WO2014136348A1 - 非調質型軟窒化部品 - Google Patents

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WO2014136348A1
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成史 西谷
幹 高須賀
松本　斉
長谷川　達也
将人 祐谷
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Definitions

  • the present invention relates to a non-tempered soft nitriding component. More specifically, after forging and machining into the required shape, such as crankshafts and connecting rods used in automobiles, industrial machinery and construction machinery, etc., softening is performed without performing quenching-tempering tempering treatment.
  • the present invention relates to a non-tempered soft nitriding component that is manufactured by nitriding treatment and has high bending fatigue strength and excellent bending straightness. More specifically, the present invention relates to a non-tempered nitrocarburized part having a high bending fatigue strength of 750 MPa or more in an excellent bending straightness and a bending fatigue test.
  • non-tempered soft nitriding part refers to a part that has been subjected to soft nitriding without being subjected to “quenching-tempering” which is a so-called “tempering” after machining.
  • quenching-tempering a so-called “tempering” after machining.
  • soft nitriding component the above-mentioned “component subjected to soft nitriding” is simply referred to as “soft nitriding component”.
  • processing such as induction hardening and soft nitriding, which are surface hardening treatments, are often performed after forging and machining.
  • the above-mentioned “soft nitriding treatment” is a diffusion permeation treatment of nitrogen and carbon at a temperature equal to or lower than the A 1 transformation point.
  • the heat treatment temperature is low and the heat treatment strain is small compared to the “induction hardening treatment” It is said.
  • a “compound layer” (a layer in which a nitride such as Fe 3 N is deposited) that is observed as white when corroded with nital is formed.
  • a “diffusion layer” is formed between the compound layer and the dough (base material).
  • the soft nitriding treatment has a small heat treatment strain, but is not completely absent, and has a considerable adverse effect on dimensional accuracy.
  • a decrease in dimensional accuracy is a problem even if it is slight. Therefore, it is necessary to improve the dimensional accuracy by performing bending correction after the soft nitriding treatment.
  • soft nitrided parts such as crankshafts are required not only to have high bending fatigue strength, but also to have no cracks even when subjected to bending correction, that is, excellent bending correction. .
  • crankshaft the above-mentioned soft nitrided part may be represented by “crankshaft”.
  • crankshaft which is the main part of the engine, has been aimed at reducing the weight and size without exception.
  • extremely high bending fatigue strength of 750 MPa or more has been demanded. Yes.
  • the hardness at the position of 0.05 mm from the part surface (hereinafter sometimes referred to as “surface hardness”).
  • surface hardness At least Vickers hardness (hereinafter referred to as “HV hardness”) needs to be 400 or more.
  • crankshaft shape design is required to have a higher degree of freedom than ever before.
  • the crankshaft rope is required to bend and correct even for crankshafts having a shape that is more likely to bend than before when soft nitriding, that is, high bend straightness is required.
  • crankshaft having sufficient bending straightness in addition to a bending fatigue strength of 750 MPa or more.
  • Patent Document 2 discloses a crankshaft having a pin part and a journal part made of steel having a surface subjected to nitriding treatment or soft nitriding treatment, wherein the steel is used as an alloy component, and C: 0.07% by mass or more.
  • Ni 2.4 mass% or more and 4.5 mass% or less
  • Al 0.8 mass% or more and 1.5 mass% or less
  • Ti 0.5 mass% or more and 1.5 mass% or less
  • it further contains one or two of S: 0.01 mass% or more and 0.10 mass%, Ca: 0.0010 mass% or more and 0.0050 mass%, with the balance being Fe and inevitable Sampled from the center made of impurities and unaffected by nitriding After the obtained steel sample is melted at 1200 ° C.
  • the temperature range from 900 ° C. to 300 ° C. is set at 0.3 ° C./second to 1.5 ° C./second at an appropriate cooling rate.
  • the ratio of bainite in the steel structure can be 80% or more, and the HV hardness can be 200 or more and 300 or less, and the pin portion and the journal portion that have been subjected to the nitriding treatment or soft nitriding treatment
  • a “crankshaft” is disclosed in which the internal hardness is 350 to 500 in terms of HV hardness and the HV hardness at a position 0.05 mm from the surface is 650 to 950.
  • the inventors of the present invention have a steel material of mass: C: 0.25 to 0.60%, Si: 0.10 to 1.0%, Mn: 0.60 to 2.% by mass. 0%, P: 0.08% or less, S: 0.10% or less, Al: 0.05% or less, Cr: 0.20 to 1.0% and N: 0.0030 to 0.0250%
  • the balance is a non-tempered nitrided crankshaft composed of Fe and impurities and satisfying 40 ⁇ C + 2Mn + 5.5Cr ⁇ 43.0, and has an HV hardness of 380 to 600 at a depth of 0.05 mm from the surface.
  • a “non-tempered nitrided crankshaft” is proposed in which the compound layer depth of at least the pin fillet portion, journal fillet portion, and pin portion is 5 ⁇ m or less.
  • the non-tempered nitrided crankshaft may further contain one or more selected from Cu, Ni, Mo, V, Ti and Ca. In that case, [40 ⁇ C + 2Mn + 5.5Cr + 26Mo ⁇ 43. 0] must be satisfied.
  • the inventors of the present invention disclosed in Patent Document 4 that the steel material of the dough is, by mass%, C: 0.25 to 0.40%, Si: 0.10 to 0.35%, Mn: 0.60 to 1.0%, P: 0.08% or less, S: 0.10% or less, Al: 0.05% or less, Cr: 0.30 to 1.10%, and N: 0.0030 to 0.0250%
  • a tempered soft nitrided part comprising Fe and impurities in the balance, having an HV hardness of 400 to 600 at a position of 0.05 mm from the surface, and a compound layer depth of 5 ⁇ m or less at the stress concentration portion
  • the tempered nitrided part may further include one or more selected from Cu, Mo, V, Ni, and Ti.
  • JP 2002-226939 A JP 2007-177309 A JP 2012-2605 A JP 2011-42846 A
  • the tempered soft nitriding component disclosed in Patent Document 4 is excellent in bending straightening after soft nitriding, and has a high bending fatigue strength of 800 MPa or more in a bending fatigue test. For this reason, it can be used as a part such as an automobile, an industrial machine, and a construction machine, for example, a crankshaft, and it is possible to cope with a reduction in weight and size.
  • it is necessary to perform a tempering treatment of quenching and tempering after machining and before soft nitriding.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and provides a non-tempered nitrocarburized part that has excellent bending straightness and has a high bending fatigue strength of 750 MPa or more in a bending fatigue test. For the purpose.
  • the fracture surface of the test piece from which the compound layer was not removed is a starting point of cracking due to the brittle fracture of the compound layer, In the case of the test piece from which the compound layer is removed, it becomes a ductile fracture surface.
  • the hardness at the 0.05 mm position from the component surface is 400 or more in terms of HV hardness, and the hardness at the 1.0 mm position from the component surface (hereinafter “internal hardness”). If the HV hardness is 200 or more, a high bending fatigue strength of 750 MPa or more can be stably obtained.
  • Non-tempered parts have a lower base material durability ratio (fatigue strength / tensile strength) than tempered parts. Therefore, even if the non-tempered part has the same internal hardness as the tempered part, the fatigue strength of the base material is lower than that of the tempered part.
