WO2013140869A1 - 窒化用鋼材および窒化部品 - Google Patents

窒化用鋼材および窒化部品 Download PDF

Info

Publication number
WO2013140869A1
WO2013140869A1 PCT/JP2013/052463 JP2013052463W WO2013140869A1 WO 2013140869 A1 WO2013140869 A1 WO 2013140869A1 JP 2013052463 W JP2013052463 W JP 2013052463W WO 2013140869 A1 WO2013140869 A1 WO 2013140869A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
nitriding
hardness
ferrite
content
Prior art date
Application number
PCT/JP2013/052463
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
裕也 行徳
雅之 堀本
秀樹 今高
康介 田中
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to CN201380015617.4A priority Critical patent/CN104220620B/zh
Priority to US14/386,028 priority patent/US9718256B2/en
Publication of WO2013140869A1 publication Critical patent/WO2013140869A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/18—Layered products comprising a layer of metal comprising iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • 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
    • C23C8/28—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 more than one element being applied in one step
    • C23C8/30—Carbo-nitriding
    • C23C8/32—Carbo-nitriding of ferrous surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • 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
    • C23C8/36—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 using ionised gases, e.g. ionitriding
    • C23C8/38—Treatment of ferrous surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • 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
    • C23C8/40—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 liquids, e.g. salt baths, liquid suspensions
    • C23C8/42—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 liquids, e.g. salt baths, liquid suspensions only one element being applied
    • C23C8/48—Nitriding
    • C23C8/50—Nitriding of ferrous surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/32—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for gear wheels, worm wheels, or the like
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a nitriding steel material and a nitriding component. Specifically, the present invention is excellent in chip treatability among machinability, and is provided with a high core hardness and surface hardness, and a deep effective hardened layer depth in a nitriding-treated part.
  • the present invention relates to a nitriding steel material suitable for use as a material for a nitrided part and a nitrided part using the same.
  • nitriding includes not only “nitriding” in the strict sense of “invading and diffusing N” but also “soft nitriding” which is a process of “intruding and diffusing N and C”. For this reason, in the following description, “nitriding” including “soft nitriding” is simply referred to.
  • Mechanical structural parts used in automobile transmissions such as gears and pulleys for belt-type continuously variable transmissions (CVT) are usually surfaced in order to improve bending fatigue strength, pitching strength, and wear resistance.
  • a curing process is performed.
  • Typical surface hardening treatments include carburizing quenching, induction quenching, and nitriding.
  • 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 or more, and then quenched.
  • carburizing and quenching has an advantage that a high surface hardness and a deep effective hardened layer depth can be obtained, there is a problem that heat treatment deformation becomes large because it is a process involving 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 effective hardened layer depth is relatively easy, it is not a surface hardening treatment that penetrates and diffuses C like carburizing. Therefore, in the case of induction hardening, in order to obtain the necessary surface hardness, effective hardened layer depth, and core hardness, it is common to use medium carbon steel having a higher C content than carburizing steel. However, medium carbon steel has a problem that machinability is lowered because the hardness of the material is higher than that of low carbon steel. It is also necessary to produce a high-frequency heating coil for each part.
  • nitriding is a process for obtaining high surface hardness and an appropriate effective hardened layer depth by invading and diffusing N at a temperature of 400 to 550 ° C., which is 1 point or less of Ac. Since the processing temperature is lower than that of quenching, there is an advantage in that the heat treatment deformation is small.
  • soft nitriding is a process for obtaining high surface hardness by invading and diffusing N and C at a temperature of about 500 to 650 ° C., which is 1 point or less of Ac, and the processing time is as short as several hours. Since it is time, it is suitable for mass production.
  • nitriding is a process that is ready for the times.
  • the conventional nitriding steel has the following problems ⁇ 1> and ⁇ 2>.
  • Nitriding is a surface hardening treatment that does not perform quenching treatment from a high temperature austenite region, that is, cannot be strengthened with martensitic transformation. Therefore, since it is necessary to contain a large amount of alloy elements in order to secure the desired core hardness in the nitrided part, the hardness of the material becomes high and the machinability is inferior.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 disclose a technique related to nitriding.
  • Patent Document 1 discloses a “material for nitrided parts” that can be easily broached with a complicated hole shape, and has excellent surface hardness and hardening depth after soft nitriding.
  • the “material for nitrided parts” is in mass%, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.30 to 1.50%, Cr: 0.30 to 2 0.000%, V: more than 0.15 to 0.50%, Al: 0.02 to 0.50%, and if necessary, Ni, Mo, S, Bi, Se, Ca, Te, It is a material for nitride parts that contains one or more selected from Nb and Ti, the balance being Fe and impurity elements, and a ferrite pearlite structure having a Vickers hardness of 190 or more.
  • Patent Document 2 discloses a “method for producing a low strain and high strength member” that can obtain a machine structural component that has low strain and excellent wear resistance and fatigue strength during surface hardening treatment.
  • This “manufacturing method of low-strain high-strength member” is, in mass%, C: 0.10 to 0.25%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.50 to 1.50%, Cr: 0 0.5 to 2.0%, Mo: 0.1 to 1.0%, V: 0.05 to 0.50%, Al: 0.50% or less, B: 0.0040 to Forging after 0.0200% and N: 0.005 to 0.025%, steel consisting of the remaining Fe and impurities as a raw material, and a temperature of 900 to 1050 ° C. lower than the normal hot forging temperature This is a technique of performing soft nitriding at 550 to 600 ° C. after machining the member shape.
  • JP 2005-281857 A Japanese Patent Laid-Open No. 5-25538
  • Patent Document 1 aims to improve the machinability in the low-speed region by increasing the ferrite hardness in the ferrite pearlite structure, but the area ratio of ferrite in the structure is taken into consideration. In other words, it is difficult to say that sufficient chip disposal is obtained.
  • Patent Document 2 contains 0.1 to 1.0% of Mo in combination with V in order to ensure high core hardness, and the hardness of the material is high. It is hard to say that it has sufficient machinability.
  • the present invention has been made in view of the above situation, and has excellent core machinability and a nitrided part having high core hardness, high surface hardness, and deep effective hardened layer depth.
  • An object of the present invention is to provide a nitriding steel material suitable for use as a material for a nitrided part.
  • the object of the present invention is that the hardness before cutting is Vickers hardness (hereinafter sometimes referred to as “HV”) of 150 to 250, the cutting resistance is low, and the chip disposal is also improved.
  • HV Vickers hardness
  • the present inventors minimize the amount of alloying elements and control the structure before cutting to ensure excellent machinability, and also have high surface hardness and effective hardened layer depth by nitriding.
  • the experiment was repeated based on the technical idea that high core hardness can be obtained by age hardening at the nitriding temperature. As a result, the following findings (a) to (e) were obtained.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is in the following steel materials for nitriding and nitrided parts.
  • Fn1 (669.3 ⁇ log e C-1959.6 ⁇ log e N-6983.3) ⁇ (0.067 ⁇ Mo + 0.147 ⁇ V) (1)
  • Fn2 140 ⁇ Cr + 125 ⁇ Al + 235 ⁇ V (2)
  • C, N, Mo, V, Cr and Al in the above formulas (1) and (2) mean the content of the element in mass%.
  • Fn1 (669.3 ⁇ log e C-1959.6 ⁇ log e N-6983.3) ⁇ (0.067 ⁇ Mo + 0.147 ⁇ V) (1)
  • Fn2 140 ⁇ Cr + 125 ⁇ Al + 235 ⁇ V (2)
  • C, N, Mo, V, Cr and Al in the above formulas (1) and (2) mean the content of the element in mass%.
  • the core hardness is 180 or more in terms of Vickers hardness
  • the surface hardness is 650 or more in terms of Vickers hardness
  • the effective hardened layer depth is 0.20 mm or more.
  • the core hardness is 180 or more in terms of Vickers hardness
  • the surface hardness is 650 or more in terms of Vickers hardness
  • the effective hardened layer depth is 0.20 mm or more.
  • the “impurities” in the “Fe and impurities” as the balance refers to those mixed from the ore, scrap, or production environment as raw materials when industrially producing steel materials.
  • “Ferrite / pearlite structure” means a mixed structure of ferrite and pearlite
  • “Ferrite / bainite structure” means a mixed structure of ferrite and bainite
  • “Ferrite / pearlite / bainite structure” means ferrite, pearlite and bainite structure. Refers to mixed tissue. “Area ratio of ferrite” does not include the area ratio of ferrite that forms pearlite together with cementite.
  • the steel for nitriding according to the present invention is excellent in chip disposability among machinability and has a high core hardness, high surface hardness, and deep effective hardened layer depth in a nitriding-treated part. be able to. For this reason, the steel material for nitriding of this invention is suitable for using as a raw material of nitriding components.
  • the nitrided part of the present invention is excellent in deformation resistance, bending fatigue strength, and wear resistance, it is suitably used as a machine structural part used in automobile transmissions such as gears and pulleys for CVT. be able to.
  • FIG. 5 is a diagram showing a soft nitriding heat pattern applied to the test pieces shown in FIGS. 1 to 4 in Examples. It is a figure which shows the finishing shape 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 explaining the length of the chip
  • the dimension which does not show the unit in a figure is "mm".
  • it is a figure which shows the heat pattern of the gas carburizing quenching-tempering performed to the ring test piece and the indentation test jig
  • C Chemical composition: more than 0.15% but not more than 0.35%
  • C is an element essential for ensuring machinability, bending fatigue strength and core hardness of nitrided parts, and content exceeding 0.15%
  • a quantity is needed. If the C content is too low, the hardness will be low and the bending fatigue strength will decrease. Moreover, when content of C is too low, soft ferrite will increase, chip disposal property will be bad, and machinability will fall. On the other hand, if the content of C is too large, the hardness increases, the cutting resistance increases, and the machinability decreases. For this reason, an upper limit is provided, and the C content exceeds 0.15% and is 0.35% or less.
  • the C content is preferably 0.18% or more, and more preferably 0.30% or less.
  • Si 0.20% or less
  • Si is an element contained as an impurity in steel. On the other hand, it is also an element having a deoxidizing action. When there is too much content of Si, hardness will become high and machinability will fall. For this reason, an upper limit is set and the Si content is set to 0.20% or less.
  • the Si content is preferably 0.02% or more. Further, the Si content is preferably 0.15% or less.
  • Mn 0.10 to 2.0%
  • Mn has the action of ensuring the bending fatigue strength and the core hardness of the nitrided part, and the deoxidizing action. In order to obtain these effects, a Mn content of 0.10% or more is required. However, when there is too much content of Mn, hardness will become high and machinability will fall. Therefore, an upper limit is set and the Mn content is set to 0.10 to 2.0%.
  • the Mn content is preferably 0.20% or more, and more preferably 1.5% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an impurity contained in steel.
  • P segregated to the grain boundary may make steel embrittle.
  • an upper limit is set and the P content is set to 0.030% or less.
  • a more preferable content of P is 0.020% or less.
  • S 0.050% or less S is an impurity contained in steel. Further, if S is positively contained, it combines with Mn to form MnS and has an effect of improving machinability. However, if the S content exceeds 0.050%, coarse MnS is formed, and hot workability and bending fatigue strength are reduced. Therefore, the content of S is set to 0.050% or less.
  • the S content is preferably 0.040% or less.
  • the S content is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.005% or more.
  • Cr 0.80 to 2.0% Cr combines with N at the time of nitriding to produce nitrides, improves the surface hardness during nitriding, and has the effect of ensuring the bending fatigue strength and wear resistance of the nitrided part.
  • the above effect cannot be obtained if the Cr content is less than 0.80%.
  • the content of Cr exceeds 2.0%, it becomes hard and the machinability deteriorates. Therefore, the Cr content is set to 0.80 to 2.0%.
  • the Cr content is preferably 0.90% or more, and more preferably 1.5% or less.
  • V 0.10 to 0.50% V combines with C and / or N during nitriding to form carbides, nitrides and carbonitrides, and has the effect of improving surface hardness. In addition, there is an effect of improving the core hardness by age hardening at the nitriding temperature, that is, by forming a carbide. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.10% or more of V. However, if the content of V is large, not only the hardness becomes too high, but also the machinability decreases. Therefore, an upper limit is set and the V content is set to 0.10 to 0.50%.
  • the V content is preferably 0.15% or more, and more preferably 0.40% or less.
  • Al 0.01 to 0.06%
