WO2017043609A1 - 窒化処理鋼部品及びその製造方法 - Google Patents

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WO2017043609A1
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compound layer
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崇秀 梅原
将人 祐谷
大藤　善弘
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a nitrided steel part, particularly a nitrided steel part such as a crankshaft having excellent bending straightness and bending fatigue characteristics, and a method for producing the same.
  • Steel parts used in automobiles and various industrial machines such as carburizing and quenching, induction hardening, nitriding, and soft nitriding are used to improve mechanical properties such as fatigue strength, wear resistance, and seizure resistance.
  • a surface hardening heat treatment is applied.
  • Nitriding treatment and soft nitriding treatment are performed in a ferrite region of A 1 point or less, and since there is no phase transformation during the treatment, heat treatment strain can be reduced. Therefore, nitriding treatment and soft nitriding treatment are often used for parts having high dimensional accuracy and large parts, and are applied to gears used for transmission parts of automobiles and crankshafts used for engines, for example.
  • Nitriding is a treatment method in which nitrogen penetrates the steel material surface.
  • the medium used for nitriding include gas, salt bath, and plasma.
  • Gas nitriding treatment with excellent productivity is mainly applied to automobile transmission parts.
  • a compound layer having a thickness of 10 ⁇ m or more is formed on the surface of the steel material, and further, a hardened layer that is a nitrogen diffusion layer is formed on the steel material layer below the compound layer.
  • the compound layer is mainly composed of Fe 2-3 N and Fe 4 N, and the hardness of the compound layer is extremely higher than that of steel as a base material. Therefore, the compound layer improves the wear resistance and pitting resistance of the steel part in the initial stage of use.
  • the compound layer has low toughness and low deformability, the interface between the compound layer and the mother layer may peel off during use, and the strength of the part may be reduced. For this reason, it is difficult to use the gas nitriding component as a component to which an impact stress or a large bending stress is applied.
  • the thickness of the compound layer can be controlled by the nitriding potential K N obtained by the following equation from the processing temperature of the nitriding treatment and the NH 3 partial pressure and the H 2 partial pressure.
  • the compound layer can be made thinner and further the compound layer can be eliminated.
  • the nitriding potential K N is lowered, it becomes difficult for nitrogen to penetrate into the steel. In this case, the hardness of the hardened layer becomes low and the depth becomes shallow. As a result, the fatigue strength, wear resistance, and seizure resistance of the nitrided parts are reduced.
  • there is a method of removing the compound layer by performing mechanical polishing or shot blasting on the nitrided part after the gas nitriding treatment In order to cope with this performance degradation, there is a method of removing the compound layer by performing mechanical polishing or shot blasting on the nitrided part after the gas nitriding treatment. However, this method increases the manufacturing cost.
  • Patent Document 2 proposes a gas nitriding method capable of forming a hardened layer (nitriding layer) without forming a compound layer.
  • the method of Patent Document 2 is a method in which an oxide film of a component is first removed by fluorination treatment, and then nitriding treatment is performed. is required.
  • Patent Document 1 Even if the nitriding parameter proposed by Patent Document 1 is useful for controlling the hardened layer depth, it does not improve the function as a part.
  • Patent Document 2 in the case of a method in which a non-nitriding jig is prepared and the fluorination treatment is first performed, there arises a problem of selection of the jig and an increase in work man-hours.
  • the object of the present invention is to solve the difficult problem of reducing the thickness of the compound layer with low toughness and low deformability and to increase the depth of the hardened layer, and to reduce the size and weight of parts or to demand high load capacity. It is an object of the present invention to provide a nitriding steel part excellent in bending straightness and bending fatigue characteristics and a nitriding method thereof that can be met.
  • the present inventors have studied a method of thinning a compound layer formed on the surface of a steel material by nitriding and obtaining a deep hardened layer. Furthermore, nitriding treatment at (particularly high during treatment with K N value), in the vicinity of the surface of the steel material, nitrogen was studied also to a method of suppressing the voids gasified is formed. In addition, the relationship between nitriding conditions, bending straightening properties, and bending fatigue properties was investigated. As a result, the present inventors obtained the following findings (a) to (d).
  • K N value is a NH 3 partial pressure of an atmosphere in a furnace (hereinafter referred to as “nitriding atmosphere” or simply “atmosphere”) in which gas nitriding is performed, and Using H 2 partial pressure, it is defined by the following formula.
  • K N (NH 3 partial pressure) / [(H 2 partial pressure) 3/2 ]
  • the K N value can be controlled by the gas flow rate. However, after setting the gas flow rate, a certain time is required until the nitriding atmosphere reaches an equilibrium state. For this reason, the K N value changes from moment to moment until the K N value reaches the equilibrium state. In addition, when the K N value is changed during the gas nitriding process, the K N value varies until the equilibrium state is reached.
  • K N value affects the compound layer, surface hardness, and hardened layer depth. Therefore, not only the target value of K N value, it is necessary to control in K N value range is also given range of variations in the gas nitriding process.
  • the inventors have a thin compound layer, few voids in the compound layer, and within a certain range of surface hardness. I found it excellent.
  • the generated compound layer is decomposed and used as a nitrogen supply source to the cured layer.
  • a gas nitriding treatment (high KN value treatment) with a high nitriding potential is performed to form a compound layer.
  • a gas nitriding process (low K N value process) is performed in which the nitriding potential is lower than that of the high K N value process.
  • the compound layer formed by the high K N value treatment is decomposed into Fe and N, and N diffuses to promote formation of a nitrogen diffusion layer (cured layer).
  • the compound layer can be made thinner in the nitrided part, the surface hardness can be increased, and the depth of the hardened layer can be increased.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the steel material contains one or two of Mo: 0.01 to less than 0.50% and V: 0.01 to less than 0.50% instead of part of Fe.
  • the steel material contains one or two of Cu: 0.01 to less than 0.50% and Ni: less than 0.01 to less than 0.50% instead of part of Fe.
  • the total processing time A is 1.5 to 10 hours comprising the step of subjecting said gas nitriding treatment, become the processing time and high K N value processing to X times, the subsequent processing time in the high K N value processing from a low K N value processing to Y hours, the high K
  • the N- value processing is obtained by the equation (2) because the nitriding potential K NX obtained by the equation (1) is 0.15 to 1.50
  • the average value K NXave of the nitriding potential K NX is 0.30 to 0.80, and the low K N value process is such that the nitriding potential K NY obtained by the equation (3) is 0.02 to 0.25.
  • K NYave of the nitriding potential K NY obtained by the equation (4) is 0.03 to 0.20
  • K Nave of the nitriding potential obtained by the equation (5) is 0.07 to 0.00 .
  • K NX (NH 3 partial pressure) X / [(H 2 partial pressure) 3/2 ] X (1)
  • the subscript i is a number representing the number of times of measurement at regular time intervals
  • X 0 is the measurement interval (time) of the nitriding potential K NX
  • Y 0 is the nitriding potential K.
  • K NXi is the nitriding potential in the i-th measurement during the high K N value processing
  • K NYi is the nitriding potential in the i-th measurement during the low K N value processing.
  • the steel material contains one or two of Mo: 0.01 to less than 0.50% and V: 0.01 to less than 0.50% instead of part of Fe.
  • the steel material may contain one or two of Cu: 0.01 to less than 0.50% and Ni: less than 0.01 to less than 0.50% instead of part of Fe.
  • the method for producing a nitrided steel part according to any one of [5] to [7].
  • the compound layer is thin, the formation of voids (porous layer) is suppressed, and furthermore, the nitriding process has a constant surface hardness and a deep hardened layer, and is excellent in bending straightness and bending fatigue characteristics. Steel parts can be obtained.
  • the average value K NXave nitride potential high K N value processing is a diagram showing the relationship between the surface hardness and the compound layer thickness.
  • the average value K NYave nitride potential low K N value processing is a diagram showing the relationship between the surface hardness and the compound layer thickness. It is a figure which shows the relationship between the average value KNave of nitriding potential, surface hardness, and a compound layer thickness. It is the shape of the square-shaped test piece for a static bending test used in order to evaluate a bending straightening property. It is the shape of a cylindrical test piece for evaluating bending fatigue characteristics.
  • C is an element necessary for securing the core hardness of the component. If the C content is less than 0.2%, the core strength is too low, and the bending fatigue strength is greatly reduced. When the content of C exceeds 0.6%, the high K N values during processing tends to increase the compound layer thickness, and the compound layer is less likely to decompose during low K N value processing. Therefore, it becomes difficult to reduce the thickness of the compound layer after the nitriding treatment, and the bending straightness and bending fatigue strength are greatly reduced.
  • a preferred range for the C content is 0.25 to 0.55%.
  • Si 0.05 to 1.5%
  • Si increases the core hardness by solid solution strengthening. It is also a deoxidizing element. In order to exhibit these effects, 0.05% or more is contained.
  • the Si content exceeds 1.5%, the strength after steel bar, wire rod, and hot forging becomes too high, so that the machinability is greatly lowered and the bending straightness is also lowered.
  • a preferred range for the Si content is 0.08 to 1.3%.
  • Mn increases the core hardness by solid solution strengthening. Furthermore, Mn forms fine nitrides (Mn 3 N 2 ) in the hardened layer during nitriding, and improves bending fatigue strength by precipitation strengthening. In order to obtain these effects, Mn needs to be 0.2% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.5%, the effect of increasing the bending fatigue strength is saturated. Furthermore, since the effective hardened layer depth becomes shallow, pitting strength and bending fatigue strength are lowered. Moreover, since the hardness after the steel bar used as a raw material, a wire, and hot forging becomes high too much, a bending straightening property and cutting workability will fall large. A preferable range of the Mn content is 0.4 to 2.3%.
  • P 0.025% or less
  • P is an impurity and segregates at the grain boundaries to embrittle the part. Therefore, the content is preferably small. If the P content exceeds 0.025%, the bending straightness and bending fatigue strength may be reduced. A preferable upper limit of the P content for preventing a decrease in bending straightness and bending fatigue strength is 0.018%. It is difficult to make the content completely zero, and the practical lower limit is 0.001%.
  • S 0.003 to 0.05%
  • S combines with Mn to form MnS and improves cutting workability. In order to obtain this effect, S needs to be 0.003% or more. However, when the S content exceeds 0.05%, coarse MnS is easily generated, and the bending straightness and bending fatigue strength are greatly reduced. A preferred range for the S content is 0.005 to 0.03%.
  • Cr forms fine nitride (CrN) in the hardened layer during nitriding, and improves bending fatigue strength by precipitation strengthening.
  • Cr needs to be 0.5% or more.
  • the Cr content exceeds 0.5%, the precipitation strengthening ability is saturated.
  • the effective hardened layer depth becomes shallow, pitting strength and bending fatigue strength are lowered.
  • the hardness after the steel bar, wire, and hot forging used as raw materials becomes too high, the bending straightness and the cutting workability are remarkably lowered.
  • a preferable range of the Cr content is 0.07 to 0.4%.
  • Al 0.01 to 0.05%
  • Al is a deoxidizing element, and 0.01% or more is necessary for sufficient deoxidation.
  • Al tends to form hard oxide inclusions, and if the Al content exceeds 0.05%, the bending fatigue strength is significantly reduced, and the desired bending can be achieved even if other requirements are satisfied. Fatigue strength cannot be obtained.
  • a preferable range of the Al content is 0.02 to 0.04%.
  • N combines with Al, V, and Ti to form AlN, VN, and TiN.
  • AlN, VN, and TiN have the effect of refining the structure of the steel material before nitriding by the pinning action of austenite grains and reducing the variation in mechanical properties of nitriding steel parts. This effect is difficult to obtain when the N content is less than 0.003%. On the other hand, when the content of N exceeds 0.025%, coarse AlN is likely to be formed, and thus the above effect is difficult to obtain.
  • a preferable range of the N content is 0.005 to 0.020%.
  • the steel used as the material of the nitriding steel part of the present invention may contain the following elements in addition to the above elements.
  • Mo forms fine nitride (Mo 2 N) in the hardened layer at the time of nitriding, and improves bending fatigue strength by precipitation strengthening.
  • Mo exhibits an age hardening action during nitriding to improve the core hardness.
  • the Mo content for obtaining these effects needs to be 0.01% or more.
  • the Mo content is 0.50% or more, the hardness after the steel bar, wire rod, and hot forging becomes too high, so that the bending straightness and machinability are significantly reduced, and the alloy cost is low.
  • the upper limit with preferable Mo content is less than 0.40%.
  • V forms fine nitride (VN) during nitriding and improves bending fatigue strength by precipitation strengthening.
  • V exhibits an age hardening action during nitriding to improve the core hardness.
  • the pinning action of the austenite grains also has the effect of refining the structure of the steel material before nitriding. In order to obtain these effects, V needs to be 0.01% or more.
  • the content of V is 0.50% or more, the hardness after the steel bar, wire rod, and hot forging becomes too high, so that bending straightness and machinability are significantly reduced, and the alloy cost is low. Increase.
  • a preferred range for the V content is less than 0.40%.
  • Cu 0.01 to 0.50%
  • Cu as a solid solution strengthening element, improves the core hardness of the component and the hardness of the nitrogen diffusion layer.
  • it is necessary to contain 0.01% or more.
  • the Cu content exceeds 0.50%, the hardness after the steel bar, wire rod, and hot forging becomes too high, so that the bending straightness and the machinability are significantly reduced. Since ductility is lowered, it causes surface flaws during hot rolling and hot forging.
  • a preferred range for the Cu content is less than 0.40%.
  • Ni 0.01 to 0.50%
  • Ni improves the core hardness and surface hardness by solid solution strengthening.
