WO2016152167A1 - 軟窒化用鋼および部品並びにこれらの製造方法 - Google Patents

軟窒化用鋼および部品並びにこれらの製造方法 Download PDF

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steel
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正之 笠井
岩本　隆
冨田　邦和
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • 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
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    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working

Definitions

  • the present invention relates to a steel for soft nitriding, parts obtained from the steel for soft nitriding, and a manufacturing method thereof.
  • the parts are excellent in fatigue characteristics especially after hot forgeability and soft nitriding treatment, and are suitable as parts for automobiles and construction machines.
  • Mechanical structure parts such as automobile gears are required to have excellent fatigue characteristics, and the surface is usually subjected to hardening treatment.
  • the surface hardening treatment carburizing treatment, induction hardening treatment, nitriding treatment and the like are well known.
  • the carburizing treatment allows C to penetrate and diffuse in the high-temperature austenite region, so that a deep hardening depth is obtained and effective in improving fatigue strength.
  • heat treatment distortion occurs due to the carburizing treatment, it has been difficult to apply to parts that require strict dimensional accuracy from the viewpoint of quietness.
  • the induction hardening process is a process of quenching the surface layer portion by induction induction heating, heat treatment distortion also occurs, and the dimensional accuracy is inferior as in the carburizing process.
  • the nitriding treatment is a treatment for increasing the surface hardness by invading and diffusing nitrogen in a relatively low temperature range below the Ac 1 transformation point, there is no possibility of the occurrence of the heat treatment distortion as described above.
  • the treatment time is as long as 50 to 100 hours, and it is necessary to remove a brittle compound layer on the surface layer after the treatment.
  • a soft nitriding treatment with a treatment temperature comparable to that of the nitriding treatment and a shortened treatment time has been developed, and in recent years, it has become widespread for mechanical structural parts and the like.
  • This soft nitriding treatment hardens the surface by simultaneously infiltrating and diffusing N and C in the temperature range of 500 to 600 ° C.
  • the treatment time can be reduced to less than half compared to conventional nitriding treatment. is there.
  • the carburizing process described above can increase the core hardness by quench hardening
  • the soft nitriding process is performed at a temperature below the transformation point of the steel, so the core hardness is low.
  • the nitrocarburized material did not rise, and the fatigue strength was inferior to the carburized material.
  • it is usually hardened and tempered before nitrocarburizing treatment to increase the core hardness, but the obtained fatigue strength is not sufficient,
  • the manufacturing cost increases and the machinability also decreases.
  • Patent Document 1 proposes a steel for soft nitriding in which high bending fatigue strength can be obtained after soft nitriding treatment by including Ni, Al, Cr, Ti, or the like in the steel. ing. That is, this steel is age-hardened with Ni-Al, Ni-Ti intermetallic compound or Cu compound at the core by soft nitriding, while Cr, Al, Ti, etc. are contained in the nitrided layer at the surface layer. Bending fatigue strength is improved by precipitation hardening of nitrides and carbides.
  • Patent Document 2 steel containing 0.5 to 2% of Cu is forged by hot forging and then air-cooled to obtain a ferrite-based structure in which Cu is a solid solution.
  • a steel for soft nitriding in which excellent bending fatigue properties can be obtained after soft nitriding treatment by precipitation hardening of Cu therein and further using precipitation hardening of Ti, V, and Nb carbonitride.
  • Patent Document 3 proposes a steel for soft nitriding in which Ti—Mo carbides and further carbides containing one or more of Nb, V, and W are dispersed.
  • Patent Document 4 in a steel containing V and Nb, the structure before nitriding is a bainite-based structure, and the precipitation of V and Nb carbonitrides at the stage before nitriding is suppressed, so that these carbonitriding is performed during nitriding.
  • a nitriding steel material having a high fatigue strength by precipitating an object and increasing the core hardness.
  • the soft-nitrided steel described in Patent Document 1 has a bending fatigue strength improved by precipitation hardening of Ni—Al, Ni—Ti intermetallic compounds, Cu, etc., but it cannot be said that the workability is sufficiently ensured. Since Ni is contained in a large amount, there is a problem that the production cost becomes high.
  • Patent Document 2 The steel for soft nitriding described in Patent Document 2 has a problem of high production cost because it is necessary to add a relatively large amount of Cu, Ti, V, and Nb.
  • Patent Document 3 since the steel for soft nitriding described in Patent Document 3 contains a relatively large amount of Ti and Mo, there is still a problem of high cost.
  • the steel materials for nitriding described in Patent Documents 4 and 5 are intended to suppress the increase in bainite hardness by reducing C in order to ensure machinability.
  • C is reduced, hardenability decreases and it becomes difficult to form a bainite structure.
  • Mn, Cr, and Mo which are effective in improving hardenability, are added to promote the formation of bainite structure. ing.
  • continuous casting cracks are likely to occur, resulting in a decrease in manufacturability.
  • Patent Document 6 has a problem that surface cracking is likely to occur during continuous casting, resulting in poor productivity.
  • the present invention advantageously solves the above problems, and a steel for soft nitriding in which machinability before soft nitriding treatment is ensured by ensuring fatigue resistance without hardening before soft nitriding treatment, It aims at providing with the manufacturing method.
  • Another object of the present invention is to provide a nitrocarburized part that can increase the surface hardness by soft nitriding after machining and thereby improve fatigue characteristics, together with its manufacturing method.
  • the component composition of the steel is optimized by adding appropriate amounts of V and Nb, adding a small amount of Sb, and making the bainite phase as a steel structure more than 50% in area ratio.
  • excellent fatigue properties can be obtained by increasing the core hardness by dispersing and precipitating fine precipitates containing V and Nb in the core. Obtained knowledge.
  • the present invention was completed after further studies based on the above findings.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. % By mass C: 0.01% or more and less than 0.20%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.5% to 3.0%, P: 0.02% or less, S: 0.06% or less, Cr: 0.30% to 3.0%, Mo: 0.005% or more and 0.40% or less, V: 0.02% to 0.5%, Nb: 0.003% to 0.20%, Al: 0.010% to 2.0%, Ti: more than 0.005% and less than 0.025%, Steel with N: 0.0200% or less and Sb: 0.0005% or more and 0.02% or less within the range satisfying the following formula, with the balance being the component composition of Fe and inevitable impurities and the area ratio of the bainite phase exceeding 50% A soft nitriding steel having a structure.
  • the steel composition is further mass%, B: 0.0100% or less, 2.
  • the steel composition is further mass%, W: 0.3% or less, Co: 0.3% or less,
  • the steel composition is further mass%, Pb: 0.2% or less, Bi: 0.2% or less,
  • the steel composition is further mass%, B: 0.0100% or less, 8.
  • the steel composition is further mass%, W: 0.3% or less, Co: 0.3% or less 9.
  • the steel composition is further mass%, Pb: 0.2% or less, Bi: 0.2% or less, 10.
  • the soft nitriding steel obtained by the manufacturing method according to any one of 7 to 10 is processed into a desired shape, and then subjected to soft nitriding at 550 to 700 ° C. for 10 minutes or longer. Of manufacturing parts to be used.
  • the present invention it is possible to obtain a steel for soft nitriding that is excellent in machinability with an inexpensive component system. If soft nitriding treatment is applied to the nitrocarburizing steel, a component having fatigue characteristics equal to or higher than that of, for example, JIS SCr420 material subjected to carburizing treatment can be obtained. Therefore, this part is extremely useful when applied to machine structural parts such as automobiles.
  • C 0.01% or more and less than 0.20% C is added to form a bainite phase and ensure strength.
  • it is less than 0.01%, not only a sufficient amount of bainite phase cannot be obtained, but also the amount of V and Nb precipitates becomes insufficient after nitrocarburizing treatment, making it difficult to ensure strength.
  • the hardness of the produced bainite phase is increased, not only the machinability is lowered, but also the fatigue properties are lowered, so the content is made less than 0.20%. More preferably, it is 0.04% or more and 0.18% or less.
  • Si 1.0% or less Si is added because it is effective for deoxidation and formation of a bainite phase. If the Si content exceeds 1.0%, the machinability and cold workability deteriorate due to solid solution hardening of the ferrite and bainite phases, so the content is made 1.0% or less. Preferably it is 0.8% or less, More preferably, it is 0.7% or less. In order to effectively contribute Si to deoxidation, the addition amount is preferably set to 0.01% or more.
  • Mn 1.5% or more and 3.0% or less Mn is added because it is effective in forming a bainite phase and improving the strength.
  • the amount of Mn is less than 1.5%, the amount of bainite phase generated is reduced, and precipitates of V and Nb are generated before the soft nitriding treatment, so that the hardness before soft nitriding increases.
  • the absolute amounts of V and Nb precipitates after the soft nitriding process are reduced, the hardness after the soft nitriding process is lowered and it is difficult to ensure the strength. Therefore, Mn is added at 1.5% or more.
  • it exceeds 3.0% continuous casting cracks are liable to occur, and machinability and cold workability are deteriorated.
  • it is 1.5 to 2.5% of range.
  • P 0.02% or less P segregates at austenite grain boundaries and lowers the grain boundary strength, thereby facilitating continuous casting cracks. In addition, the strength and toughness are reduced. Therefore, it is desirable that the P content be reduced as much as possible, but 0.02% is acceptable. In addition, since it requires high cost to make P less than 0.001%, it may be industrially reduced to 0.001%.