  • Al has a deoxidizing action. Moreover, it combines with N at the time of nitriding, forms AlN, and has the effect of improving surface hardness. In order to acquire these effects, it is necessary to contain Al 0.01% or more. However, if the Al content is too large, not only the hard and coarse Al 2 O 3 is formed and the machinability is lowered, but also the effective hardened layer becomes shallow in nitriding and the bending fatigue strength and the pitching strength are lowered. Problems arise. Therefore, an upper limit is set, and the Al content is set to 0.01 to 0.06%.
  • the Al content is preferably 0.02% or more, and preferably 0.05% or less.
  • N 0.0080% or less N forms nitrides and carbonitrides. If nitrides such as V and carbonitrides precipitate during hot rolling, the hardness increases and the machinability decreases. Further, the effect of improving the core hardness by age hardening at the nitriding temperature cannot be sufficiently obtained. Therefore, the N content needs to be limited and is set to 0.0080% or less. A preferable N content is 0.0070% or less.
  • O 0.0030% or less O forms oxide-based inclusions, causes fatigue failure at the starting point of inclusions, and reduces bending fatigue strength.
  • the content of O is set to 0.0030% or less.
  • a preferable O content is 0.0020% or less.
  • One of the steels for nitriding of the present invention has a chemical composition satisfying the conditions for Fn1 and Fn2 described later, with the above-described elements from C to O, the balance being Fe and impurities.
  • impurities in “Fe and impurities” refers to those mixed from ore, scrap, or production environment as raw materials when industrially producing steel materials.
  • nitriding steel materials of the present invention is selected from Mo, Cu, Ni, Ti, Nb, Zr, Pb, Ca, Bi, Te, Se, and Sb instead of a part of the above-mentioned Fe. It contains one or more elements and has a chemical composition that satisfies the conditions for Fn1 and Fn2.
  • Mo Less than 0.10% Mo of ⁇ a> combines with C at the nitriding temperature to form a carbide, and has the effect of improving the core hardness by age hardening. You may make it contain. However, when it contains 0.10% or more of Mo, it becomes hard and machinability decreases. Therefore, the amount of Mo in the case of inclusion is set to less than 0.10%. When Mo is contained, the amount of Mo is preferably 0.08% or less.
  • the amount of Mo in the case of inclusion is preferably 0.05% or more.
  • Cu 0.50% or less Cu has an action of improving the core hardness, so that Cu may be contained in order to obtain the above effect.
  • the machinability decreases, and in addition, Cu melts and becomes liquid at high temperatures such as hot rolling.
  • the liquefied Cu infiltrates between crystal grains, embrittles grain boundaries, and causes surface defects in hot rolling. Therefore, an upper limit is set for the amount of Cu in the case of inclusion, and it is set to 0.50% or less.
  • the amount of Cu is preferably 0.40% or less.
  • the amount of Cu in the case of inclusion is preferably 0.10% or more.
  • Ni 0.50% or less Since Ni has an action of improving the core hardness, Ni may be contained in order to obtain the above effect. However, if the Ni content increases, the machinability decreases. Therefore, an upper limit is set for the amount of Ni in the case of inclusion, and it is set to 0.50% or less. When Ni is contained, the amount of Ni is preferably 0.40% or less.
  • the amount of Ni in the case of inclusion is 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 amount in the case of containing these elements in combination may be 1.00% when the Cu and Ni contents are the upper limit values, respectively, but is preferably 0.80% or less.
  • Ti, Nb, and Zr all have the effect of refining crystal grains to improve the bending fatigue strength. For this reason, in order to acquire said effect, you may contain these elements.
  • the Ti, Nb, and Zr will be described.
  • Ti 0.20% or less Ti combines with C or / and N to form fine carbides, nitrides, and carbonitrides to refine crystal grains and improve bending fatigue strength. Therefore, Ti may be contained to obtain the above effect. However, when the Ti content is large, coarse TiN is generated, so that the bending fatigue strength decreases. Therefore, an upper limit is set for the amount of Ti in the case of inclusion, and it is set to 0.20% or less. When Ti is contained, the amount of Ti is preferably 0.10% or less.
  • the amount of Ti in the case of inclusion is preferably 0.005% or more.
  • Nb 0.10% or less Nb combines with C or / and N to form fine carbides, nitrides, and carbonitrides to refine crystal grains and improve bending fatigue strength. Therefore, Nb may be included to obtain the above effect. However, when there is much content of Nb, hardness will rise and machinability will fall. Therefore, an upper limit is set for the amount of Nb in the case of inclusion, and the content is made 0.10% or less. When Nb is contained, the amount of Nb is preferably 0.07% or less.
  • the amount of Nb when contained is preferably 0.020% or more.
  • Zr 0.10% or less
  • Zr also has an action of combining with C or / and N to form fine carbides, nitrides and carbonitrides to refine crystal grains and improve bending fatigue strength. Therefore, Zr may be contained in order to obtain the above effect. However, when there is much content of Zr, hardness will rise and machinability will fall. Therefore, an upper limit is set for the amount of Zr in the case of inclusion, and the content is made 0.10% or less. The amount of Zr when contained is preferably 0.07% or less.
  • the amount of Zr when contained is preferably 0.002% or more.
  • the above Ti, Nb, and Zr can be contained alone or in combination of two or more thereof.
  • the total amount when these elements are contained in combination may be 0.40% when the contents of Ti, Nb and Zr are the upper limit values, but should be 0.24% or less. Is preferred.
  • Pb, Ca, Bi, Te, Se, and Sb all have an effect of improving machinability. For this reason, in order to acquire said effect, you may contain these elements.
  • Pb, Ca, Bi, Te, Se, and Sb will be described.
  • Pb 0.50% or less
  • Pb has an effect of improving machinability. Therefore, Pb may be contained in order to obtain the above effect. However, when the content of Pb is large, the hot workability is lowered, and further, the toughness of the nitrided part is reduced. Therefore, an upper limit is set for the amount of Pb in the case of inclusion, and it is set to 0.50% or less. When Pb is contained, the amount of Pb is preferably 0.20% or less.
  • the amount of Pb when contained is preferably 0.02% or more.
  • Ca 0.010% or less Ca has an effect of improving machinability. Therefore, Ca may be contained in order to obtain the above effect. However, when the content of Ca is large, the hot workability is deteriorated and the toughness of the nitrided part is also reduced. Therefore, an upper limit is set for the amount of Ca in the case of inclusion, and it is set to 0.010% or less. When Ca is contained, the amount of Ca is preferably 0.005% or less.
  • the Ca content when contained is preferably 0.0003% or more.
  • Bi 0.30% or less Bi also has an effect of improving machinability. Therefore, Bi may be included to obtain the above effect. However, when the Bi content is large, the hot workability is deteriorated and the toughness of the nitrided part is also reduced. Therefore, an upper limit is set for the amount of Bi in the case of inclusion, and it is set to 0.30% or less. When contained, the amount of Bi is preferably 0.10% or less.
  • the amount of Bi when contained is preferably 0.005% or more.
  • Te 0.30% or less Te has an effect of improving machinability. Therefore, Te may be included to obtain the above effect. However, when the Te content is large, the hot workability is lowered, and the toughness of the nitrided part is also lowered. Therefore, an upper limit is set for the amount of Te in the case of inclusion, and it is set to 0.30% or less. When Te is contained, the amount of Te is preferably 0.10% or less.
  • the amount of Te when contained is preferably 0.003% or more.
  • Se 0.30% or less Se also has an effect of improving machinability. Therefore, Se may be contained in order to obtain the above effect. However, when the Se content is large, the hot workability is lowered and the toughness of the nitrided part is also lowered. Therefore, an upper limit is set for the amount of Se in the case of inclusion, and it is set to 0.30% or less. When contained, the amount of Se is preferably 0.10% or less.
  • the amount of Se when contained is preferably 0.005% or more.
  • Sb 0.30% or less
  • Sb has an effect of improving machinability. Therefore, Sb may be contained in order to obtain the above effect. However, when the Sb content is large, the hot workability is lowered and the toughness of the nitrided part is also lowered. Therefore, an upper limit is set for the amount of Sb in the case of inclusion, and it is set to 0.30% or less. When contained, the amount of Sb is preferably 0.10% or less.
  • the amount of Sb when contained is preferably 0.005% or more.
  • the above-mentioned Pb, Ca, Bi, Te, Se and Sb can be contained in only one of them, or in a combination of two or more.
  • the total amount when these elements are contained in combination is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.30% or less.
  • Fn1 20-80
  • Fn1 represented by the following must be 20-80.
  • C, N, Mo and V in the formula (1) mean the content in mass% of the element.
  • Fn1 is a parameter that serves as an index of the amount of age hardening by nitriding, that is, an improvement margin of core hardness by nitriding. If Fn1 is 20 or more, the amount of age hardening after nitriding is increased and the core hardness is improved. However, if Fn1 exceeds 80, the above effect is saturated. Fn1 is preferably 30 or more.
  • Fn2 160 or more
  • Fn2 represented by the following must be 160 or more.
  • Cr, Al, and V in the formula (2) mean the content of the element in mass%.
  • the above Fn2 is a parameter serving as an index of surface hardness, bending fatigue strength, and wear resistance after nitriding.
  • Fn2 Cr, Al, and V can generate high-nitride and carbonitride near the surface of the nitrided part during nitriding, and can improve the surface hardness.
  • the surface hardness is 650 or more in HV, and bending fatigue strength and wear resistance equivalent to those of the carburized and quenched material can be obtained.
  • Fn2 is preferably 170 or more, and preferably 300 or less.
  • the steel for nitriding of the present invention has the chemical composition described in the above section (A), and the structure is a ferrite / pearlite structure, a ferrite / bainite structure or a ferrite / pearlite / bainite structure, and The area ratio is 20% or more, and the V content in the precipitate by extraction residue analysis is defined as 0.10% or less.
  • the structure of the steel for nitriding is a ferrite / pearlite structure, a ferrite / bainite structure, or a ferrite / pearlite / bainite structure
  • the area ratio of soft ferrite is determined to be 20% or more.
  • the area ratio of ferrite in the above structure is preferably 30% or more.
  • soft ferrite has poor chip disposal and is liable to deteriorate machinability. Therefore, the area ratio of ferrite in the above structure is preferably 75% or less.
  • the above "area ratio of ferrite” does not include the area ratio of ferrite that forms pearlite together with cementite.
  • the structure of the steel for nitriding is a ferrite / pearlite structure, a ferrite / bainite structure or a ferrite / pearlite / bainite structure, and the area ratio of ferrite is 20% or more, fine V precipitates.
  • the V content in the precipitate by the extraction residue analysis is determined to be 0.10% or less.
  • the V content in the precipitate is preferably 0.08% or less.
  • V content in the precipitate by extraction residue analysis is, for example, collecting an appropriate test piece, subjecting it to constant current electrolysis in a 10% AA-based solution, and filtering the extracted solution through a filter having a mesh size of 0.2 ⁇ m. Thus, it can be obtained by conducting a general chemical analysis on the filtrate.
  • the 10% AA-based solution is a solution obtained by mixing tetramethylammonium chloride, acetylacetone and methanol at 1: 10: 100.
  • the structure is a ferrite-pearlite structure, a ferrite-bainite structure, or a ferrite-pearlite-bainite structure, and the area ratio of ferrite is 20% or more, and the V content in the precipitate by extraction residue analysis
  • hot rolling or / and hot forging for example, by heating to 850 to 950 ° C., then forced air cooling and cooling to room temperature. It is preferable to “normalize”.
  • the average cooling rate in the temperature range of 800 to 500 ° C. becomes 0.5 to 5.0 ° C./second so that V carbide, nitride and carbonitride do not precipitate. It is preferable to cool by forced air cooling.
  • Nitrided parts In addition to having the chemical composition described in the above item (A), the nitrided part of the present invention has a core hardness of 180 or more in HV, a surface hardness of 650 or more in HV, and an effective hardened layer depth of 0. Must be at least 20 mm.
  • the nitrided part is excellent in deformation resistance, bending fatigue strength, and wear resistance, and is suitably used as a machine structural part used in automobile transmissions such as gears and CVT pulleys. be able to.
  • the core hardness is HV, preferably 200 or more, and preferably 350 or less.
  • the surface hardness is 670, preferably 670 or more, and 900 or less.
  • the effective hardened layer depth is preferably 0.25 mm or more, and preferably 0.50 mm or less.
  • the nitrided part of the above item (C) is based on the chemical composition described in the above item (A) and the steel for nitriding having the V content in the precipitates by the structure and extraction residue analysis described in the above item (B). For example, it can be manufactured by forming into a part shape by hot forging and / or cutting and then nitriding at 400 to 650 ° C. for 1 to 30 hours.
  • nitriding After processing into the part shape, it is preferable to perform nitriding at 400 to 650 ° C. for 1 to 30 hours in order to utilize the strengthening by age hardening.
  • the temperature for nitriding is low and less than 400 ° C.
  • high surface hardness can be imparted to the nitrided part, but the effective hardened layer depth becomes shallow, and it is difficult to achieve core hardness improvement by age hardening.
  • the temperature for nitriding is high and exceeds 650 ° C.
  • the effective hardened layer depth of the nitrided part becomes deep, but the surface hardness becomes low and the core hardness also becomes low.
  • the temperature for nitriding is preferably 450 ° C. or higher, and preferably 630 ° C. or lower.
