０℃の油中に投入して焼入したことを、さらに「ＡＣ」は空冷したことを表す。
　また、鋼１３の膨張量測定試験片については、後述するように総計３２箇所にビッカース硬さ試験機で圧痕を設けた後、図６に示すヒートパターンで「浸炭焼入－焼戻し」を施した。
　さらに、鋼１３の粗形状のローラーピッチング大ローラー試験片に対しては、図７に示すヒートパターンによる「浸炭焼入－焼戻し」を施した。なお、図７においても図６と同様に、「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを、また、「５０℃油焼入」は油温５０℃の油中に投入して焼入したことを、さらに「ＡＣ」は空冷したことを表す。
　上記の「ガス軟窒化・油冷」または「浸炭焼入－焼戻し」した粗形状の各試験片を仕上加工して、図８に示す切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片、図９に示すローラーピッチング小ローラー試験片および図１０に示すローラーピッチング大ローラー試験片を作製した。図１０において、（ａ）はローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。
　なお、図８～１０に示した前述の各試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」である。上記各図における２種類の仕上記号は、先の図１～４におけると同様、それぞれ、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。
　また、仕上記号に付した「Ｇ」は、ＪＩＳ　Ｂ　０１２２（１９７８）に規定の「研削」を示す加工方法の略号であることを意味する。
　さらに、「～」は「波形記号」であり、生地であること、すなわち、前記の「ガス軟窒化・油冷」あるいは「浸炭焼入－焼戻し」した表面のままであることを意味する。
　上記のようにして作製した各試験片を用いて、下記《１》～《７》に示す試験を行った。
　《１》熱間鍛造ままの、または焼準後の、ビッカース硬さ試験
　熱間鍛造ままの、または焼準後の、ビッカース硬さ試験片の中心部１点とＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）４点の計５点のＨＶを、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験－試験方法」に準拠して、試験力を９．８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、５点の算術平均値を熱間鍛造ままの、または焼準後の、ＨＶとした。
　《２》熱間鍛造ままの、または焼準後の、ミクロ組織観察
　熱間鍛造ままの、または焼準後の、ミクロ組織観察試料をナイタルで腐食し、倍率を４００倍として光学顕微鏡でＲ／２部を観察した。
　その結果、ミクロ組織はベイナイト、フェライトとベイナイトからなる２相混合組織、フェライトとパーライトからなる２相混合組織、フェライト、パーライトとベイナイトからなる３相混合組織のいずれかであった。
　《３》旋削試験
　旋削試験片を用いて、
　・工具：超硬工具（材種記号：ＣＡ５５２５）、
　・周速：３６０ｍ／分、
　・送り：０．４ｍｍ／ｒｅｖ、
　・切込：１ｍｍ、
　・潤滑剤：水溶性潤滑剤、
の条件で旋削試験を行った。なお、旋削加工時の切削抵抗を測定して、切削抵抗が７５０Ｎ以下である場合に、被削性が良好であると評価した。
　さらに、旋削した際の切屑についても評価し、切屑が小さく分断されて被試験材に「巻きつき」などの不具合が生じない場合を「切屑処理性が良好」とし、一方、切屑が長く被試験材に巻きつく不具合が生じた場合を「切屑処理性が不良」とした。
　《４》「ガス軟窒化・油冷」または「浸炭焼入－焼戻し」に伴う、膨張量の測定
　まず、図１１の（ａ）に示すように、図１に示す膨張量試験片の基準表面からの深さが５０μｍで各間隔が２００μｍである位置番号１Ａ～１６Ａの１６箇所および、上記各位置番号からさらに２００μｍ深い位置で各間隔が２００μｍである位置番号１Ｂ～１６Ｂの１６箇所の総計３２箇所に、ビッカース硬さ試験機を用いて、０．９８Ｎの試験力で圧痕を設けた。なお、図１１では位置番号である「１～１６」のみを表示し、深さ位置を示す「Ａ」と「Ｂ」の記号は省略した。
　次いで、鋼１～１２の上記圧痕を設けた試験片には、図５に示すヒートパターンによる「ガス軟窒化・油冷」を施し、また、鋼１３の上記圧痕を設けた試験片には、図６に示すヒートパターンによる「浸炭焼入－焼戻し」を施した。
　上記の「ガス軟窒化・油冷」または「浸炭焼入－焼戻し」を行った後、各試験片について、位置番号ｎＡと位置番号ｎＢ（ただし、ｎは１～１６の整数を示す。）に設けた１６箇所の圧痕間の距離ｄ（ｎ）を測定した。なお、「ガス軟窒化・油冷」後または「浸炭焼入－焼戻し」後の圧痕が見えにくい場合は、調査面を軽くバフ研磨してから圧痕間の距離ｄ（ｎ）を測定した。