  • the content of 0.01% or more is necessary.
  • a preferred range for the Ni content is less than 0.40%.
  • Ti 0.005 to 0.05%
  • Ti combines with N to form TiN and improves core hardness and surface hardness. In order to obtain this effect, Ti needs to be 0.005% or more. On the other hand, if the Ti content is 0.05% or more, the effect of improving the core hardness and the surface layer hardness is saturated, and the alloy cost increases. A preferred range for the Ti content is 0.007 to less than 0.04%.
  • the balance of steel is Fe and impurities. Impurities are components that are contained in raw materials or mixed in during the manufacturing process and are not intentionally contained in steel.
  • the above optional additive elements, Mo, V, Cu, Ni, and Ti may be mixed in an amount less than the above lower limit. However, in this case, the effect of each element described above cannot be sufficiently obtained. Since the effects of improving the pitting resistance and bending fatigue characteristics of the invention can be obtained, there is no problem.
  • the manufacturing method of the nitriding steel part of the present invention will be described.
  • the manufacturing method described below is an example, and the nitrided steel part of the present invention may have a compound layer thickness of 3 ⁇ m or less and an effective hardened layer depth of 160 to 410 ⁇ m, and is limited to the following manufacturing method. It is not done.
  • a gas nitriding treatment is performed on the steel having the above-described components.
  • the processing temperature of the gas nitriding process is 550 to 620 ° C., and the processing time A of the entire gas nitriding process is 1.5 to 10 hours.
  • the gas nitriding temperature (nitriding temperature) is mainly correlated with the diffusion rate of nitrogen and affects the surface hardness and the hardened layer depth. If the nitriding temperature is too low, the diffusion rate of nitrogen is slow, the surface hardness is low, and the hardened layer depth is shallow. On the other hand, if it exceeds nitriding temperature the C1 point A, ferrite phase (alpha phase) the nitrogen diffusion rate is small austenite phase than (gamma phase) is generated in the steel, the surface hardness becomes low, hardening depth Becomes shallower. Therefore, in this embodiment, the nitriding temperature is 550 to 620 ° C. around the ferrite temperature range. In this case, it can suppress that surface hardness becomes low, and can suppress that hardened layer depth becomes shallow.
  • processing time A for the entire gas nitriding process 1.5 to 10 hours
  • the gas nitriding treatment is performed in an atmosphere containing NH 3 , H 2 , and N 2 .
  • the entire time of nitriding treatment that is, the time from the start to the end of nitriding treatment (treatment time A) correlates with the formation and decomposition of the compound layer and the penetration of nitrogen, and affects the surface hardness and the depth of the hardened layer Effect.
  • processing time A is too short, surface hardness will become low and hardened layer depth will become shallow.
  • the treatment time A is too long, denitrification occurs and the surface hardness of the steel decreases. If the processing time A is too long, the manufacturing cost further increases. Accordingly, the processing time A of the entire nitriding process is 1.5 to 10 hours.
  • the atmosphere of the gas nitriding treatment of the present embodiment inevitably contains impurities such as oxygen and carbon dioxide in addition to NH 3 , H 2 and N 2 .
  • a preferable atmosphere is 99.5% (volume%) or more in total of NH 3 , H 2 and N 2 . Since the K N value described later is calculated from the ratio of NH 3 and H 2 partial pressure in the atmosphere, it is not affected by the magnitude of the N 2 partial pressure. However, the N 2 partial pressure is preferably 0.2 to 0.5 atm in order to enhance the stability of the K N control.
  • the gas nitriding process described above includes a process of performing a high K N value process and a process of performing a low K N value process.
  • the gas nitriding process is performed with a higher nitriding potential K Nx than in the low K N value process.
  • low K N value processing is performed after high K N value processing.
  • the gas nitriding process is performed with a lower nitriding potential K NY than in the high K N value process.
  • two-stage gas nitriding treatment (high K N value processing, low K N value processing) is performed.
  • high K N value treatment By increasing the nitriding potential K N value in the first half of the gas nitriding treatment (high K N value treatment), a compound layer is formed on the surface of the steel.
  • low K N value process by lowering the nitriding potential K N value in the latter half of the gas nitriding process (low K N value process), the compound layer formed on the surface of the steel is decomposed into Fe and N, and nitrogen (N) is dissolved in the steel. Permeate and diffuse.
  • a two-stage gas nitriding treatment a sufficient hardened layer depth is obtained using nitrogen obtained by the decomposition of the compound layer while reducing the thickness of the compound layer generated by the high K N value treatment.
  • the nitriding potential for high K N value processing is set to K NX, and the nitriding potential for low K N value processing is set to K NY .
  • the nitriding potentials K NX and K NY are defined by the following equations.
  • K NX (NH 3 partial pressure) X / [(H 2 partial pressure) 3/2 ]
  • X K NY (NH 3 partial pressure) Y / [(H 2 partial pressure) 3/2 ] Y
  • the partial pressure of NH 3 and H 2 in the gas nitriding atmosphere can be controlled by adjusting the gas flow rate.
  • the processing time of the high K N value processing is “X” (time), and the processing time of the low K N value processing is “Y” (time).
  • the total of the processing time X and the processing time Y is within the processing time A of the entire nitriding treatment, and is preferably the processing time A.
  • K NX the nitriding potential during high K N value processing
  • K NY the nitriding potential during low K N value processing
  • K NXave the average value of the nitriding potential during the high K N value processing
  • K NYave the average value of the nitriding potential during the low K N value processing
  • the subscript i is a number representing the number of times of measurement at a certain time interval
  • X 0 is the measurement interval (time) of the nitriding potential K NX
  • Y 0 is the measurement interval (time) of the nitriding potential K NY
  • K NXi is The nitriding potential in the i-th measurement during the high K N value processing
  • K NYi is the nitriding potential in the i-th measurement during the low K N value processing.
  • K Nxave is calculated by measuring n times that can be measured until the processing time.
  • K NYave is calculated in the same way.
  • K Nave Average K Nave is defined by the following equation.
  • K Nave (X ⁇ K NXave + Y ⁇ K NYave) / A
  • the average value K Nave satisfies the following conditions (I) to (IV).
  • Average value K Nave : 0.07 to 0.30 The conditions (I) to (IV) will be described below.
  • FIG. 2 is a diagram showing the average value K NXave and the relationship between the surface hardness and the compound layer thickness.
  • FIG. 2 was obtained by the following experiment.
  • Gas nitriding treatment was performed in a gas atmosphere containing NH 3 , H 2, and N 2 using steel a (see Table 1, hereinafter referred to as a test material) having a chemical component defined in the present invention.
  • a test material steel a
  • inserts the test materials to control possible heat treatment furnace atmosphere was heated to a predetermined temperature, were introduced into the gas NH 3, N 2 and H 2.
  • the gas flow rate was adjusted while measuring the partial pressure of NH 3 and H 2 in the atmosphere of the gas nitriding treatment to control the nitriding potential K N value.
  • the K N value was determined by NH 3 partial pressure and H 2 partial pressure.
  • the H 2 partial pressure during the gas nitriding treatment was measured by converting a difference in thermal conductivity between the standard gas and the measurement gas into a gas concentration using a heat conduction type H 2 sensor directly attached to the gas nitriding furnace body.
  • the H 2 partial pressure was continuously measured during the gas nitriding process.
  • the NH 3 partial pressure during the gas nitriding treatment was measured by attaching a manual glass tube NH 3 analyzer outside the furnace, and calculating the partial pressure of residual NH 3 every 15 minutes.
  • the nitriding potential K N value was calculated every 15 minutes when the NH 3 partial pressure was measured, and the NH 3 flow rate and the N 2 flow rate were adjusted so as to converge to the target value.
  • the temperature of the atmosphere is 590 ° C.
  • the treatment time X is 1.0 hour
  • the treatment time Y is 2.0 hours
  • K NYave is 0.05
  • K NXave is 0.10 to 1.00. It was changed until.
  • the total processing time A was 3.0 hours.
  • the cross section of the specimen was polished, etched and observed with an optical microscope. Etching was performed with a 3% nital solution for 20-30 seconds. The compound layer is present on the steel surface and is observed as a white, uncorroded layer.
  • the thickness of four compound layers was measured every 30 ⁇ m from 5 visual fields (field area: 2.2 ⁇ 10 4 ⁇ m 2 ) taken at 500 times with an optical microscope. The average value of the measured 20 points was defined as the compound thickness ( ⁇ m).
  • the compound layer thickness is 3 ⁇ m or less, the occurrence of peeling and cracking is greatly suppressed. Therefore, in the present embodiment, the compound layer thickness needs to be 3 ⁇ m or less.
  • the compound layer thickness may be zero.
  • phase structure of compound layer is preferably such that ⁇ ′ (Fe 4 N) is 50% or more in terms of area ratio.
  • the balance is ⁇ (Fe 2-3 N).
  • the compound layer is mainly composed of ⁇ (Fe 2 to 3 N), but according to the nitriding treatment of the present invention, the proportion of ⁇ ′ (Fe 4 N) is increased.
  • the phase structure of the compound layer can be examined by SEM-EBSD method.
  • the area ratio of the voids in the surface layer structure in the cross section of the test material was measured by observation with an optical microscope. 5 fields of view at a magnification of 1000 times (field area: 5.6 ⁇ 10 3 ⁇ m 2 ), and the ratio of voids in an area of 25 ⁇ m 2 in the range of 5 ⁇ m depth from the outermost surface for each field (hereinafter referred to as void area) Rate).
  • void area ratio is 10% or more, the surface roughness of the nitrided part after the gas nitriding treatment becomes rough, and the compound layer becomes brittle, so that the fatigue strength of the nitrided part decreases. Therefore, in the embodiment of the present invention, the void area ratio needs to be less than 10%.
  • the void area ratio is preferably less than 8%, more preferably less than 6%.
  • the surface hardness and effective hardened layer depth of the test material after the gas nitriding treatment were determined by the following method.
  • the Vickers hardness in the depth direction from the sample surface was measured with a test force of 1.96 N in accordance with JIS Z 2244.
  • pieces of the Vickers hardness in a 50 micrometer depth position from the surface was defined as surface hardness (HV).
  • the target surface hardness is 350 HV or more and 500 HV or less as the same surface hardness as in the case of a general gas nitriding treatment in which a compound layer exceeding 3 ⁇ m remains.
  • the effective hardened layer depth ( ⁇ m) is the Vickers hardness measured in the depth direction from the surface of the test material using the hardness distribution in the depth direction obtained in the above Vickers hardness test. Is defined as a depth in a range of 250 HV or more.
  • the effective hardened layer depth is given by the following formula (A)
  • the value obtained in A) is ⁇ 20 ⁇ m.
  • Effective hardened layer depth ( ⁇ m) 130 ⁇ ⁇ treatment time A (hour) ⁇ 1/2 (A)
  • the effective hardened layer depth is 130 ⁇ ⁇ treatment time A (hour) ⁇ 1/2 .
  • the processing time A of the entire gas nitriding process is 1.5 to 10 hours as described above, the effective hardened layer depth is set to 160 to 410 ⁇ m.
  • FIG. 2 was created based on the surface hardness of the specimen and the thickness of the compound layer obtained by the gas nitriding treatment at each average value K NXave among the measurement test results.
  • the solid line in FIG. 2 is a graph showing the relationship between the average value K NXave and the surface hardness (HV).
  • the broken line in FIG. 2 is a graph showing the relationship between the average value K NXave and the thickness ( ⁇ m) of the compound layer.
  • the compound thickness decreases significantly.
  • the average value K NXave becomes 0.80
  • the thickness of the compound layer is 3 ⁇ m or less.
  • the average value K NXave of the nitriding potential in the high K N value processing is set to 0.30 to 0.80.
  • the surface hardness of the nitrided steel can be increased and the thickness of the compound layer can be suppressed. Furthermore, a sufficient effective hardened layer depth can be obtained. If the average value K NXave is less than 0.30, the formation of the compound is insufficient, the surface hardness is lowered, and a sufficient effective effect layer depth cannot be obtained. If the average value K NXave exceeds 0.80, the thickness of the compound layer may exceed 3 ⁇ m, and the void area ratio may be 10% or more.
  • a preferable lower limit of the average value K NXave is 0.35.
  • the preferable upper limit of the average value K NXave is 0.70.
  • Average value of nitriding potential K NYave in low K N value processing Average K NYave nitride potential low K N value processing is from 0.03 to 0.20.
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the average value K NYave , the surface hardness, and the compound layer thickness.
  • FIG. 3 was obtained by the following test.
  • the temperature of the nitriding atmosphere is 590 ° C.
  • the processing time X is 1.0 hour
  • the processing time Y is 2.0 hours
  • the average value K NXave is constant at 0.40
  • the average value K NYave is 0.01 to 0.00 .
  • the gas a nitriding treatment was performed on the steel a having the chemical composition defined in the present invention.
  • the total processing time A was 3.0 hours.
  • the surface hardness (HV), effective hardened layer depth ( ⁇ m), and compound layer thickness ( ⁇ m) at each average value K NYave were measured by the above-described method.
  • HV surface hardness
  • ⁇ m effective hardened layer depth
  • ⁇ m compound layer thickness
  • FIG. 3 was created by plotting the surface hardness and the compound thickness obtained by the measurement test.
  • the solid line in FIG. 3 is a graph showing the relationship between the average value K NYave and the surface hardness
  • the broken line is a graph showing the relationship between the average value K NYave and the depth of the compound layer.
  • the thickness of the compound layer is substantially constant until the average value K NYave decreases from 0.30 to 0.25.