  • the time for nitriding varies depending on the depth of the effective hardened layer required for the nitrided part, but if it is less than 1 hour, the effective hardened layer depth becomes shallow. On the other hand, a long time exceeding 30 hours is not suitable for mass production.
  • the nitriding time is preferably 1 hour or longer, and preferably 20 hours or shorter.
  • the nitriding method for obtaining the nitrided part of the present invention is not particularly defined, and gas nitriding, salt bath nitriding, ion nitriding and the like can be used.
  • gas 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 nitriding time varies depending on the processing temperature. For example, when soft nitriding is performed at 590 ° C., the nitriding time is 9 hours, and the surface hardness, core hardness, and effective hardened layer depth described in the above section (C) are set. Obtainable.
  • Steels 1 to 13 and Steel 19 in Table 1 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention.
  • Steels 14 to 18 are comparative steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention. It should be noted that Mo and V in Fn1 represented by the formula (1) and V in Fn2 represented by the formula (2) were set to “0 (zero)” in the case of “ ⁇ ” in Table 1.
  • steel 14 is steel corresponding to SCr420H specified in JIS G 4052 (2008).
  • Each ingot was homogenized by holding at 1250 ° C. for 5 hours and then hot forged to produce a steel bar having a diameter of 35 mm and a length of 1000 mm and a steel bar having a diameter of 45 mm and a length of 1000 mm.
  • steels 1 to 13 and steels 16 to 18 were kept at 950 ° C. for 1 hour and then subjected to “normalization” by forced air cooling and cooling to room temperature.
  • the average cooling rate in the temperature range of 800 to 500 ° C. by forced air cooling is R / 2 part of the steel bar having a diameter of 35 mm (“R” represents the radius of the steel bar).
  • R represents the radius of the steel bar.
  • the steel bar 19 was “quenched” by holding it at 950 ° C. for 1 hour and then oil cooling to room temperature.
  • test pieces were collected from a part of a 35 mm diameter steel bar heat-treated as described above.
  • a heat-treated steel bar having a diameter of 35 mm was cut so-called “crossing”, that is, perpendicular to the axial direction (length direction).
  • the sample was polished so that the cut surface had a mirror finish, and used as a test piece for measuring the Vickers hardness before nitriding and for observing the microstructure.
  • FIG. 1 A coarse notched Ono type rotating bending fatigue test piece shown in FIG.
  • block test piece B having a length of 25 mm, a width of 5 mm, and a thickness of 12.5 mm shown in FIG.
  • the heat-treated steel bar having a diameter of 45 mm was peeled to a diameter of 40 mm and then cut to a length of 300 mm to obtain a test piece for machinability investigation.
  • the ono-type rotary bending fatigue test piece with notches having the above-mentioned rough shape subjected to “gas soft nitriding” was finished to produce an ono-type rotary bending fatigue test piece with notches shown in FIG.
  • the unit of dimensions in the notched Ono type rotating bending fatigue test piece shown in FIG. 6 is “mm”, and the two types of inverted triangle finish symbols in the figure are the same as those in FIGS. , “Triangle symbol” indicating the surface roughness described in the explanatory table 1 of JIS B 0601 (1982).
  • ⁇ (wave dash) is a “wave symbol”, which means that it is a fabric, that is, it remains a “gas soft-nitrided” surface.
  • Investigation 3 Extraction residue analysis before nitriding A 10 mm ⁇ 10 mm ⁇ 10 mm sample cut out for analysis of extraction residue was subjected to constant current electrolysis in a 10% AA-based solution. That is, in order to remove deposits on the surface, first, preliminary electrolysis was performed on the sample under the conditions of current: 1000 mA and time: 28 minutes. Thereafter, the deposit on the surface of the sample was ultrasonically cleaned in alcohol to remove it from the sample, the mass of the sample from which the deposit was removed was measured, and then used as the mass of the sample before electrolysis.
  • the sample was electrolyzed under the conditions of current: 173 mA and time: 142 minutes.
  • the electrolyzed sample was taken out, and the deposit (residue) on the sample surface was ultrasonically washed in alcohol to remove it from the sample. Thereafter, the electrolyzed solution and the solution used for ultrasonic cleaning were suction filtered with a filter having a mesh size of 0.2 ⁇ m to collect a residue.
  • mass was measured and it was set as the mass of the sample after electrolysis. The “mass of the electrolyzed sample” was determined from the difference in the measured values of the mass of the sample before and after electrolysis.
  • the residue collected on the above filter was transferred to a petri dish, dried, measured for mass, and then subjected to acid decomposition treatment.
  • the above acid-decomposed solution was analyzed with an ICP emission spectrometer (high frequency inductively coupled plasma emission spectrometer) to determine “the mass of V in the residue”.
  • Turning uses a carbide tool mainly made of WC without chip breaker, cutting speed: 150 m / min, cutting depth: 0.2 mm, feeding: 0.8 mm / rev, and lubrication with water-soluble lubricant It carried out in the state.
  • the machinability was evaluated by the cutting resistance during turning measured using a cutting dynamometer and the chip disposability.
  • the chip disposability was evaluated for each steel by selecting the chip having the maximum chip length shown in FIG. 7 from any 10 chips after turning and measuring the length.
  • the chip disposability is “particularly good ( ⁇ )”, “good ( ⁇ )” and “bad”, respectively, when the chip length is 5 mm or less and exceeds 5 mm and 10 mm or less and exceeds 10 mm. ( ⁇ ) ”.
  • the chip disposability was targeted for a good or better evaluation (XX or X).
  • Investigation 5 Measurement of core hardness, surface hardness and effective hardened layer depth after nitriding
  • HV was measured sequentially from the surface of the test piece mirror-finished with a test force of 1.96 N using a micro Vickers hardness measuring machine in accordance with JIS Z 2244 (2009). A distribution map was created. And the distance from the surface to the position which becomes 550 in HV was made into the "effective hardened layer depth.”
  • Investigation 7 Investigation of wear resistance The wear resistance was investigated by a block-on-ring wear test. That is, as shown in FIG. 8, the surface of the gas soft-nitrided block test piece A having a length of 15.75 mm and a thickness of 6.35 mm (hereinafter referred to as “test surface”) is pressed against the ring test piece, The abrasion test was carried out by rotating the test piece.
  • test surface the surface of the gas soft-nitrided block test piece A having a length of 15.75 mm and a thickness of 6.35 mm
  • test surface of the block test piece A is pressed against the ring test piece with a test force of 1000 N.
  • the ring specimen was rotated at a sliding speed of 1 m / sec until the total sliding distance reached 8000 m.
  • the above-mentioned ring test piece is cut out from a 45 mm diameter steel bar of SCM420 specified in JIS G 4053 (2008), with the steel bar aligned in the axial direction, and cut into a shape generally shown in FIG. “Gas carburizing quenching-tempering” was performed according to the heat pattern shown, and then the outer peripheral portion was ground by 100 ⁇ m and finished to the size and shape shown in FIG.
  • the dimension which does not show the unit in said ring test piece shown in FIG. 9 is "mm".
  • the finish symbol of the inverted triangle in the figure is a “triangular symbol” indicating the surface roughness described in the explanatory table 1 of JIS B 0601 (1982).
  • “Rq: 0.15 to 0.35 ⁇ m” attached to the triangle symbol has a root mean square roughness “Rq” defined by JIS B 0601 (2001) of 0.15 to 0.35 ⁇ m. Means.
  • “Cp” in FIG. 10 represents the carbon potential. Further, “80 ° C. oil cooling” indicates that the oil is cooled by being put into oil having an oil temperature of 80 ° C.
  • the test surface of the block test piece A is measured using a surface roughness meter, as shown by arrows 1, 2 and 3 in FIG.
  • the maximum difference between the non-contact portion and the contact portion in the cross-sectional curve was taken as the wear depth.
  • non-contact part and “contact part” refer to “non-contact part” and “contact part” with the ring test piece.
  • Investigation 8 Investigation of deformation resistance Deformation resistance was investigated by an indentation test. That is, as shown in FIG. 12, an indentation test jig having the shape shown in FIG. 13 is formed on a gas soft-nitrided block test piece B having a length of 25 mm and a thickness of 12.5 mm (hereinafter referred to as “test surface”). And the deformation resistance was investigated. Similar to the ring test piece of the block-on-ring type wear test, the indentation test jig is made of a steel bar having a diameter of 45 mm of SCM420 specified in JIS G 4053 (2008) and aligned with the steel bar in the axial direction. A test piece was cut into the shape shown in FIG. “Gas carburizing and quenching-tempering” by the heat pattern shown in FIG. 10 was performed, and then the outer peripheral portion was ground by 100 ⁇ m and finished to the size and shape shown in FIG.
  • the indentation test jig was pushed into the test surface of the block specimen B with a test force of 5000 N using a hydraulic servo tester. After canceling the test force, the amount of indentation deformation on the test surface of the block test piece B was measured with a surface roughness meter at three locations in the same manner as in Investigation 7, and the average value at the three locations was taken as the amount of indentation deformation. If the amount of indentation deformation was 6.0 ⁇ m or less, it was judged that the deformation resistance was excellent, and this was the target.
  • the dimension which does not show the unit in said indentation test jig shown in Drawing 13 is "mm".
  • the finish symbol of the inverted triangle in the figure is a “triangular symbol” indicating the surface roughness described in the explanatory table 1 of JIS B 0601 (1982).
  • “Rq: 0.10 to 0.20 ⁇ m” attached to the triangle symbol has a root mean square roughness “Rq” defined in JIS B 0601 (2001) of 0.10 to 0.20 ⁇ m. Means.
  • Table 2 summarizes the test results of Surveys 1 to 4, and Table 3 summarizes the test results of Surveys 5 to 8.
  • Table 3 also shows the hardness (HV) before nitriding in Investigation 1, and the difference between the core hardness after nitriding (HV) and the hardness before nitriding (HV) is the amount of age hardening by nitriding. It was shown as ( ⁇ HV).
  • FIGS. 14 and 15 respectively show the relationship between Fn1 and the core hardness (HV) after nitriding in Survey 5 and the relationship between Fn1 and the amount of indentation deformation in Survey 8.
  • FIGS. 16 to 18 summarize the relationship between Fn2 and the surface hardness (HV) after nitriding in Survey 5, the relationship between Fn2 and rotational bending fatigue strength in Survey 6, and the relationship between Fn2 and wear depth in Survey 7, respectively. Show.
  • test number 1 using steel 1 containing Te test number 3 using steel 3 containing Pb and Ca
  • test number using steel 5 containing Se and Sb test number using steel 9 containing Se and Sb
  • the test number 14 of the comparative example does not contain V in the steel 14 used, is outside the range defined by the present invention, Fn1 is 0, and “20 to 80” of the present invention. Further, since the core hardness after nitriding is 160 at HV lower than the value defined in the present invention, the indentation deformation amount is as large as 6.3 ⁇ m and the deformation resistance is inferior. Further, the steel 14 has an Fn2 of 140, which deviates from the definition of “160 or more” of the present invention, and in addition, the effective hardened layer depth after nitriding is 0.12 mm, which is shallower than the value specified by the present invention.
  • the rotational bending fatigue strength is as low as 380 MPa
  • the wear depth is as large as 11.3 ⁇ m, and the wear resistance is also poor.
  • the V content in the precipitate in the extracted residue of steel 15 used was as high as 0.25%, and the hardness before nitriding was as high as 272 in HV, so the cutting resistance was high and the machinability was high. Inferior.
  • Test No. 16 has a Fn1 of 19 used in steel 16, which is not within the range of “20 to 80” of the present invention, and the core hardness after nitriding is 165 at HV lower than the value defined in the present invention. Therefore, the amount of indentation deformation is as large as 6.1 ⁇ m and the deformation resistance is poor.
  • Test No. 17 has Fn2 of the steel 17 used of 143, which is out of the definition of “160 or more” of the present invention, and the surface hardness after nitriding is 642 at HV lower than the value defined in the present invention. Therefore, the rotational bending fatigue strength is as low as 390 MPa, the wear depth is as large as 10.2 ⁇ m, and the wear resistance is inferior.
  • Test No. 18 has a C content of the used steel 18 of 0.12%, which is lower than the value specified in the present invention. Therefore, since the core hardness after nitriding is 152 at an HV lower than the value specified in the present invention, the indentation deformation amount is as large as 6.5 ⁇ m and the deformation resistance is inferior. Further, the chip disposal is poor, the cutting resistance is 651 N, and the machinability is also inferior.
  • Test No. 19 shows that although the chemical composition itself of the steel 19 used satisfies the conditions defined in the present invention, martensite is contained in the microstructure before nitriding and the area ratio of ferrite is 16%. Lower than specified value. Therefore, cutting resistance is high and it is inferior to machinability.
  • the steel for nitriding according to the present invention is excellent in chip disposability among machinability and has a high core hardness, high surface hardness, and deep effective hardened layer depth in a nitriding-treated part. be able to. For this reason, the steel material for nitriding of this invention is suitable for using as a raw material of nitriding components.
  • the nitrided part of the present invention is excellent in deformation resistance, bending fatigue strength, and wear resistance, it is suitably used as a machine structural part used in automobile transmissions such as gears and pulleys for CVT. be able to.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