  • S 0.06% or less
  • S is a useful element that forms MnS in steel and improves the machinability, but if it exceeds 0.06%, toughness is impaired, so it is limited to 0.06% or less. Furthermore, if the content exceeds 0.06%, continuous casting cracks are likely to occur. Preferably it is 0.04% or less. In addition, in order to express the machinability improvement effect by S, it is preferable to make S content 0.002% or more.
  • Cr 0.30% or more and 3.0% or less Cr is added because it is effective for forming a bainite phase. Furthermore, it has the effect of forming a nitride by soft nitriding and improving the surface hardness. However, if it is less than 0.30%, the amount of bainite phase produced is reduced, and precipitates of V and Nb are produced before the soft nitriding treatment, so that the hardness before soft nitriding increases. In addition, since the absolute amounts of V and Nb precipitates after the soft nitriding process are reduced, the hardness after the soft nitriding process is lowered and it is difficult to ensure the strength. Therefore, the Cr content is 0.30% or more.
  • the content is made 3.0% or less.
  • the range is preferably 0.5% or more and 2.0% or less, more preferably 0.5% or more and 1.5% or less.
  • Mo 0.005% to 0.40% Mo increases the hardenability and facilitates the formation of a bainite phase. As a result, the precipitates of V and Nb are finely precipitated and the strength of the nitrocarburized material is improved, which is an important element in the present invention. It is also effective for the generation of a bainite phase.
  • Mo is added at 0.005% or more.
  • the range is preferably 0.015% or more and 0.3% or less, more preferably 0.04% or more and less than 0.2%.
  • V 0.02% or more and 0.5% or less
  • V is an important element that increases the hardness of the core by forming fine precipitates together with Nb due to the temperature rise during soft nitriding, thereby improving the strength.
  • the V amount is set to 0.02% or more.
  • the V addition amount is 0.5% or less.
  • the range is preferably 0.03% or more and 0.3% or less, more preferably 0.03% or more and 0.25% or less.
  • Nb 0.003% or more and 0.20% or less
  • Nb is extremely effective in improving fatigue strength because it forms a fine precipitate with V and increases core hardness due to temperature rise during soft nitriding.
  • the Nb amount is set to 0.003% or more.
  • the amount added is made 0.20% or less in order to promote cracking during continuous casting. Preferably it is 0.02% or more and 0.18% or less of range.
  • Al 0.010% or more and 2.0% or less
  • Al is an element useful for improving the surface hardness and the effective hardened layer depth after soft nitriding, and is positively added. Moreover, it is an element useful also for refine
  • Ti more than 0.005% and less than 0.025% Ti is a useful element that prevents cooling cracks during continuous casting and surface cracks during bending-bending when using a continuous bending caster. Add aggressively over the range. On the other hand, if the content is 0.025% or more, coarse TiN is generated and the fatigue strength is lowered, so the content is limited to less than 0.025%. Preferably, it is in the range of more than 0.012% and 0.023% or less, and more preferably 0.015% or more and 0.022% or less.
  • N 0.0200% or less
  • N is a useful element that forms carbonitrides in steel and improves the strength of the nitrocarburized material, and is preferably added in an amount of 0.0020% or more.
  • N is limited to a range of 0.0200% or less. More preferably, it is 0.0180% or less.
  • Sb 0.0005% or more and 0.02% or less Sb has the effect of suppressing grain boundary oxidation and surface cracking during casting, hot rolling and hot forging, and improving the surface quality of the product. If the amount of Sb added is less than 0.0005%, the effect of addition is poor. On the other hand, adding more than 0.02% saturates the effect and causes an increase in component cost. In addition, segregation at grain boundaries and the toughness of the base metal decreases, so when adding 0.0005% or more and 0.02% or less Limited to the range. More preferably, it is 0.0010% or more and 0.01% or less.
  • C 0.01% or more and 0.10% or less (S / 32) / (Ti / 48) + (N / 14) / (Ti / 48) ⁇ 13.0
  • C More than 0.10% and less than 0.20% 2 (S / 32) / (Ti / 48) +3 (N / 14) / (Ti / 48) ⁇ 35.0
  • any one or more of B 0.0100% or less, Cu: 0.3% or less and Ni: 0.3% or less, W: 0.3%
  • Co 0.3% or less
  • Hf 0.2% or less
  • Zr 0.2% or less
  • Pb 0.2% or less
  • Bi 0.2% or less
  • Zn 0.2% or less
  • Sn One or two or more selected from 0.2% or less
  • the reason for adding each element is as follows. B: 0.0100% or less Since B has an effect of improving hardenability and promoting the formation of a bainite structure, it is preferably added at 0.0003% or more.
  • the content is limited to 0.0100% or less. More preferably, it is 0.0005% or more and 0.0080% or less.
  • Cu 0.3% or less
  • Cu is a useful element that forms an intermetallic compound with Fe and Ni during soft nitriding and improves the strength of the soft nitriding material by precipitation hardening, and is also effective for the generation of bainite phase.
  • the amount of Cu exceeds 0.3%, the hot workability deteriorates, so Cu is added in a range of 0.3% or less. Preferably, it is 0.05 to 0.25%.
  • Ni 0.3% or less Ni has an effect of increasing hardenability and suppressing low temperature brittleness. If the Ni content exceeds 0.3%, not only does the hardness increase and the machinability is adversely affected, but also the cost is disadvantageous, so Ni is limited to a range of 0.3% or less. Preferably, it is 0.05 to 0.25%.
  • W 0.3% or less
  • Co 0.3% or less
  • Hf 0.2% or less
  • Zr 0.2% or less
  • W, Co, Hf and Zr are all effective elements for improving the strength of steel, preferably 0.01% or more Can be added.
  • addition of 0.3% for W and Co, and addition of more than 0.2% for Hf and Zr respectively reduce toughness. Therefore, W and Co are each limited to 0.3%, and Hf and Zr are each limited to 0.2%.
  • W is 0.01 to 0.25%
  • Co is 0.01 to 0.25%
  • Hf 0.01 to 0.15%
  • Zr 0.01 to 0.15%.
  • Pb 0.2% or less
  • Bi 0.2% or less
  • Zn 0.2% or less
  • Sn 0.2% or less
  • Pb, Bi, Zn and Sn are elements having an effect of improving the machinability of steel, preferably 0.02 % Or more can be added.
  • addition exceeding 0.2% lowers strength and toughness, so 0.2% is made the upper limit.
  • the component composition of steel should just have the above-mentioned element and the remaining Fe and unavoidable impurities, but preferably comprises the above-described element, the remaining Fe and unavoidable impurities.
  • the present invention is intended to disperse and precipitate V and Nb precipitates during soft nitriding, thereby increasing the hardness of the nitrided layer and core, and improving fatigue strength after soft nitriding. is there. That is, if a large amount of precipitates of V and Nb are present before the soft nitriding treatment, it is disadvantageous from the viewpoint of machinability at the time of cutting usually performed before the soft nitriding treatment.
  • the steel structure of the nitrocarburizing steel of the present invention that is, the steel structure before the soft nitriding treatment is mainly composed of a bainite phase.
  • the bainite phase is more than 50% in terms of the area ratio with respect to the entire structure. Preferably it is more than 60%, more preferably more than 80%, and may be 100%.
  • the area ratio of each phase was determined by taking a test piece from the obtained soft nitriding steel, and corroding the cross section with a nital after polishing the vertical section (L section) parallel to the rolling direction. Using a scanning electron microscope (SEM), the type of phase is identified by cross-sectional structure observation (200-times optical microscope structure observation), and the area ratio of each phase is obtained.
  • SEM scanning electron microscope
  • the nitrocarburizing steel of the present invention is subjected to a soft nitriding treatment to disperse precipitates containing V and Nb in the bainite phase.
  • a soft nitriding treatment to disperse precipitates containing V and Nb in the bainite phase.
  • the core portion means a region excluding the surface compound layer and the hardened layer by soft nitriding, but it is preferable to disperse precipitates containing V and Nb in the bainite phase other than the core portion.
  • the average particle diameter of the precipitate containing V and Nb in the bainite phase should be less than 10 nm, and 500 or more particles may be dispersed and precipitated per unit area of 1 ⁇ m 2 to contribute to the precipitation strengthening after the soft nitriding treatment. Preferred above.
  • the measurement limit of the particle size of the precipitate is about 1 nm.
  • a component obtained by performing soft nitriding treatment has a soft nitriding layer on the surface layer. In this component, the surface layer portion (portion other than the core portion) has a component composition in which the carbon and nitrogen contents are higher than the component composition of the core portion.
  • FIG. 1 shows a typical manufacturing process when manufacturing a nitrocarburized part using a steel bar which is a nitrocarburizing steel according to the present invention.
  • S1 is a manufacturing process of a steel bar as a raw material
  • S2 is a conveying process
  • S3 is a product (soft-nitriding component) finishing process.
  • the slab is hot-rolled into a steel slab, and then the steel slab is hot-rolled into a steel bar. After that, it goes through quality inspection before shipping.
  • the steel bar is cut into a predetermined dimension, hot forging or cold forging is performed, and drilling or turning is performed as necessary.
  • soft nitriding is performed to obtain a product.
  • the hot rolled material may be finished as it is by a cutting process such as turning or drilling, and then subjected to soft nitriding to obtain a product.
  • cold correction may be performed after hot forging.
  • the final product may be subjected to a coating treatment such as paint or plating.
  • the heating temperature at the hot working and the working temperature are set to specific conditions, so that the bainite phase as described above is mainly used. And the formation of V and Nb precipitates is suppressed.