  • the thickness of the compound layer decreases significantly.
  • the thickness of the compound layer is 3 ⁇ m or less.
  • the average value K NYave is 0.20 or less, along with the reduction of the mean K NYave, the thickness of the compound layer but it decreases, as compared with the case where the average value K NYave is higher than 0.20, There is little reduction in the thickness of the compound layer.
  • the average value K NYave of the low K N value processing is limited to 0.03 to 0.20.
  • the surface hardness of the gas-nitrided steel can be increased, and the thickness of the compound layer can be suppressed. Furthermore, a sufficient effective hardened layer depth can be obtained. If the average value K NYave is less than 0.03, denitrification occurs from the surface and the surface hardness decreases. On the other hand, if it exceeds the average value K NYave 0.20, decomposition of the compound is insufficient, effective case depth is shallow, the surface hardness is lowered.
  • a preferable lower limit of the average value K NYave is 0.05.
  • a preferable upper limit of the average value K NYave is 0.18.
  • K Ni value affects the compound layer and the cured layer depth. Therefore, in the high K N value processing and the low K N value treatment, not only the above-described average value K Nxave and average value K NYave are in the above range, but also the nitriding potential K Nx during the high K N value processing and the low The nitriding potential K NY during the K N value processing is also controlled within a predetermined range.
  • the nitriding potential K NX during high K N value treatment is 0.15 to 1.50
  • the compound layer is thin
  • the hardened layer depth is 0.02 to 0.25.
  • Table 1 shows C: 0.45%, Si: 0.70%, Mn: 1.01%, P: 0.015%, S: 0.015%, Cr: 0.25%, Al: 0.00.
  • Nitride parts in which steel containing 028%, N: 0.009% and the balance being Fe and impurities (hereinafter referred to as “steel a”) is subjected to nitriding treatment with various nitriding potentials K NX and K NY Compound layer thickness ( ⁇ m), void area ratio (%), effective hardened layer depth ( ⁇ m) and surface hardness (HV) are shown. Table 1 was obtained by the following test.
  • the gas nitriding treatment (high K N value treatment and low K N value treatment) shown in Table 1 was performed to produce a nitrided part.
  • the gas nitriding atmosphere temperature for each test number is 590 ° C.
  • the processing time X is 1.0 hour
  • the processing time Y is 2.0 hours
  • K NXave is 0.40
  • K NYave is 0.00 . 10 and constant.
  • the minimum value K NXmin , K NYmin , the maximum value K NXmax , and K NYmax of K NX and K NY were changed to perform the high K N value process and the low K N value process.
  • the processing time A for the entire nitriding treatment was set to 3.0 hours.
  • the minimum value K NXmin and the maximum value K NXmax are 0.15 to 1.50, and the minimum value K NYmin and the maximum value K NYmax are It was 0.02 to 0.25.
  • the compound thickness was as thin as 3 ⁇ m or less, and the voids were suppressed to less than 10%.
  • the effective hardened layer depth was 225 ⁇ m or more, and the surface hardness was 350 HV or more.
  • test numbers 1 and 2 since K NXmin was less than 0.15, the surface hardness was less than 570 HV. In Test No. 1, since K NXmin is less than 0.14, the effective hardened layer depth was less than 225 ⁇ m.
  • test numbers 7 and 8 since K NXmax exceeded 1.5, the voids in the compound layer were 10% or more. In Test No. 8, since K NXmax exceeded 1.55, the thickness of the compound layer exceeded 3 ⁇ m.
  • the nitriding potential K NX in the high K N value processing is set to 0.15 to 1.50, and the nitriding potential K NY in the low K N value processing is set to 0.02 to 0.25.
  • the thickness of the compound layer can be sufficiently reduced, and the voids can also be suppressed.
  • the effective hardened layer depth can be sufficiently deep and high surface hardness can be obtained.
  • the nitriding potential K NX is less than 0.15, the effective hardened layer is too shallow or the surface hardness is too low. If the nitriding potential K NX exceeds 1.50, the compound layer becomes too thick, or excessive voids remain.
  • the nitriding potential K NY is less than 0.02, denitrification occurs and the surface hardness decreases. On the other hand, if the nitriding potential K NY exceeds 0.20, the compound layer becomes too thick. Therefore, in this embodiment, the nitriding potential K NX during the high K N value processing is 0.15 to 1.50, and the nitriding potential K NY during the low K N value processing is 0.02 to 0.25. It is.
  • a preferable lower limit of the nitriding potential K NX is 0.25.
  • Preferred upper limit of K NX is 1.40.
  • a preferable lower limit of K NY is 0.03.
  • a preferable upper limit of K NY is 0.22.
  • K Nave (X ⁇ K NXave + Y ⁇ K NYave ) / A (2)
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship among the average value K Nave , the surface hardness (HV), and the compound layer depth ( ⁇ m).
  • FIG. 4 was obtained by conducting the following test. Gas nitriding was performed using steel a as a test material. The atmospheric temperature in the gas nitriding treatment was 590 ° C. Then, gas nitriding treatment (high K N value treatment and low K N value treatment) is performed by changing the treatment time X, treatment time Y, the range of nitriding potential and the average value (K NX , K NY, K NXave , K NYave ). Carried out.
  • the thickness of the compound layer and the surface hardness were measured for the test materials after the gas nitriding treatment under each test condition by the above-described methods. The obtained compound layer thickness and surface hardness were measured, and FIG. 4 was created.
  • the solid line in FIG. 4 is a graph showing the relationship between the average value K Nave of the nitriding potential and the surface hardness (HV).
  • the broken line in FIG. 4 is a graph showing the relationship between the average value K Nave and the thickness ( ⁇ m) of the compound layer.
  • the surface hardness increases significantly, when the average value K Nave becomes 0.07, it becomes more 350 HV.
  • the compound thickness becomes significantly thinner, and when the average value K Nave becomes 0.30, 3 ⁇ m It becomes as follows.
  • the average value K Nave is less than 0.30, in accordance with the average value K Nave is low, although the compounds thickness gradually becomes thinner, compared with the case where the average value K Nave is higher than 0.30 Thus, there is little reduction in the thickness of the compound layer.
  • the average value K Nave defined by the equation (2) is set to 0.07 to 0.30.
  • the compound layer in the component after the gas nitriding treatment, the compound layer can be made sufficiently thin. Furthermore, high surface hardness is obtained. If the average value K Nave is less than 0.07, the surface hardness is low. On the other hand, if the average value K Nave exceeds 0.30, the compound layer exceeds 3 ⁇ m. A preferable lower limit of the average value K Nave is 0.08. A preferable upper limit of the average value K Nave is 0.27.
  • Processing time of the high K N value processing and low K N value processing High K N value processing of the processing time X, and the processing time Y of the low K N value processing, if the average value K Nave that is defined from 0.07 to 0.30 formula (2) is not particularly limited .
  • the processing time X is 0.50 hours or longer and the processing time Y is 0.50 hours or longer.
  • Gas nitriding treatment is performed under the above conditions. Specifically, high K N value processing is performed under the above conditions, and then low K N value processing is performed under the above conditions. After the low K N value process, the gas nitriding process is terminated without increasing the nitriding potential.
  • a nitrided part is manufactured by performing the above gas nitriding treatment on steel having the components specified in the present invention.
  • the surface hardness is sufficiently deep and the compound layer is sufficiently thin.
  • the effective hardened layer depth is sufficiently deep, and voids in the compound layer can also be suppressed.
  • the surface hardness is 350 HV or more and the compound layer depth is 3 ⁇ m or less in terms of Vickers hardness.
  • the void area ratio is less than 10%.
  • Formula (B) is satisfy
  • the effective hardened layer depth is 160 to 410 ⁇ m.
  • Steels a to z having chemical components shown in Table 2 were melted in a 50 kg vacuum melting furnace to produce molten steel. Ingots were manufactured by casting molten steel.
  • a to q are steels having chemical components defined in the present invention.
  • the steels r to z are comparative steels which are at least one element or more and deviate from the chemical components defined in the present invention.
  • This ingot was hot forged into a round bar with a diameter of 35 mm. Subsequently, after each round bar was annealed, cutting was performed to prepare a plate-like test piece for evaluating the thickness of the compound layer, the volume ratio of the voids, the depth of the effective hardened layer, and the surface hardness.
  • the plate-shaped test piece was 20 mm long, 20 mm wide, and 2 mm thick. Moreover, the square-shaped test piece for a 4-point bending test for evaluating bending straightness was produced (FIG. 5). Furthermore, a cylindrical test piece for evaluating bending fatigue characteristics was produced (FIG. 6).
  • a gas nitriding treatment was performed on the collected specimen under the following conditions.
  • the test piece was charged into a gas nitriding furnace, and NH 3 , H 2 , and N 2 gases were introduced into the furnace. Then, conduct high K N value processing under the conditions shown in Tables 3 and 4 before performing the low K N value processing. Oil cooling was performed using 80 ° C. oil on the test piece after the gas nitriding treatment.
  • the compound layer can be confirmed as a white uncorroded layer present in the surface layer.
  • the compound layer was observed from 5 visual fields (field area: 2.2 ⁇ 10 4 ⁇ m 2 ) photographed at 500 ⁇ , and the thickness of 4 compound layers was measured every 30 ⁇ m. And the measured average value of 20 points
  • the depth in the range of 250 HV or higher was defined as the effective hardened layer depth ( ⁇ m).
  • the thickness of the compound layer was 3 ⁇ m or less, the void ratio was less than 10%, and the surface hardness was 350 to 500 HV. Furthermore, when the effective hardened layer depth was 160 to 410 ⁇ m, it was determined to be good.
  • a static bending test was carried out on the square specimen subjected to the gas nitriding treatment.
  • the shape of the square test piece is shown in FIG.
  • the unit of the dimension in FIG. 5 is “mm”.
  • the static bending test was performed by four-point bending with an inner fulcrum distance of 30 mm and an outer fulcrum distance of 80 mm, and the strain rate was 2 mm / min.
  • a strain gauge was attached to the R portion in the longitudinal direction of the square test piece, and the maximum strain amount (%) when a crack occurred in the R portion and the strain gauge could not be measured was determined as bending correctability. In the parts of the present invention, it was aimed that the bending straightness was 1.3% or more.
  • the treatment temperature in the gas nitriding treatment was 550 to 620 ° C., and the treatment time A was 1.5 to 10 hours.
  • K NX in the high K N value processing was 0.15 to 1.50
  • the average value K NXave was 0.30 to 0.80.
  • K NY in the low K N value process was 0.02 to 0.25
  • the average value K NYave was 0.03 to 0.20.
  • the average value K Nave obtained by (Expression 2) was 0.07 to 0.30. Therefore, in any test number, the thickness of the compound layer after nitriding was 3 ⁇ m or less, and the void area ratio was less than 10%.
  • the effective cured layer satisfied 160 to 410 ⁇ m and the surface hardness was 350 to 500 HV.
  • the bending straightness and bending fatigue strength also satisfied the target of 1.3% and 500 MPa or more, respectively.
  • the minimum value of K NX in the high K N value processing was less than 0.15. Therefore, since the compound layer was not stably formed during the high K N value treatment, the effective hardened layer depth was less than 160 ⁇ m, and the bending fatigue strength was less than 500 MPa.
  • the average value K NXave in the high K N value process was less than 0.30. Therefore, not compound layer having a sufficient thickness in the high K N value processing is formed, since the low K N value processing in early compound layer had been decomposed, effective case depth is less than 160 .mu.m, the surface hardness Since it was less than 350 HV, the bending fatigue strength was less than 500 MPa.
  • test number 45 the average value K NXave in the high K N value process exceeded 0.80. Therefore, the compound layer thickness exceeded 3 ⁇ m, the void area ratio became 10% or more, the bending straightness was less than 1.3%, and the bending fatigue strength was less than 500 MPa.
  • the minimum value of K NY in the low K N value process was less than 0.02. Therefore, since the compound layer was decomposed early during the low K N value treatment, the effective hardened layer depth was less than 160 ⁇ m, and the surface hardness was also less than 350 HV, so that the bending fatigue strength was less than 500 MPa.
  • the minimum value of K NY in the low K N value process was less than 0.02, and the average value K Yave in the low K N value process was less than 0.03. Therefore, since the effective hardened layer depth was less than 160 ⁇ m and the surface hardness was also less than 350 HV, the bending fatigue strength was less than 500 MPa.
  • the average value K Nave is less than 0.07. Therefore, since the surface hardness was less than 350 HV, the bending fatigue strength was less than 500 MPa.
  • test number 50 the average value K Nave exceeded 0.30. Therefore, since the compound layer thickness exceeded 3 ⁇ m, the bending straightness was less than 1.3% and the bending fatigue strength was less than 500 MPa.
  • test No. 51 the high K N low K N value processing was not performed, and control was performed so that the average value K Nave was 0.07 to 0.30.
  • the compound layer thickness exceeded 3 ⁇ m, the bending straightness was less than 1.3%, and the bending fatigue strength was less than 500 MPa.
  • test numbers 52 to 60 nitriding treatment specified in the present invention was performed using steels r to z having components outside the range specified in the present invention. As a result, at least one of the bending straightness and bending fatigue strength did not satisfy the target value.