　質量％で、C：0.15％超～0.35％、Si≦0.20％、Mn：0.10～2.0％、P≦0.030％、S≦0.050％、Cr：0.80～2.0％、V：0.10～0.50％、Al：0.01～0.06％、N≦0.0080％及びO≦0.0030％と、更に必要に応じて、特定量のMo、Cu、Ni、Ti、Nb、Zr、Pb、Ca、Bi、Te、Se及びSbから選ばれる1種以上と、残部がFe及び不純物とからなり、〔20≦（669.3×logｅC－1959.6×logｅN－6983.3）×（0.067×Mo＋0.147×V）≦80〕及び〔140×Cr＋125×Al＋235×V≧160〕である化学組成を有し、組織がフェライト・パーライト、フェライト・ベイナイト又はフェライト・パーライト・ベイナイトで、組織に占めるフェライトの面積率≧20％で、抽出残渣分析による析出物中のV含有量≦0.10％である窒化用鋼材は、被削性に優れ、窒化部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さおよび深い有効硬化層深さを具備させることができる。このため、この鋼材は、窒化部品の素材として用いるのに好適である。

Description

窒化用鋼材および窒化部品
　本発明は、窒化用鋼材および窒化部品に関する。詳しくは、本発明は、被削性なかでも切屑処理性に優れるとともに、窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さおよび表面硬さ、ならびに深い有効硬化層深さを具備させることが可能であって、窒化部品の素材として用いるのに好適な窒化用鋼材およびそれを用いた窒化部品に関する。
　本発明でいう「窒化」には、「Ｎを侵入・拡散させる」厳密な意味での「窒化」だけではなく、「ＮおよびＣを侵入・拡散させる」処理である「軟窒化」も含む。このため、以下の説明においては、「軟窒化」を含めて単に「窒化」という。
　歯車、ベルト式無段変速機（ＣＶＴ）用プーリ等の、自動車のトランスミッションなどに使用される機械構造用部品は、曲げ疲労強度向上、ピッチング強度向上および耐摩耗性向上の点から、通常、表面硬化処理が施される。代表的な表面硬化処理として、浸炭焼入れ、高周波焼入れ、窒化などがある。
　上記のうちで、浸炭焼入れは、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、焼入れする処理である。浸炭焼入れは、高い表面硬さと深い有効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、浸炭焼入れ後に研削、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、不完全焼入れ層などのいわゆる「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。
　高周波焼入れは、Ａｃ３点以上の高温のオーステナイト域に急速加熱、冷却して焼入れする処理である。有効硬化層深さの調整が比較的容易である長所があるが、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。したがって、高周波焼入れの場合、必要な表面硬さ、有効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、中炭素鋼は素材の硬さが低炭素鋼に比べて高いため、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もある。
　これに対して、窒化は、Ａｃ１点以下の４００～５５０℃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有効硬化層深さを得る処理であり、浸炭焼入れおよび高周波焼入れに比べて処理温度が低いため、熱処理変形が小さい長所がある。
　また、窒化のうちでも軟窒化は、Ａｃ１点以下の５００～６５０℃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、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。
　さらに、昨今の地球温暖化抑制を背景とした温室効果ガス削減の潮流に伴い、浸炭焼入れのような高温で保持する工程の削減が要望されている。このため、窒化は時代に即応した処理である。
　しかしながら、従来の窒化用鋼材には、次の〈１〉および〈２〉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れ処理を行わない、すなわちマルテンサイト変態を伴う強化ができない表面硬化処理である。したがって、窒化部品に所望の芯部硬さを確保させるためには多量の合金元素を含有させる必要があるので、素材の硬さが高くなり、被削性に劣る。
　〈２〉代表的な窒化用鋼としては、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）がある。しかし、この鋼は、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ものの、有効硬化層が浅いので、高い曲げ疲労強度を確保することができない。
　そこで、前記した問題点を解消するべく、例えば、特許文献１および特許文献２に窒化に関する技術が開示されている。
　特許文献１には、複雑な穴形状を有するブローチ加工が容易にでき、かつ軟窒化処理後の表面硬さ、硬化深さの優れた「窒化部品用素材」が開示されている。この「窒化部品用素材」は、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、Ｍｏ、Ｓ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｃａ、Ｔｅ、ＮｂおよびＴｉから選択される１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ビッカース硬さで１９０以上のフェライトパーライト組織からなる窒化部品用素材である。
　特許文献２には、表面硬化処理に際して低歪であると共に、耐摩耗性および疲労強度に優れた機械構造用部品を得ることができる「低歪高強度部材の製造方法」が開示されている。この「低歪高強度部材の製造方法」は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．２５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｃｒ：０．５～２．０％、Ｍｏ：０．１～１．０％、Ｖ：０．０５～０．５０％、Ａｌ：０．５０％以下、必要に応じてさらに、Ｂ：０．００４０～０．０２００％およびＮ：０．００５～０．０２５％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物よりなる鋼を素材とし、通常の熱間鍛造温度よりも低い９００～１０５０℃の温度にしたのち鍛造加工を行い、部材形状に機械加工を行ったあと５５０～６００℃で軟窒化処理を施す技術である。
特開２００５－２８１８５７号公報 特開平５－２５５３８号公報
　特許文献１で開示されている鋼は、フェライトパーライト組織中のフェライト硬さを硬くすることで、低速領域での被削性向上を狙っているが、組織中のフェライトの面積率は考慮されておらず、必ずしも十分な切屑処理性を得られているとは言い難い。
　特許文献２で開示されている鋼には、高い芯部硬さを確保するために０．１～１．０％のＭｏが、Ｖと複合して含有されており、素材の硬さが高く、十分な被削性を有しているものとは言い難い。
　本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、鍛造後の被削性に優れるとともに窒化を施された部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さおよび深い有効硬化層深さを具備させることが可能であって、窒化部品の素材として用いるのに好適な窒化用鋼材を提供することを目的とする。
　具体的には、本発明の目的は、切削加工前の硬さがビッカース硬さ（以下、「ＨＶ」ということがある。）で１５０～２５０で、切削抵抗が低く、かつ切屑処理性にも優れ、さらに窒化を施した後の芯部硬さがＨＶで１８０以上、表面硬さがＨＶで６５０以上および有効硬化層深さが０．２０ｍｍ以上の硬さ特性を得ることが可能な窒化用鋼材を提供することである。
　上記の窒化用鋼材を用いた窒化部品を提供することもまた、本発明の目的である。
　本発明者らは、合金元素量を最小限に抑え、切削加工前の組織状態を制御することで、優れた被削性を確保し、かつ窒化処理により高い表面硬さおよび有効硬化層深さを確保し、また窒化温度での時効硬化により、高い芯部硬さを得ることができるとの技術的思想に基づき、実験を重ねた。その結果、下記（ａ）～（ｅ）の知見を得た。
　（ａ）鋼にＣｒおよびＡｌを含有させると、窒化によって表面硬さを高めることができる。
　（ｂ）窒化によってさらに高い表面硬さを得るとともに、窒化温度で時効硬化量を大きくするには、鋼中のＮの含有量を制限した上で、鋼にＶを含有させることが有効である。上記の鋼にＭｏを含有させればより大きな時効硬化量を得ることができる。
　（ｃ）一方で、鋼にＣｒおよびＶを含有させると切削抵抗が大きくなり、工具寿命が短くなる。芯部硬さを下げることなく、個々の成分元素の含有量を制限して切削抵抗の増大を抑制するには限界がある。しかしながら、Ｎの含有量を制限し、鋼材中のＶの窒化物および炭窒化物の析出を抑制することにより、切削抵抗の増大を抑えることができ、さらに、鋼材の組織を適切な状態にすることによって、優れた切屑処理性も確保することができる。
　（ｄ）そして、Ｎの含有量を制限することにより、熱間圧延時にＶの窒化物および炭化物の析出を抑制することができ、窒化温度でＶの炭化物、窒化物および炭窒化物を有効に析出させることができる。さらに、鋼にＭｏを含有させれば、窒化温度でＭｏの炭化物を析出させることができる。その結果、大きな時効硬化量を得ることができ、時効硬化による強化も図ることができる。
　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、下記の窒化用鋼材および窒化部品にある。
　（１）質量％で、Ｃ：０．１５％を超えて０．３５％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．１０～２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．８０～２．０％、Ｖ：０．１０～０．５０％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｎ：０．００８０％以下およびＯ：０．００３０％以下と、
残部がＦｅおよび不純物とからなり、
さらに、下記の、(1)式で表されるＦｎ１が２０～８０で、(2)式で表されるＦｎ２が１６０以上である化学組成を有し、
組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織であり、
組織に占めるフェライトの面積率が２０％以上であり、
かつ抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下であることを特徴とする、窒化用鋼材。
　Ｆｎ１＝（６６９．３×ｌｏｇｅＣ－１９５９．６×ｌｏｇｅＮ－６９８３．３）×（０．０６７×Ｍｏ＋０．１４７×Ｖ）・・・(1)
　Ｆｎ２＝１４０×Ｃｒ＋１２５×Ａｌ＋２３５×Ｖ・・・(2)
上記の(1)式および(2)式におけるＣ、Ｎ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｒおよびＡｌは、その元素の質量％での含有量を意味する。
　（２）質量％で、Ｃ：０．１５％を超えて０．３５％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．１０～２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．８０～２．０％、Ｖ：０．１０～０．５０％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｎ：０．００８０％以下およびＯ：０．００３０％以下と、
下記の＜ａ＞～＜ｄ＞から選択される１種以上の元素と、
残部がＦｅおよび不純物とからなり、
さらに、下記の、(1)式で表されるＦｎ１が２０～８０で、(2)式で表されるＦｎ２が１６０以上である化学組成を有し、
組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織であり、
組織に占めるフェライトの面積率が２０％以上であり、
かつ抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下であることを特徴とする、窒化用鋼材。
　Ｆｎ１＝（６６９．３×ｌｏｇｅＣ－１９５９．６×ｌｏｇｅＮ－６９８３．３）×（０．０６７×Ｍｏ＋０．１４７×Ｖ）・・・(1)
　Ｆｎ２＝１４０×Ｃｒ＋１２５×Ａｌ＋２３５×Ｖ・・・(2)
上記の(1)式および(2)式におけるＣ、Ｎ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｒおよびＡｌは、その元素の質量％での含有量を意味する。
　＜ａ＞Ｍｏ：０．１０％未満、
　＜ｂ＞Ｃｕ：０．５０％以下およびＮｉ：０．５０％以下、
　＜ｃ＞Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＺｒ：０．１０％以下、
　＜ｄ＞Ｐｂ：０．５０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂｉ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下、Ｓｅ：０．３０％以下およびＳｂ：０．３０％以下。
　（３）上記（１）に記載の化学組成を有し、芯部硬さがビッカース硬さで１８０以上、表面硬さがビッカース硬さで６５０以上、有効硬化層深さが０．２０ｍｍ以上であることを特徴とする、窒化部品。
　（４）上記（２）に記載の化学組成を有し、芯部硬さがビッカース硬さで１８０以上、表面硬さがビッカース硬さで６５０以上、有効硬化層深さが０．２０ｍｍ以上であることを特徴とする、窒化部品。
　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。
　「フェライト・パーライト組織」とは、フェライトとパーライトの混合組織を、「フェライト・ベイナイト組織」とは、フェライトとベイナイトの混合組織を、「フェライト・パーライト・ベイナイト組織」とは、フェライト、パーライトとベイナイトの混合組織を指す。「フェライトの面積率」には、セメンタイトとともにパーライトを構成するフェライトの面積率は含まない。
　本発明の窒化用鋼材は、被削性なかでも切屑処理性に優れるとともに、窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さおよび深い有効硬化層深さを具備させることができる。このため、本発明の窒化用鋼材は、窒化部品の素材として用いるのに好適である。
　また、本発明の窒化部品は、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性に優れているため、歯車、ＣＶＴ用プーリ等の、自動車のトランスミッションなどに使用される機械構造用部品として好適に用いることができる。