  • the internal hardness of the non-tempered nitrocarburized part is as low as less than 200 in terms of HV hardness, even if it has a high surface hardness of 400 or more in terms of HV hardness, it will start from the interior during the fatigue test. May occur, and it may be difficult to obtain a high fatigue strength of 750 MPa or more.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist of the present invention is the non-tempered soft nitriding component shown below.
  • a non-tempered soft nitriding component having a compound layer on the surface layer of a steel material wherein the chemical composition of the steel material is C: 0.25 to 0.40%, Si: 0 .10 to 0.35%, Mn: more than 2.0% and 2.8% or less, N: 0.0030 to 0.0250%, Cu: 0 to 1.0%, Mo: 0 to 0.3 %, Ni: 0 to 0.5%, Ti: 0 to 0.020%, balance: Fe and impurities, and P, S, Al and Cr in the impurities are P: 0.08% or less, S: 0.10% or less, Al: 0.05% or less, and Cr: less than 0.20%, HV hardness at 0.05 mm position from the surface is 400 to 480, and HV hardness at 1.0 mm position from the surface
  • a non-tempered soft nitriding component having a thickness of 200 or more and a compound layer depth of a stress concentration portion of 5 ⁇ m or less.
  • Impurity refers to what is mixed from ore, scrap, or the production environment as raw materials when industrially producing steel materials.
  • the “stress concentration portion” refers to a portion where a crack is generated when fatigue fracture due to bending and bending correction are performed.
  • the “stress concentration part” means “pin fillet part” or “journal fillet part”. Point to.
  • the non-tempered soft nitriding component of the present invention is excellent in bend straightening after nitrocarburizing treatment and has a high bending fatigue strength of 750 MPa or more in a bending fatigue test.
  • it can be used as a crankshaft, and it is possible to reduce the weight and size of these components.
  • C 0.25 to 0.40%
  • C has an effect of increasing the internal fatigue and surface hardness and increasing the bending fatigue strength.
  • the C content is set to 0.25 to 0.40%.
  • the C content is preferably 0.28% or more, and more preferably 0.38% or less.
  • Si 0.10 to 0.35%
  • Si is an element necessary for deoxidation at the time of melting, and in order to obtain such an effect, the content needs to be at least 0.10%.
  • the Si content is set to 0.10 to 0.35%.
  • the Si content is preferably 0.15% or more, and preferably 0.30% or less.
  • Mn More than 2.0% and 2.8% or less Mn is an element having a deoxidizing action like Si. Mn also has the effect of increasing the bending fatigue strength by increasing the internal hardness and further increasing the surface layer hardness by increasing the amount of dissolved nitrogen in the surface layer during soft nitriding. In order to exert such an effect, it is necessary to contain Mn in an amount exceeding 2.0%. On the other hand, when the content of Mn exceeds 2.8%, the surface layer hardness becomes excessively high, and even when the compound layer depth of the stress concentration portion is 5 ⁇ m or less, the bending straightness is excessively lowered. Therefore, the Mn content is more than 2.0% and not more than 2.8%. The Mn content is preferably 2.2% or more, and preferably 2.7% or less.
  • N 0.0030 to 0.0250%
  • N is an element that improves the bending fatigue strength and the bending straightness. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain 0.0030% or more of N. On the other hand, the effect is saturated even if it contains N exceeding 0.0250%. Therefore, the N content is set to 0.0030 to 0.0250%.
  • the N content is preferably 0.0080% or more, and preferably 0.0220% or less.
  • One of the base steel materials of the non-tempered soft nitriding part of the present invention is composed of the above elements C to N, the balance being Fe and impurities, and P, S, Al and Cr in the impurities are P: 0.08% or less, S: 0.10% or less, Al: 0.05% or less, and Cr: less than 0.20%.
  • P 0.08% or less
  • P is an impurity contained in the steel and reduces the bending fatigue strength.
  • the content of P is set to 0.08% or less.
  • S 0.10% or less S is an impurity contained in steel. Further, if S is positively contained, there is an effect of improving machinability. However, when the content of S exceeds 0.10%, the bending fatigue strength and the bending straightness are significantly reduced. Therefore, the content of S is set to 0.10% or less. The S content is preferably 0.08% or less. In addition, when obtaining the improvement effect of machinability, it is preferable that content of S shall be 0.04% or more.
  • Al 0.05% or less
  • Al is an impurity contained in steel.
  • the content of Al increases, bending straightness deteriorates.
  • the content exceeds 0.05%, the bending straightness is significantly lowered even when the compound layer depth of the stress concentration portion is 5 ⁇ m or less. Therefore, the Al content is set to 0.05% or less.
  • the Al content is preferably 0.03% or less.
  • Cr Less than 0.20% Cr is an impurity contained in steel. When Cr is contained, the surface layer hardness becomes excessively high and the bending straightness is lowered. Therefore, the Cr content is preferably as low as possible. Therefore, the Cr content is less than 0.20%. The Cr content is preferably 0.10% or less.
  • Another one of the base steel materials of the non-tempered soft nitriding part of the present invention contains at least one element selected from Cu, Mo, Ni and Ti instead of a part of Fe. is there.
  • Cu and Mo may be contained for the purpose of increasing the bending fatigue strength. This will be described in detail below.
  • Cu 0 to 1.0%
  • Cu is an element that increases internal hardness and improves bending fatigue strength. Therefore, Cu may be contained. However, when the Cu content exceeds 1.0%, the hot workability is lowered. Therefore, the amount of Cu in the case of inclusion is set to 1.0% or less.
  • the amount of Cu is preferably 0.4% or less, and more preferably 0.3% or less.
  • the amount of Cu is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.1% or more.
  • Mo 0 to 0.3% Mo has the effect
  • the amount of Mo is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.1% or more.
  • said Cu and Mo can be contained only in any 1 type in them, or 2 types of composites.
  • the total content of these elements may be 1.30%, but is preferably 0.30% or less.
  • Ni and Ti may be contained for the purpose of improving the bending straightness. This will be described in detail below.
  • Ni 0 to 0.5%
  • Ni is an element that improves toughness and improves bend straightening. Therefore, Ni may be included. However, even if Ni is contained in an amount exceeding 0.5%, the above effect is saturated and the economic efficiency is impaired. Therefore, the amount of Ni in the case of inclusion is set to 0.5% or less. Note that the amount of Ni is preferably 0.3% or less, and more preferably 0.2% or less.
  • the amount of Ni is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.08% or more.
  • Ni is combined so that Ni / Cu ⁇ 0.5 is satisfied. Is preferably contained.
  • Ti 0 to 0.020%
  • Ti is an element that improves bend straightening by forming nitrides, making crystal grains fine, and making cracks difficult to progress during bending straightening. Therefore, Ti may be included. However, when the Ti content exceeds 0.020%, the nitride becomes coarse, and conversely, even if the compound layer depth of the stress concentration portion is 5 ⁇ m or less, the bending straightness is remarkably lowered. Therefore, when Ti is included, the amount of Ti is set to 0.020% or less. The amount of Ti is preferably 0.015% or less.
  • the amount of Ti is preferably 0.005% or more.
  • said Ni and Ti can be contained only in one of them, or 2 types of composites.
  • the total content of these elements may be 0.520%, but is preferably 0.30% or less.
  • the non-tempered nitrocarburized part according to the present invention must have an HV hardness of 400 to 480 at a position of 0.05 mm from the surface.