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Abstract

部品の小型軽量化あるいは高い負荷容量の要求に応えることのできる、曲げ矯正性及び曲げ疲労特性に優れた窒化処理鋼部品であって、質量％で、Ｃ：０．２～０．６％、Ｓｉ：０．０５～１．５％、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００３～０．０５％、Ｃｒ：０．０５～０．５％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、及びＮ：０．００３～０．０２５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である鋼材を素材とし、鋼表面に形成された、鉄、窒素及び炭素からなる厚さ３μｍ以下の化合物層と、化合物層の下に形成された硬化層とを有し、有効硬化層深さが１６０～４１０μｍであることを特徴とする。

Description

窒化処理鋼部品及びその製造方法
　本発明は、窒化処理を施された鋼部品、特に曲げ矯正性および曲げ疲労特性に優れるクランク軸などの窒化処理鋼部品、及びその製造方法に関する。
　自動車や各種産業機械などに使用される鋼部品には、疲労強度、耐摩耗性、及び耐焼付き性などの機械的性質を向上させるために、浸炭焼入れ、高周波焼入れ、窒化、及び軟窒化などの表面硬化熱処理が施される。
　窒化処理及び軟窒化処理は、Ａ１点以下のフェライト域で行われ、処理中に相変態がないため、熱処理ひずみを小さくすることができる。そのため、窒化処理及び軟窒化処理は、高い寸法精度を有する部品や大型の部品に用いられることが多く、例えば自動車のトランスミッション部品に用いられる歯車や、エンジンに用いられるクランク軸に適用されている。
　窒化処理は、鋼材表面に窒素を侵入させる処理方法である。窒化処理に用いる媒体には、ガス、塩浴、プラズマなどがある。自動車のトランスミッション部品には、主に、生産性に優れるガス窒化処理が適用されている。ガス窒化処理によって、鋼材表面には、厚さが１０μｍ以上の化合物層が形成され、さらに、化合物層の下側の鋼材表層には窒素拡散層である硬化層が形成される。化合物層は主にＦｅ２～３ＮとＦｅ４Ｎで構成され、化合物層の硬さは母材となる鋼と比較して極めて高い。そのため、化合物層は、使用の初期において、鋼部品の耐摩耗性及び耐ピッティング性を向上させる。
　しかしながら、化合物層は低靭性で、かつ変形能が低いため、使用中に化合物層と母層の界面が剥離し、部品の強度が低下することがある。そのため、ガス窒化部品を、衝撃的な応力や大きな曲げ応力が負荷される部品として用いることは難しい。
　したがって、衝撃的な応力や大きな曲げ応力が負荷される部品として用いるためには、化合物層の厚さを薄くし、更には、化合物層を無くすことが求められている。ところで、化合物層の厚さは、窒化処理の処理温度と、ＮＨ3分圧及びＨ2分圧から次式で求められる窒化ポテンシャルＫＮにより制御できることが知られている。
　　　ＫＮ＝（ＮＨ3分圧）／［（Ｈ2分圧）3/2］
　窒化ポテンシャルＫＮを低くすれば、化合物層を薄くし、さらには化合物層を無くすことも可能である。しかしながら、窒化ポテンシャルＫＮを低くすれば、鋼中に窒素が侵入しにくくなる。この場合、硬化層の硬さが低くなり、かつ、その深さが浅くなる。その結果、窒化部品の疲労強度、耐摩耗性、及び耐焼付き性が低下する。この性能低下に対処するため、ガス窒化処理後の窒化部品に対して機械研磨又はショットブラスト等を実施して、化合物層を除去する方法がある。しかしながら、この方法では製造コストが高くなる。
　特許文献１には、このような問題に対して、ガス窒化処理の雰囲気を、上記の窒化ポテンシャルとは異なる窒化パラメータＫＮ ´＝（ＮＨ３分圧）／［（Ｈ２分圧）1/2］によって制御し、硬化層深さのばらつきを小さくする方法が提案されている。
　特許文献２には、化合物層を形成させることなく、硬化層（窒化層）を形成させることができるガス窒化方法が提案されている。特許文献２の方法は、最初にフッ化処理により部品の酸化皮膜を除去し、その後に窒化処理を行うものであり、処理炉内に被処理物を配置するための治具として非窒化性材料が必要である。
　しかし、特許文献１によって提案された窒化パラメータが硬化層深さの制御に有用であるとしても、部品としての機能を向上させるものではない。
　特許文献２で提案されているように、非窒化性の治具を用意し、始めにフッ化処理を行う方法の場合、治具の選択及び作業工数の増加という問題が生じる。
特開２００６－２８５８８号公報 特開２００７－３１７５９号公報
　本発明の目的は、低靱性かつ低変形能の化合物層を薄層化し、かつ硬化層深さを大きくするという、両立が難しい課題を解決し、部品の小型軽量化あるいは高い負荷容量の要求に応えることのできる、曲げ矯正性及び曲げ疲労特性に優れた窒化処理鋼部品及びその窒化処理方法を提供することである。
　本発明者らは、窒化処理によって鋼材の表面に形成される化合物層を薄くし、かつ、深い硬化層を得る方法について検討を行った。さらに、窒化処理時（特に高いＫＮ値での処理時）において、鋼材の表面近傍に、窒素がガス化して空隙が形成されるのを抑制する方法も併せて検討した。加えて、窒化処理条件と曲げ矯正性、及び曲げ疲労特性との関係を調査した。その結果、本発明者らは、下記（ａ）～（ｄ）の知見を得た。
　（ａ）ガス窒化処理におけるＫＮ値について
　一般に、ＫＮ値は、ガス窒化処理を行う炉内の雰囲気（以下「窒化処理雰囲気」、又は単に「雰囲気」という）のＮＨ３分圧、及び、Ｈ２分圧を用いて、下記式で定義される。
　　ＫＮ＝（ＮＨ３分圧）／［（Ｈ２分圧）3/2］
　ＫＮ値は、ガス流量によって制御することができる。しかしながら、ガス流量を設定した後、窒化処理雰囲気が平衡状態に達するまでには、一定の時間が必要である。そのため、ＫＮ値が平衡状態に達するまでの間にもＫＮ値は時々刻々と変化している。また、ガス窒化処理の途中でＫＮ値を変更する場合も、平衡状態に達するまでの間にＫＮ値は変動する。
　上述のようなＫＮ値の変動は、化合物層、表面硬さ及び硬化層深さに影響を及ぼす。そのため、ＫＮ値の目標値だけでなく、ガス窒化処理中のＫＮ値のばらつきの範囲も所定範囲内に制御する必要がある。
　（ｂ）化合物層生成の抑制と表面硬さ及び硬化層深さの確保との両立について
　本発明者らの種々の実験では、窒化部品の曲げ矯正性及び曲げ疲労特性には、化合物層の厚さ、化合物層中の空隙、表面硬さ及び硬化層深さが関わっていた。化合物層が厚く、また化合物層中の空隙が多いと、化合物層を起点として割れが生じやすく、曲げ矯正性及び曲げ疲労強度が低下した。
　また、表面硬さが低く、硬化層深さが浅いほど、拡散層を起点として亀裂や割れが発生し、曲げ疲労強度が低下した。さらに、表面硬さが高すぎると、曲げ矯正性が悪化した。すなわち、本発明者らは、化合物層が薄く、化合物層中の空隙が少なく、表面硬さ一定の範囲内にあることに加え、硬化層深さが深い程、曲げ矯正性及び曲げ疲労特性に優れることを知見した。
　以上のことから、曲げ矯正性及び曲げ疲労特性を両立するには、化合物層を極力生成させず、かつ表面硬さを一定の範囲に制御し、さらに、硬化層深さを大きくすることが重要である。
　最終的に化合物層の生成を抑制し、硬化層深さを確保するためには、一度化合物層を生成させた後、生成した化合物層を分解して硬化層への窒素供給源として利用するのが効率的である。具体的には、ガス窒化処理の前半では、窒化ポテンシャルを高くしたガス窒化処理（高ＫＮ値処理）を実施して化合物層を形成させる。そして、ガス窒化処理の後半では、高ＫＮ値処理よりも窒化ポテンシャルを低くしたガス窒化処理（低ＫＮ値処理）を実施する。この結果、高ＫＮ値処理で形成された化合物層は、ＦｅとＮに分解され、Ｎが拡散することで窒素拡散層（硬化層）の形成を促進する。最終的に、窒化部品において化合物層を薄くし、かつ表面硬さを高め、硬化層深さを深くすることができる。
　（ｃ）空隙の生成の抑制について
　ガス窒化処理の前半に高ＫＮ値で窒化処理する際に、化合物層中に空隙を含む層（ポーラス層）が生成される場合がある（図１（ａ））。この場合、窒化物が分解して窒素拡散層（硬化層）が形成された後も、窒素拡散層内に空隙がそのまま残存する。窒素拡散層内に空隙が残存すれば、窒化部品の疲労強度が低下する。高ＫＮ値処理において化合物層を生成させる際にＫＮ値の上限を制限すれば、ポーラス層及び空隙の生成を抑制することができる（図１（ｂ））。
　（ｄ）鋼材成分と化合物層および窒素拡散層の関係について
　鋼材に、Ｃが存在すると、化合物層厚さが厚くなりやすく、また、ＭｎやＣｒなどの窒化物形成元素が存在すると、窒素拡散層の硬さや拡散層深さが変化する。曲げ矯正性は、化合物層厚さが薄い程、また表面硬さが低い程向上し、曲げ疲労特性は、表面硬さが高い程、また拡散層が深い程向上するため、鋼材成分の最適範囲を設定することが必要となる。
　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、以下のとおりである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．２～０．６％、Ｓｉ：０．０５～１．５％、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００３～０．０５％、Ｃｒ：０．０５～０．５％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、及びＮ：０．００３～０．０２５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である鋼材を素材とし、鋼表面に形成された、鉄、窒素及び炭素からなる厚さ３μｍ以下の化合物層と、化合物層の下に形成された硬化層とを有し、有効硬化層深さが１６０～４１０μｍであることを特徴とする窒化処理鋼部品。
　［２］前記鋼材がＦｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．０１～０．５０％未満、Ｖ：０．０１～０．５０％未満のうち１種又は２種を含有することを特徴とする前記［１］の窒化処理鋼部品。
　［３］前記鋼材がＦｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．０１～０．５０％未満、Ｎｉ：０．０１～０．５０％未満のうち１種又は２種を含有することを特徴とする前記［１］又は［２］の窒化処理鋼部品。
　［４］前記鋼材がＦｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．００５～０．０５％未満を含有することを特徴とする前記［１］～［３］のいずれかの窒化処理部品。
　［５］質量％で、Ｃ：０．２～０．６％、Ｓｉ：０．０５～１．５％、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００３～０．０５％、Ｃｒ：０．０５～０．５％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、及びＮ：０．００３～０．０２５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物である鋼材を素材とし、ＮＨ３、Ｈ２及びＮ２を含むガス雰囲気で上記鋼材を５５０～６２０℃に加熱し、全体の処理時間Ａを１．５～１０時間とするガス窒化処理を施す工程を備え、上記ガス窒化処理は、処理時間をＸ時間とする高ＫＮ値処理と、高ＫＮ値処理に続く処理時間をＹ時間とする低ＫＮ値処理からなり、上記高ＫＮ値処理は、式（１）によって求められる窒化ポテンシャルＫＮXが０．１５～１．５０であり、式（２）によって求められる上記窒化ポテンシャルＫＮXの平均値ＫＮXaveが０．３０～０．８０であり、上記低ＫＮ値処理は、式（３）によって求められる窒化ポテンシャルＫＮYが０．０２～０．２５であり、式（４）によって求められる上記窒化ポテンシャルＫＮYの平均値ＫＮYaveが０．０３～０．２０であり、式（５）によって求められる窒化ポテンシャルの平均値ＫＮaveが０．０７～０．３０であることを特徴とする窒化処理方法。
　　　ＫＮＸ＝（ＮＨ3分圧）Ｘ／［（Ｈ2分圧）3/2］Ｘ　　　・・・　（１）
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
 　ここで、式（２）及び式（４）において、添字ｉは一定時間間隔毎の測定回を表す数であり、Ｘ０は窒化ポテンシャルＫＮＸの測定間隔（時間）、Ｙ０は窒化ポテンシャルＫＮＹの測定間隔（時間）、ＫＮＸｉは高ＫＮ値処理中のｉ回目の測定における窒化ポテンシャル、ＫＮＹｉは低ＫＮ値処理中のｉ回目の測定における窒化ポテンシャルである。
　［６］前記ガス雰囲気は、ＮＨ３、Ｈ２及びＮ２を合計で９９．５体積％以上含むことを特徴とする前記［５］の窒化処理鋼部品の製造方法。
　［７］前記鋼材がＦｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．０１～０．５０％未満、Ｖ：０．０１～０．５０％未満のうち１種又は２種を含有することを特徴とする前記［５］又は［６］の窒化処理鋼部品の製造方法。
　［８］前記鋼材がＦｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．０１～０．５０％未満、Ｎｉ：０．０１～０．５０％未満のうち１種又は２種を含有することを特徴とする前記［５］～［７］のいずれかの窒化処理鋼部品の製造方法。