実施例で用いた窒化後の硬さ等の測定用丸棒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き付き小野式回転曲げ疲労試験片の冷間引抜き材から切り出したままの粗形状を示す図である。「３．２Ｓ」と表示の箇所を除いて、図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた耐摩耗性調査用ブロック試験片Ａの形状を示す図である。図中の単位を示していない寸法は「ｍｍ」である。 実施例で用いた耐変形性調査用ブロック試験片Ｂの形状を示す図である。図中の単位を示していない寸法は「ｍｍ」である。 実施例において、図１～４に示す試験片に施した軟窒化のヒートパターンを示す図である。 実施例で用いた切欠き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。 実施例のＮＣ旋盤を用いた旋削加工で生じた切屑の長さについて説明する図である。 実施例で実施したブロックオンリング式摩耗試験の方法を説明する図である。 実施例のブロックオンリング式摩耗試験で用いたリング試験片の形状を示す図である。図中の単位を示していない寸法は「ｍｍ」である。 実施例において、仕上研削前の、リング試験片および押し込み試験治具に施したガス浸炭焼入れ－焼戻しのヒートパターンを示す図である。 実施例で実施したブロックオンリング式摩耗試験後の摩耗深さの測定方法を説明する図である。 実施例で実施した押し込み試験の方法を説明する図である。 実施例の押し込み試験で用いた押し込み試験治具の形状を示す図である。図中の単位を示していない寸法は「ｍｍ」である。 (1)式で表されるＦｎ１と実施例の調査５における窒化後の芯部硬さ（ＨＶ）の関係を整理した図である。 (1)式で表されるＦｎ１と実施例の調査８における押し込み変形量の関係を整理した図である。 (2)式で表されるＦｎ２と実施例の調査５における窒化後の表面硬さ（ＨＶ）の関係を整理した図である。 (2)式で表されるＦｎ２と実施例の調査６における回転曲げ疲労強度の関係を整理した図である。 (2)式で表されるＦｎ２と実施例の調査７における摩耗深さの関係を整理した図である。
　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）化学組成：
　Ｃ：０．１５％を超えて０．３５％以下
　Ｃは、被削性ならびに、窒化部品の曲げ疲労強度および芯部硬さ確保のために必須の元素であり、０．１５％を超える含有量が必要である。Ｃの含有量が低すぎると硬さが低くなり、曲げ疲労強度が低下する。また、Ｃの含有量が低すぎると、軟質なフェライトが多くなって切屑処理性が悪く、被削性が低下する。一方、Ｃの含有量が多すぎると硬さが高くなって切削抵抗が高くなり、被削性が低下する。このため、上限を設け、Ｃの含有量を０．１５％を超えて０．３５％以下とした。Ｃの含有量は、０．１８％以上とすることが好ましく、また０．３０％以下とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．２０％以下
　Ｓｉは、鋼に不純物として含有される元素である。一方で、脱酸作用を有する元素でもある。Ｓｉの含有量が多すぎると硬さが高くなり、被削性が低下する。このため、上限を設け、Ｓｉの含有量を０．２０％以下とした。脱酸作用を得るには、Ｓｉは０．０２％以上の含有量とするのが好ましい。また、Ｓｉの含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。
　Ｍｎ：０．１０～２．０％
　Ｍｎは、窒化部品の曲げ疲労強度と芯部硬さを確保する作用および脱酸作用を有する。これらの効果を得るには、０．１０％以上のＭｎ含有量が必要である。しかし、Ｍｎの含有量が多すぎると、硬さが高くなり、被削性が低下する。このため、上限を設け、Ｍｎの含有量を０．１０～２．０％とした。Ｍｎの含有量は、０．２０％以上とすることが好ましく、また１．５％以下とすることが好ましい。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、鋼に含有される不純物である。Ｐの含有量が多すぎると、結晶粒界に偏析したＰが鋼を脆化させる場合がある。このため、上限を設け、Ｐの含有量を０．０３０％以下とした。より好ましいＰの含有量は０．０２０％以下である。
　Ｓ：０．０５０％以下
　Ｓは、鋼に含有される不純物である。また、Ｓを積極的に含有させれば、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｓの含有量が０．０５０％を超えると、粗大なＭｎＳを形成して、熱間加工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０．０５０％以下とした。Ｓの含有量は、０．０４０％以下とすることが好ましい。なお、Ｓの含有量は０．００３％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることが一層好ましい。
　Ｃｒ：０．８０～２．０％
　Ｃｒは、窒化の際にＮと結合して窒化物を生成し、窒化での表面硬さを向上させ、窒化部品の曲げ疲労強度と耐摩耗性を確保する効果がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．８０％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２．０％を超えると、硬くなって被削性が低下する。そのため、Ｃｒの含有量を０．８０～２．０％とした。Ｃｒの含有量は、０．９０％以上とすることが好ましく、また１．５％以下とすることが好ましい。
　Ｖ：０．１０～０．５０％
　Ｖは、窒化の際にＣまたは／およびＮと結合して、炭化物、窒化物および炭窒化物を形成し、表面硬さを向上する効果を有する。また、窒化温度における時効硬化作用により、すなわち炭化物を形成することにより、芯部硬さを向上させる効果がある。これらの効果を得るには、Ｖを０．１０％以上含有する必要がある。しかし、Ｖの含有量が多いと硬さが高くなりすぎるばかりか、被削性が低下する。このため、上限を設け、Ｖの含有量を０．１０～０．５０％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０．４０％以下とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．０１～０．０６％
　Ａｌは、脱酸作用を有する。また、窒化時にＮと結合してＡｌＮを形成し、表面硬さを向上させる効果を有する。これらの効果を得るには、Ａｌを０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、Ａｌの含有量が多すぎると、硬質で粗大なＡｌ２Ｏ３を形成して被削性が低下するばかりか、窒化での有効硬化層が浅くなり曲げ疲労強度およびピッチング強度が低下する問題が生じる。そのため、上限を設け、Ａｌの含有量を０．０１～０．０６％とした。Ａｌの含有量は、０．０２％以上とすることが好ましく、また０．０５％以下とすることが好ましい。
　Ｎ：０．００８０％以下
　Ｎは、窒化物および炭窒化物を形成する。熱間圧延時にＶなどの窒化物および炭窒化物が析出してしまうと、硬さが高くなり、被削性が低下する。また、窒化温度での時効硬化による芯部硬さの向上効果も十分に得られなくなる。そのため、Ｎの含有量は制限する必要があり、０．００８０％以下とした。好ましいＮの含有量は０．００７０％以下である。
　Ｏ：０．００３０％以下
　Ｏは、酸化物系の介在物を形成し、介在物起点の疲労破壊の原因となり、曲げ疲労強度を低下させる。Ｏの含有量が０．００３０％を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しい。そのため、Ｏの含有量を０．００３０％以下とした。なお、好ましいＯの含有量は０．００２０％以下である。
　本発明の窒化用鋼材の一つは、上述のＣからＯまでの元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、かつ後述するＦｎ１およびＦｎ２についての条件を満足する化学組成を有するものである。なお、既に述べたように、「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。
　本発明の窒化用鋼材の他の一つは、上述のＦｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂから選択される１種以上の元素を含有し、かつＦｎ１およびＦｎ２についての条件を満足する化学組成を有するものである。
　以下、任意元素である上記Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
　Ｍｏ：０．１０％未満
　＜ａ＞のＭｏは、窒化温度でＣと結合して炭化物を形成し、時効硬化により芯部硬さを向上させる作用を有するので、上記効果を得るためにＭｏを含有させてもよい。しかしながら、０．１０％以上Ｍｏを含有すると、硬くなって被削性が低下する。したがって、含有させる場合のＭｏの量を０．１０％未満とした。含有させる場合のＭｏの量は、０．０８％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＭｏの量は０．０５％以上であることが好ましい。
　＜ｂ＞のＣｕおよびＮｉは、いずれも、芯部硬さを向上させる作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＣｕおよびＮｉについて説明する。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、上記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、被削性が低下し、加えて、熱間圧延などの高温下ではＣｕが溶融して液体となる。液体化したＣｕは結晶粒間に浸潤し、粒界を脆化させ、熱間圧延での表面疵の原因となる。したがって、含有させる場合のＣｕの量に上限を設け、０．５０％以下とした。含有させる場合のＣｕの量は、０．４０％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の量は０．１０％以上であることが好ましい。
　Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｎｉは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、上記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の量に上限を設け、０．５０％以下とした。含有させる場合のＮｉの量は、０．４０％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の量は０．１０％以上であることが好ましい。
　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。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、ＣｕおよびＮｉの含有量がそれぞれ上限値である場合の１．００％であってもよいが、０．８０％以下であることが好ましい。また、Ｃｕを含有させる場合には、前記した熱間圧延での表面疵の発生を避けるために、Ｎｉを複合して含有させることが好ましい。
　＜ｃ＞のＴｉ、ＮｂおよびＺｒは、いずれも、結晶粒を微細化して曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＴｉ、ＮｂおよびＺｒについて説明する。
　Ｔｉ：０．２０％以下
　Ｔｉは、Ｃまたは／およびＮと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＴｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が多い場合には、粗大なＴｉＮが生成するので、却って曲げ疲労強度が低下する。そのため、含有させる場合のＴｉの量に上限を設け、０．２０％以下とした。含有させる場合のＴｉの量は、０．１０％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＴｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＴｉの量は０．００５％以上であることが好ましい。
　Ｎｂ：０．１０％以下
　Ｎｂは、Ｃまたは／およびＮと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が多い場合には、硬さが上昇し、被削性が低下する。そのため、含有させる場合のＮｂの量に上限を設け、０．１０％以下とした。含有させる場合のＮｂの量は、０．０７％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｂの量は０．０２０％以上であることが好ましい。
　Ｚｒ：０．１０％以下
　Ｚｒも、Ｃまたは／およびＮと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＺｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒの含有量が多い場合には、硬さが上昇し、被削性が低下する。そのため、含有させる場合のＺｒの量に上限を設け、０．１０％以下とした。含有させる場合のＺｒの量は、０．０７％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＺｒの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＺｒの量は０．００２％以上であることが好ましい。
　上記のＴｉ、ＮｂおよびＺｒは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒの含有量がそれぞれ上限値である場合の０．４０％であってもよいが、０．２４％以下であることが好ましい。
　＜ｄ＞のＰｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂは、いずれも、被削性を向上させる作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＰｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂについて説明する。
　Ｐｂ：０．５０％以下
　Ｐｂは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＰｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｐｂの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＰｂの量に上限を設け、０．５０％以下とした。含有させる場合のＰｂの量は、０．２０％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＰｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＰｂの量は０．０２％以上であることが好ましい。
　Ｃａ：０．０１０％以下
　Ｃａは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＣａの量に上限を設け、０．０１０％以下とした。含有させる場合のＣａの量は、０．００５％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＣａの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣａの量は０．０００３％以上であることが好ましい。