  • the HV hardness of the surface layer is 400 or more, and 1.0 mm position from the surface of the part, that is, the internal HV hardness is 200 or more. If the compound layer depth of the part is 5 ⁇ m or less, a high bending fatigue strength of 750 MPa or more can be ensured. However, when the HV hardness of the surface layer exceeds 480, even when the compound layer depth of the stress concentration portion is 5 ⁇ m or less for a crankshaft shape that is more likely to bend than before when soft nitriding. In some cases, it is not possible to obtain practically sufficient bending straightness.
  • the tempered soft nitrided part according to the present invention has an HV hardness of 400 to 480 at a position of 0.05 mm from the surface.
  • the HV hardness at a position of 0.05 mm from the surface is preferably 410 or more, and preferably 470 or less.
  • the non-tempered soft nitriding component according to the present invention must have an HV hardness of 200 or more at a position 1.0 mm from the surface of the component.
  • the durability ratio of the base material is lower than that of tempered nitrocarburized parts. Fatigue strength is lower than that of tempered nitrocarburized parts. For this reason, in the non-tempered nitrocarburized part, when the internal HV hardness is less than 200, even if the internal hardness is equal to the tempered part, and the surface hardness of the HV hardness is 400 or higher. Even if it has the thickness, fatigue fracture occurs from the inside, and it may be difficult to obtain a high fatigue strength of 750 MPa or more.
  • the non-tempered soft nitriding component according to the present invention has an HV hardness at a position of 1.0 mm from the surface of 200 or more.
  • the HV hardness at a position of 1.0 mm from the surface is preferably 210 or more, and preferably 320 or less from the viewpoint of machinability.
  • the compound layer depth of the stress concentration part In the non-tempered soft nitriding component according to the present invention, the compound layer depth of the stress concentration portion must be 5 ⁇ m or less.
  • the compound layer depth of the stress concentration portion is 5 ⁇ m or less.
  • the depth of the compound layer in the stress concentration portion is preferably 3 ⁇ m or less, and it is most preferable that there is no compound layer, that is, the compound layer depth is 0 ⁇ m.
  • the parts satisfying the above (B) to (D) are, for example, machined into a hot forged product satisfying the chemical composition defined in the present invention, and then RX gas and ammonia gas are set to 1: 1. It is obtained by holding the mixed temperature in an atmosphere of 600 ° C. for 2 hours for soft nitriding, cooling in 90 ° C. oil, and then polishing the stress concentration portion by mechanical processing such as lapping. *
  • RX gas is a kind of modified gas and is a trade name of gas.
  • crankshaft is cited as an example of a non-tempered soft nitriding component, for example, a crankshaft manufactured by hot forging a material that satisfies the chemical composition conditions defined in the present invention is used.
  • RX gas and ammonia gas are mixed in a 1: 1 ratio and kept in an atmosphere of 600 ° C. for 2 hours for soft nitriding treatment, cooled in 90 ° C. oil, and then the pin fillet part Further, it is obtained by polishing the journal fillet portion by machining such as lapping.
  • each steel slab was hot forged under conditions of a heating temperature of 1200 ° C. and a finishing temperature of 1000 to 1050 ° C. to form a steel bar having a diameter of 90 mm.
  • the steel bar after hot forging was allowed to cool in the atmosphere and cooled to room temperature.
  • steels A to G are examples in which the chemical composition is within the range defined by the present invention
  • steels H to K are examples in which the chemical composition is outside the range defined by the present invention.
  • the steel bar having a diameter of 90 mm thus obtained was heated to 1200 ° C. and hot forged at a finishing temperature of 1000 to 1050 ° C. to produce a steel bar having a diameter of 50 mm. All finished steel bars were allowed to cool in the atmosphere to room temperature.
  • a part of the steel bar having a diameter of 50 mm of steel A is further austenitized under the conditions of heating temperature: 880 ° C. and holding time: 60 minutes, and then allowed to cool in the atmosphere and subjected to normalizing treatment. It was.
  • the groove bottom of R3 is the stress concentration part.
  • the notch bottom of R3 becomes the stress concentration portion.
  • the grooved Ono rotary bending fatigue test piece and the 4-point bending test piece obtained as described above were soft nitrided by holding RX gas and ammonia gas in a 1: 1 mixture at a temperature of 600 ° C. for 2 hours. Treated and then cooled in 90 ° C. oil.
  • the target polishing depth was set to 0.03 mm for the groove bottom of the grooved Ono-type rotary bending fatigue test piece and the notch bottom of the four-point bending test piece. Electropolishing was performed under the following conditions.
  • the target polishing depth was set to 0.015 mm for the groove bottom of the grooved Ono-type rotary bending fatigue test piece and the notch bottom of the four-point bending test piece. Electropolishing was performed under the following conditions.
  • test piece as it was soft-nitrided (Test No. 13) and the test piece (Test No. 1-12 and Test No. 14-16) electropolished after the soft nitriding,
  • the bending fatigue strength was investigated by a bending fatigue test and the bending straightness was investigated by a four-point bending test.
  • the target for ⁇ w was 750 MPa or more.
  • the target of the bending straightness was determined to be 22000 ⁇ (corresponding to 2.2% of bending straightening strain) or more on the gauge reading.
  • the above resin-filled test piece is polished again, corroded with nital, and the R3 groove bottom and R3 notch bottom are arbitrarily observed with an optical microscope at a magnification of 400 times, respectively, and whitened.
  • the observed portion was defined as a “compound layer”, the depths thereof were measured, and the arithmetic average was obtained as the compound layer depth.
  • the C content of steel H which is a steel material
  • the internal hardness of the Ono type rotating bending fatigue test piece is as low as 187 in HV hardness, and ⁇ w does not reach the target of 750 MPa or more, and is inferior in bending fatigue characteristics.
  • the Mn content of steel I which is a steel material, is below the range specified in the present invention.
  • the surface layer hardness of the Ono type rotating bending fatigue test piece is as low as 332 in HV hardness, ⁇ w does not reach the target of 750 MPa or more, and the bending fatigue characteristics are inferior.
  • the Mn content of steel J which is a steel material, exceeds the range specified in the present invention.
  • the depth of the compound layer is as small as 1 ⁇ m
  • the surface hardness of the 4-point bending test piece is as high as 520 in HV hardness
  • the bend correction property has reached the target of 22000 ⁇ or more by gauge reading. It is inferior in bending straightness.
  • the Cr content of steel K which is a steel material, exceeds the range specified in the present invention.
  • the compound layer depth is as small as 2 ⁇ m
  • the surface hardness of the four-point bending test piece is as high as 518 in HV hardness, and the bending straightness has reached the target of 22000 ⁇ or more in gauge reading. It is inferior in bending straightness.
  • the compound layer depth of the 4-point bending test piece is out of the conditions defined in the present invention, so that the bending straightness is inferior.
  • the chemical composition of steel B which is the base steel material, is within the range specified in the present invention, but the depth of the compound layer of the 4-point bending test piece is as high as 20 ⁇ m, and the bending straightness is gauged. Has not reached the target of 22000 ⁇ or more, and is inferior in bending straightness.
  • the chemical composition of steel C which is a steel material, is within the range specified in the present invention, but the depth of the compound layer of the 4-point bending test piece is as high as 11 ⁇ m, and the bending straightness is gauged. Has not reached the target of 22000 ⁇ or more, and is inferior in bending straightness.