  • the hot working immediately before the soft nitriding treatment mainly means either hot rolling or hot forging, but hot forging may be further performed after hot rolling. Needless to say, cold forging may be performed after hot rolling.
  • the hot working process immediately before the soft nitriding process is a hot rolling process, that is, when hot forging is not performed after hot rolling, it is necessary to satisfy the following conditions in the hot rolling process: is there.
  • Rolling heating temperature 950 ° C or higher
  • the remaining carbides are dissolved in solid solution so that coarse carbonitrides precipitate on the rolled material and the fatigue strength is not impaired.
  • rolling heating temperature shall be 950 degreeC or more.
  • the temperature is 960 to 1250 ° C.
  • Rolling finishing temperature 800 °C or higher
  • the rolling finishing temperature is less than 800 ° C.
  • a ferrite phase is formed, which is disadvantageous in making the steel structure before soft nitriding treatment into a bainite phase having an area ratio of more than 50%.
  • the rolling load is increased. Therefore, the rolling finishing temperature is 800 ° C. or higher.
  • the upper limit value if the temperature exceeds 1100 ° C., the crystal grains become coarse, and the surface properties are lowered or the cold forgeability is lowered during cutting after hot rolling. For this reason, the upper limit of the rolling finishing temperature is preferably 1100 ° C.
  • hot rolling when the hot working process immediately before the nitriding process is a hot forging process, that is, when only hot forging is performed or when hot forging is performed after hot rolling, the conditions shown below in the hot forging process To satisfy.
  • hot rolling when performing hot rolling before hot forging, as long as hot forging satisfies the following conditions, hot rolling may not necessarily satisfy the above conditions.
  • Forming heating temperature 950 ° C or higher
  • the heating temperature during forging is 950 ° C or higher.
  • the temperature is preferably 960 to 1250 ° C.
  • Forming finishing temperature 800 °C or higher
  • the forging finish temperature is less than 800 ° C.
  • a ferrite phase is formed, which is disadvantageous in making the steel structure before soft nitriding treatment into a bainite phase having an area ratio of more than 50%.
  • the forging load is increased. Therefore, the forging finishing temperature is 800 ° C. or higher.
  • the upper limit value if the temperature exceeds 1100 ° C., the crystal grains become coarse, and the surface properties may deteriorate during cutting after hot forging. For this reason, the upper limit of the forging finishing temperature is preferably 1100 ° C.
  • the obtained rolled material or forged material is subjected to cutting or the like to obtain a part shape, and then subjected to soft nitriding under the following conditions to produce a soft nitrided part.
  • Soft nitriding conditions The soft nitriding treatment is performed at a soft nitriding temperature of 550 to 700 ° C. and a processing time of 10 minutes or more so as to precipitate fine precipitates.
  • the soft nitriding temperature is in the range of 550 to 700 ° C., a sufficient amount of precipitates cannot be obtained unless the soft nitriding temperature is lower than 550 ° C., and if it exceeds 700 ° C., it becomes an austenitic region and soft nitriding becomes difficult Because. More preferably, it is in the range of 550 to 630 ° C.
  • a nitriding gas such as NH 3 or N 2
  • a carburizing gas such as CO 2 or CO
  • This steel slab was soaked at 1200 ° C. for 30 minutes and hot rolled to form a steel piece having a rectangular cross section with a side of 150 mm.
  • hot rolling was performed under the conditions of the heating temperature and the rolling finishing temperature shown in Tables 3 and 4, and a 60 mm ⁇ steel bar was obtained. Thereafter, the range of 700 to 550 ° C. was cooled to room temperature as the cooling rate shown in Tables 3 and 4, and the material was used as it was hot-rolled.
  • Steel grade 34 is steel corresponding to JIS SCr420.
  • the hot forging material thus obtained and a part thereof were evaluated for the machinability of the raw material as hot-rolled by a peripheral turning test.
  • a material obtained by cutting the raw material into 200 mm length as hot rolled was used as a test material.
  • a cutting tool a CSBNR 2020 made by Mitsubishi Materials Corp., and a SNGN 120408 UTi20 high-speed tool steel made by Mitsubishi Materials Corp. were used.
  • the conditions of the peripheral turning test were a cut amount of 1.0 mm, a feed rate of 0.25 mm / rev, a cutting rate of 200 m / min, and no lubricant was used.
  • the time until the tool wear amount (flank wear amount) reached 0.2 mm was defined as the tool life.
  • tissue observation and hardness measurement were performed about the raw material with hot rolling.
  • the type of phase was identified and the area ratio of each phase was determined by the method described above.
  • the hardness measurement using a Vickers hardness tester, the hardness at the 1/4 depth position of the diameter in the radial direction from the surface in accordance with JIS Z2244 (hereinafter, this position is referred to as the core part of the test material) is 2.94N. Five points were measured with a test load of (300 gf), and the average value was defined as hardness HV.
  • the carburizing treatment was performed by carburizing at 930 ° C. for 3 hours, holding at 850 ° C. for 40 minutes, oil cooling, and tempering at 170 ° C. for 1 hour.
  • nitrocarburized and carburized heat treated material was subjected to structure observation, hardness measurement, and evaluation of fatigue characteristics.
  • the type of phase was identified by the above-described method and the area ratio of each phase was obtained as before soft nitriding.
  • the hardness measurement the surface hardness of the heat treated material was measured at a position 0.05 mm deep from the surface, and the core hardness was measured at the core.
  • the surface hardness and core hardness were both measured using a Vickers hardness tester, and the core hardness was measured at 6 points with a test load of 2.94N (300gf) according to JIS Z2244.
  • the values were the surface hardness HV and the core hardness HV, respectively.
  • the depth of the hardened layer was measured as defined as the depth from the surface to be HV520.
  • a sample for observation with a transmission electron microscope was prepared from the core of a soft nitrided material and a carburized material by an electrolytic polishing method using a twin jet method, and the obtained sample was subjected to a transmission electron microscope with an acceleration voltage of 200V. Was used to observe the precipitate. Further, the composition of the observed precipitate was determined by an energy dispersive X-ray spectrometer (EDX).
  • EDX energy dispersive X-ray spectrometer
  • a roller pitching test was performed to determine the fatigue strength at 10 7 times.
  • Fatigue test specimens were taken in parallel with the longitudinal direction of the above-mentioned hot-rolled material or hot forged material, and the parallel part: 26 mm ⁇ x 28 mm length and grip part: 24 mm ⁇ were collected, and then subjected to soft nitriding It was.
  • the part where the cracks did not occur was the sampling position of the test piece.
  • the 26 mm ⁇ part rolling surface of the roller pitching test piece was left as soft nitrided (no polishing).
  • roller pitching test conditions were a slip rate of ⁇ 40%, automatic transmission oil (Mitsubishi ATF SP-III) as a lubricating oil, and an oil temperature of 80 ° C.
  • the large roller used was a carburizing and quenching product of Crowning R150mm SCM420H.
  • Tables 3 and 4 show the results of the tests described above.
  • Nos. 1 to 19 and 50 to 59 are invention examples
  • Nos. 20 to 48 and 60 to 66 are comparative examples
  • No. 49 is a conventional example obtained by carburizing JIS SCr420 equivalent steel.
  • Invention Examples Nos. 1 to 19 and 50 to 59 are all excellent in fatigue strength as compared with Conventional Example No. 49 subjected to carburizing treatment. Further, the machinability before soft nitriding of Nos. 1 to 19 and 50 to 59 is superior to that of the conventional example No. 49.
  • the nitrocarburized materials No. 1 to 19 and No. 50 to 59 It was confirmed that 500 or more fine precipitates having a particle size of less than 10 nm containing V and Nb were dispersed and precipitated per 1 ⁇ m 2 in the bainite phase. From this result, it is considered that the nitrocarburized material according to the present invention exhibited high fatigue strength due to the fine precipitates.
  • Comparative Examples Nos. 20 to 48 the component composition or the obtained steel structure was outside the scope of the present invention, so that there were many cracks during continuous casting, or the fatigue strength or machinability was poor. That is, No. 20 has a low heating temperature at the time of hot rolling, so that precipitates are not sufficiently dissolved and fatigue characteristics are inferior. Moreover, since the fraction of F + P structure is high, machinability is also low after hot rolling. In No. 21, since the hot rolling finishing temperature is too low, the bainite fraction of the structure is low and the machinability is inferior. Further, since the fraction of the F + P structure is high, fine precipitates are not generated after soft nitriding, and the fatigue characteristics are low. Nos.
  • No. 28 has a low soft nitriding temperature, so the depth of the hardened layer is thin and the fatigue strength is inferior.
  • No. 29 has a high nitrocarburizing temperature, so that nitrocarburizing is not sufficient and fine precipitates are not sufficiently precipitated. Therefore, the fatigue strength is low.