　Ｂｉ：０．３０％以下
　Ｂｉも、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＢｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｂｉの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＢｉの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＢｉの量は、０．１０％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＢｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＢｉの量は０．００５％以上であることが好ましい。
　Ｔｅ：０．３０％以下
　Ｔｅは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＴｅを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｅの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＴｅの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＴｅの量は、０．１０％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＴｅの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＴｅの量は０．００３％以上であることが好ましい。
　Ｓｅ：０．３０％以下
　Ｓｅも、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＳｅを含有させてもよい。しかしながら、Ｓｅの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＳｅの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＳｅの量は、０．１０％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＳｅの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＳｅの量は０．００５％以上であることが好ましい。
　Ｓｂ：０．３０％以下
　Ｓｂは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＳｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｓｂの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＳｂの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＳｂの量は、０．１０％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＳｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＳｂの量は０．００５％以上であることが好ましい。
　上記のＰｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は０．５０％以下であることが好ましく、０．３０％以下であれば一層好ましい。
　Ｆｎ１：２０～８０
　本発明の窒化用鋼材は、
　Ｆｎ１＝（６６９．３×ｌｏｇｅＣ－１９５９．６×ｌｏｇｅＮ－６９８３．３）×（０．０６７×Ｍｏ＋０．１４７×Ｖ）・・・(1)
で表されるＦｎ１が２０～８０でなければならない。ただし、(1)式におけるＣ、Ｎ、ＭｏおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。
　上記のＦｎ１は、窒化による時効硬化量、すなわち、窒化による芯部硬さの向上代の指標となるパラメータである。Ｆｎ１が２０以上であれば、窒化後の時効硬化量が大きくなり芯部硬さが向上する。しかしながら、Ｆｎ１が８０を超えると、上記の効果が飽和する。Ｆｎ１は、３０以上であることが好ましい。
　Ｆｎ２：１６０以上
　本発明の窒化用鋼材は、
　Ｆｎ２＝１４０×Ｃｒ＋１２５×Ａｌ＋２３５×Ｖ・・・(2)
で表されるＦｎ２が１６０以上でなければならない。ただし、(2)式におけるＣｒ、ＡｌおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。
　上記のＦｎ２は、窒化後の、表面硬さ、曲げ疲労強度および耐摩耗性の指標となるパラメータである。
　Ｃｒ、ＡｌおよびＶは、窒化中に窒化部品の表面近傍に硬さの高い、窒化物および炭窒化物を生成し、表面硬さを向上させることができる。Ｆｎ２を１６０以上とすることで、表面硬さはＨＶで６５０以上となり、浸炭焼入れ材と同等の曲げ疲労強度と耐摩耗性が得られる。Ｆｎ２が１６０より小さい場合、表面硬さが低く、浸炭焼入れ材に比べて曲げ疲労強度および耐摩耗性が劣る。Ｆｎ２は、１７０以上であることが好ましく、また３００以下であることが好ましい。
　（Ｂ）鋼材の組織および抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量：
　本発明の窒化用鋼材は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有することに加えて、組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、フェライトの面積率が２０％以上であり、しかも、抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下と規定する。
　窒化用鋼材は、その組織がフェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織であっても、軟質なフェライトの面積率が２０％未満になると、硬さが高くなり、切削抵抗が高くなって被削性の低下が生じやすい。そのため、上記組織におけるフェライトの面積率が２０％以上であることとした。上記組織におけるフェライトの面積率は３０％以上であることが好ましい。また、軟質なフェライトは切屑処理性が悪く、被削性の低下が生じやすい。そのため上記組織におけるフェライトの面積率は７５％以下であることが好ましい。
　既に述べたように、上記「フェライトの面積率」には、セメンタイトとともにパーライトを構成するフェライトの面積率は含まない。
　窒化用鋼材は、その組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、フェライトの面積率が２０％以上であったとしても、微細なＶ析出物、すなわちＶの、炭化物、窒化物および炭窒化物が多く析出すると、フェライトが強化されて硬さが高くなり、切削抵抗が高くなって被削性の低下が生じやすい。したがって、被削性を確保するために、抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量は、０．１０％以下であることとした。析出物中のＶ含有量は０．０８％以下であることが好ましい。
　抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量は、例えば、適宜の試験片を採取し、１０％ＡＡ系溶液中で定電流電気分解し、抽出した溶液をメッシュサイズ０．２μｍのフィルターでろ過して、ろ過物について一般的な化学分析を行うことによって求めることができる。上記の１０％ＡＡ系溶液とは、テトラメチルアンモニウムクロライド、アセチルアセトンおよびメタノールを１：１０：１００で混合した溶液である。
　上述のように熱間圧延または熱間鍛造のままではＶの、炭化物、窒化物および炭窒化物が析出して、被削性が十分でない。したがって、その組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、フェライトの面積率が２０％以上であり、しかも、抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下である窒化用鋼材を得るには、熱間圧延または／および熱間鍛造後に、例えば、８５０～９５０℃に加熱した後、強制風冷して室温まで冷却することによって「焼準」することが好ましい。
　上記温度域で加熱した後、大気中で放冷して、または徐冷して、室温まで冷却することによって「焼準」を行うと、冷却過程で再度Ｖの、炭化物、窒化物および炭窒化物が析出して硬さが高くなり、被削性が低下する場合がある。そのため、加熱した後は、Ｖの炭化物、窒化物、炭窒化物が析出しないように、例えば、８００～５００℃の温度範囲での平均冷却速度が０．５～５．０℃／秒となる強制風冷によって冷却することが好ましい。
　（Ｃ）窒化部品：
　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ことに加えて、芯部硬さがＨＶで１８０以上、表面硬さがＨＶで６５０以上、有効硬化層深さが０．２０ｍｍ以上でなければならない。
　上記の条件を満たす場合に、窒化部品は、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性に優れ、歯車、ＣＶＴ用プーリ等の、自動車のトランスミッションなどに使用される機械構造用部品として好適に用いることができる。
　芯部硬さは、ＨＶで、２００以上であることが好ましく、また３５０以下であることが好ましい。表面硬さは、ＨＶで、６７０以上であることが好ましく、また９００以下であることが好ましい。有効硬化層深さは、０．２５ｍｍ以上であることが好ましく、また０．５０ｍｍ以下であることが好ましい。
　（Ｄ）窒化部品の製造方法：
　上記（Ｃ）項の窒化部品は、前記（Ａ）項に記載の化学組成と前記（Ｂ）項に記載の組織および抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量を有する窒化用鋼材に対して、例えば、熱間鍛造および／または切削加工によって部品形状に成形した後、４００～６５０℃で１～３０時間の窒化を施すことによって、製造することができる。
　部品形状に加工を行った後は、時効硬化による強化を活用するために、４００～６５０℃で１～３０時間の窒化を施すことが好ましい。
　窒化を行う温度が低く４００℃未満の場合、窒化部品に高い表面硬さを付与できるものの、有効硬化層深さが浅くなり、さらに時効硬化による芯部硬さ向上を達成し難い。一方、窒化を行う温度が高く６５０℃を超える場合、窒化部品の有効硬化層深さは深くなるものの、表面硬さが低くなり、さらに芯部硬さも低くなってしまう。窒化を行う温度は、４５０℃以上であることが好ましく、また６３０℃以下であることが好ましい。
　窒化を施す時間は、窒化部品に必要とされる有効硬化層の深さによって変えるが、１時間未満の場合には、有効硬化層深さが浅くなる。一方、３０時間を超える長時間の場合は、大量生産に適さない。窒化を行う時間は、１時間以上であることが好ましく、また２０時間以下であることが好ましい。
　本発明の窒化部品を得るための窒化方法は、特に規定されるものではなく、ガス窒化、塩浴窒化、イオン窒化等を用いることができる。軟窒化の場合には、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。
　窒化を施す時間は処理温度により異なるが、例えば、軟窒化を５９０℃で行う場合には９時間で、前記（Ｃ）項で述べた表面硬さ、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による窒化の前処理としてフッ素ガスを使用したり、窒化にＮＨ３とＨ２との混合ガスを使用することが好ましい。
　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１～１９を１８０ｋｇ真空溶解炉によって溶製し、インゴットに鋳造した。
　表１中の鋼１～１３および鋼１９は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼１４～１８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。なお、(1)式で表されるＦｎ１におけるＭｏおよびＶ、ならびに(2)式で表されるＦｎ２におけるＶは、表１中で「－」と記載の場合「０（ゼロ）」とした。
　上記の比較例の鋼のうちで鋼１４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
　各インゴットに、１２５０℃で５時間保持する均質化処理を施した後、熱間鍛造によって、直径が３５ｍｍで長さが１０００ｍｍの棒鋼および直径が４５ｍｍで長さが１０００ｍｍの棒鋼を作製した。
　上記棒鋼のうち、鋼１～１３および鋼１６～１８の棒鋼には、９５０℃で１時間保持した後、強制風冷して室温まで冷却することによって「焼準」を行った。熱電対を棒鋼に挿入して測定した結果、強制風冷の８００～５００℃の温度範囲での平均冷却速度は、直径３５ｍｍの棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）で１．４８℃／秒であり、また直径４５ｍｍの棒鋼のＲ／２部で０．７８℃／秒であった。
　Ｖを含有しない鋼１４および鋼１５の棒鋼は、９２０℃で１時間保持した後、大気中で放冷して室温まで冷却することによって「焼準」を行った。
　鋼１９の棒鋼には、９５０℃で１時間保持した後、油冷して室温まで冷却する「焼入れ」を行った。
　各鋼について、上記のようにして熱処理した直径３５ｍｍの棒鋼の一部から、各種の試験片を採取した。
　具体的には、各鋼について、熱処理した直径３５ｍｍ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た。次いで、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、切断面が鏡面仕上となるように研磨して、窒化前のビッカース硬さ測定用およびミクロ組織観察用の試験片とした。
　また、各鋼について、熱処理した直径３５ｍｍの棒鋼のＲ／２部から、抽出残渣分析用として、１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの試料を切り出した。
　さらに、各鋼について、熱処理した直径３５ｍｍの棒鋼の中心部から、軸方向に平行に、窒化後の硬さ等の測定用として図１に示す直径１０ｍｍの丸棒試験片を切り出すとともに、図２に示す粗形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を切り出した。
　同様に、熱処理した直径３５ｍｍの棒鋼の中心部から、軸方向に平行に、図３に示す長さ１５．７５ｍｍ、幅１０．１６ｍｍで厚さ６．３５ｍｍのブロック試験片（以下、「ブロック試験片Ａ」という。）および、図４に示す長さ２５ｍｍ、幅５ｍｍで厚さ１２．５ｍｍのブロック試験片（以下、「ブロック試験片Ｂ」という。）を切り出した。
　図１～４中に示した上記の各切り出し試験片における単位を示していない寸法は、「３．２Ｓ」と表示の箇所を除いて「ｍｍ」である。図中の２種類の逆三角形の仕上記号は、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。
　図２で仕上記号に付した「３．２Ｓ」は、　最大高さＲｍａｘで３．２μｍ以下であることを意味する。図３および図４で仕上記号に付した「Ｒｑ：０．１０～０．２０μｍ」は、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（２００１）に規定される二乗平均平方根粗さ「Ｒｑ」が０．１０～０．２０μｍであることを意味する。