　［９］前記鋼材がＦｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．００５～０．０５％未満を含有することを特徴とする前記［５］～［８］のいずれかの窒化処理部品の製造方法。
　本発明によれば、化合物層が薄く、空隙（ポーラス層）の生成が抑制され、さらに、一定の表面硬さ及び深い硬化層を有し、曲げ矯正性、及び曲げ疲労特性に優れた窒化処理鋼部品を得ることができるる。
窒化処理後の化合物層を示す図であり、（ａ）は化合物層中に空隙を含むポーラス層が生成された例、（ｂ）はポーラス層及び空隙の生成が抑制された例である。 高ＫＮ値処理の窒化ポテンシャルの平均値ＫＮXaveと、表面硬さ及び化合物層厚さとの関係を示す図である。 低ＫＮ値処理の窒化ポテンシャルの平均値ＫＮYaveと、表面硬さ及び化合物層厚さとの関係を示す図である。 窒化ポテンシャルの平均値ＫＮaveと、表面硬さ及び化合物層厚さとの関係を示す図である。 曲げ矯正性を評価するために用いた静的曲げ試験用の角型試験片の形状である。 曲げ疲労特性を評価するための円柱試験片の形状である。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。はじめに、素材となる鋼材の化学組成について説明する。以下、各成分元素の含有量及び部品表面における元素濃度を表す「％」は「質量％」を意味する。
　［Ｃ：０．２～０．６％］
　Ｃは、部品の芯部硬さを確保するために必要な元素である。Ｃの含有量が０．２％未満では、芯部強度が低くなりすぎるため、曲げ疲労強度が大きく低下する。また、Ｃの含有量が０．６％を超えると、高ＫＮ値処理中に化合物層厚さが大きくなりやすく、また低ＫＮ値処理中に化合物層が分解しにくくなる。そのため、窒化処理後の化合物層厚さを小さくすること難しくなり、曲げ矯正性や曲げ疲労強度が大きく低下する。Ｃ含有量の好ましい範囲は０．２５～０．５５％である。
　［Ｓｉ：０．０５～１．５％］
　Ｓｉは、固溶強化によって、芯部硬さを高める。また、脱酸元素でもある。これらの効果を発揮させるため、０．０５％以上を含有させる。一方、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると、棒鋼、線材や熱間鍛造後の強度が高くなりすぎるため、切削加工性が大きく低下する他、曲げ矯正性が低下する。Ｓｉ含有量の好ましい範囲は０．０８～１．３％である。
　［Ｍｎ：０．２～２．５％］
　Ｍｎは、固溶強化によって、芯部硬さを高める。さらに、Ｍｎは、窒化処理時には、硬化層中に微細な窒化物（Ｍｎ3Ｎ2）を形成し、析出強化によって曲げ疲労強度を向上させる。これらの効果を得るため、Ｍｎは０．２％以上が必要である。一方、Ｍｎの含有量が２．５％を超えると、曲げ疲労強度を高める効果が飽和。さらに、有効硬化層深さが浅くなるため、ピッティング強度および曲げ疲労強度が低下する。また、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎるため、曲げ矯正性や切削加工性が大きく低下する。Ｍｎ含有量の好ましい範囲は０．４～２．３％である。
　［Ｐ：０．０２５％以下］
　Ｐは不純物であって、粒界偏析して部品を脆化させるので、含有量は少ない方が好ましい。Ｐの含有量が０．０２５％を超えると、曲げ矯正性や曲げ疲労強度が低下する場合がある。曲げ矯正性や曲げ疲労強度の低下を防止するためのＰ含有量の好ましい上限は０．０１８％である。含有量を完全に０とするのは難しく、現実的な下限は０．００１％である。
　［Ｓ：０．００３～０．０５％］
　Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を向上させる。この効果を得るために、Ｓは０．００３％以上が必要である。しかしながら、Ｓの含有量が０．０５％を超えると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり、曲げ矯正性や曲げ疲労強度が大きく低下する。Ｓ含有量の好ましい範囲は０．００５～０．０３％である。
　［Ｃｒ：０．０５～０．５％］
　Ｃｒは、窒化処理時に、微細な窒化物（ＣｒＮ）を硬化層中に形成し、析出強化によって曲げ疲労強度を向上させる。これらの効果を得るため、Ｃｒは０．５％以上が必要である。一方、Ｃｒの含有量が０．５％を超えると、析出強化能が飽和する。さらに、有効硬化層深さが浅くなるため、ピッティング強度および曲げ疲労強度が低下する。また、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎるため、曲げ矯正性や切削加工性が著しく低下する。Ｃｒ含有量の好ましい範囲は０．０７～０．４％である。
　［Ａｌ：０．０１～０．０５％］
　Ａｌは、脱酸元素であり、十分な脱酸のために０．０１％以上が必要である。一方で、Ａｌは硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、Ａｌの含有量が０．０５％を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望の曲げ疲労強度が得られなくなる。Ａｌ含有量の好ましい範囲は０．０２～０．０４％である。
　［Ｎ：０．００３～０．０２５％］
　Ｎは、Ａｌ、Ｖ、Ｔｉと結合してＡｌＮ、ＶＮ、ＴｉＮを形成する。ＡｌＮ、ＶＮ、ＴｉＮはオーステナイト粒のピンニング作用により、窒化処理前の鋼材の組織を微細化し、窒化処理鋼部品の機械的特性のばらつきを低減する効果を持つ。Ｎの含有量が０．００３％未満ではこの効果は得難い。一方で、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、粗大なＡｌＮが形成されやすくなるため、上記の効果は得難くなる。Ｎ含有量の好ましい範囲は０．００５～０．０２０％である。
　本発明の窒化処理鋼部品の素材となる鋼は、上記の元素の他、以下に示す元素を含有してもよい。
　［Ｍｏ：０．０１～０．５０％未満］
　Ｍｏは、窒化時に微細な窒化物（Ｍｏ2Ｎ）を硬化層中に形成し、析出強化によって曲げ疲労強度を向上させる。また、Ｍｏは、窒化時に時効硬化作用を発揮して芯部硬さを向上させる。これらの効果を得るためのＭｏ含有量は０．０１％以上が必要である。一方、Ｍｏの含有量が０．５０％以上では、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎるため、曲げ矯正性や切削加工性が著しく低下する他、合金コストが増大する。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４０％未満である。
　［Ｖ：０．０１～０．５０％未満］
　Ｖは、窒化時に微細な窒化物（ＶＮ）を形成し、析出強化によって曲げ疲労強度を向上させる。また、Ｖは、窒化時に時効硬化作用を発揮して芯部硬さを向上させる。更に、オーステナイト粒のピンニング作用により、窒化処理前の鋼材の組織を微細化させる効果も有する。これらの作用を得るため、Ｖは０．０１％以上が必要である。一方、Ｖの含有量が０．５０％以上では、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎるため、曲げ矯正性や切削加工性が著しく低下する他、合金コストが増大する。Ｖ含有量の好ましい範囲は０．４０％未満である。
　［Ｃｕ：０．０１～０．５０％］
　Ｃｕは、固溶強化元素として部品の芯部硬さならびに窒素拡散層の硬さを向上させる。Ｃｕの固溶強化の作用を発揮させるためには０．０１％以上の含有が必要である。一方、Ｃｕの含有量が０．５０％を超えると、素材となる棒鋼、線材や熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎるため、曲げ矯正性や切削加工性が著しく低下する他、熱間延性が低下するため、熱間圧延時、熱間鍛造時に表面傷発生の原因となる。Ｃｕ含有量の好ましい範囲は０．４０％未満である。
　［Ｎｉ：０．０１～０．５０％］
　Ｎｉは、固溶強化により芯部硬さおよび表層硬さを向上させる。Ｎｉの固溶強化の作用を発揮させるためには０．０１％以上の含有が必要である。一方、Ｎｉの含有量が０．５０％を超えると、棒鋼、線材や熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎるため、曲げ矯正性や切削加工性が著しく低下する他、合金コストが増大する。Ｎｉ含有量の好ましい範囲は０．４０％未満である。
　［Ｔｉ：０．００５～０．０５％］
　Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、芯部硬さ及び表層硬さを向上させる。この作用を得るため、Ｔｉは０．００５％以上が必要である。一方、Ｔｉの含有量が０．０５％以上では、芯部硬さ及び表層硬さを向上させる効果が飽和する他、合金コストが増大する。Ｔｉ含有量の好ましい範囲は０．００７～０．０４％未満である。
　鋼の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物とは、原材料に含まれる、あるいは製造の過程で混入する成分であり、意図的に鋼に含有させたものではない成分のことをいう。上記の任意の添加元素、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、及びＴｉが上述の下限未満の量混入することもあるが、この場合、上述した各元素の効果が十分に得られないだけで、本発明の耐ピッティング性及び曲げ疲労特性向上の効果は得られるので、問題はない。
　以下、本発明の窒化処理鋼部品の製造方法を説明する。以下に説明する製造方法は一例であって、本発明の窒化処理鋼部品は、化合物層の厚さが３μｍ以下、有効硬化層深さが１６０～４１０μｍであればよく、以下の製造方法に限定されるわけではない。
　本発明の窒化処理鋼部品の製造方法では、上述した成分を有する鋼に対してガス窒化処理を施す。ガス窒化処理の処理温度は５５０～６２０℃であり、ガス窒化処理全体の処理時間Ａは１．５～１０時間である。
　［処理温度：５５０～６２０℃］
　ガス窒化処理の温度（窒化処理温度）は、主に、窒素の拡散速度と相関があり、表面硬さ及び硬化層深さに影響を及ぼす。窒化処理温度が低すぎれば、窒素の拡散速度が遅く、表面硬さが低くなり、硬化層深さが浅くなる。一方、窒化処理温度がＡＣ１点を超えれば、フェライト相（α相）よりも窒素の拡散速度が小さいオーステナイト相（γ相）が鋼中に生成され、表面硬さが低くなり、硬化層深さが浅くなる。したがって、本実施形態では、窒化処理温度はフェライト温度域周囲である５５０～６２０℃である。この場合、表面硬さが低くなるのを抑制でき、かつ、硬化層深さが浅くなるのを抑制できる。
　［ガス窒化処理全体の処理時間Ａ：１．５～１０時間］
　ガス窒化処理は、ＮＨ３、Ｈ２、Ｎ２を含む雰囲気で実施する。窒化処理全体の時間、つまり、窒化処理の開始から終了までの時間（処理時間Ａ）は、化合物層の形成及び分解と窒素の浸透と相関があり、表面硬さ及び硬化層深さに影響を及ぼす。処理時間Ａが短すぎると表面硬さが低くなり、硬化層深さが浅くなる。一方、処理時間Ａが長すぎれば、脱窒が発生して鋼の表面硬さが低下する。処理時間Ａが長すぎればさらに、製造コストが高くなる。したがって、窒化処理全体の処理時間Ａは１．５～１０時間である。
　なお、本実施形態のガス窒化処理の雰囲気は、ＮＨ３、Ｈ２及びＮ２の他、不可避的に酸素、二酸化炭素などの不純物を含む。好ましい雰囲気は、ＮＨ３、Ｈ２及びＮ２を合計で９９．５％（体積％）以上である。後述するＫＮ値は、雰囲気中のＮＨ３及びＨ２分圧の比率から算出されるため、Ｎ２分圧の大小に影響されない。しかしながら、ＫＮ制御の安定性を高めるため、Ｎ２分圧は０．２～０．５ａｔｍであることが好ましい。
　［高ＫＮ値処理及び低ＫＮ値処理］
　上述のガス窒化処理は、高ＫＮ値処理を実施する工程と、低ＫＮ値処理を実施する工程とを含む。高ＫＮ値処理では、低ＫＮ値処理よりも高い窒化ポテンシャルＫＮXでガス窒化処理を実施する。さらに高ＫＮ値処理後に低ＫＮ値処理を実施する。低ＫＮ値処理では、高ＫＮ値処理よりも低い窒化ポテンシャルＫＮYでガス窒化処理を実施する。
　このように、本窒化処理方法では、２段階のガス窒化処理（高ＫＮ値処理、低ＫＮ値処理）を実施する。ガス窒化処理の前半（高ＫＮ値処理）で窒化ポテンシャルＫＮ値を高くすることにより、鋼の表面に化合物層を生成させる。その後、ガス窒化処理の後半（低ＫＮ値処理）で窒化ポテンシャルＫＮ値を下げることにより、鋼の表面に形成された化合物層をＦｅとＮに分解し、鋼中に窒素（Ｎ）を浸透拡散させる。２段階のガス窒化処理とすることにより、高ＫＮ値処理で生成した化合物層の厚さを低減しつつ、化合物層の分解により得られた窒素を用いて十分な硬化層深さを得る。
　高ＫＮ値処理の窒化ポテンシャルをＫＮXとし、低ＫＮ値処理の窒化ポテンシャルをＫＮYとする。このとき、窒化ポテンシャルＫＮＸおよびＫＮＹは、は、下式で定義される。
　　　ＫＮＸ＝（ＮＨ3分圧）Ｘ／［（Ｈ2分圧）3/2］Ｘ
　　　ＫＮＹ＝（ＮＨ3分圧）Ｙ／［（Ｈ2分圧）3/2］Ｙ
　ガス窒化処理の雰囲気のＮＨ３及びＨ２の分圧は、ガスの流量を調整することにより制御することができる。
　高ＫＮ値処理から低ＫＮ値処理への移行するとき、ＫＮ値を低下させるためにガス流量を調整すると、炉内のＮＨ３及びＨ２の分圧が安定化するまでに、ある程度の時間を要する。ＫＮ値を変更するためのガス流量の調整は１回でもよいし、必要に応じて複数回でもよい。ＫＮ値の低下量をより大きくするために、ＮＨ３流量を下げ、Ｈ２流量を上げる方法が効果的である。高ＫＮ値処理後のＫＮi値が、最後に０．２５以下となった時点を、低ＫＮ値処理の開始時期と定義する。