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Abstract

　軟窒化処理前に硬化させることなく耐疲労性を確保することによって軟窒化処理前の機械加工性が確保された軟窒化用鋼を提供する。　Ｃ：0.01％以上0.20％未満、Si：1.0％以下、Mn：1.5％以上3.0％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.06％以下、Cr：0.30％以上3.0％以下、Mo：0.005％以上0.40％以下、Ｖ：0.02％以上0.5％以下、Nb：0.003％以上0.20％以下、Al：0.010％以上2.0％以下、Ti：0.005％超0.025％未満、Ｎ：0.0200％以下およびSb：0.0005％以上0.02％以下を、所定式を満足する範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成と、ベイナイト相の面積率が50％超の鋼組織と、を有するものとする。

Description

軟窒化用鋼および部品並びにこれらの製造方法
　本発明は、軟窒化用鋼およびその軟窒化用鋼から得られる部品、さらにこれらの製造方法に関する。該部品は、特に熱間鍛造性や軟窒化処理後において疲労特性に優れ、自動車用並びに建設機械用の部品として好適なものである。
　自動車の歯車等の機械構造部品には優れた疲労特性が要求され、その表面に硬化処理が施されるのが通例である。表面硬化処理としては、浸炭処理、高周波焼入処理および窒化処理などが良く知られている。
　このうち、浸炭処理は、高温のオーステナイト域においてＣを侵入・拡散させることから、深い硬化深さが得られ、疲労強度の向上に有効である。しかしながら、浸炭処理により熱処理歪が発生することから、静粛性等の観点より厳しい寸法精度が要求される部品には、その適用が困難であった。
　また、高周波焼入処理は、高周波誘導加熱により表層部を焼入れする処理であるため、やはり熱処理歪みが発生し、浸炭処理と同様に寸法精度に劣るものであった。
　一方、窒化処理はAｃ1変態点以下の比較的低温度域で窒素を侵入・拡散させて表面硬さを高める処理であるため、上記したような熱処理歪みが発生するおそれはない。しかしながら、処理時間が50～100時間と長く、また処理後に表層の脆い化合物層を除去する必要があるという問題があった。
　そのため、窒化処理と同程度の処理温度で、処理時間を短くした軟窒化処理が開発され、近年では機械構造用部品などを対象に広く普及している。この軟窒化処理は500～600℃の温度域でＮとＣを同時に侵入・拡散させて、表面を硬化するもので、従来の窒化処理と比較して処理時間を半分以下とすることが可能である。
　しかしながら、上述した浸炭処理では焼入硬化により芯部硬度を上昇させることが可能であるのに対し、軟窒化処理は鋼の変態点以下の温度で処理を行うものであるため、芯部硬度が上昇せず、軟窒化処理材は浸炭処理材と比較すると、疲労強度は劣るものであった。
　このような軟窒化処理材の疲労強度を高めるため、通常、軟窒化処理前に焼入・焼戻し処理を行い、芯部硬度を上昇させているが、得られる疲労強度は十分とは言い難く、また、製造コストが上昇し、さらに機械加工性も低下する。
　このような問題を解決するため、特許文献１では、鋼中に、NiやAl、Cr、Tiなどを含有させることによって軟窒化処理後に高い曲げ疲労強度が得られる、軟窒化用鋼が提案されている。
　すなわち、この鋼は、軟窒化処理により、芯部についてはNi－Al、Ni－Ti系の金属間化合物あるいはCu化合物で時効硬化させる一方、表層部については窒化層中にCr、Al、Ti等の窒化物や炭化物を析出硬化させることで、曲げ疲労強度を向上させている。
　また、特許文献２では、Cuを0.5～２％含有した鋼を、熱間鍛造で鍛伸後、空冷して、Cuが固溶したフェライト主体の組織とし、580℃、120分の軟窒化処理中にCuを析出硬化させ、さらにTi、ＶおよびNb炭窒化物の析出硬化も併用することで、軟窒化処理後において優れた曲げ疲労特性が得られる軟窒化用鋼が提案されている。
　特許文献３では、Ti-Mo炭化物、またそれらに更にNb、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を含む炭化物を分散させた軟窒化用鋼が提案されている。
　特許文献４には、Ｖ、Nbを含有する鋼において、窒化前の組織をベイナイト主体の組織とし、窒化前の段階におけるＶ、Nb炭窒化物の析出を抑制することによって、窒化時にこれら炭窒化物を析出させて、芯部硬度を上昇させた、疲労強度に優れる窒化用鋼材が提案されている。
特開平５－59488号公報 特開2002－69572号公報 特開2010－163671号公報 特開2013－166997号公報 特許第5567747号公報 特開2011－32537号公報
　しかしながら、特許文献１に記載の軟窒化鋼は、Ni－Al、Ni－Ti系の金属間化合物やCu等の析出硬化により曲げ疲労強度は向上するものの、加工性の確保が十分とは言い難く、Niを多量に含むため、生産コストが高くなるという問題があった。
　特許文献２に記載の軟窒化用鋼は、Cu、Ti、Ｖ、Nbを比較的多量に添加することが必要なため、生産コストが高いという問題があった。
また、特許文献３に記載の軟窒化用鋼は、Ti、Moを比較的多量に含むため、やはり高コストであるという問題があった。
　特許文献４、５に記載の窒化用鋼材は、被削性確保のため、Ｃ低減によりベイナイト硬さ上昇の抑制を図っている。Ｃを低減すると焼入性が低下し、ベイナイト組織が生成しづらくなるため、これを補うために、焼入性の向上に有効なMn、Cr、Moを添加し、ベイナイト組織の生成促進を図っている。しかしながら、連続鋳造により圧延素材を製造する際に、連鋳割れと呼ばれる鋳片表面の欠陥が生じやすく、製造性を低下させるという問題があった。
　また、特許文献６に記載の窒化用鋼は、連続鋳造時に表面割れが生じ易く、製造性に劣るという問題があった。
　本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、軟窒化処理前に硬化させることなく耐疲労性を確保することによって軟窒化処理前の機械加工性が確保された軟窒化用鋼を、その製造方法とともに提供することを目的とする。また、本発明は、機械加工後の軟窒化処理により表面硬さを高め、もって疲労特性を向上させることができる、軟窒化部品を、その製造方法とともに提供することを目的とする。
　さて、発明者らは、上記課題を解決するため、鋼の成分組成および組織の影響について鋭意検討を行った。
　その結果、鋼の成分組成を、ＶおよびNbを適正量含有させ、かつSbを微量添加して適正化し、さらに鋼組織としてベイナイト相を面積率で50％超とすることにより、優れた機械加工性が得られること、また軟窒化処理後には、芯部にＶおよびNbを含む微細な析出物を分散析出させて芯部硬さを上昇させることにより、優れた疲労特性が得られること、の知見を得た。
　本発明は、上記の知見に基づき、更に検討を加えた末に完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
　Ｃ：0.01％以上0.20％未満、
　Si：1.0％以下、
　Mn：1.5％以上3.0％以下、
　Ｐ：0.02％以下、
　Ｓ：0.06％以下、
　Cr：0.30％以上3.0％以下、
　Mo：0.005％以上0.40％以下、
　Ｖ：0.02％以上0.5％以下、
　Nb：0.003％以上0.20％以下、
　Al：0.010％以上2.0％以下、
　Ti：0.005％超0.025％未満、
　Ｎ：0.0200％以下および
　Sb：0.0005％以上0.02％以下
を、下記式を満足する範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成と、ベイナイト相の面積率が50％超の鋼組織と、を有する軟窒化用鋼。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
Ｃ：0.01％以上0.10％以下の場合
　(Ｓ/32)／(Ti/48)＋(Ｎ/14)／(Ti/48)≦13.0
Ｃ：0.10％超0.20％未満の場合
　２(Ｓ/32)／(Ti/48)＋３(Ｎ/14)／(Ti/48)≦35.0
２．前記鋼組成が、更に質量％で、
　Ｂ：0.0100％以下、
　Cu：0.3％以下および
　Ni：0.3％以下
のいずれか１種または２種以上を含有する前記１に記載の軟窒化用鋼。
３．前記鋼組成が、更に質量％で、
　Ｗ：0.3％以下、
　Co： 0.3％以下、
　Hf：0.2％以下および
　Zr： 0.2％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する前記１または２に記載の軟窒化用鋼。
４．前記鋼組成が、更に質量％で、
　Pb：0.2％以下、
　Bi：0.2％以下、
　Zn：0.2％以下および
　Sn：0.2％以下
のうち選ばれた１種または２種以上を含有する前記１、２または３に記載の軟窒化用鋼。
５．前記１から４のいずれかに記載の成分組成および鋼組織を有する芯部と、該芯部の成分組成に対して窒素および炭素の含有量が高い成分組成である表層部とを有する部品。
６．前記ベイナイト相中にＶおよびNbを含む析出物が分散している前記５に記載の部品。
７．質量％で、
　Ｃ：0.01％以上0.20％未満、
　Si：1.0％以下、
　Mn：1.5％以上3.0％以下、
　Ｐ：0.02％以下、
　Ｓ：0.06％以下、
　Cr：0.30％以上3.0％以下、
　Mo：0.005％以上0.40％以下、
　Ｖ：0.02％以上0.5％以下、
　Nb：0.003％以上0.20％以下、