　膨張量は、
［｛（ｄ（１）＋ｄ（２）＋・・・＋ｄ（１６）｝－１６×２００］／１６
によって算出した。
　《５》「ガス軟窒化・油冷」または「浸炭焼入－焼戻し」後の、表面硬さ、芯部硬さおよび有効硬化層深さの測定
　「ガス軟窒化・油冷」または「浸炭焼入－焼戻し」後に仕上加工した試験前のローラーピッチング小ローラー試験片を用いて、その直径２６ｍｍの部分を横断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、前記面が鏡面仕上になるように研磨し、ビッカース硬さ試験機を使用して表面硬さ、芯部硬さおよび有効硬化層深さを調査した。
　具体的には、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験－試験方法」に準拠して、試験片の表面から０．０３ｍｍの深さ位置における任意の１０点でのＨＶを、試験力を０．９８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、その値を算術平均して「表面硬さ」とした。
　また、同じ埋め込み試料を用いて、上記の場合と同様に、試験片の表面から２ｍｍの深さ位置における任意の１０点でのＨＶを、試験力を１．９６Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、その値を算術平均して「芯部硬さ」とした。
　さらに、同じ埋め込み試料を用いて、上記の場合と同様に、試験片の表面から中心に向かう方向について、ビッカース硬さ試験機で試験力を１．９６Ｎとして、所定の間隔でＨＶを測定し、ＨＶの分布図を作成した。そして、ＨＶで４２０となる位置までの表面からの距離を「有効硬化層深さ」とした。
　《６》小野式回転曲げ疲労試験
　仕上加工した小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、下記の試験条件によって小野式回転曲げ疲労試験を実施し、繰返し数が１０７回において破断しない最大の強度で「回転曲げ疲労強度」を評価した。
　ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０Ｈに相当する鋼１３を用いて「浸炭焼入－焼戻し」した試験番号１３の場合と同等以上の回転曲げ疲労強度を有する場合に、曲げ疲労強度が優れるとした。
　・温度：室温、
　・雰囲気：大気中、
　・回転数：３０００ｒｐｍ。
　《７》ローラーピッチング試験
　仕上加工したローラーピッチング小ローラー試験片およびローラーピッチング大ローラー試験片を用いて、下記の試験条件でローラーピッチング試験を実施し、長径が１ｍｍ以上の大きさのピッチングが発生したときの寿命を測定した。上記の試験を３回行なって、３回の平均寿命を「ピッチング寿命」とした。なお、評価した繰返し数は最大で１×１０７回とした。
　ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０Ｈに相当する鋼１３を用いて「浸炭焼入－焼戻し」した試験番号１３の場合と同等の１×１０７回を超えるピッチング寿命を有する場合に、高い面疲労強度を有するとした。
　・すべり率：４０％、
　・面圧：１６００ＭＰａ、
　・小ローラー試験片の回転数：１０００ｒｐｍ、
　・潤滑：油温１００℃のオートマチックトランスミッション用潤滑油を、２リットル／分の割合で、ローラーピッチング小ローラー試験片とローラーピッチング大ローラー試験片の接触部に噴出させて実施。
　ただし、上記の「すべり率」は、「Ｖ１」をローラーピッチング小ローラー試験片表面の接線速度、「Ｖ２」をローラーピッチング大ローラー試験片表面の接線速度として、下記の式で計算される値を指す。
　｛（Ｖ２－Ｖ１）／Ｖ１｝×１００。
　表２に、熱間鍛造ままの状態から採取した試験片、または「焼準」後に採取した試験片を用いて調査した各試験結果をまとめて示す。
　なお、表２の「ミクロ組織」欄における「Ｂ」、「Ｆ」および「Ｐ」はそれぞれ、ベイナイト、フェライトおよびパーライトを意味する。また、「切屑処理性」欄における「○」および「×」はそれぞれ、切屑が小さく分断されて被試験材に「巻きつき」などの不具合が生じず「切屑処理性が良好」であったことおよび、切屑が長く被試験材に巻きつく不具合が生じて「切屑処理性が不良」であったことを示す。
　表３に、「ガス軟窒化・油冷」または「浸炭焼入－焼戻し」後に仕上加工した試験片を用いて試験した各試験結果をまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２および表３から、素材として本発明で規定する条件を満たす鋼１～５を用いた試験番号１～５の場合、軟窒化前の被削性は良好であり、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０Ｈに相当する鋼１３を用いて「浸炭焼入－焼戻し」した試験番号１３の４３０ＭＰａを超える回転曲げ疲労強度および試験番号１３と同等のピッチング寿命を有しており、軟窒化後に高い曲げ疲労強度を有するとともに耐ピッチング性にも優れていることが明らかである。
　これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号６～１２の場合、被削性の低下が生じたり、窒化での膨張量が大きくなったり、あるいは、回転曲げ疲労強度およびピッチング寿命が、上記鋼１３を用いた試験番号１３の場合に比べて劣っている。
　具体的には、試験番号６の場合、用いた鋼６のＦｎ１が２．３８と大きく本発明で規定する値を超えるため、窒化での膨張量が２．６μｍと大きい。
　試験番号７の場合、用いた鋼７のＣおよびＭｎ含有量が本発明で規定する値より多く、焼準後のＨＶが高い。このため、切削抵抗が８２５Ｎであり、被削性に劣っている。さらに、鋼７のＦｎ１が２．８２と大きく本発明で規定する値を超えるため、窒化での膨張量が３．０μｍと大きい。
　試験番号８の場合、用いた鋼８のＣおよびＣｒ含有量が本発明で規定する値より少ないため、回転曲げ疲労強度およびピッチング寿命はそれぞれ、３５０ＭＰａおよび１．５×１０５回であって、鋼１３を用いた試験番号１３の場合に比べて劣っている。また、鋼８のＳ含有量が本発明で規定する範囲より少ないため、切屑処理性に劣る。
　試験番号９の場合、用いた鋼９のＣｒの含有量が本発明で規定する値より少ないため、回転曲げ疲労強度およびピッチング寿命はそれぞれ、３９０ＭＰａおよび２．０×１０６回であって、鋼１３を用いた試験番号１３の場合に比べて劣っている。
　試験番号１０の場合、用いた鋼１０のＴｉ、ＮおよびＯの含有量が本発明で規定する値より多いため、曲げ疲労強度が４２０ＭＰａ、ピッチング寿命が５．８×１０６回であって、鋼１３を用いた試験番号１３の場合に比べて劣っている。また、Ｎの含有量が本発明で規定する値より高いため、切削抵抗が７７５Ｎであり、被削性にも劣っている。
　試験番号１１の場合、用いた鋼１１のＶの含有量が本発明で規定する値より少ないため、回転曲げ疲労強度およびピッチング寿命はそれぞれ、４００ＭＰａおよび６．１×１０６回であって、鋼１３を用いた試験番号１３の場合に比べて劣っている。
　試験番号１２の場合、用いた鋼１２のＭｎおよびＭｏ含有量が本発明で規定する値より多く、焼準後のＨＶが高い。このため、切削抵抗が８０５Ｎであり、被削性に劣っている。
　本発明の窒化用鋼は、窒化前の切削加工が容易であり、しかも、この窒化用鋼を素材とする窒化部品は、高価な元素であるＭｏの含有量が質量％で、０．０５％以下と少ないにもかかわらず、高い曲げ疲労強度と面疲労強度を具備している。このため、本発明の窒化用鋼は、高い曲げ疲労強度と面疲労強度が要求される窒化部品の素材として用いるのに好適である。さらに、本発明の窒化用鋼は、窒化による膨張量が小さいため、自動車用のリングギヤのような薄肉の窒化部品の素材として最適である。
 
 

Claims (3)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０７～０．１４％、Ｓｉ：０．１０～０．３０％、Ｍｎ：０．４～１．０％、Ｓ：０．００５～０．０３０％、Ｃｒ：１．０～１．５％、Ｍｏ：０．０５％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１０％以上０．１０％未満およびＶ：０．１０～０．２５％を含有するとともに、下記の(1)式で表されるＦｎ１が２．３０以下であり、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｎ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＯ：０．００３０％以下である化学組成を有することを特徴とする窒化用鋼。
    　Ｆｎ１＝０．６１Ｍｎ＋１．１１Ｃｒ＋０．３５Ｍｏ＋０．４７Ｖ・・・(1)
    ただし、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
  2. 　Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．２５％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の窒化用鋼。
  3. 　請求項１または２に記載の化学組成を有し、表面硬さがビッカース硬さで６５０～９００、芯部硬さがビッカース硬さで１５０以上、有効硬化層深さが０．１５ｍｍ以上であることを特徴とする窒化部品。
     
     
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