　高ＫＮ値処理の処理時間を「Ｘ」（時間）とし、低ＫＮ値処理の処理時間を「Ｙ」（時間）とする。処理時間Ｘと処理時間Ｙとの合計は、窒化処理全体の処理時間Ａ以内であり、好ましくは、処理時間Ａである。
　［高ＫＮ値処理及び低ＫＮ値処理での諸条件］
　上述のとおり、高ＫＮ値処理中の窒化ポテンシャルをＫＮX、低ＫＮ値処理中の窒化ポテンシャルをＫＮYとする。さらに、高ＫＮ値処理中の窒化ポテンシャルの平均値を「ＫＮXave」とし、低ＫＮ値処理中の窒化ポテンシャルの平均値を「ＫＮYave」とする。ＫＮXaveとＫＮYaveは、下式で定義する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
　ここで、添字ｉは一定時間間隔毎の測定回を表す数であり、Ｘ０は窒化ポテンシャルＫＮＸの測定間隔（時間）、Ｙ０は窒化ポテンシャルＫＮＹの測定間隔（時間）、ＫＮＸｉは高ＫＮ値処理中のｉ回目の測定における窒化ポテンシャル、ＫＮＹｉは低ＫＮ値処理中のｉ回目の測定における窒化ポテンシャルである。
　たとえば、Ｘ０を１５分として、処理開始から１５分後を１回目（ｉ＝１）とし、以降１５分おきに２回目（ｉ＝２）、３回目（ｉ＝３）と測定して、処理時間まで測定可能なｎ回を測定してＫＮXaveを計算する。ＫＮYaveも同様に計算する。
　さらに、窒化処理全体の窒化ポテンシャルの平均値を「ＫＮave」とする。平均値ＫＮaveは、下式で定義される。
　ＫＮave＝（Ｘ×ＫＮXave＋Ｙ×ＫＮYave）／Ａ
　本発明の窒化処理方法では、高ＫＮ値処理の窒化ポテンシャルＫＮX、平均値ＫＮXave、処理時間Ｘ、低ＫＮ値処理の窒化ポテンシャルＫＮX、平均値ＫＮYave、処理時間Ｙ、及び、平均値ＫＮaveが次の条件（Ｉ）～（ＩＶ）を満たす。
　（Ｉ）平均値ＫＮXave：０．３０～０．８０
　（ＩＩ）平均値ＫＮYave：０．０３～０．２０
　（ＩＩＩ）ＫＮX：０．１５～１．５０、及び、ＫＮＹ：０．０２～０．２５
　（ＩＶ）平均値ＫＮave：０．０７～０．３０
　以下、条件（Ｉ）～（ＩＶ）について説明する。
　［（Ｉ）高ＫＮ処理での窒化ポテンシャルの平均値ＫＮXave］
　高ＫＮ値処理において、窒化ポテンシャルの平均値ＫＮXaveは、十分な厚さの化合物層を形成させるため、０．３０～０．８０が必要である。
　図２は、平均値ＫＮXaveと、表面硬さ及び化合物層厚さの関係とを示す図である。図２は次の実験により得られた。
　本発明で規定する化学成分を有する鋼ａ（表１参照。以下、供試材と呼ぶ）を用いて、ＮＨ３、Ｈ２及びＮ２を含むガス雰囲気でガス窒化処理を実施した。ガス窒化処理では、所定の温度に加熱した雰囲気の制御が可能な熱処理炉内に供試材を挿入し、ＮＨ３、Ｎ２及びＨ２のガスを流入させた。このとき、ガス窒化処理の雰囲気のＮＨ３及びＨ２の分圧を測定しながらガスの流量を調整し、窒化ポテンシャルＫＮ値を制御した。ＫＮ値は、ＮＨ３分圧及びＨ２分圧によって求めた。
　ガス窒化処理中のＨ２分圧は、ガス窒化炉体に直接装着した熱伝導式Ｈ２センサを用い、標準ガスと測定ガスとの熱伝導度の違いをガス濃度に換算して測定した。Ｈ２分圧は、ガス窒化処理の間、継続して測定した。ガス窒化処理中のＮＨ３分圧は、炉外に手動ガラス管式ＮＨ３分析計を取り付けて測定し、１５分毎に残留ＮＨ3の分圧を算出して求めた。ＮＨ３分圧を測定する１５分毎に窒化ポテンシャルＫＮ値を算出し、目標値に収束するように、ＮＨ３流量及びＮ２流量を調整した。
　ガス窒化処理では、雰囲気の温度を５９０℃、処理時間Ｘを１．０時間、処理時間Ｙを２．０時間、ＫＮYaveを０．０５と一定とし、ＫＮXaveを０．１０～１．００まで変化させて行った。全体の処理時間Ａは３．０時間とした。
　種々の平均値ＫＮXaveでガス窒化処理された供試材に対して、次の測定試験を実施した。
　［化合物層の厚さ測定］
　ガス窒化処理後、供試材の断面を研磨し、エッチングして光学顕微鏡で観察した。エッチングは、３％ナイタール溶液で２０～３０秒間行った。化合物層は、鋼の表層に存在し、白い未腐食の層として観察される。光学顕微鏡により５００倍で撮影した組織写真５視野（視野面積：２．２×１０4μｍ2）から、それぞれ３０μｍ毎に４点の化合物層の厚さを測定した。測定された２０点の値の平均値を、化合物厚さ（μｍ）と定義した。化合物層厚さが３μｍ以下の時、剥離や割れの発生が大きく抑制される。よって、本発明形態においては、化合物層厚さを３μｍ以下にすることが必要である。化合物層厚さは０でもよい。
　［化合物層の相構造］
　化合物層の相構造は、面積率でγ’（Ｆｅ４Ｎ）が５０％以上となることが好ましい。残部はε（Ｆｅ２～３Ｎ）である。一般的な軟窒化処理によれば化合物層はε（Ｆｅ２～３Ｎ）が主体となるが、本発明の窒化処理によれば、γ’（Ｆｅ４Ｎ）の割合が大きくなる。化合物層の相構造はＳＥＭ－ＥＢＳＤ法で調べることができる。
　［空隙面積率の測定］
　更に、光学顕微鏡観察によって、供試材の断面における表層組織の空隙の面積率を測定した。倍率１０００倍にて５視野測定（視野面積：５．６×１０3μｍ2）して、各視野について最表面から５μｍ深さの範囲の面積２５μｍ2中に占める空隙の割合（以下、空隙面積率という）を算出した。空隙面積率が１０％以上の場合、ガス窒化処理後の窒化部品の表面粗さが粗くなり、さらに、化合物層が脆化するため、窒化部品の疲労強度が低下する。したがって、本発明形態においては、空隙面積率が１０％未満であることが必要である。空隙面積率は、好ましくは８％未満、より好ましくは６％未満である。
　［表面硬さの測定］
　さらに、ガス窒化処理後の供試材の表面硬さ及び有効硬化層深さを次の方法により求めた。試料表面から深さ方向のビッカース硬さを、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠して、試験力１．９６Ｎで測定した。そして、表面から５０μｍ深さ位置におけるビッカース硬さの３点の平均値を、表面硬さ（ＨＶ）と定義した。本発明では、３μｍ超の化合物層が残存する一般的なガス窒化処理の場合と同等の表面硬さとして３５０ＨＶ以上～５００ＨＶ以下を目標とする。
　［有効硬化層深さの測定］
　本発明において、有効硬化層深さ（μｍ）は、上記のビッカース硬さ試験で得られた深さ方向の硬さ分布を用いて、供試材表面から深さ方向に測定されたビッカース硬さの分布のうち２５０ＨＶ以上となる範囲の深さと定義する。
　処理温度５７０～５９０℃において、化合物層が１０μｍ以上生成される一般的なガス窒化処理の場合、ガス窒化処理全体の処理時間をＡ（時間）とすると、有効硬化層深さは、下記式（Ａ）で求められる値±２０μｍになる。
　有効硬化層深さ（μｍ）＝１３０×｛処理時間Ａ（時間）｝1/2　・・・　（Ａ）
　本発明の窒化処理鋼部品では、有効硬化層深さは１３０×｛処理時間Ａ（時間）｝1/2とする。本実施形態においては、ガス窒化処理全体の処理時間Ａは、上述のとおり１．５～１０時間であるので、有効硬化層深さは、１６０～４１０μｍとなることを目標とする。
　上述の測定試験の結果、平均値ＫＮYaveが０．２０以上であれば、有効硬化層深さが１６０～４１０μｍを満たした（Ａ＝３のとき、有効硬化層深さ２２５μｍ）。さらに、測定試験結果のうち、各平均値ＫＮXaveでのガス窒化処理により得られた供試材の表面硬さ及び化合物層の厚さに基づいて、図２を作成した。
　図２中の実線は平均値ＫＮXaveと表面硬さ（ＨＶ）との関係を示すグラフである。図２中の破線は平均値ＫＮXaveと化合物層の厚さ（μｍ）との関係を示すグラフである。
　図２の実線のグラフを参照して、低ＫＮ値処理での平均値ＫＮYaveが一定である場合、高ＫＮ値処理での平均値ＫＮXaveが高くなるに従い、窒化部品の表面硬さが顕著に増大する。そして、平均値ＫＮXaveが０．３０以上となったとき、表面硬さは目標とした３５０ＨＶ以上となる。一方、平均値ＫＮXaveが０．３０よりも高い場合、平均値ＫＮXaveがさらに高くなっても、表面硬さはほぼ一定のままである。つまり、平均値ＫＮXaveと表面硬さのグラフ（図２中の実線）では、ＫＮXave＝０．３０付近に変曲点が存在する。
　さらに、図２の破線のグラフを参照して、平均値ＫＮXaveが１．００から低下するに従い、化合物厚さが顕著に減少する。そして、平均値ＫＮXaveが０．８０になったとき、化合物層の厚さは３μｍ以下となる。一方、平均値ＫＮXaveが０．８０以下では、平均値ＫＮXaveが低下するに従い、化合物層の厚さが減少するものの、平均値ＫＮXaveが０．８０よりも高い場合と比較して、化合物層の厚さの減少代は小さい。つまり、平均値ＫＮXaveと表面硬さのグラフ（図２中の実線）では、ＫＮXave＝０．８０付近に変曲点が存在する。
　以上の結果より、本発明形態では、高ＫＮ値処理の窒化ポテンシャルの平均値ＫＮXaveは０．３０～０．８０とする。この範囲に制御することで、窒化処理された鋼の表面硬さを高め、かつ、化合物層の厚さを抑制することができる。さらに、十分な有効硬化層深さを得ることができる。平均値ＫＮXaveが０．３０未満であれば、化合物の生成が不十分であり、表面硬さが低下し、十分な有効効果層深さが得られない。平均値ＫＮXaveが０．８０を超えれば、化合物層の厚さが３μｍを超え、さらに、空隙面積率が１０％以上になる場合がある。平均値ＫＮXaveの好ましい下限は０．３５である。また、平均値ＫＮXaveの好ましい上限は０．７０である。
　［（ＩＩ）低ＫＮ値処理での窒化ポテンシャルの平均値ＫＮYave］
　低ＫＮ値処理の窒化ポテンシャルの平均値ＫＮYaveは０．０３～０．２０である。
　図３は、平均値ＫＮYaveと、表面硬さ及び化合物層厚さとの関係を示す図である。図３は、次の試験により得られた。
　窒化処理雰囲気の温度を５９０℃、処理時間Ｘを１．０時間、処理時間Ｙを２．０時間、平均値ＫＮXaveを０．４０と一定として、平均値ＫＮYaveを０．０１～０．３０まで変化させて、本発明で規定する化学成分を有する鋼ａに対してガス窒化処理を行った。全体の処理時間Ａは３．０時間であった。
　窒化処理後、上述の方法により、各平均値ＫＮYaveにおける表面硬さ（ＨＶ）、有効硬化層深さ（μｍ）及び、化合物層厚さ（μｍ）を測定した。有効硬化層深さを測定した結果、平均値ＫＮYaveが０．０２以上であれば、有効硬化層深さが２２５μｍ以上となった。さらに、測定試験により得られた表面硬さ及び化合物厚さをプロットして、図３を作成した。
　図３中の実線は、平均値ＫＮYaveと表面硬さとの関係を示すグラフであり、破線は、平均値ＫＮYaveと化合物層の深さとの関係を示すグラフである。図３の実線のグラフを参照して、平均値ＫＮYaveが０から高くなるに従い、表面硬さは顕著に増大する。そして、ＫＮYaveが０．０３となったとき、表面硬さは５７０ＨＶ以上となる。さらに、ＫＮYaveが０．０３以上の場合、ＫＮYaveが高くなっても、表面硬さはほぼ一定である。以上より、平均値ＫＮYaveと表面硬さとのグラフでは、平均値ＫＮYave＝０．０３付近に変曲点が存在する。
　一方、図３中の破線のグラフを参照して、平均値ＫＮYaveが０．３０から０．２５に低下するまでの間は、化合物層の厚さはほぼ一定である。しかしながら、平均値ＫＮYaveが０．２５から低下するに従い、化合物層の厚さは顕著に減少する。そして、平均値ＫＮYaveが０．２０となったとき、化合物層の厚さは３μｍ以下となる。さらに、平均値ＫＮYaveが０．２０以下の場合、平均値ＫＮYaveの低下にともない、化合物層の厚さは減少するものの、平均値ＫＮYaveが０．２０よりも高い場合と比較して、化合物層の厚さの減少代は少ない。以上より、平均値ＫＮYaveと化合物層の厚さとのグラフでは、平均値ＫＮYave＝０．２０付近に変曲点が存在する。
　以上の結果より、本発明において、低ＫＮ値処理の平均値ＫＮYaveは０．０３～０．２０に限定する。この場合、ガス窒化処理された鋼の表面硬さが高くなり、かつ、化合物層の厚さを抑制することができる。さらに、十分な有効硬化層深さを得ることができる。平均値ＫＮYaveが０．０３未満であれば、表面から脱窒が生じて表面硬さが低下する。一方、平均値ＫＮYaveが０．２０を超えれば、化合物の分解が不十分であり、有効硬化層深さが浅く、表面硬さが低下する。平均値ＫＮYaveの好ましい下限は０．０５である。平均値ＫＮYaveの好ましい上限は０．１８である。
　［（ＩＩＩ）窒化処理中の窒化ポテンシャルＫＮX及びＫＮYの範囲］
　ガス窒化処理において、雰囲気中のＫＮi値が平衡状態に達するまでには、ガス流量を設定してから一定の時間が必要である。そのため、ＫＮi値が平行状態に達するまでの間にもＫＮi値は時々刻々と変化している。さらに、高ＫＮ値処置から低ＫＮ値処理へと移行するとき、ガス窒化処理の途中でＫＮi値の設定を変更することになる。この場合も、平衡状態に達するまでの間にＫＮi値は変動する。
　このようなＫＮi値の変動は、化合物層や硬化層深さに影響を及ぼす。したがって、高ＫＮ値処理及び低ＫＮ値処置において、上述の平均値ＫＮXave及び平均値ＫＮYaveを上記範囲とするだけでなく、高ＫＮ値処理中の窒化ポテンシャルＫＮx、及び、低ＫＮ値処理中の窒化ポテンシャルＫＮYも所定範囲内に制御する。
　具体的には、本発明では、十分な化合物層を形成するために、高ＫＮ値処理中における窒化ポテンシャルＫＮXを０．１５～１．５０とし、化合物層を薄く、且つ硬化層深さを大きくするために、低ＫＮ値処理中における窒化ポテンシャルＫＮYを０．０２～０．２５とする。