  • the chemical composition of steel F which is the material of the base steel, is within the range specified in the present invention, but the depth of the compound layer of the 4-point bending test piece is as high as 8 ⁇ m, and the bending straightness is gauged. Has not reached the target of 22000 ⁇ or more, and is inferior in bending straightness.
  • the chemical composition of steel G which is a steel material, is within the range specified in the present invention, but the depth of the compound layer of the 4-point bending test piece is as high as 8 ⁇ m, and the bending straightness is gauged. Has not reached the target of 22000 ⁇ or more, and is inferior in bending straightness.
  • the non-tempered soft nitriding component of the present invention is excellent in bend straightening after nitrocarburizing treatment and has a high bending fatigue strength of 750 MPa or more in a bending fatigue test.
  • it can be used as a crankshaft and can cope with light weight and downsizing.

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Abstract

　生地の鋼材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２５～０．４０％、Ｓｉ：０．１０～０．３５％、Ｍｎ：２．０％を超えて２．８％以下、Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｍｏ：０～０．３％、Ｎｉ：０～０．５％、Ｔｉ：０～０．０２０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、不純物中のＰ、Ｓ、ＡｌおよびＣｒが、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０５％以下およびＣｒ：０．２０％未満である非調質型軟窒化部品であって、表面から０．０５ｍｍ位置のビッカース硬さが４００～４８０であり、表面から１．０ｍｍ位置のビッカース硬さが２００以上であり、かつ応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下である非調質型軟窒化部品。この非調質型軟窒化部品は、優れた曲げ矯正性と高い疲労強度を有する。

Description

非調質型軟窒化部品
　本発明は、非調質型軟窒化部品に関する。より詳しくは、自動車、産業機械および建設機械などに用いられるクランクシャフト、コネクティングロッドなどのように、所要の形状に鍛造および機械加工した後で、焼入れ－焼戻しの調質処理を行うことなく、軟窒化処理を施して製造される、高い曲げ疲労強度と優れた曲げ矯正性を有する非調質型軟窒化部品に関する。さらに詳しくは、優れた曲げ矯正性と曲げ疲労試験において７５０ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を有する非調質型軟窒化部品に関する。
　なお、「非調質型軟窒化部品」とは、機械加工後に、いわゆる「調質処理」である「焼入れ－焼戻し処理」を受けることなく軟窒化処理が施された部品を指す。以下の説明においては、上記の「軟窒化処理が施された部品」を単に「軟窒化部品」と称する。
　高い疲労強度、耐摩耗性などが要求される自動車部品の製造では、鍛造と機械加工の後に表面硬化処理である高周波焼入れ処理、軟窒化処理などの処理が行われることが多い。
　上記の「軟窒化処理」は、Ａ1変態点以下の温度で窒素と炭素を拡散浸透処理するものであり、熱処理温度が低く、「高周波焼入れ処理」に比べて熱処理歪が小さいことを大きな特徴としている。軟窒化処理を施した部品の表層には、ナイタールで腐食すると白く観察される「化合物層」（Ｆｅ3Ｎ等の窒化物が析出した層）が形成される。上記の化合物層と生地（母材）の間には「拡散層」が形成される。
　軟窒化処理は、その熱処理歪は、小さいものの、皆無とはならず、少なからず寸法精度に悪影響を及ぼす。特に、回転軸部品であるクランクシャフトなどにおいては、寸法精度の低下は軽微であっても問題となる。したがって、軟窒化処理後に曲げ矯正を行って寸法精度を高める必要がある。
　ところが、軟窒化部品に曲げ矯正を行なうと表層から亀裂が発生する場合がある。このため、クランクシャフトのような軟窒化部品には、曲げ疲労強度の高いことに加えて、曲げ矯正を行なった場合にも亀裂が生じないこと、すなわち、曲げ矯正性に優れることも要求される。
　なお、以下の説明においては、上記の軟窒化部品を「クランクシャフト」で代表させて説明することがある。
　近年、環境に対する配慮が要求されるようになって、エンジンの主要部品であるクランクシャフトも例外なく軽量小型化が志向され、例えば、７５０ＭＰａ以上という極めて高い曲げ疲労強度が要求されるようになっている。
　さらに、低コスト化、省資源化などの理由からも、製造時に「焼入れ－焼戻し処理」（調質処理）を施さない非調質型クランクシャフトに対する要望も大きくなっている。
　なお、非調質型のクランクシャフトに上記の７５０ＭＰａ以上という曲げ疲労強度を確保させるためには、部品表面から０．０５ｍｍ位置の硬さ（以下、「表層硬さ」ということがある。）を軟窒化処理後に少なくともビッカース硬さ（以下、「ＨＶ硬さ」という。）で４００以上とする必要がある。
　しかしながら、クランクシャフトの表面から０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さを４００以上とした場合には、曲げ矯正を行なうと表層に亀裂が発生する。このようなクランクシャフトに曲げ疲労試験を実施すると、その亀裂を起点として疲労破壊が生じる。
　しかも、上述のとおり、クランクシャフトにもさらなる軽量化への要求が大きくなっており、クランクシャフト形状の設計にもこれまで以上の自由度が求められている。そのため、クランクシャフト用綱材には、軟窒化時に従来よりも大きな曲がりが生じやすい形状のクランクシャフトに対しても曲げ矯正することが可能であること、すなわち、高い曲げ矯正性が求められている。
　このため、７５０ＭＰａ以上という曲げ疲労強度に加えて十分な曲げ矯正性を有するクランクシャフトに対する要望が極めて大きくなっている。
　前記した要望に応えるべく、例えば、特許文献１に、質量％で、Ｃ：０．２～０．６％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．２５～１．０％、Ｓ：０．０３～０．２％、Ｃｒ：０．２％以下、ｓ－Ａｌ：０．０４５％以下、Ｔｉ：０．００２～０．０１０％、Ｎ：０．００５～０．０２５％およびＯ：０．００１～０．００５％を含有し、必要に応じてさらに、Ｐｂ：０．０１～０．４０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％およびＢｉ：０．００５～０．４０％のうちの１種または２種以上を含有し、かつ０．１２×Ｔｉ％＜Ｏ％＜２．５×Ｔｉ％および０．０４×Ｎ％＜Ｏ％＜０．７×Ｎ％の条件を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、熱間鍛造後の組織がフェライトとパーライトの混合組織であることを特徴とする「軟窒化用非調質鋼」が開示されている。