　Al：0.010％以上2.0％以下、
　Ti：0.005％超0.025％未満、
　Ｎ：0.0200％以下および
　Sb：0.0005％以上0.02％以下
を、下記式を満足する範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼に、加熱温度：950℃以上および仕上温度：800℃以上の熱間加工を施し、その後、少なくとも700～550℃の温度域における冷却速度を0.4℃／ｓ超として冷却することを特徴とする軟窒化用鋼の製造方法。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
Ｃ：0.01％以上0.10％以下の場合
　(Ｓ/32)／(Ti/48)＋(Ｎ/14)／(Ti/48)≦13.0
Ｃ：0.10％超0.20％未満の場合
　２(Ｓ/32)／(Ti/48)＋３(Ｎ/14)／(Ti/48)≦35.0
８．前記鋼組成が、更に質量％で、
　Ｂ：0.0100％以下、
　Cu：0.3％以下および
　Ni：0.3％以下
のいずれか１種または２種以上を含有する前記７に記載の軟窒化用鋼の製造方法。
９．前記鋼組成が、更に質量％で、
　Ｗ：0.3％以下、
　Co：0.3％以下、
　Hf：0.2％以下および
　Zr：0.2％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する前記７または８に記載の軟窒化用鋼の製造方法。
１０．前記鋼組成が、更に質量％で、
　Pb：0.2％以下、
　Bi：0.2％以下、
　Zn：0.2％以下および
　Sn：0.2％以下
のうち選ばれた１種または２種以上を含有する前記７、８または９に記載の軟窒化用鋼の製造方法。
１１．前記７から１０のいずれかに記載の製造方法にて得られた軟窒化用鋼を、所望の形状に加工したのち、550～700℃および10分以上にて軟窒化処理を施すことを特徴とする部品の製造方法。
　本発明によれば、安価な成分系にて機械加工性に優れた軟窒化用鋼を得ることができる。そして、この軟窒化用鋼に軟窒化処理を施せば、浸炭処理を施した例えばJIS ＳCr420材と同等以上の疲労特性を有する部品を得ることができる。従って、この部品は、自動車等の機械構造部品に適用して極めて有用である。
軟窒化部品を製造する工程を示す概略図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明において、成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：0.01％以上0.20％未満
　Ｃは、ベイナイト相の生成および強度確保のために添加する。しかしながら、0.01％未満の場合、十分な量のベイナイト相が得られないだけでなく、軟窒化処理後にＶおよびNbの析出物量が不足し、強度確保が困難となるため、0.01％以上は添加する。一方、0.20％以上添加すると、生成したベイナイト相の硬さが増加し、機械加工性が低下するだけでなく、疲労特性がかえって低下するため、0.20％未満とする。より好ましくは0.04％以上0.18％以下である。
Si：1.0％以下
　Siは、脱酸ならびにベイナイト相の生成に有効なため添加する。Siの含有量が1.0％を超えると、フェライトおよびベイナイト相の固溶硬化により、被削性および冷間加工性を劣化させるため1.0％以下とする。好ましくは0.8％以下、より好ましくは0.7％以下である。なお、Siを脱酸に有効に寄与させるためには、添加量を0.01％以上とすることが好ましい。
Mn：1.5％以上3.0％以下
　Mnは、ベイナイト相の生成ならびに強度向上に有効なために添加する。しかしながら、Mn量が1.5％未満の場合、ベイナイト相の生成量が少なくなり、軟窒化処理前にＶおよびNbの析出物が生成するため、軟窒化前の硬さが増加する。加えて、軟窒化処理後におけるＶおよびNb析出物の絶対量が減少するため、軟窒化処理後の硬さが低下して強度確保が困難となる。従って、Mnは1.5％以上で添加する。一方、3.0％を超えると、連鋳割れを生じ易く、また、被削性および冷間加工性を劣化させるため、3.0％以下とする。好ましくは1.5％以上2.5％以下の範囲である。
Ｐ：0.02％以下
　Ｐは、オーステナイト粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより連鋳割れを生じ易くさせる。また、強度、靭性を低下させる。従って、Ｐの含有量は極力低下することが望ましいが、0.02％までは許容される。なお、Ｐを0.001％未満とするには高いコストを要することから、工業的には0.001％まで低減すればよい。
Ｓ：0.06％以下
　Ｓは、鋼中でMnSを形成し、被削性を向上させる有用元素であるが、0.06％を超えて含有させると靭性を損なうため、0.06％以下に制限する。さらに、含有量が0.06％を超えると連鋳割れが生じ易くなる。好ましくは0.04％以下である。
　なお、Ｓによる被削性向上効果を発現させるためには、Ｓ含有量を0.002％以上とすることが好ましい。
Cr：0.30％以上3.0％以下
　Crは、ベイナイト相の生成に有効なために添加する。さらに、軟窒化により窒化物を形成し、表面硬さを向上させる効果を有する。しかしながら、0.30％未満の場合、ベイナイト相の生成量が少なくなり、軟窒化処理前にＶおよびNbの析出物が生成するため、軟窒化前の硬さが増加する。加えて、軟窒化処理後におけるＶおよびNb析出物の絶対量が減少するため、軟窒化処理後の硬さが低下して強度確保が困難となる。従ってCr量は0.30％以上とする。一方、3.0％を超えると熱間延性が低下し、また、硬質化することで被削性を劣化させるため、3.0％以下とする。好ましくは0.5％以上2.0％以下の範囲、より好ましくは0.5％以上1.5％以下の範囲である。
Mo：0.005％以上0.40％以下
　Moは、焼入れ性を増し、ベイナイト相の生成を容易にする。その結果、ＶおよびNbの析出物を微細に析出させ、軟窒化処理材の強度を向上させる効果があり、本発明において重要な元素である。また、ベイナイト相の生成にも有効である。この強度向上のために、Moは0.005％以上で添加する。一方、0.40％を超えて添加すると、熱間延性が低下して連続鋳造での鋳片割れが生じ易くなり、またMoは高価な元素のために成分コストの上昇を招く。このため、0.005％以上0.40％以下の範囲とする。好ましくは0.015％以上0.3％以下の範囲、より好ましくは0.04％以上0.2％未満の範囲である。
Ｖ：0.02％以上0.5％以下
　Ｖは、軟窒化時の温度上昇により、Nbとともに微細析出物を形成して芯部硬さを増加させ、強度を向上させる重要な元素である。そのためには、Ｖ量を0.02％以上とする。一方、0.5％を超えると析出物が粗大化し、十分な強度向上効果が得られないことに加え連続鋳造時の割れを助長する。そのため、Ｖ添加量は0.5％以下とする。好ましくは0.03％以上0.3％以下の範囲、より好ましくは0.03％以上0.25％以下の範囲である。
Nb：0.003％以上0.20％以下
　Nbは、軟窒化時の温度上昇により、Ｖとともに微細析出物を形成して芯部硬さを増加させるため、疲労強度向上に極めて有効である。そのためには、Nb量を0.003％以上とする。一方、0.20％を超えると、析出物が粗大化して十分な強度向上効果が得られないことに加え連続鋳造時の割れを助長するため、その添加量を0.20％以下とする。好ましくは0.02％以上0.18％以下の範囲である。
Al：0.010％以上2.0％以下
　Alは、軟窒化処理後の表面硬さおよび有効硬化層深さの向上に有用な元素であり、積極的に添加する。また、熱間鍛造時におけるオーステナイト粒成長を抑制することによって、組織を微細化し靭性を向上させる上でも有用な元素である。このような観点から、0.010％以上の添加とする。一方、2.0％を超えて含有させてもその効果は飽和し、むしろ連続鋳造時の割れを助長し、成分コストの上昇を招く不利が生じるので、2.0％以下に限定する。好ましくは0.020％超1.5％以下の範囲であり、より好ましくは0.020％超1.2％以下の範囲である。
Ti：0.005％超0.025％未満
　Tiは、連続鋳造時の冷却割れや、曲げ連鋳機を用いた際の、曲げ－曲げ戻しの際の表面割れを防止する有用な元素であり、0.005％を超える範囲において積極的に添加する。一方、0.025％以上になると、粗大なTiNが発生し、疲労強度の低下を招くため、0.025％未満に限定する。好ましくは、0.012％超0.023％以下の範囲であり、より好ましくは0.015％以上0.022％以下である。
Ｎ：0.0200％以下
　Ｎは、鋼中で炭窒化物を形成し、軟窒化処理材の強度を向上させる有用な元素であり、好ましくは0.0020％以上で添加する。一方、0.0200％を超えると、形成する炭窒化物が粗大化して鋼材の靭性を低下させる。また、鋳片の表面割れが生じ、鋳片品質が低下する。このため、Ｎは0.0200％以下の範囲に限定する。より好ましくは、0.0180％以下である。
Sb：0.0005％以上0.02％以下
　Sbは、鋳造時ならびに熱間圧延や熱間鍛造時の粒界酸化や表面割れを抑制し、製品の表面品質を向上させる効果がある。Sbの添加量が0.0005％に満たないと添加効果に乏しい。一方、0.02％を超えて添加しても効果が飽和し、成分コストの上昇を招くことに加え、粒界等に偏析し母材靭性が低下するため、添加する場合は0.0005％以上0.02％以下の範囲に限定する。より好ましくは、0.0010％以上0.01％以下とする。
　さらに、本発明では、Ｃ含有量に応じて、下記の式を満足させる必要がある。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