　表１は、Ｃ：０．４５％、Ｓｉ：０．７０％、Ｍｎ：１．０１％、Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．０１５％、Ｃｒ：０．２５％、Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．００９％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である鋼（以下「鋼ａ」という）を種々の窒化ポテンシャルＫＮX及びＫＮYで窒化処理を実施した場合の、窒化部品の化合物層厚さ（μｍ）、空隙面積率（％）、有効硬化層深さ（μｍ）及び表面硬さ（ＨＶ）を示す。表１は、次の試験により得られた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　鋼ａを供試材として、表１に示すガス窒化処理（高ＫＮ値処理及び低ＫＮ値処理）を実施して窒化部品を製造した。具体的には、各試験番号でのガス窒化処理の雰囲気温度を５９０℃、処理時間Ｘを１．０時間、処理時間Ｙを２．０時間、ＫＮXaveを０．４０、ＫＮYaveを０．１０と一定とした。そして、ガス窒化処理中において、ＫＮX、ＫＮYの最小値ＫＮXmin、ＫＮYmin、最大値ＫＮXmax、ＫＮYmaxを変化させて、高ＫＮ値処理及び低ＫＮ値処理を実施した。窒化処理全体の処理時間Ａは３．０時間とした。
　処理温度５７０～５９０℃において、化合物層が１０μｍ以上生成される一般的なガス窒化処理の場合、ガス窒化処理全体の処理時間を３．０時間とすると、有効硬化層深さは２２５μｍ±２０μｍになる。ガス窒化処理後の窒化部品に対して、上述の測定方法により、化合物層厚さ、空隙面積率、有効硬化層深さ及び表面硬さを測定し、表１を得た。
　表１を参照して、試験番号３～６、１０～１５では、最小値ＫＮXmin及び最大値ＫＮXmaxが０．１５～１．５０であり、かつ、最小値ＫＮYmin及び最大値ＫＮYmaxが０．０２～０．２５であった。その結果、化合物厚さが３μｍ以下と薄く、空隙は１０％未満に抑制された。さらに、有効硬化層深さは２２５μｍ以上であり、表面硬さは３５０ＨＶ以上であった。
　一方、試験番号１及び２では、ＫＮXminが０．１５未満であるため、表面硬さが５７０ＨＶ未満であった。試験番号１ではさらに、ＫＮXminが０．１４未満であるため、有効硬化層深さが２２５μｍ未満であった。
　試験番号７及び８では、ＫＮXmaxが１．５を超えたため、化合物層中の空隙が１０％以上となった。試験番号８ではさらに、ＫＮXmaxが１．５５を超えたため、化合物層の厚さが３μｍを超えた。
　試験番号９では、ＫＮYminが０．０２未満であったため、表面硬さが３５０ＨＶ未満であった。これは、低ＫＮ値処理によって化合物層が消失するだけでなく、表層から脱窒が生じたためと考えられる。さらに、試験番号１６では、ＫＮYmaxが０．２５を超えた。そのため、化合物層の厚さが３μｍを超えた。ＫＮYmaxが０．２５を超えたため、十分に化合物層の分解が起こらなかったと考えられる。
　以上の結果より、高ＫＮ値処理での窒化ポテンシャルＫＮXを０．１５～１．５０とし、かつ、低ＫＮ値処理中における窒化ポテンシャルＫＮYを０．０２～０．２５とする。この場合、窒化処理後の部品において、化合物層の厚さを十分に薄くでき、空隙も抑制できる。さらに、有効硬化層深さを十分に深くでき、かつ、高い表面硬さが得られる。
　窒化ポテンシャルＫＮXが０．１５未満であれば、有効硬化層が浅すぎたり、表面硬さが低すぎたりする。窒化ポテンシャルＫＮXが１．５０を超えれば、化合物層が厚くなりすぎたり、空隙が過剰に残存したりする。
　また、窒化ポテンシャルＫＮYが０．０２未満であれば、脱窒が生じて表面硬さが低下する。一方、窒化ポテンシャルＫＮYが０．２０を超えれば、化合物層が厚くなりすぎる。したがって、本実施形態では、高ＫＮ値処理中における窒化ポテンシャルＫＮXが０．１５～１．５０であり、かつ、低ＫＮ値処理中における窒化ポテンシャルＫＮYが０．０２～０．２５である。
　窒化ポテンシャルＫＮXの好ましい下限は０．２５である。ＫＮXの好ましい上限は１．４０である。ＫＮYの好ましい下限は０．０３である。ＫＮYの好ましい上限は０．２２である。
　［（ＩＶ）窒化処理中の窒化ポテンシャルの平均値ＫＮave］
　本実施形態のガス窒化処理ではさらに、式（２）で定義される窒化ポテンシャルの平均値ＫＮaveが０．０７～０．３０である。
　ＫＮave＝（Ｘ×ＫＮXave＋Ｙ×ＫＮYave）／Ａ　・・・　（２）
　図４は、平均値ＫＮaveと、表面硬さ（ＨＶ）と、化合物層深さ（μｍ）との関係を示す図である。図４は次の試験を実施して得られた。鋼ａを供試材として、ガス窒化処理を実施した。ガス窒化処理での雰囲気温度は５９０℃とした。そして、処理時間Ｘ、処理時間Ｙ、窒化ポテンシャルの範囲及び平均値（ＫＮX、ＫＮY、ＫＮXave、ＫＮYave）を変化させてガス窒化処理（高ＫＮ値処理及び低ＫＮ値処理）を実施した。
　各試験条件のガス窒化処理後の供試材に対して、上述の方法により、化合物層厚さと、表面硬さとを測定した。得られた化合物層厚さ及び表面硬さを測定し、図４を作成した。
　図４中の実線は、窒化ポテンシャルの平均値ＫＮaveと表面硬さ（ＨＶ）との関係を示すグラフである。図４中の破線は、平均値ＫＮaveと化合物層の厚さ（μｍ）との関係を示すグラフである。
　図４の実線のグラフを参照して、平均値ＫＮaveが０から高くなるに従い、表面硬さは顕著に高まり、平均値ＫＮaveが０．０７となったときに、３５０ＨＶ以上となる。そして、平均値ＫＮaveが０．０７以上となった場合、平均値ＫＮaveが高くなっても、表面硬さはほぼ一定である。つまり、平均値ＫＮaveと表面硬さ（ＨＶ）とのグラフでは、平均値ＫＮave＝０．０７付近に変曲点が存在する。
　さらに、図４の破線のグラフを参照して、平均値ＫＮaveが０．３５から低下するに従い、化合物厚さは顕著に薄くなり、平均値ＫＮaveが０．３０となったときに、３μｍ以下となる。そして、平均値ＫＮaveが０．３０未満となった場合、平均値ＫＮaveが低くなるに従い、化合物厚さは徐々に薄くなるものの、平均値ＫＮaveが０．３０よりも高い場合と比較して、化合物層の厚さの減少代は少ない。以上より、平均値ＫＮaveと化合物層の厚さとのグラフでは、平均値ＫＮave＝０．３０付近に変曲点が存在する。
　以上の結果より、本実施形態のガス窒化処理では、式（２）で定義される平均値ＫＮaveを０．０７～０．３０とする。この場合、ガス窒化処理後の部品では、化合物層を十分に薄くできる。さらに、高い表面硬さが得られる。平均値ＫＮaveが０．０７未満であれば、表面硬さが低い。一方、平均値ＫＮaveが０．３０を超えれば、化合物層が３μｍを超える。平均値ＫＮaveの好ましい下限は０．０８である。平均値ＫＮaveの好ましい上限は０．２７である。
　［高ＫＮ値処理及び低ＫＮ値処理の処理時間］
　高ＫＮ値処理の処理時間Ｘ、及び、低ＫＮ値処理の処理時間Ｙは、式（２）で定義される平均値ＫＮaveが０．０７～０．３０であれば、特に制限されない。好ましくは、処理時間Ｘは０．５０時間以上であり、処理時間Ｙは０．５０時間以上である。
　以上の諸条件により、ガス窒化処理を実施する。具体的には、上記条件で高ＫＮ値処理を実施して、その後、上記条件で低ＫＮ値処理を実施する。低ＫＮ値処理の後、窒化ポテンシャルを上昇させることなくガス窒化処理を終了する。
　本発明で規定した成分を有する鋼に対し、上記ガス窒化処理を実施することにより、窒化部品を製造する。製造された窒化部品では、表面硬さが十分に深く、化合物層が十分に薄い。さらに、有効硬化層深さが十分に深く、化合物層中の空隙も抑えることができる。好ましくは、本実施形態の窒化処理を実施して製造された窒化部品では、表面硬さがビッカース硬さで３５０ＨＶ以上、化合物層深さが３μｍ以下となる。さらに、空隙面積率が１０％未満となる。さらに、式（Ｂ）を満たす。さらに、有効硬化層深さは、１６０～４１０μｍとなる。
　表２に示す化学成分を有する鋼ａ～ｚを、５０ｋｇ真空溶解炉で溶解して溶鋼を製造した。溶鋼を鋳造してインゴットを製造した。なお、表２中のａ～ｑは、本発明で規定する化学成分を有する鋼である。一方、鋼ｒ～ｚは、少なくとも１元素以上、本発明で規定する化学成分から外れた比較例の鋼である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　このインゴットを熱間鍛造して直径３５ｍｍの丸棒とした。続いて、各丸棒を焼鈍した後、切削加工を施し、化合物層の厚さ、空隙の体積率、有効硬化層深さおよび表面硬さを評価するための板状試験片を作製した。板状試験片は、縦２０ｍｍ、横２０ｍｍ、厚さ２ｍｍとした。また、曲げ矯正性を評価するための４点曲げ試験用の角型試験片を作製した（図５）。さらに、曲げ疲労特性を評価するための円柱型試験片を作製した（図６）。
　採取された試験片に対して、次の条件でガス窒化処理を実施した。試験片をガス窒化炉に装入し、炉内にＮＨ３、Ｈ２、Ｎ２の各ガスを導入した。その後、表３、４に示す条件で高ＫＮ値処理を実施し、その後、低ＫＮ値処理を実施した。ガス窒化処理後の試験片に対して、８０℃の油を用いて油冷を実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　［化合物層の厚さ及び空隙面積率の測定試験］
　ガス窒化処理後の試験片の、長さ方向に垂直な方向の断面を鏡面研磨し、エッチングした。光学顕微鏡を用いてエッチングされた断面を観察し、化合物層厚さの測定及び表層部の空隙の有無の確認を行った。エッチングは、３％ナイタール溶液で２０～３０秒間行った。
　化合物層は、表層に存在する白い未腐食の層として確認可能である。５００倍で撮影した組織写真５視野（視野面積：２．２×１０4μｍ2）から、化合物層を観察し、それぞれ３０μｍ毎に４点の化合物層の厚さを測定した。そして、測定された２０点の平均値を、化合物厚さ（μｍ）と定義した。
　さらに、エッチングされた断面に対して１０００倍で５視野観察し、最表面から５μｍ深さの範囲の面積２５μｍ2中に占める空隙の総面積の比（空隙面積率、単位は％）を求めた。
　［表面硬さ及び有効硬化層測定試験］
　ガス窒化処理後の各試験番号の棒鋼に対して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠し、試験力１．９６Ｎで、表面から５０μｍ、１００μｍ、以降５０μｍ毎に深さ１０００μｍまで、ビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さ（ＨＶ）は、各５点ずつ測定し、平均値を求めた。表面硬さは、表面から５０μｍ位置の５点の平均値とした。
　表面から深さ方向に測定されたビッカース硬さの分布のうち、２５０ＨＶ以上となる範囲の深さを、有効硬化層深さ（μｍ）と定義した。
　化合物層の厚さは３μｍ以下、空隙の割合は１０％未満、表面硬さは３５０～５００ＨＶであれば良好と判定した。さらに、有効硬化層深さが１６０～４１０μｍを満たせば、良好と判定した。
　以下、良好および不良である試験片を用いて、曲げ矯正性、回転曲げ疲労特性の評価を行った。
　[曲げ矯正性評価試験]
　ガス窒化処理に供した角型試験片に対し、静的曲げ試験を実施した。角型試験片の形状を図５に示す。なお、図５における寸法の単位は「ｍｍ」である。静的曲げ試験は、内側支点間距離を３０ｍｍ、外側支点間距離８０ｍｍの４点曲げにて行い、ひずみ速度は２ｍｍ／ｍｉｎとした。角型試験片長手方向のＲ部にひずみゲージを取付け、Ｒ部に亀裂が生じ、ひずみゲージの測定が出来なくなった時の最大ひずみ量（％）を曲げ矯正性として求めた。
　本発明部品においては、曲げ矯正性が１．３％以上であることを目標とした。
　[曲げ疲労特性評価試験]
　ガス窒化処理に供した円柱試験片に対し、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。回転数は３０００ｒｐｍ、試験打ち切り回数は、一般的な鋼の疲労限を示す１０7回とし、回転曲げ疲労試験片において、破断が生じずに１０７回に達した時の最大の応力振幅を回転曲げ疲労試験片の疲労限とした。試験片の形状を図６に示す。
　本発明部品においては、疲労限における最大応力が５００ＭＰａ以上であることを目標にした。
　［試験結果］
　結果を表３、４に示す。表３中の「有効硬化層深さ（目標）」欄には、式（Ａ）で算出された値（目標値）が記載されており、「有効硬化層深さ（実績）」には有効硬化層の測定値（μｍ）が記載されている。
　表３、４を参照して、試験番号１７～４１では、ガス窒化処理での処理温度が５５０～６２０℃であり、処理時間Ａが１．５～１０時間であった。さらに、高ＫＮ値処理におけるＫＮXが０．１５～１．５０であり、平均値ＫＮXaveが０．３０～０．８０であった。さらに、低ＫＮ値処理におけるＫＮYが０．０２～０．２５であり、平均値ＫＮYaveが０．０３～０．２０であった。さらに、（式２）で求められる平均値ＫＮaveが０．０７～０．３０であった。そのため、いずれの試験番号においても、窒化処理後の化合物層の厚さは３μｍ以下であり、空隙面積率は１０％未満であった。