　特許文献２には、表面に窒化処理または軟窒化処理が施された鋼よりなる、ピン部およびジャーナル部を有するクランクシャフトであって、前記鋼が合金成分として、Ｃ：０．０７質量％以上０．１２質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．２５質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上０．５質量％以下、Ｃｕ：０．８質量％以上１．５質量％以下、Ｎｉ：２．４質量％以上４．５質量％以下、Ａｌ：０．８質量％以上１．５質量％以下、Ｔｉ：０．５質量％以上１．５質量％以下を含有し、必要に応じてさらに、Ｓ：０．０１質量％以上０．１０質量％、Ｃａ：０．００１０質量％以上０．００５０質量％のうちの１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ、窒化処理の影響を受けていない中心部から採片した鋼試料を１２００℃にて１時間溶体化した後、９００℃以上３００℃以下までの温度範囲を０．３℃／秒以上１．５℃／秒以下に設定される適当な冷却速度にて冷却することにより、鋼組織に占めるベイナイトの比率を８０％以上、ＨＶ硬さを２００以上３００以下とすることができ、前記窒化処理又は軟窒化処理が施された前記ピン部および前記ジャーナル部の内部硬さがＨＶ硬さで３５０以上５００以下であり、かつ表面から０．０５ｍｍの位置におけるＨＶ硬さが６５０以上９５０以下であることを特徴とする「クランクシャフト」が開示されている。
　本発明者らは、特許文献３において、生地の鋼材が、質量％で、Ｃ：０．２５～０．６０％、Ｓｉ：０．１０～１．０％、Ｍｎ：０．６０～２．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．２０～１．０％およびＮ：０．００３０～０．０２５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、４０－Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ≧４３．０を満たす非調質型窒化クランクシャフトであって、表面から深さ０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さが３８０～６００であり、かつ、少なくともピンフィレット部、ジャーナルフィレット部およびピン部の化合物層深さが５μｍ以下であることを特徴とする「非調質型窒化クランクシャフト」を提案している。
　なお、この非調質型窒化クランクシャフトは、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、ＴｉおよびＣａから選択される１種以上を含んでもよいが、その場合は、〔４０－Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ＋２６Ｍｏ≧４３．０〕を満たす必要がある。
　本発明者らは、さらに、特許文献４において、生地の鋼材が、質量％で、Ｃ：０．２５～０．４０％、Ｓｉ：０．１０～０．３５％、Ｍｎ：０．６０～１．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．３０～１．１０％およびＮ：０．００３０～０．０２５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる調質型軟窒化部品であって、表面から０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さが４００～６００であり、かつ応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であることを特徴とする「調質型軟窒化部品」を提案している。
　なお、この調質型窒化部品は、さらにＣｕ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｉおよびＴｉから選択される１種以上を含んでもよい。
特開２００２－２２６９３９号公報 特開２００７－１７７３０９号公報 特開２０１２－２６００５号公報 特開２０１１－４２８４６号公報
　特許文献１の発明の成分では、十分な表層硬さが得られない。このため、特許文献１の実施例に示されているように、曲げ疲労強度が低く、７５０ＭＰａに達していない。
　特許文献２の発明の成分では、その実施例に示されているように軟窒化処理後の表層硬さが高くなりすぎる。このため、曲げ矯正処理を実施した際に十分な曲げ矯正性を有しているとはいえない。
　特許文献３の発明の成分では、その実施例に示されるように高い疲労強度および曲げ矯正性が得られる。しかしながら、クランクシャフトも軽量小型化が志向され、より厳しい疲労強度および曲げ矯正性が要求されてきている。
　特許文献４で開示された調質型軟窒化部品は、軟窒化処理後の曲げ矯正性に優れ、しかも、曲げ疲労試験において８００ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を有する。このため、自動車、産業機械および建設機械などの部品、例えばクランクシャフトとして用いることができ、軽量小型化に対処することが可能である。しかしながら、特許文献４の発明は、機械加工した後、軟窒化処理の前に、焼入れ－焼戻しの調質処理を行う必要がある。
　本発明は、上記の問題を解決するためになされたもので、優れた曲げ矯正性を有し、かつ曲げ疲労試験において７５０ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を有する非調質型軟窒化部品を提供することを目的とする。
　本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の検討を行った。その結果、下記の１）～７）の事項が明らかになった。
　１）軟窒化処理した鋼材の表層から薄板試験片を採取して引張試験を行ったところ、化合物層を除去した試験片では化合物層を除去しない試験片に比べ、引張試験の伸びが大幅に向上する。
　２）上記引張試験後の薄板試験片の破面を観察した結果、化合物層を除去していない試験片の破面は化合物層が脆性破壊して割れの起点となっているのに対して、化合物層を除去した試験片の場合には延性破面となっている。
　３）軟窒化処理した鋼材の表層の化合物層を除去すれば、曲げ矯正時の破壊形態が化合物層を起点とした脆性破壊から延性破壊へと変化する。このため軟窒化部品の曲げ矯正性を改善することができる。
　４）一方、曲げ疲労強度に関しては、化合物層除去前後でほとんど変化がない。非調質型軟窒化部品の場合には、部品表面から０．０５ｍｍ位置の硬さが、ＨＶ硬さで４００以上であり、かつ部品表面から１．０ｍｍ位置の硬さ（以下、「内部硬さ」ということがある。）が、ＨＶ硬さで２００以上であれば、７５０ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を安定して得ることができる。
　５）非調質型部品は、調質型部品と比べて母材の耐久比（疲労強度／引張強度）が低い。そのため非調質型部品は、調質型部品と同等の内部硬さを有していても、母材の疲労強度は調質型部品に比べ低くなる。特に、非調質型軟窒化部品の内部硬さがＨＶ硬さで２００未満と低い場合には、ＨＶ硬さで４００以上の高い表層硬さを有していても、疲労試験時に内部を起点とした破壊が起こり、７５０ＭＰａ以上という高い疲労強度を得ることが難しくなることがある。
　６）軟窒化処理後の表層硬さをＨＶ硬さで４００以上としても、軟窒化部品の表層の化合物層を除去すれば、実用上十分な曲げ矯正性を得ることができる。
　７）但し、高い曲げ矯正性が求められるクランクシャフトの場合には、軟窒化部品の表層硬さがＨＶ硬さで４８０を超えると、たとえ化合物層を除去しても十分な曲げ矯正性を得ることができないことがある。
　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、下記に示す非調質型軟窒化部品にある。
　（１）生地の鋼材の表層に化合物層を有する非調質型軟窒化部品であって、生地の鋼材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２５～０．４０％、Ｓｉ：０．１０～０．３５％、Ｍｎ：２．０％を超えて２．８％以下、Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｍｏ：０～０．３％、Ｎｉ：０～０．５％、Ｔｉ：０～０．０２０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、不純物中のＰ、Ｓ、ＡｌおよびＣｒが、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０５％以下およびＣｒ：０．２０％未満であり、表面から０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さが４００～４８０であり、表面から１．０ｍｍ位置のＨＶ硬さが２００以上であり、かつ応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下である、非調質型軟窒化部品。