　一方、熱処理した直径４５ｍｍの棒鋼は、直径４０ｍｍにピーリングした後、長さ３００ｍｍに切断して被削性調査用試験片とした。
　上記のようにして作製した窒化後の硬さ等の測定用である直径１０ｍｍの丸棒試験片、粗形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片、ブロック試験片Ａおよびブロック試験片Ｂに窒化を施した。具体的には、図５に示すヒートパターンによる「ガス軟窒化」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。
　「ガス軟窒化」を施した上記粗形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を仕上加工して、図６に示す切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。
　図６に示した切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片における寸法の単位は「ｍｍ」であり、図中の２種類の逆三角形の仕上記号は、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。
　図６中の「～（波ダッシュ）」は「波形記号」であり、生地であること、すなわち、「ガス軟窒化」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、次に示す試験を行った。
　調査１：窒化前のビッカース硬さ試験
　鏡面仕上した窒化前のビッカース硬さ測定用試験片の中心部１点とＲ／２部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点の算術平均値を窒化前の硬さとした。
　調査２：窒化前のミクロ組織観察
　鏡面仕上した窒化前のミクロ組織観察用試験片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５視野観察して、「相」を同定した。また、得られたミクロ組織写真から画像解析ソフトを用いて、各視野におけるフェライトの面積率を算出し、５視野の算術平均値をフェライトの面積率とした。
　調査３：窒化前の抽出残渣分析
　抽出残渣分析用として切り出した１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの試料を１０％ＡＡ系溶液中で定電流電気分解した。すなわち、表面の付着物を除去するため、先ず、電流：１０００ｍＡ、時間：２８分の条件で試料について予備電気分解を行った。その後、試料表面の付着物をアルコール中で超音波洗浄して試料から除去し、付着物を除去された試料の質量を測定し、次いで行う電気分解前の試料の質量とした。
　次いで、電流：１７３ｍＡ、時間：１４２分の条件で試料を電気分解した。電気分解した試料を取り出し、試料表面の付着物（残渣）をアルコール中で超音波洗浄して試料から除去した。その後、電気分解後の溶液および超音波洗浄に用いた溶液を、メッシュサイズ０．２μｍのフィルターで吸引ろ過して残渣を採取した。付着物（残渣）を除去された試料については質量を測定し、電気分解後の試料の質量とした。そして電気分解前後の試料の質量の測定値の差から、「電気分解された試料の質量」を求めた。
　上記のフィルター上に採取した残渣は、シャーレに移して乾燥させ、質量を測定した後、酸分解処理した。
　上記の酸分解した溶液を、ＩＣＰ発光分析装置（高周波誘導結合プラズマ発光分光分析装置）によって分析し、「残渣中のＶの質量」を求めた。
　そして、各鋼について、上記のようにして求めた「残渣中のＶの質量」を、「電気分解された試料の質量」で除し、百分率表示したものを、「抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量」とした。
　調査４：被削性試験
　直径４０ｍｍにピーリングした後、長さ３００ｍｍに切断した試験片の外周部を、ＮＣ旋盤を用いて旋削加工して被削性を調査した。
　旋削加工は、チップブレーカのないＷＣを主体とした超硬工具を使用し、切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ、切込み：０．２ｍｍ、送り：０．８ｍｍ／ｒｅｖとし、水溶性潤滑剤で潤滑を施した状態で実施した。切削動力計を用いて測定した旋削加工時の切削抵抗と、切屑処理性によって被削性を評価した。
　切削抵抗は、主分力、送り分力および背分力の合力を、
切削抵抗＝（主分力２＋送り分力２＋背分力２）０．５
の式によって求めて評価した。切削抵抗が６５０Ｎ以下であれば、切削抵抗が小さいとして、これを目標とした。
　切屑処理性は、各鋼について、旋削後の任意１０個の切屑のうちで、図７に示す切屑長さが最大となる切屑を選び、その長さを測定することにより評価した。切屑処理性は、切屑長さが、５ｍｍ以下の場合、５ｍｍを超えて１０ｍｍ以下の場合および１０ｍｍを超える場合について、それぞれ、「特に良好（○○）」、「良好（○）」および「不良（×）」と評価した。
　切屑処理性は、良好以上の評価（○○または○）を目標とした。
　調査５：窒化後の芯部硬さ、表面硬さおよび有効硬化層深さの測定
　ガス軟窒化した前記直径１０ｍｍの丸棒試験片を横断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、前記面が鏡面仕上げになるように研磨し、ビッカース硬さ試験機を使用して、芯部硬さを測定した。また、マイクロビッカース硬さ測定機を使用して、表面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）に準拠して、鏡面仕上した試験片の中心部１点とＲ／２部４点の計５点のＨＶを、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「芯部硬さ」とした。
　同じ埋め込み試料を用いて、上記の場合と同様にＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠して、マイクロビッカース硬さ測定機によって、試験力を０．９８Ｎとして試験片の表面から０．０１ｍｍの深さ位置における任意の１０点のＨＶを測定し、その値を算術平均して「表面硬さ」とした。
　さらに、同じ埋め込み試料を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠して、マイクロビッカース硬さ測定機によって、試験力を１．９６Ｎとして鏡面仕上げした試験片の表面から順次ＨＶを測定し、硬さの分布図を作成した。そして、ＨＶで５５０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。
　調査６：小野式回転曲げ疲労試験
　ガス軟窒化後に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を「回転曲げ疲労強度」とした。回転曲げ疲労強度が４００ＭＰａ以上である場合、回転曲げ疲労強度が優れるとして、これを目標とした。
　・温度：室温、
　・雰囲気：大気中、
　・回転数：３０００ｒｐｍ。
　調査７：耐摩耗性の調査
　ブロックオンリング式摩耗試験によって、耐摩耗性を調査した。すなわち、図８に示すように、ガス軟窒化したブロック試験片Ａの長さ１５．７５ｍｍで厚さ６．３５ｍｍの面（以下、「試験面」という。）をリング試験片に押し付けて、リング試験片を回転させて摩耗試験を実施した。
　具体的には、試験チャンバー内に潤滑油として市販のオートマティックトランスミッション油を１００ミリリットル入れ、９０℃まで昇温させた後、試験力１０００Ｎでブロック試験片Ａの試験面をリング試験片に押し付け、０．１ｍ／秒のすべり速度で、総すべり距離が８０００ｍになるまでリング試験片を回転させた。
　上記のリング試験片には、ＪＩＳ　Ｇ　４０５３（２００８）で規定されたＳＣＭ４２０の直径４５ｍｍの棒鋼から、その棒鋼と軸方向を揃えて、概ね図９に示す形状に試験片を切り出し、図１０に示すヒートパターンによる「ガス浸炭焼入れ－焼戻し」を施し、その後、外周部を１００μｍ研削して、図９に示す寸法形状に仕上げたものを使用した。
　図９に示した上記のリング試験片における単位を示していない寸法は「ｍｍ」である。図中の逆三角形の仕上記号は、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、該三角記号に付した「Ｒｑ：０．１５～０．３５μｍ」は、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（２００１）に規定される二乗平均平方根粗さ「Ｒｑ」が０．１５～０．３５μｍであることを意味する。
　図１０中の「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを表す。また、「８０℃油冷却」は油温８０℃の油中に投入して冷却したことを表す。
　ブロックオンリング式摩耗試験終了後、ブロック試験片Ａの試験面を表面粗さ計を用いて、図１１の矢印１、矢印２および矢印３に示すように、非接触部、接触部、非接触部と連続して測定し、断面曲線において非接触部と接触部の最大の差を摩耗深さとした。なお、各３箇所ずつ測定し、その平均値を摩耗深さとした。このときの摩耗深さが１０．０μｍ以下であれば耐摩耗性に優れると判断し、これを目標とした。
　上記の「非接触部」と「接触部」は、リング試験片との「非接触部」と「接触部」を指す。
　調査８：耐変形性の調査
　押し込み試験によって、耐変形性を調査した。すなわち、図１２に示すように、ガス軟窒化したブロック試験片Ｂの長さ２５ｍｍで厚さ１２．５ｍｍの面（以下、「試験面」という。）に図１３に示す形状の押し込み試験治具を押し込んで、耐変形性を調査した。押し込み試験治具は、ブロックオンリング式摩耗試験のリング試験片と同様に、ＪＩＳ　Ｇ　４０５３（２００８）で規定されたＳＣＭ４２０の直径４５ｍｍの棒鋼から、その棒鋼と軸方向を揃えて、概ね図１３に示す形状に試験片を切り出した。図１０に示すヒートパターンによる「ガス浸炭焼入れ－焼戻し」を施し、その後、外周部を１００μｍ研削して、図１３に示す寸法形状に仕上げたものを使用した。
　具体的には、油圧サーボ試験機を用いて、試験力５０００Ｎでブロック試験片Ｂの試験面に押し込み試験治具を押し込んだ。試験力を解除した後、ブロック試験片Ｂの試験面における押し込み変形量を調査７と同様に表面粗さ計で各３箇所ずつ測定し、３箇所の平均値を押し込み変形量とした。押し込み変形量が６．０μｍ以下であれば、耐変形性に優れると判断し、これを目標とした。
　図１３に示した上記の押し込み試験治具における単位を示していない寸法は「ｍｍ」である。図中の逆三角形の仕上記号は、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、該三角記号に付した「Ｒｑ：０．１０～０．２０μｍ」は、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（２００１）に規定される二乗平均平方根粗さ「Ｒｑ」が０．１０～０．２０μｍであることを意味する。
　表２に調査１～４の各試験結果を、表３に調査５～８の各試験結果を、それぞれ、まとめて示す。なお、Ｖを含有しない鋼１４を用いた場合には、抽出残渣分析による析出物中にＶが認められなかった。このため、表２において、試験番号１４の析出物中のＶ含有量欄は「－」と表記した。また、表３には、調査１の窒化前の硬さ（ＨＶ）も示し、窒化後の芯部硬さ（ＨＶ）と上記窒化前の硬さ（ＨＶ）の差を、窒化による時効硬化量（ΔＨＶ）として示した。
　上記各試験結果のうち、図１４と図１５にそれぞれ、Ｆｎ１と調査５における窒化後の芯部硬さ（ＨＶ）の関係およびＦｎ１と調査８における押込み変形量の関係を整理して示す。
　図１６～１８に、それぞれ、Ｆｎ２と調査５における窒化後の表面硬さ（ＨＶ）の関係、Ｆｎ２と調査６における回転曲げ疲労強度の関係およびＦｎ２と調査７における摩耗深さの関係を整理して示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２および表３から、窒化前の素材が本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号１～１３の場合、切削抵抗は小さく切屑処理性も良好以上の評価（○○または○）で被削性に優れており、しかも、窒化後に本発明で規定する芯部硬さ、表面硬さおよび有効硬化層深さの全てを満たすため、耐変形性に優れ、高い回転曲げ疲労強度および優れた耐摩耗性を有している。
　上記の本発明例のうちでも、Ｔｅを含有する鋼１を用いた試験番号１、ＰｂおよびＣａを含有する鋼３を用いた試験番号３、ＳｅおよびＳｂを含有する鋼５を用いた試験番号５、Ｂｉを含有する鋼９を用いた試験番号９はいずれも、極めて優れた被削性を有することが明らかである。
　これに対して、比較例の試験番号１４は、用いた鋼１４にＶが含有されておらず、本発明で規定する範囲から外れており、Ｆｎ１も０で、本発明の「２０～８０」という規定から外れており、しかも窒化後の芯部硬さが本発明で規定する値より低いＨＶで１６０であるため、押し込み変形量が６．３μｍと大きく耐変形性に劣っている。さらに、鋼１４はＦｎ２も１４０で、本発明の「１６０以上」という規定から外れ、加えて窒化後の有効硬化層深さが本発明で規定する値より浅い、０．１２ｍｍであり、また、窒化後の表面硬さが本発明で規定する値より低いＨＶで５８２であるため、回転曲げ疲労強度が３８０ＭＰａと低いし、摩耗深さが１１．３μｍと大きく耐摩耗性にも劣っている。
　試験番号１５は、用いた鋼１５の抽出残渣における析出物中のＶ含有量が０．２５％と高く、また窒化前の硬さがＨＶで２７２と高いため、切削抵抗が高く被削性に劣っている。
　試験番号１６は、用いた鋼１６のＦｎ１が１９で、本発明の「２０～８０」という規定から外れており、しかも窒化後の芯部硬さが本発明で規定する値より低いＨＶで１６５であるため、押し込み変形量が６．１μｍと大きく耐変形性に劣っている。
　試験番号１７は、用いた鋼１７のＦｎ２が１４３で、本発明の「１６０以上」という規定から外れており、しかも窒化後の表面硬さが本発明で規定する値より低いＨＶで６４２であるため、回転曲げ疲労強度が３９０ＭＰａと低いし、摩耗深さが１０．２μｍと大きく耐摩耗性にも劣っている。
　試験番号１８は、用いた鋼１８のＣ含有量が０．１２％と本発明で規定する値より低い。そのため、窒化後の芯部硬さが本発明で規定する値より低いＨＶで１５２であるため、押し込み変形量が６．５μｍと大きく耐変形性に劣っている。また、切屑処理性が悪く、切削抵抗が６５１Ｎであって、被削性にも劣っている。
　試験番号１９は、用いた鋼１９の化学組成自体は本発明で規定する条件を満たしているものの、窒化前のミクロ組織にマルテンサイトが含まれ、しかもフェライトの面積率が１６％と本発明で規定する値より低い。そのため、切削抵抗が高く被削性に劣っている。
　本発明の窒化用鋼材は、被削性なかでも切屑処理性に優れるとともに、窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さおよび深い有効硬化層深さを具備させることができる。このため、本発明の窒化用鋼材は、窒化部品の素材として用いるのに好適である。
　また、本発明の窒化部品は、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性に優れているため、歯車、ＣＶＴ用プーリ等の、自動車のトランスミッションなどに使用される機械構造用部品として好適に用いることができる。
 