Ｃ：0.01％以上0.10％以下の場合
　(Ｓ/32)／(Ti/48)＋(Ｎ/14)／(Ti/48)≦13.0
Ｃ：0.10％超0.20％未満の場合
　２(Ｓ/32)／(Ti/48)＋３(Ｎ/14)／(Ti/48)≦35.0
　発明者らは、連続鋳造時に鋼に割れが発生する原因について調査を行い、連続鋳造時に生成する粒界フェライトへの粗大なMnＳの析出が、割れの要因となっているとの知見を得た。そこで、粒界フェライトへのMnＳの析出を抑制すべく検討を行ったところ、MnＳの析出には、鋼中のＣ、Ti、ＳおよびＮの含有量が密接に関係しており、これら元素の含有量を調整することによって、粒界フェライトへのMnＳの析出を抑制して、連続鋳造時の割れを抑制できることがわかった。すなわち、Ｃ、Ti、ＳおよびＮについて、パラメータを上記範囲とすることにより、ＳをTi炭硫化物として析出させ、連続鋳造時に生成する粒界フェライトへの粗大なMnＳの析出を抑制し、連鋳割れを抑制することができる。
　以上が本発明の基本成分組成であるが、更に、必要に応じて、Ｂ：0.0100％以下、Cu：0.3％以下およびNi：0.3％以下のいずれか１種または２種以上、Ｗ：0.3％以下、Co： 0.3％以下、Hf：0.2％以下およびZr：0.2％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、そしてPb：0.2％以下、Bi：0.2％以下、Zn：0.2％以下およびSn：0.2％以下のうち選ばれた１種または２種以上、を添加することができる。各元素の添加理由は次のとおりである。
Ｂ：0.0100％以下
　Ｂは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト組織の生成を促進する効果を有するため、好ましくは、0.0003％以上で添加する。一方、0.0100％を超えて添加すると、ＢがBNとして析出し、焼入れ性向上効果が飽和するだけでなく、成分コストの上昇を招くため、添加する場合は0.0100％以下の範囲に限定する。より好ましくは、0.0005％以上0.0080％以下とする。
Cu：0.3％以下
　Cuは、軟窒化処理中にFeやNiと金属間化合物を形成し、析出硬化によって軟窒化処理材の強度を向上させる有用元素であり、ベイナイト相の生成にも有効である。Cu量が0.3％を超えると、熱間加工性が低下するため、Cuは0.3％以下の範囲で添加する。好ましくは、0.05～0.25％の範囲である。
Ni：0.3％以下
　Niは、焼入れ性を増大し、低温脆性を抑制する効果を有する。Ni量が0.3％を超えると、硬度が上昇して被削性に悪影響を及ぼすばかりでなく、コスト的にも不利になるため、Niは0.3％以下の範囲に限定する。好ましくは、0.05～0.25％の範囲である。
Ｗ：0.3％以下、Co：0.3％以下、Hf：0.2％以下、Zr：0.2％以下
　Ｗ、Co、HfおよびZrはいずれも鋼の強度向上に有効な元素であり、好ましくは0.01％以上で添加することができる。一方、ＷおよびCoはそれぞれ0.3％、HfおよびZrはそれぞれ0.2％を超えての添加は靭性を低下させることから、ＷおよびCoはそれぞれ0.3％を上限とし、HfおよびZrはそれぞれ0.2％を上限とする。なお、より好しくは、Ｗ：0.01～0.25％、Co：0.01～0.25％、Hf：0.01～0.15％、Zr：0.01～0.15％である。
Pb：0.2％以下、Bi：0.2％以下、Zn：0.2％以下、Sn：0.2％以下
　Pb、Bi、ZnおよびSnは、鋼の被削性を向上させる効果を有する元素であり、好ましくは0.02％以上で添加することができる。一方、0.2％を超えての添加は強度や靭性を低下させることから、0.2％を上限とする。
　鋼の成分組成は、上記した元素および残部のFeおよび不可避的不純物を有すればよいが、上記した元素および残部のFeおよび不可避的不純物からなることが好ましい。
　次に、本発明の軟窒用鋼における鋼組織について説明する。
［ベイナイト相：面積率で50％超］
　本発明では、ベイナイト相を組織全体に対する面積率で50％超とすることが、極めて重要である。
　さて、本発明で所期したところは、軟窒化処理時にＶおよびNbの析出物を分散析出させ、これによって窒化層および芯部硬度を上昇させ、軟窒化処理後の疲労強度を向上させることにある。すなわち、軟窒化処理前にＶおよびNbの析出物が多量に存在していると、通常軟窒化処理前に行われる切削加工時の被削性の観点からは不利である。また、ベイナイト変態過程では、フェライト－パーライト変態過程に比べ、母相中にＶおよびNb析出物が生成しにくい。従って、本発明の軟窒化用鋼の鋼組織すなわち軟窒化処理前の鋼組織は、ベイナイト相を主体とする。具体的には、ベイナイト相を組織全体に対する面積率で50％超とする。好ましくは60％超、より好ましくは80％超であり、100％であってもよい。
　なお、ベイナイト相以外の組織としては、フェライト相やパーライト相等が考えられるが、これらの組織は少ないほど好ましいのは言うまでもない。
　ここに、各相の面積率は、得られた軟窒化用鋼から試験片を採取し、圧延方向に平行な垂直断面(Ｌ断面)について、該断面を研磨後にナイタールで腐食し、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡(SEM)を用い、断面組織観察(200倍の光学顕微鏡組織観察)により相の種類を同定し、各相の面積率を求める。
［ベイナイト相中にＶおよびNbを含む析出物が分散］
　また、本発明の軟窒化部品では、本発明の軟窒化用鋼に軟窒化処理を施し、ベイナイト相中にＶおよびNbを含む析出物を分散析出させることが好ましい。なぜなら、表層軟窒化部以外の芯部組織中にＶおよびNbを含む析出物を分散析出させることで、硬さが上昇し、軟窒化処理後の疲労強度が顕著に向上するからである。
　ここで、芯部とは、軟窒化による表面化合物層および硬化層を除く領域を意味するが、芯部以外についてもベイナイト相中には、Ｖ、Nbを含む析出物を分散させることが好ましい。
　また、ベイナイト相中のＶおよびNbを含む析出物の平均粒径は10nm未満とし、単位面積１μｍ2当たり500個以上分散析出させることが、軟窒化処理後の析出強化に該析出物を寄与させる上で好ましい。なお、析出物の粒径の測定限界は、１nm程度である。
　なお、軟窒化処理を施して得られる部品は、表層に軟窒化層を有するものとなる。この部品は、表層部（芯部以外の部分）が、芯部の成分組成に対して炭素および窒素の含有量が高い成分組成となる。
　次に、本発明の軟窒化用鋼および軟窒化部品の製造方法について説明する。
　図１に、本発明に係る軟窒化用鋼である棒鋼を用いて軟窒化部品を製造する際の、代表的な製造工程を示す。ここで、Ｓ１は素材となる棒鋼の製造工程、Ｓ２は搬送工程、Ｓ３は製品(軟窒化部品)仕上げ工程である。
　まず、棒鋼製造工程(Ｓ１)で、鋳片を熱間圧延して鋼片とし、その後、鋼片を熱間圧延によって棒鋼とする。その後、品質検査を経て、出荷する。
　そして、搬送(Ｓ２)後、製品(軟窒化部品)仕上げ工程(Ｓ３)で、該棒鋼を所定の寸法に切断し、熱間鍛造あるいは冷間鍛造を行い、必要に応じてドリル穿孔や旋削等の切削加工で所望の形状(例えば、ギア製品やシャフト部品)とした後、軟窒化処理を行って、製品とする。
　また、熱間圧延材をそのまま旋削やドリル穿孔等の切削加工で所望の形状に仕上げ、その後軟窒化処理を行い製品とすることもある。なお、熱間鍛造の場合、熱間鍛造後に冷間矯正が行われる場合がある。また、最終製品にペンキやメッキ等の皮膜処理がなされる場合もある。
　本発明の軟窒化用鋼の製造方法では、軟窒化処理直前の熱間加工工程において、熱間加工時の加熱温度、加工温度を特定の条件とすることにより、前述のようなベイナイト相を主体とした組織とし、かつＶおよびNbの析出物の生成を抑制する。
　ここに、軟窒化処理直前の熱間加工とは、主に熱間圧延および熱間鍛造のいずれかを意味するが、熱間圧延後にさらに熱間鍛造を行ってもよい。なお、熱間圧延後、冷間鍛造を行ってもよいのは言うまでもない。
　ここで、軟窒化処理直前の熱間加工工程が熱間圧延工程である場合、すなわち、熱間圧延後に熱間鍛造を行わない場合は、熱間圧延工程において以下に示す条件を満足させる必要がある。
［圧延加熱温度：950℃以上］
　熱間圧延工程では、圧延材に粗大な炭窒化物が析出し疲労強度を損なわないよう、溶解時から残存する炭化物を固溶させる。ここで、圧延加熱温度が950℃に満たないと、溶解時から残存する炭化物が十分に固溶しづらくなる。このため、圧延加熱温度は950℃以上とする。好ましくは、960～1250℃とする。
［圧延仕上げ温度：800℃以上］
　圧延仕上げ温度が800℃未満の場合、フェライト相が生成するため、軟窒化処理前の鋼組織を面積率で50％超のベイナイト相とする上で不利となる。また、圧延負荷も高くなる。従って、圧延仕上げ温度は800℃以上とする。なお、上限値については、1100℃を超えると、結晶粒が粗大化し、熱間圧延後の切削加工時に表面性状が低下したり、冷間鍛造性が低下したりする。このため、圧延仕上げ温度の上限は1100℃とすることが好ましい。
［圧延後の少なくとも700～550℃の温度域における冷却速度：0.4℃/ｓ超］
　圧延後の少なくとも700～550℃の温度域における冷却速度が0.4℃/ｓ以下となると、部品成型前に微細析出物が析出し硬質化することによって、切削加工時に切削抵抗が増大し、工具寿命が低下する。このため、微細析出物の析出温度範囲である少なくとも700～550℃の温度域においては、圧延後の冷却速度を、微細析出物が得られる限界冷却速度である0.4℃/ｓを超える速度とする。なお、上限値については、200℃/ｓを超えると、硬質なマルテンサイト相が生成し、被削性が大きく低下するため、200℃/ｓとすることが好ましい。