　（２）生地の鋼材が、質量％で、Ｃｕ：０．０５～１．０％およびＭｏ：０．０５～０．３％から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載の非調質型軟窒化部品。
　（３）生地の鋼材が、質量％で、Ｎｉ：０．０５～０．５％およびＴｉ：０．００５～０．０２０％から選択される１種以上を含有する、上記（１）または（２）に記載の非調質型軟窒化部品。
　「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。
　さらに、「応力集中部」とは、曲げによる疲労破壊および曲げ矯正を行った際に亀裂が発生する部位を指す。その具体的な例を挙げれば、「非調質型軟窒化部品」が図１に示す形状のクランクシャフトである場合、「応力集中部」とは「ピンフィレット部」または「ジャーナルフィレット部」を指す。
　本発明の非調質型軟窒化部品は、軟窒化処理後の曲げ矯正性に優れ、しかも、曲げ疲労試験において７５０ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を有するので、自動車、産業機械および建設機械などの部品、例えば、クランクシャフトとして用いることができ、これらの部品の軽量小型化を実現することが可能である。
非調質型軟窒化部品としてクランクシャフトの一部を例示し、その「応力集中部」となる「ピンフィレット部」および「ジャーナルフィレット部」を説明する図である。 実施例で用いた溝付き小野式回転曲げ疲労試験片の形状を示す図である。図における寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた４点曲げ試験片の形状を示す図である。図における寸法の単位は「ｍｍ」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）生地の鋼材の化学組成について：
　Ｃ：０．２５～０．４０％
　Ｃは、内部硬さおよび表層硬さを高めて、曲げ疲労強度を高める作用を有する。所望の曲げ疲労強度を得るためには、０．２５％以上のＣを含有する必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が多くなりすぎると、表層硬さがあまりにも大きくなって、応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であっても十分な曲げ矯正性を得ることができない。このため、Ｃの含有量を０．２５～０．４０％とした。なお、Ｃの含有量は、０．２８％以上とすることが好ましく、また、０．３８％以下とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．１０～０．３５％
　Ｓｉは、溶製時の脱酸用として必要な元素であり、かかる効果を得るためには少なくとも０．１０％の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｓｉの含有量が多くなりすぎると、応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であっても曲げ矯正性の過度な低下を招く。このため、Ｓｉの含有量を０．１０～０．３５％とした。なお、Ｓｉの含有量は、０．１５％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。
　Ｍｎ：２．０％を超えて２．８％以下
　Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸作用を有する元素である。Ｍｎには、内部硬さを高め、さらに軟窒化時に表層の固溶窒素量を増加させて表層硬さを向上させることにより、曲げ疲労強度を高める作用もある。このような効果を発揮させるためには、２．０％を超える量のＭｎを含有させる必要がある。一方、Ｍｎの含有量が２．８％を超えると、表層硬さが過剰に高くなって、応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であっても曲げ矯正性が過度に低下する。したがって、Ｍｎの含有量は２．０％を超えて２．８％以下とした。なお、Ｍｎの含有量は、２．２％以上とすることが好ましく、また、２．７％以下とすることが好ましい。
　Ｎ：０．００３０～０．０２５０％
　Ｎは、曲げ疲労強度および曲げ矯正性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、０．００３０％以上の量のＮを含有させる必要がある。一方、０．０２５０％を超えるＮを含有させてもその効果は飽和する。したがって、Ｎの含有量は０．００３０～０．０２５０％とした。なお、Ｎの含有量は、０．００８０％以上とすることが好ましく、また、０．０２２０％以下とすることが好ましい。
　本発明の非調質型軟窒化部品の生地の鋼材の一つは、上述のＣからＮまでの元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物中のＰ、Ｓ、ＡｌおよびＣｒが、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０５％以下およびＣｒ：０．２０％未満であるものである。
　Ｐ：０．０８％以下
　Ｐは、鋼に含有される不純物であり、曲げ疲労強度を低下させてしまう。特に、その含有量が０．０８％を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０８％以下とした。なお、Ｐの含有量は、０．０４％以下とすることが好ましい。
　Ｓ：０．１０％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、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０．１０％を超えると、曲げ疲労強度と曲げ矯正性の著しい低下をきたす。したがって、Ｓの含有量を０．１０％以下とした。Ｓの含有量は０．０８％以下とすることが好ましい。なお、被削性の向上効果を得る場合には、Ｓの含有量は、０．０４％以上とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．０５％以下
　Ａｌは、鋼に含有される不純物である。Ａｌの含有量が多くなると、曲げ矯正性の低下をきたす。特に、その含有量が０．０５％を超えると、応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であっても曲げ矯正性の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０５％以下とした。なお、Ａｌの含有量は、０．０３％以下とすることが好ましい。
　Ｃｒ：０．２０％未満
　Ｃｒは、鋼に含有される不純物である。Ｃｒを、含有すると表層硬さが過度に高くなり、曲げ矯正性を低下させるため、Ｃｒの含有量はできるだけ低くすることが望ましい。したがって、Ｃｒの含有量を０．２０％未満とした。Ｃｒの含有量は、０．１０％以下とすることが好ましい。
　本発明の非調質型軟窒化部品の生地の鋼材の別の一つは、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｍｏ、ＮｉおよびＴｉから選択される１種以上の元素を含有するものである。
　以下、任意元素である上記Ｃｕ、Ｍｏ、ＮｉおよびＴｉの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
　ＣｕおよびＭｏは、曲げ疲労強度を高める目的で含有させてもよい。以下、このことについて詳しく説明する。
　Ｃｕ：０～１．０％
　Ｃｕは、内部硬さを高めて、曲げ疲労強度を向上させる元素である。したがって、Ｃｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、熱間加工性の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＣｕの量を１．０％以下とした。なお、Ｃｕの量は、０．４％以下とすることが好ましく、０．３％以下とすれば一層好ましい。
　一方、前記の効果を安定して得るためには、Ｃｕの量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１％以上とすれば一層好ましい。
　Ｍｏ：０～０．３％
　Ｍｏは、フェライトを強化し、内部硬さを高めて、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、Ｍｏを含有させてもよい。しかしながら、０．３％を超える量のＭｏを含有させても上記の効果が飽和して、経済性が損なわれるばかりである。したがって、含有させる場合のＭｏの量を０．３％以下とした。なお、Ｍｏの量は、０．２％以下とすることが好ましい。
　一方、前記の効果を安定して得るためには、Ｍｏの量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１％以上とすれば一層好ましい。