 

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．１５％を超えて０．３５％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．１０～２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．８０～２．０％、Ｖ：０．１０～０．５０％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｎ：０．００８０％以下およびＯ：０．００３０％以下と、
    残部がＦｅおよび不純物とからなり、
    さらに、下記の、(1)式で表されるＦｎ１が２０～８０で、(2)式で表されるＦｎ２が１６０以上である化学組成を有し、
    組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織であり、
    組織に占めるフェライトの面積率が２０％以上であり、
    かつ抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下であることを特徴とする、窒化用鋼材。
    　Ｆｎ１＝（６６９．３×ｌｏｇｅＣ－１９５９．６×ｌｏｇｅＮ－６９８３．３）×（０．０６７×Ｍｏ＋０．１４７×Ｖ）・・・(1)
    　Ｆｎ２＝１４０×Ｃｒ＋１２５×Ａｌ＋２３５×Ｖ・・・(2)
    上記の(1)式および(2)式におけるＣ、Ｎ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｒおよびＡｌは、その元素の質量％での含有量を意味する。
  2. 　質量％で、Ｃ：０．１５％を超えて０．３５％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．１０～２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．８０～２．０％、Ｖ：０．１０～０．５０％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｎ：０．００８０％以下およびＯ：０．００３０％以下と、
    下記の＜ａ＞～＜ｄ＞から選択される１種以上の元素と、
    残部がＦｅおよび不純物とからなり、
    さらに、下記の、(1)式で表されるＦｎ１が２０～８０で、(2)式で表されるＦｎ２が１６０以上である化学組成を有し、
    組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織であり、
    組織に占めるフェライトの面積率が２０％以上であり、
    かつ抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下であることを特徴とする、窒化用鋼材。
    　Ｆｎ１＝（６６９．３×ｌｏｇｅＣ－１９５９．６×ｌｏｇｅＮ－６９８３．３）×（０．０６７×Ｍｏ＋０．１４７×Ｖ）・・・(1)
    　Ｆｎ２＝１４０×Ｃｒ＋１２５×Ａｌ＋２３５×Ｖ・・・(2)
    上記の(1)式および(2)式におけるＣ、Ｎ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｒおよびＡｌは、その元素の質量％での含有量を意味する。
    　＜ａ＞Ｍｏ：０．１０％未満、
    　＜ｂ＞Ｃｕ：０．５０％以下およびＮｉ：０．５０％以下、
    　＜ｃ＞Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＺｒ：０．１０％以下、
    　＜ｄ＞Ｐｂ：０．５０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂｉ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下、Ｓｅ：０．３０％以下およびＳｂ：０．３０％以下。
  3. 　請求項１に記載の化学組成を有し、芯部硬さがビッカース硬さで１８０以上、表面硬さがビッカース硬さで６５０以上、有効硬化層深さが０．２０ｍｍ以上であることを特徴とする、窒化部品。
  4. 　請求項２に記載の化学組成を有し、芯部硬さがビッカース硬さで１８０以上、表面硬さがビッカース硬さで６５０以上、有効硬化層深さが０．２０ｍｍ以上であることを特徴とする、窒化部品。
     
     
PCT/JP2013/052463 2012-03-22 2013-02-04 窒化用鋼材および窒化部品 WO2013140869A1 (ja)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201380015617.4A CN104220620B (zh) 2012-03-22 2013-02-04 氮化用钢材和氮化部件
US14/386,028 US9718256B2 (en) 2012-03-22 2013-02-04 Steel material for nitriding and nitrided component

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012-064740 2012-03-22
JP2012064740A JP5783101B2 (ja) 2012-03-22 2012-03-22 窒化用鋼材

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2013140869A1 true WO2013140869A1 (ja) 2013-09-26

Family

ID=49222335

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2013/052463 WO2013140869A1 (ja) 2012-03-22 2013-02-04 窒化用鋼材および窒化部品

Country Status (4)

Country Link
US (1) US9718256B2 (ja)
JP (1) JP5783101B2 (ja)
CN (1) CN104220620B (ja)
WO (1) WO2013140869A1 (ja)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20180105919A1 (en) * 2015-03-24 2018-04-19 Jfe Steel Corporation Steel for nitrocarburizing and nitrocarburized component, and methods of producing same
WO2018151321A1 (ja) * 2017-02-20 2018-08-23 新日鐵住金株式会社 窒化処理部品及びその製造方法
US11242593B2 (en) 2016-11-30 2022-02-08 Jfe Steel Corporation Steel for nitrocarburizing, and component
CN114846160A (zh) * 2019-12-24 2022-08-02 流体力学与摩擦公司 处理由含铁金属制成的部件的方法及由含铁金属制成的部件
US20220290282A1 (en) * 2021-03-10 2022-09-15 The Boeing Company Hardened case-nitrided metal articles and methods of forming the same

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105385821B (zh) * 2015-10-21 2017-09-12 苏州雷格姆海洋石油设备科技有限公司 一种用于深海中高温高压环境下的设备零件的原料生产方法
CN106119705A (zh) * 2016-06-22 2016-11-16 陕西法士特齿轮有限责任公司 一种齿轮渗氮钢及制造方法
JP6801717B2 (ja) * 2016-09-30 2020-12-16 日本製鉄株式会社 冷間鍛造用鋼及びその製造方法
CN112714799A (zh) * 2018-09-18 2021-04-27 Ezm不锈钢精拔有限公司 具有高边缘硬度和精细延展性芯结构的用于表面硬化的钢
US11814709B2 (en) 2018-10-31 2023-11-14 Jfe Steel Corporation Steel for nitrocarburizing and nitrocarburized component, and methods of producing same
CN111187996B (zh) * 2020-01-21 2021-07-20 鞍钢股份有限公司 一种中碳含硫硒的易切削钢用盘条及其制造方法
CN111254354B (zh) * 2020-03-06 2021-11-09 马鞍山钢铁股份有限公司 一种v微合金化高强韧性贝氏体非调质钢及其控锻控冷工艺和生产工艺
CN113930716A (zh) * 2021-08-31 2022-01-14 北京卫星制造厂有限公司 一种超高强度不锈钢齿轮离子渗氮方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59190321A (ja) * 1983-03-18 1984-10-29 Mazda Motor Corp 軟窒化特性および被削性の優れた機械構造用部品の製造法
JPH0625797A (ja) * 1992-07-07 1994-02-01 Aichi Steel Works Ltd 軟窒化用鋼
JPH0971841A (ja) * 1995-09-01 1997-03-18 Aichi Steel Works Ltd 軟窒化用鋼
WO2012053541A1 (ja) * 2010-10-20 2012-04-26 住友金属工業株式会社 冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3109146B2 (ja) 1991-07-17 2000-11-13 大同特殊鋼株式会社 低歪高強度部材の製造方法
EP1047272A3 (en) 1999-04-21 2008-07-30 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Apparatus for identifying standard and non-standard video signals
JP2004332078A (ja) * 2003-05-09 2004-11-25 Sanyo Special Steel Co Ltd 切屑処理性に優れた機械構造用快削鋼
JP2005281857A (ja) 2004-03-04 2005-10-13 Aichi Steel Works Ltd ブローチ加工性に優れた窒化部品用素材及びその素材を用いた窒化部品の製造方法
JP4752635B2 (ja) * 2006-06-15 2011-08-17 住友金属工業株式会社 軟窒化部品の製造方法
JP5071038B2 (ja) 2007-10-22 2012-11-14 住友金属工業株式会社 Ｃｖｊボールケージ用鋼
WO2010116555A1 (ja) * 2009-04-06 2010-10-14 新日本製鐵株式会社 冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法
CN102686759B (zh) 2009-10-02 2014-04-23 株式会社神户制钢所 机械结构用钢及其制造方法和表面硬化钢部件及其制造方法
CN102597290A (zh) 2009-11-05 2012-07-18 住友金属工业株式会社 热轧棒钢或线材
CN103382538A (zh) * 2010-03-10 2013-11-06 新日铁住金株式会社 低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59190321A (ja) * 1983-03-18 1984-10-29 Mazda Motor Corp 軟窒化特性および被削性の優れた機械構造用部品の製造法
JPH0625797A (ja) * 1992-07-07 1994-02-01 Aichi Steel Works Ltd 軟窒化用鋼
JPH0971841A (ja) * 1995-09-01 1997-03-18 Aichi Steel Works Ltd 軟窒化用鋼
WO2012053541A1 (ja) * 2010-10-20 2012-04-26 住友金属工業株式会社 冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20180105919A1 (en) * 2015-03-24 2018-04-19 Jfe Steel Corporation Steel for nitrocarburizing and nitrocarburized component, and methods of producing same
US11959177B2 (en) 2015-03-24 2024-04-16 Jfe Steel Corporation Steel for nitrocarburizing and nitrocarburized component, and methods of producing same
US11242593B2 (en) 2016-11-30 2022-02-08 Jfe Steel Corporation Steel for nitrocarburizing, and component
WO2018151321A1 (ja) * 2017-02-20 2018-08-23 新日鐵住金株式会社 窒化処理部品及びその製造方法
JPWO2018151321A1 (ja) * 2017-02-20 2019-11-21 日本製鉄株式会社 窒化処理部品及びその製造方法
US10837097B2 (en) 2017-02-20 2020-11-17 Nippon Steel Corporation Nitrided part and method of producing same
CN114846160A (zh) * 2019-12-24 2022-08-02 流体力学与摩擦公司 处理由含铁金属制成的部件的方法及由含铁金属制成的部件
US20220290282A1 (en) * 2021-03-10 2022-09-15 The Boeing Company Hardened case-nitrided metal articles and methods of forming the same
US11634806B2 (en) * 2021-03-10 2023-04-25 The Boeing Company Hardened case-nitrided metal articles and methods of forming the same

Also Published As

Publication number Publication date
JP2013194301A (ja) 2013-09-30
CN104220620B (zh) 2016-05-18
JP5783101B2 (ja) 2015-09-24
CN104220620A (zh) 2014-12-17
US20150027591A1 (en) 2015-01-29
US9718256B2 (en) 2017-08-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5521970B2 (ja) 冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品
JP5783101B2 (ja) 窒化用鋼材
JP5761105B2 (ja) 冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品
JP5682485B2 (ja) 冷鍛窒化用鋼材
JP6241136B2 (ja) 肌焼鋼鋼材
WO2013161623A1 (ja) 肌焼鋼鋼材
JP6772499B2 (ja) 鋼部品及びその製造方法
JP2019218582A (ja) 機械部品
JP5682486B2 (ja) 冷鍛窒化用鋼材
JP5370073B2 (ja) 機械構造用合金鋼鋼材
WO2020153361A1 (ja) 鋼材及び部品
JP5336972B2 (ja) 窒化用鋼および窒化部品
JP6225613B2 (ja) 肌焼鋼鋼材
JP5402711B2 (ja) 浸炭窒化層を有する鋼製品およびその製造方法
JP2019218583A (ja) 機械部品の製造方法
JP6447064B2 (ja) 鋼部品
JP5825152B2 (ja) 冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品
JP2017039971A (ja) 高強度冷間鍛造用肌焼鋼
JP7275665B2 (ja) 浸炭浸窒処理用鋼材
JP7180300B2 (ja) 鋼部品及びその製造方法
WO2021106085A1 (ja) 鋼部品
JP2023069388A (ja) 鋼、および、浸炭焼入れ部品

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 13764822

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14386028

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 13764822

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1