　また、窒化処理直前の熱間加工工程が熱間鍛造工程である場合、すなわち、熱間鍛造のみを行う場合または熱間圧延後に熱間鍛造を行う場合は、熱間鍛造工程において以下に示す条件を満足させる。なお、熱間鍛造前に熱間圧延を行う場合には、熱間鍛造が以下の条件を満足していれば、熱間圧延は上記条件を必ずしも満足していなくてもよい。
［鍛造加熱温度：950℃以上］
　熱間鍛造では、ベイナイト相を組織全体に対する面積率で50％超とするため、および、熱間鍛造後の冷間矯正や被削性の観点から微細析出物の析出を抑制するため、熱間鍛造時の加熱温度を950℃以上とする。好ましくは960～1250℃とする。
［鍛造仕上げ温度：800℃以上］
　鍛造仕上げ温度が800℃未満の場合、フェライト相が生成するため、軟窒化処理前の鋼組織を面積率で50％超のベイナイト相とする上で不利となる。また、鍛造負荷も高くなる。従って、鍛造仕上げ温度は800℃以上とする。なお、上限値については、1100℃を超えると、結晶粒が粗大化し、熱間鍛造後の切削加工時に表面性状が低下したりする。このため、鍛造仕上げ温度の上限は1100℃とすることが好ましい。
［鍛造後の少なくとも700～550℃の温度域における冷却速度：0.4℃/ｓ超］
　鍛造後の少なくとも700～550℃の温度域における冷却速度が0.4℃/ｓ以下となると、部品成型前に微細析出物が析出し、硬質化することによって切削加工時に切削抵抗が増大し、工具寿命が低下する。このため、微細析出物の析出温度範囲である少なくとも700～550℃の温度域においては、鍛造後の冷却速度を、微細析出物が得られる限界冷却速度である0.4℃/ｓを超える速度とする。なお、上限値については、200℃/ｓを超えると、硬質なマルテンサイト相が生成し、被削性が大きく低下するため、200℃/ｓとすることが好ましい。
　次に、得られた圧延材または鍛造材に対して切削加工等を施して部品形状とし、その後、以下の条件で軟窒化処理を行って軟窒化部品を製造することができる。
［軟窒化処理条件］
　軟窒化処理は、微細析出物を析出させるように、軟窒化処理温度を550～700℃、処理時間を10分以上として行う。ここに、軟窒化処理温度を550～700℃の範囲とするのは、550℃に満たないと十分な量の析出物が得られず、700℃を超えるとオーステナイト域となり軟窒化が困難となるからである。より好ましくは550～630℃の範囲である。
　なお、軟窒化処理ではＮとＣを同時に浸入・拡散させるので、NH3やＮ2といった浸窒性ガスと、CO2やCOといった浸炭性ガスの混合雰囲気、例えばNH3：Ｎ2：CO2＝50：45：５の雰囲気で軟窒化処理を行えばよい。
　以下、本発明の実施例について具体的に説明する。
　表１および２に示す組成の鋼(No.１～51)を連続鋳造機にて断面300mm×400mm×長さ8000mmの鋳片とした。その際、表面における割れの有無を調査した。すなわち、鋳片表面を長手方向に観察し、長さ10mm以上の割れの有無を観察した。鋼片表面割れは、１ｍ2当たりの割れの個数を求め、Ａ：なし、Ｂ：１～４個／ｍ2、Ｃ：５個以上／ｍ2の指標を用いて評価し、ＡおよびＢの判定のものを合格とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　この鋳片を1200℃で30分の均熱後に熱間圧延にて一辺が150mmの矩形断面の鋼片とした。次いで、表３および４に示す、加熱温度、圧延仕上げ温度の条件で熱間圧延し、60mmφの棒鋼とした。その後、700～550℃の範囲を表３および４に示す冷却速度として、室温まで冷却し熱間圧延まま素材とした。なお、鋼種34はJIS SCr420に相当する鋼である。
　これらの熱間圧延まま素材をさらに、表３および４に示す条件で熱間鍛造して、30mmφの棒鋼とし、その後、700～550℃の範囲を表３および４に示す冷却速度として、室温まで冷却した。
　かくして得られた熱間鍛造材および一部については熱間圧延まま素材について、被削性を外周旋削試験により評価した。熱間鍛造材または熱間鍛造を施さなかったものについては熱間圧延まま素材を、200mm長さに切断したものを試験材として用いた。切削工具としては、フォルダーが三菱マテリアル社製CSBNR 2020、また、チップは同じく三菱マテリアル社製SNGN　120408　UTi20高速度工具鋼を用いた。外周旋削試験の条件は、切り込み量1.0mm、送り速度0.25mm／rev、切削速度200m/minで、潤滑剤は用いなかった。評価項目としては、工具磨耗量（逃げ面磨耗量）が0.2mmとなるまでの時間を工具寿命とした。
　また、上記した熱間鍛造材または熱間鍛造を施さなかったものについては熱間圧延まま素材について、組織観察および硬度測定を行った。組織観察では、前述した方法により、相の種類を同定するとともに、各相の面積率を求めた。
　硬度測定では、ビッカース硬度計を用い、JIS Ｚ2244に準拠して表面から径方向へ直径の１／４深さ位置（以下、この位置を供試材における芯部とする）の硬さを2.94Ｎ(300gf)の試験荷重で５点測定し、その平均値を硬さHVとした。
　ついで、鋼種１～33については、上記の熱間鍛造後にさらに軟窒化処理を施した。なお、鋼種１については熱間鍛造を行わない事例が含まれ、この場合は熱間圧延の後にさらに軟窒化処理を施した。一方、鋼種34の熱間鍛造材については、比較のため、浸炭処理を施した。
　軟窒化処理は、NH3：Ｎ2：CO2＝50：45：５の雰囲気で525～620℃に加熱し、3.5時間保持することによって行った。
　一方、浸炭処理は、930℃で３時間浸炭し、850℃に40分保持後に油冷し、さらに170℃で１時間焼戻すことにより行った。
　かくして得られた軟窒化および浸炭熱処理材について、組織観察、硬度測定および疲労特性の評価を行った。
　ここで、組織観察は、軟窒化処理前と同様に、前述した方法により相の種類を同定するとともに、各相の面積率を求めた。
　硬度測定は、上記熱処理材の表面硬さを表面から0.05mm深さの位置で、芯部硬さを芯部でそれぞれ測定した。また、表面硬さおよび芯部硬さの測定はいずれも、ビッカース硬度計を用い、JIS Ｚ2244に準拠して芯部の硬さを2.94Ｎ(300gf)の試験荷重で６点測定し、その平均値をそれぞれ表面硬さHV、芯部硬さHVとした。さらに、硬化層深さは、HV520となる表面からの深さと定義して測定した。
　また、軟窒化材ならびに浸炭材の芯部から、透過電子顕微鏡観察用の試料を、ツインジェット法を用いた電解研磨法により作製し、得られた試料について、加速電圧を200Ｖとした透過電子顕微鏡を用いて析出物の観察を行った。さらに観察される析出物の組成をエネルギー分散型Ｘ線分光装置(EDX)により求めた。
　疲労特性評価は、ローラーピッチング試験を行い、107回での疲労強度を求めた。疲労試験片は、上記の熱間圧延まま素材または熱間鍛造材の長手方向と平行に、平行部：26mmφ×28mm長さおよび掴み部：24mmφの試験片を採取し、その後軟窒化処理を行った。ここで、鋳片表面の割れの有無の評価がＢ又はＣのものについては、割れの発生箇所でない部分が試験片の採取位置となるようにした。ローラーピッチング試験片の26mmφ部転走面は軟窒化まま（研磨なし）とした。ローラーピッチング試験条件は、すべり率－40％で、潤滑油としてオートマチックトランスミッションオイル（三菱ATF ＳP-III）を用い、油温80℃で行った。大ローラーはクラウニングＲ150mmのSCM420Hの浸炭焼入品を使用した。
　表３および４に上記した各試験の結果を示す。No.１～19および50～59が発明例、No.20～48および60～66が比較例、No.49がJIS SCr420相当鋼に浸炭処理を施した従来例である。
　表３および４から明らかなように、発明例No.１～19および50～59はいずれも、浸炭処理を施した従来例No.49に比べて、疲労強度が優れている。また、No.１～19および50～59の軟窒化処理前の被削性についても、従来例No.49よりも優れている。
　さらに、透過型電子顕微鏡による析出物の観察およびエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による析出物組成の調査の結果、No.１～19およびNo.50～59の軟窒化処理材には、ベイナイト相中にＶ、Nbを含む粒径10nm未満の微細な析出物が１μｍ2当たり500個以上分散析出していることが確認できた。この結果から、本発明に従う軟窒化処理材は、上記の微細析出物により高い疲労強度を示したものと考えられる。
　一方、比較例No.20～48は、成分組成あるいは得られた鋼組織が本発明の範囲外であったため、連続鋳造時に割れが多いか、疲労強度あるいは被削性に劣っている。
　すなわち、No.20は、熱間圧延時の加熱温度が低いため、析出物が十分に固溶せず、疲労特性も劣っている。また、Ｆ＋Ｐ組織の分率が高いため、熱間圧延後に被削性も低位である。
　No.21は、熱間圧延の仕上げ温度が低すぎるため、組織のベイナイト分率が低く、被削性が劣っている。また、Ｆ＋Ｐ組織の分率が高いため、軟窒化後に微細析出物が生成しないため、疲労特性も低位である。
　No.22、23は、熱間圧延後の冷却速度が遅いため、適正量のベイナイト相が得られず、また軟窒化処理による微細析出物の生成量が少ないため析出強化が不足し、発明例に比べ疲労強度が低い。また、被削性も低位である。
　No.24は、熱間鍛造時の加熱温度が低いため、析出物が十分に固溶せず、疲労特性も劣っている。また、Ｆ＋Ｐ組織の分率が高いため、熱間鍛造後の被削性も低位である。