　なお、上記のＣｕおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は、１．３０％であっても構わないが、０.３０％以下とすることが好ましい。
　ＮｉおよびＴｉは、曲げ矯正性を向上させる目的で含有させてもよい。以下、このことについて詳しく説明する。
　Ｎｉ：０～０．５％
　Ｎｉは、靱性を向上させ、曲げ矯正性を向上させる元素である。したがって、Ｎｉを含有させてもよい。しかしながら、０．５％を超える量のＮｉを含有させても上記の効果が飽和して、経済性が損なわれるばかりである。したがって、含有させる場合のＮｉの量を０．５％以下とした。なお、Ｎｉの量は、０．３％以下とすることが好ましく、０．２％以下とすれば一層好ましい。
　一方、前記の効果を安定して得るためには、Ｎｉの量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．０８％以上とすれば一層好ましい。
　なお、Ｃｕを含有させる場合には、「Ｃｕチェッキング」と称される熱間割れが生じやすいので、これを防止するために、Ｎｉ／Ｃｕ≧０．５を満足するようにＮｉを複合して含有させることが好ましい。
　Ｔｉ：０～０．０２０％
　Ｔｉは、窒化物を形成し、結晶粒を微細化して曲げ矯正時にクラックを進展させにくくすることで曲げ矯正性を向上させる元素である。したがって、Ｔｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０２０％を超えると、窒化物が粗大になり、逆に、応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であっても曲げ矯正性が著しく低下する。したがって、含有させる場合のＴｉの量を０．０２０％以下とした。なお、Ｔｉの量は、０．０１５％以下とすることが好ましい。
　一方、前記の効果を安定して得るためには、Ｔｉの量は、０．００５％以上とすることが好ましい。
　なお、上記のＮｉおよびＴｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は、０．５２０％であっても構わないが、０.３０％以下とすることが好ましい。
　（Ｂ）表面から０．０５ｍｍ位置の硬さ（表層硬さ）について：
　本発明に係る非調質型軟窒化部品は、表面から０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さが４００～４８０でなければならない。
　上記非調質型軟窒化部品の表面から０．０５ｍｍ位置、すなわち表層のＨＶ硬さが４００以上で、該部品の表面から１．０ｍｍ位置、すなわち内部のＨＶ硬さが２００以上で、応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であれば、７５０ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を確保することができる。しかしながら、表層のＨＶ硬さが４８０を超える場合には、軟窒化時に従来よりも大きな曲がりが生じやすいクランクシャフト形状に対しては、たとえ応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であっても、実用上十分な曲げ矯正性を得ることができないことがある。
　したがって、本発明に係る非調質型軟窒化部品は、表面から０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さが４００～４８０であることとした。なお、表面から０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さは、４１０以上であることが好ましく、また、４７０以下であることが好ましい。
　（Ｃ）表面から１．０ｍｍ位置の硬さ（内部硬さ）について：
　本発明に係る非調質型軟窒化部品は、該部品の表面から１．０ｍｍ位置のＨＶ硬さが２００以上でなければならない。
　非調質型軟窒化部品の場合、調質型軟窒化部品と比べて母材の耐久比が低いので、調質型軟窒化部品と同等の内部硬さを有していても、母材の疲労強度は調質型軟窒化部品に比べ低くなる。このため、非調質型軟窒化部品では、内部のＨＶ硬さが２００を下回る場合には、たとえ内部硬さが調質型部品と同等で、しかも、ＨＶ硬さで４００以上の高い表層硬さを有していても、内部を起点とした疲労破壊が起こり、７５０ＭＰａ以上という高い疲労強度を得ることが難しくなることがある。
　したがって、本発明に係る非調質型軟窒化部品は、表面から１．０ｍｍ位置のＨＶ硬さが２００以上であることとした。上記の表面から１．０ｍｍ位置のＨＶ硬さは、２１０以上であることが好ましく、また、被削性の点から３２０以下であることが好ましい。
　（Ｄ）応力集中部の化合物層深さについて：
　本発明に係る非調質型軟窒化部品は、さらに、その応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下でなければならない。
　応力集中部における化合物層を薄くすることで、曲げ疲労強度を低下させることなく、曲げ矯正性を改善することができるが、深さ５μｍを超える化合物層が残っておれば曲げ矯正性の大きな改善が期待できない。
　したがって、本発明に係る非調質型軟窒化部品は、応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であることとした。なお、応力集中部の化合物層深さは、３μｍ以下であることが好ましく、化合物層が全く無いこと、つまり、化合物層深さが０μｍであることが最も好ましい。
　なお、上記（Ｂ）～（Ｄ）を満足する部品は、例えば、本発明で規定される化学組成を満たす熱間鍛造品に機械加工を行った後、ＲＸガスとアンモニアガスを１：１に混合した温度が６００℃の雰囲気中で２時間保持して軟窒化処理し、９０℃の油中に冷却し、その後、応力集中部をラッピング等の機械加工によって研磨することで得られる。　
　なお、上記の「ＲＸガス」は変性ガスの１種で、ガスの商標名である。
　より具体的に、非調質型軟窒化部品の一例として「クランクシャフト」を挙げれば、例えば、本発明で規定される化学組成条件を満たす素材を熱間鍛造して作製されたクランクシャフトに機械加工を実施した後、ＲＸガスとアンモニアガスを１：１に混合した温度が６００℃の雰囲気中で２時間保持して軟窒化処理し、９０℃の油中に冷却し、その後、ピンフィレット部およびジャーナルフィレット部をラッピング等の機械加工によって研磨することで得られる。
　以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。
　表１に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｋを７０トン転炉で溶製し、連続鋳造を行い、さらに断面の寸法が１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片に分塊圧延した。
　次いで、各鋼片を加熱温度１２００℃、仕上温度１０００～１０５０℃の条件で熱間鍛造して直径９０ｍｍの棒鋼に加工した。熱間鍛造後の棒鋼は大気中で放冷して室温まで冷却した。
　なお、表１中の鋼Ａ～Ｇは、化学組成が本発明で規定される範囲内の例であり、鋼Ｈ～Ｋは、化学組成が本発明で規定される範囲外の例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　このようにして得た直径９０ｍｍの棒鋼を、１２００℃に加熱し、１０００～１０５０℃の仕上温度で熱間鍛造して、直径５０ｍｍの棒鋼を作製した。仕上げ後の棒鋼はいずれも大気中で放冷して室温まで冷却した。
　なお、鋼Ａの上記直径５０ｍｍの棒鋼の一部については、さらに、加熱温度：８８０℃、保持時間：６０分の条件でオーステナイト化後、大気中で放冷して、焼きならし処理を行った。
　鋼Ａ～Ｋについて熱間鍛造したままの直径５０ｍｍの棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）から、鍛錬軸に平行に図２に示す形状の溝付き小野式回転曲げ疲労試験片および図３に示す形状の４点曲げ試験片を切り出した。
　また、同様に、鋼Ａについて焼ならしも行った直径５０ｍｍの棒鋼のＲ／２部からも、鍛錬軸に平行に図２に示す形状の溝付き小野式回転曲げ疲労試験片および図３に示す形状の４点曲げ試験片を切り出した。
　図２の試験片においてはＲ３の溝底が応力集中部となる。同様に、図３の試験片においてはＲ３のノッチ底が応力集中部となる。
　上記のようにして得た溝付き小野式回転曲げ疲労試験片および４点曲げ試験片をＲＸガスとアンモニアガスを１：１に混合した温度が６００℃の雰囲気中で２時間保持して軟窒化処理し、その後９０℃の油中に冷却した。
　試験番号１～１２については、上記の軟窒化処理後さらに、溝付き小野式回転曲げ疲労試験片の溝底および４点曲げ試験片のノッチ底について、目標研磨深さを０．０３ｍｍとして、下記の条件で電解研磨した。
　・電解液：過塩素酸（ＨＣｌＯ4）：酢酸（ＣＨ3ＣＯＯＨ）＝１：９、
　・電流値：０．１４Ａ、
　・研磨面積：小野式回転曲げ疲労試験片の場合：１６０ｍｍ2、
　　　　　　　４点曲げ試験片の場合：９６ｍｍ2、
　・研磨時間：小野式回転曲げ疲労試験片の場合：９７０秒、
　　　　　　　４点曲げ試験片の場合：５９０秒。
　試験番号１４～１６については、上記の軟窒化処理後さらに、溝付き小野式回転曲げ疲労試験片の溝底および４点曲げ試験片のノッチ底について、目標研磨深さを０．０１５ｍｍとして、下記の条件で電解研磨した。
　・電解液：過塩素酸（ＨＣｌＯ4）：酢酸（ＣＨ3ＣＯＯＨ）＝１：９、
　・電流値：０．１４Ａ、
　・研磨面積：小野式回転曲げ疲労試験片の場合：１６０ｍｍ2、
　　　　　　　４点曲げ試験片の場合：９６ｍｍ2、
　・研磨時間：小野式回転曲げ疲労試験片の場合：４９０秒、
　　　　　　　４点曲げ試験片の場合：３００秒。
　上記のようにして得た軟窒化処理ままの試験片（試験番号１３）および軟窒化処理後さらに電解研磨した試験片（試験番号１～１２および試験番号１４～１６）を用いて、小野式回転曲げ疲労試験による曲げ疲労強度の調査および４点曲げ試験による曲げ矯正性の調査を行った。
　また、軟窒化処理まま（試験番号１３）あるいは軟窒化処理後さらに電解研磨した小野式回転曲げ疲労試験片および４点曲げ試験片（試験番号１～１２および試験番号１４～１６）を用いて、表層硬さ（つまり、試験片の表面から０．０５ｍｍ位置の硬さ）および内部硬さ（つまり、試験片の表面から１．０ｍｍ位置の硬さ）ならびにノッチ底の化合物層深さを調査した。
　以下、上記各調査の内容について説明する。
　〈１〉曲げ疲労強度の調査：
　小野式回転曲げ疲労試験を、室温、大気中、回転数３０００ｒｐｍの両振りの条件で行い、曲げ疲労強度（以下、「σｗ」という。）を調査した。
　なお、σｗの目標は、７５０ＭＰａ以上であることとした。
　〈２〉曲げ矯正性の調査：
　４点曲げ試験片のノッチ底に２ｍｍの歪ゲージを接着し、ゲージが断線するまで曲げ矯正歪を付与した。ゲージが断線した時点でのゲージの読みを曲げ矯正性として評価した。
　なお、曲げ矯正性の目標は、ゲージの読みが２２０００μ（曲げ矯正歪２．２％に相当）以上であることとした。
　〈３〉表層硬さおよび内部硬さ：
　小野式回転曲げ疲労試験片のＲ３の溝底縦断部位および４点曲げ試験片のＲ３のノッチ底縦断部位が被検面になるようにして樹脂に埋め込んだ後、前記の面が鏡面仕上げになるように研磨し、ビッカース硬度計を使用して表面硬さおよび内部硬さを調査した。
　具体的には、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に記載の「ビッカース硬さ試験－試験方法」に準拠して、３Ｒの溝底および３Ｒのノッチ底から０．０５ｍｍの位置および１．０ｍｍの位置におけるそれぞれ任意の６点でのＨＶ硬さを、試験力を２．９４Ｎとしてビッカース硬度計で測定し、その値を算術平均して表層硬さおよび内部硬さを評価した。
　〈４〉化合物層深さ：
　前記〈３〉で用いた樹脂埋めした試験片を使用して、化合物層深さの調査を行った。
　具体的には、上記の樹脂埋めした試験片を再度研磨し、ナイタールで腐食し、４００倍の倍率で光学顕微鏡によってＲ３の溝底およびＲ３のノッチ底をそれぞれ任意に５視野観察して、白く観察される部分を「化合物層」とし、それらの深さを測定し、算術平均して化合物層深さとした。
　表２に、上記の各調査結果をまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、生地の鋼材の化学組成、表層硬さ、内部硬さおよび応力集中部の化合物層深さが本発明で規定する条件を満たす試験番号１～８の場合、σｗおよび曲げ矯正性の目標を満足しており、曲げ疲労特性および曲げ矯正性に優れていることが明らかである。
　一方、試験番号９～１２の場合は、鋼Ｈ～Ｋの化学組成が本発明で規定する条件から外れているので、曲げ疲労特性あるいは曲げ矯正性に劣っている。
　すなわち、試験番号９の場合は、生地の鋼材である鋼ＨのＣ含有量が本発明で規定する範囲を下回っている。このため、小野式回転曲げ疲労試験片の内部硬さがＨＶ硬さで１８７と低く、σｗが７５０ＭＰａ以上という目標に達しておらず、曲げ疲労特性に劣っている。
　試験番号１０の場合は、生地の鋼材である鋼ＩのＭｎ含有量が本発明で規定する範囲を下回っている。このため、小野式回転曲げ疲労試験片の表層硬さがＨＶ硬さで３３２と低く、σｗが７５０ＭＰａ以上という目標に達しておらず、曲げ疲労特性に劣っている。
　試験番号１１の場合は、生地の鋼材である鋼ＪのＭｎ含有量が本発明で規定する範囲を上回っている。このため、化合物層深さは１μｍと小さいにも拘わらず、４点曲げ試験片の表層硬さがＨＶ硬さで５２０と高く、曲げ矯正性がゲージの読みで２２０００μ以上という目標に達しておらず、曲げ矯正性に劣っている。
　試験番号１２の場合は、生地の鋼材である鋼ＫのＣｒ含有量が本発明で規定する範囲を上回っている。このため、化合物層深さは２μｍと小さいにも拘わらず、４点曲げ試験片の表層硬さがＨＶ硬さで５１８と高く、曲げ矯正性がゲージの読みで２２０００μ以上という目標に達しておらず、曲げ矯正性に劣っている。
　また、試験番号１３～１６の場合は、４点曲げ試験片の化合物層深さが本発明で規定する条件から外れているので、曲げ矯正性に劣っている。
　試験番号１３の場合は、生地の鋼材である鋼Ｂの化学組成は本発明で規定する範囲内であるが、４点曲げ試験片の化合物層の深さが２０μｍと高く、曲げ矯正性がゲージの読みで２２０００μ以上という目標に達しておらず、曲げ矯正性に劣っている。
　試験番号１４の場合は、生地の鋼材である鋼Ｃの化学組成は本発明で規定する範囲内であるが、４点曲げ試験片の化合物層の深さが１１μｍと高く、曲げ矯正性がゲージの読みで２２０００μ以上という目標に達しておらず、曲げ矯正性に劣っている。
　試験番号１５の場合は、生地の鋼材である鋼Ｆの化学組成は本発明で規定する範囲内であるが、４点曲げ試験片の化合物層の深さが８μｍと高く、曲げ矯正性がゲージの読みで２２０００μ以上という目標に達しておらず、曲げ矯正性に劣っている。
　試験番号１６の場合は、生地の鋼材である鋼Ｇの化学組成は本発明で規定する範囲内であるが、４点曲げ試験片の化合物層の深さが８μｍと高く、曲げ矯正性がゲージの読みで２２０００μ以上という目標に達しておらず、曲げ矯正性に劣っている。
　本発明の非調質型軟窒化部品は、軟窒化処理後の曲げ矯正性に優れ、しかも、曲げ疲労試験において７５０ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を有するので、自動車、産業機械および建設機械などの部品、例えば、クランクシャフトとして用いることができ、軽量小型化に対処することが可能である。
 
 

 

Claims (3)

  1. 　生地の鋼材の表層に化合物層を有する非調質型軟窒化部品であって、
    生地の鋼材の化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．２５～０．４０％、
    Ｓｉ：０．１０～０．３５％、
    Ｍｎ：２．０％を超えて２．８％以下、
    Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、
    Ｃｕ：０～１．０％、
    Ｍｏ：０～０．３％、
    Ｎｉ：０～０．５％、
    Ｔｉ：０～０．０２０％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    不純物中のＰ、Ｓ、ＡｌおよびＣｒが、
    Ｐ：０．０８％以下、
    Ｓ：０．１０％以下、
    Ａｌ：０．０５％以下および
    Ｃｒ：０．２０％未満であり、
    表面から０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さが４００～４８０であり、
    表面から１．０ｍｍ位置のＨＶ硬さが２００以上であり、かつ
    応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下である、
    非調質型軟窒化部品。
  2. 　生地の鋼材が、質量％で、Ｃｕ：０．０５～１．０％およびＭｏ：０．０５～０．３％から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の非調質型軟窒化部品。
  3. 　生地の鋼材が、質量％で、Ｎｉ：０．０５～０．５％およびＴｉ：０．００５～０．０２０％から選択される１種以上を含有する、請求項１または２に記載の非調質型軟窒化部品。
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