　No.25は、熱間鍛造の仕上げ温度が低すぎるため、組織のベイナイト分率が低く、被削性が劣っている。また、Ｆ＋Ｐ組織の分率が高いため、軟窒化後に微細析出物が生成しないため、疲労特性も低位である。
　No.26、27は、熱間鍛造後の冷却速度が遅いため、適正量のベイナイト相が得られず、また軟窒化処理による微細析出物の生成量が少ないため析出強化が不足し、発明例に比べ疲労強度が低い。また、被削性も低位である。
　No.28は、軟窒化処理温度が低いため、硬化層深さが薄く、疲労強度が劣っている。
　No.29は、軟窒化処理温度が高いため、軟窒化が十分になされず、また、微細析出物の析出が十分でない。そのため、疲労強度が低位である。
　No.30は、Ｃが適正範囲を超えているため、軟窒化処理前の熱間鍛造材の硬さが増加し、被削性が低下している。
　No.31は、Si量が適正範囲を超えているため、軟窒化処理前の熱間鍛造材の硬さが増加し、被削性が低下している。
　No.32は、Mn量が適正範囲に満たないため、軟窒化処理前の熱間鍛造材の鋼組織がフェライト相－パーライト相主体となっている。このため、組織中にＶおよびNb析出物が析出して軟窒化処理前の硬さが増加し、被削性が低下している。
　No.33は、Mn量が適正範囲を超えているため、連続鋳造時に割れが多く生じている。また、軟窒化処理前にマルテンサイト相が生成し、被削性が低くなっている。
　No.34は、Ｐ量が適正範囲を超えているため、連続鋳造時に割れが多く生じている。また、疲労強度も低くなっている。
　No.35は、Ｓ量が適正範囲を超えており、上記した式（１）の左辺の値が本発明の範囲外であるため、連続鋳造時に割れが多く生じている。
　No.36は、Cr量が適正範囲に満たないため、軟窒化処理前の熱間鍛造材の鋼組織がフェライト相－パーライト相主体となっている。このため、組織中に粗大なＶおよびNb析出物が析出して軟窒化処理前の硬さが増加し、疲労強度が低下している。
　No.37は、Cr量が適正範囲を超えており、連続鋳造時に割れが多く生じている。また、熱間鍛造後の硬さも高いため、被削性が劣っている。
　No.38は、Mo量が適正範囲に満たないため、焼入れ性が低下し、ベイナイト相の生成が不十分である。その結果、軟窒化処理後の微細析出物の生成量が少なく、十分な芯部硬さが得られていない。このため、従来例No.49に比べて疲労強度が低い。
　No.39は、Ｖ量が適正範囲に満たないため、軟窒化処理後の微細析出物の生成量が少なく、十分な芯部硬さが得られていない。このため、従来例No.49に比べて疲労強度が低い。
　No.40は、Ｖ量が適正範囲を超えており、連続鋳造時に割れが多く生じている。
　No.41は、Nb量が適正範囲に満たないため、軟窒化処理後の微細析出物の生成量が少なく、十分な芯部硬さが得られていない。このため、従来例No.49に比べて疲労強度が低い。
　No.42は、Nb量が適正範囲を超えており、連続鋳造時に割れが多く生じている。
　No.43は、Al量が適正範囲に満たないため、十分な軟窒化処理後の表面硬さおよび有効硬化深さが得られず、従来例No.49に比べて疲労強度が低い。
　No.44は、Al量が適正範囲を超えているため、連続鋳造時に割れが多く生じている。
　No.45は、Ti量が適正範囲を満たさず、連続鋳造時に割れが多く生じている。
　No.46は、Ti量が適正範囲をこえているため、疲労強度が低い。
　No.47は、Ｎ量が適正範囲を超えているため、連続鋳造時に割れが多く生じている。
　No.48は、Sb量が適正範囲に満たないため、連続鋳造時に割れが多く生じている。
　No.60は、Mo量が適正範囲を超えているため、連続鋳造時に割れが多く生じている。
　No.61,62は、Ti量が適正範囲に満たないため、連続鋳造時に割れが多く生じている。
　No.63は、Ti量が適正範囲を超えているため、疲労強度が低い。
　No.64は、上記した式（１）の左辺の値が13.0を超えているため、連続鋳造時に割れが多く生じている。
　No.65は、上記した式（１）の左辺の値が35.0を超えているため、連続鋳造時に割れが多く生じている。
　No.66は、Sb量が適正範囲に満たないため、連続鋳造時に割れが多く生じている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004

Claims (11)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：0.01％以上0.20％未満、
    　Si：1.0％以下、
    　Mn：1.5％以上3.0％以下、
    　Ｐ：0.02％以下、
    　Ｓ：0.06％以下、
    　Cr：0.30％以上3.0％以下、
    　Mo：0.005％以上0.40％以下、
    　Ｖ：0.02％以上0.5％以下、
    　Nb：0.003％以上0.20％以下、
    　Al：0.010％以上2.0％以下、
    　Ti：0.005％超0.025％未満、
    　Ｎ：0.0200％以下および
    　Sb：0.0005％以上0.02％以下
    を、下記式を満足する範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成と、ベイナイト相の面積率が50％超の鋼組織と、を有する軟窒化用鋼。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    Ｃ：0.01％以上0.10％以下の場合
    　(Ｓ/32)／(Ti/48)＋(Ｎ/14)／(Ti/48)≦13.0
    Ｃ：0.10％超0.20％未満の場合
    　２(Ｓ/32)／(Ti/48)＋３(Ｎ/14)／(Ti/48)≦35.0
  2. 　前記鋼組成が、更に質量％で、
    　Ｂ：0.0100％以下、
    　Cu：0.3％以下および
    　Ni：0.3％以下
    のいずれか１種または２種以上を含有する請求項１に記載の軟窒化用鋼。
  3. 　前記鋼組成が、更に質量％で、
    　Ｗ：0.3％以下、
    　Co：0.3％以下、
    　Hf：0.2％以下および
    　Zr：0.2％以下
    のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の軟窒化用鋼。
  4. 　前記鋼組成が、更に質量％で、
    　Pb：0.2％以下、
    　Bi：0.2％以下、
    　Zn：0.2％以下および
    　Sn：0.2％以下
    のうち選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１、２または３に記載の軟窒化用鋼。
  5. 　請求項１から４のいずれかに記載の成分組成および鋼組織を有する芯部と、該芯部の成分組成に対して窒素および炭素の含有量が高い成分組成である表層部とを有する部品。
  6. 　前記ベイナイト相中にＶおよびNbを含む析出物が分散している請求項５に記載の部品。
  7. 　質量％で、
    　Ｃ：0.01％以上0.20％未満、
    　Si：1.0％以下、
    　Mn：1.5％以上3.0％以下、
    　Ｐ：0.02％以下、
    　Ｓ：0.06％以下、
    　Cr：0.30％以上3.0％以下、
    　Mo：0.005％以上0.40％以下、
    　Ｖ：0.02％以上0.5％以下、
    　Nb：0.003％以上0.20％以下、
    　Al：0.010％以上2.0％以下、
    　Ti：0.005％超0.025％未満、
    　Ｎ：0.0200％以下および
    　Sb：0.0005％以上0.02％以下
    を、下記式を満足する範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼に、加熱温度：950℃以上および仕上温度：800℃以上の熱間加工を施し、その後、少なくとも700～550℃の温度域における冷却速度を0.4℃／ｓ超として冷却することを特徴とする軟窒化用鋼の製造方法。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    Ｃ：0.01％以上0.10％以下の場合
    　(Ｓ/32)／(Ti/48)＋(Ｎ/14)／(Ti/48)≦13.0
    Ｃ：0.10％超0.20％未満の場合
    　２(Ｓ/32)／(Ti/48)＋３(Ｎ/14)／(Ti/48)≦35.0
  8. 　前記鋼組成が、更に質量％で、
    　Ｂ：0.0100％以下、
    　Cu：0.3％以下および
    　Ni：0.3％以下
    のいずれか１種または２種以上を含有する請求項７に記載の軟窒化用鋼の製造方法。
  9. 　前記鋼組成が、更に質量％で、
    　Ｗ：0.3％以下、
    　Co： 0.3％以下、
    　Hf：0.2％以下および
    　Zr： 0.2％以下
    のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項７または８に記載の軟窒化用鋼の製造方法。
  10. 　前記鋼組成が、更に質量％で、
    　Pb：0.2％以下、
    　Bi：0.2％以下、
    　Zn：0.2％以下および
    　Sn：0.2％以下
    のうち選ばれた１種または２種以上を含有する請求項７、８または９に記載の軟窒化用鋼の製造方法。
  11. 　請求項７から１０のいずれかに記載の製造方法にて得られた軟窒化用鋼を、所望の形状に加工したのち、550～700℃および10分以上にて軟窒化処理を施すことを特徴とする部品の製造方法。
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