　さらに、有効硬化層は１６０～４１０μｍを満たし、表面硬さが３５０～５００ＨＶであった。曲げ矯正性および曲げ疲労強度も、それぞれ目標である１．３％、５００ＭＰａ以上を満たしていた。なお、化合物層が存在する試験片の表層断面について、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法により化合物層の相構造を調査したところ、面積比率でγ’（Ｆｅ４Ｎ）が５０％以上、残部がε（Ｆｅ２～３Ｎ）であった。
　一方、試験番号４２では、高ＫＮ値処理におけるＫＮXの最小値が０．１５未満であった。そのため、高ＫＮ値処理中に化合物層が安定定期に形成されなかったため、有効硬化層深さが１６０μｍ未満となり、曲げ疲労強度が５００ＭＰａ未満であった。
　試験番号４３では、高ＫＮ値処理におけるＫＮXの最大値が１．５０を超えた。そのため、空隙面積率が１０％以上となり、曲げ矯正性が１．３％未満かつ曲げ疲労強度が５００ＭＰａ未満であった。
　試験番号４４では、高ＫＮ値処理における平均値ＫＮＸaveが０．３０未満であった。そのため、高ＫＮ値処理中に十分な厚さの化合物層が形成されず、低ＫＮ値処理中早期に化合物層が分解されてしまったため、有効硬化層深さが１６０μｍ未満となり、表面硬さも３５０ＨＶ未満であったため、曲げ疲労強度が５００ＭＰａ未満であった。
　試験番号４５では、高ＫＮ値処理における平均値ＫＮＸaveが０．８０を超えた。そのため、化合物層厚さが３μｍを超え、かつ空隙面積率が１０％以上となり、曲げ矯正性が１．３％未満かつ曲げ疲労強度が５００ＭＰａ未満であった。
　試験番号４６では、低ＫＮ値処理におけるＫＮＹの最小値が０．０２未満であった。そのため、低ＫＮ値処理中早期に化合物層が分解されてしまったため、有効硬化層深さが１６０μｍ未満となり、表面硬さも３５０ＨＶ未満であったため、曲げ疲労強度が５００ＭＰａ未満であった。
　試験番号４７では、低ＫＮ値処理におけるＫＮＹの最小値が０．０２未満であり、かつ低ＫＮ値処理における平均値ＫＹaveが０．０３未満であった。そのため、有効硬化層深さが１６０μｍ未満となり、表面硬さも３５０ＨＶ未満であったため、曲げ疲労強度が５００ＭＰａ未満であった。
　試験番号４８では、平均値ＫＮaveが０．０７未満であった。そのため、表面硬さが３５０ＨＶ未満であったため、曲げ疲労強度が５００ＭＰａ未満であった。
　試験番号４９では、低ＫＮ値処理における平均値ＫＹaveが０．２０を超えた。そのため、化合物層厚さが３μｍを超えたため、曲げ矯正性が１．３％未満かつ曲げ疲労強度が５００ＭＰａ未満であった。
　試験番号５０では、平均値ＫＮaveが０．３０を超えた。そのため、化合物層厚さが３μｍを超えたため、曲げ矯正性が１．３％未満かつ曲げ疲労強度が５００ＭＰａ未満であった。
　試験番号５１では、高ＫＮ低ＫＮ値処理を行わず、平均値ＫＮaveが０．０７～０．３０となる制御を行った。その結果、化合物層厚さが３μｍを超え、曲げ矯正性が１．３％未満かつ曲げ疲労強度が５００ＭＰａ未満となった。
　試験番号５２～６０では、本発明で規定する範囲外の成分を有する鋼ｒ～ｚを用いて、本発明で規定した窒化処理を行った。その結果、曲げ矯正性、曲げ疲労強度のうち少なくとも一方が目標値を満たさなかった。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
　１　　ポーラス層
　２　　化合物層
　３　　窒素拡散層

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．２～０．６％、
    　　Ｓｉ：０．０５～１．５％、
    　　Ｍｎ：０．２～２．５％、
    　　Ｐ　：０．０２５％以下、
    　　Ｓ　：０．００３～０．０５％、
    　　Ｃｒ：０．０５～０．５％、
    　　Ａｌ：０．０１～０．０５％、及び
    　　Ｎ　：０．００３～０．０２５％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物である鋼材を素材とし、
    　鋼表面に形成された、鉄、窒素及び炭素からなる厚さ３μｍ以下の化合物層と、化合物層の下に形成された硬化層とを有し、
    　有効硬化層深さが１６０～４１０μｍである
    ことを特徴とする窒化処理鋼部品。
  2. 　前記鋼材がＦｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．０１～０．５０％未満、Ｖ：０．０１～０．５０％未満のうち１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の窒化処理鋼部品。
  3. 　前記鋼材がＦｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．０１～０．５０％未満、Ｎｉ：０．０１～０．５０％未満のうち１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の窒化処理鋼部品。
  4. 　前記鋼材がＦｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．００５～０．０５％未満を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の窒化処理部品。
  5. 質量％で、
    　　Ｃ　：０．２～０．６％、
    　　Ｓｉ：０．０５～１．５％、
    　　Ｍｎ：０．２～２．５％、
    　　Ｐ　：０．０２５％以下、
    　　Ｓ　：０．００３～０．０５％、
    　　Ｃｒ：０．０５～０．５％、
    　　Ａｌ：０．０１～０．０５％、及び
    　　Ｎ　：０．００３～０．０２５％
    を含有し、残部はＦｅ及び不純物である鋼材を素材とし、
    　ＮＨ３、Ｈ２及びＮ２を含むガス雰囲気で上記鋼材を５５０～６２０℃に加熱し、全体の処理時間Ａを１．５～１０時間とするガス窒化処理を施す工程を備え、
    　上記ガス窒化処理は、処理時間をＸ時間とする高ＫＮ値処理と、高ＫＮ値処理に続く処理時間をＹ時間とする低ＫＮ値処理からなり、
    　上記高ＫＮ値処理は、式（１）によって求められる窒化ポテンシャルＫＮXが０．１５～１．５０であり、式（２）によって求められる上記窒化ポテンシャルＫＮXの平均値ＫＮXaveが０．３０～０．８０であり、
    　上記低ＫＮ値処理は、式（３）によって求められる窒化ポテンシャルＫＮYが０．０２～０．２５であり、式（４）によって求められる上記窒化ポテンシャルＫＮYの平均値ＫＮYaveが０．０３～０．２０であり、式（５）によって求められる窒化ポテンシャルの平均値ＫＮaveが０．０７～０．３０である
    ことを特徴とする窒化処理方法。
    　　　ＫＮＸ＝（ＮＨ3分圧）Ｘ／［（Ｈ2分圧）3/2］Ｘ　　　・・・　（１）
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
     　ここで、式（２）及び式（４）において、添字ｉは一定時間間隔毎の測定回を表す数であり、Ｘ０は窒化ポテンシャルＫＮＸの測定間隔（時間）、Ｙ０は窒化ポテンシャルＫＮＹの測定間隔（時間）、ＫＮＸｉは高ＫＮ値処理中のｉ回目の測定における窒化ポテンシャル、ＫＮＹｉは低ＫＮ値処理中のｉ回目の測定における窒化ポテンシャルである。
  6. 　前記ガス雰囲気は、ＮＨ３、Ｈ２及びＮ２を合計で９９．５体積％以上含むことを特徴とする請求項５に記載の窒化処理鋼部品の製造方法。
  7. 　前記鋼材がＦｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．０１～０．５０％未満、Ｖ：０．０１～０．５０％未満のうち１種又は２種を含有することを特徴とする請求項５又は６に記載の窒化処理鋼部品の製造方法。
  8. 　前記鋼材がＦｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．０１～０．５０％未満、Ｎｉ：０．０１～０．５０％未満のうち１種又は２種を含有することを特徴とする請求項５～７のいずれか１項に記載の窒化処理鋼部品の製造方法。
  9. 　前記鋼材がＦｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．００５～０．０５％未満を含有することを特徴とする請求項５～８のいずれか１項に記載の窒化処理部品の製造方法。
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11124653A (ja) * 1997-10-21 1999-05-11 Mitsubishi Seiko Muroran Tokushuko Kk 窒化処理用鋼およびその窒化処理方法
JP2006022350A (ja) * 2004-07-06 2006-01-26 Aichi Steel Works Ltd 高強度ベイナイト型窒化部品及びその製造方法
JP2012036495A (ja) * 2010-07-16 2012-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 窒化処理機械部品の製造方法
JP2015052150A (ja) * 2013-09-06 2015-03-19 タイ パーカライジング カンパニー リミテッドＴｈａｉ Ｐａｒｋｅｒｉｚｉｎｇ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． 鉄鋼部材の表面硬化処理法及び表面硬化処理装置
WO2015136917A1 (ja) * 2014-03-13 2015-09-17 新日鐵住金株式会社 窒化処理方法、及び、窒化部品の製造方法

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5916948A (ja) * 1982-07-16 1984-01-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 軟窒化用鋼
JPH05148612A (ja) * 1991-11-25 1993-06-15 Nippon Piston Ring Co Ltd ピストンリングの製造方法
JPH10226818A (ja) 1996-12-11 1998-08-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 軟窒化用鋼材の製造方法及びその鋼材を用いた軟窒化部品
JP3495590B2 (ja) * 1997-06-30 2004-02-09 アイシン・エィ・ダブリュ株式会社 軟窒化処理を施した歯車並びにその製造方法
JP4230794B2 (ja) 2002-09-25 2009-02-25 大同特殊鋼株式会社 機械部品およびその製造方法
JP2006028588A (ja) 2004-07-16 2006-02-02 Toyota Motor Corp 窒化処理方法
JP4947932B2 (ja) 2005-07-26 2012-06-06 エア・ウォーターＮｖ株式会社 金属のガス窒化方法
JP2007238969A (ja) 2006-03-06 2007-09-20 Toyota Motor Corp 窒化処理方法
ES2731643T3 (es) * 2009-01-16 2019-11-18 Nippon Steel Corp Acero para endurecimiento de superficies para uso estructural en máquinas y componente para uso estructural en máquinas
JP5343760B2 (ja) 2009-08-24 2013-11-13 新日鐵住金株式会社 調質型軟窒化部品
JP2011235318A (ja) * 2010-05-11 2011-11-24 Daido Steel Co Ltd ダイカスト金型の表面処理方法
US8876988B2 (en) 2010-11-17 2014-11-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for nitriding and nitrided part
JP5858422B2 (ja) * 2011-08-25 2016-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 鉄系材料およびその製造方法
JP5656908B2 (ja) 2012-04-18 2015-01-21 Ｄｏｗａサーモテック株式会社 窒化鋼部材およびその製造方法
CN104271789B (zh) 2012-04-23 2017-06-06 株式会社神户制钢所 热冲压用合金化熔融镀锌钢板及其制造方法、以及热冲压部件
JP5994924B2 (ja) 2013-03-08 2016-09-21 新日鐵住金株式会社 高周波焼入れ部品の素形材及びその製造方法
CN104480424B (zh) * 2014-12-02 2017-02-22 贵州红林机械有限公司 一种氮化钢135材料的氮化方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11124653A (ja) * 1997-10-21 1999-05-11 Mitsubishi Seiko Muroran Tokushuko Kk 窒化処理用鋼およびその窒化処理方法
JP2006022350A (ja) * 2004-07-06 2006-01-26 Aichi Steel Works Ltd 高強度ベイナイト型窒化部品及びその製造方法
JP2012036495A (ja) * 2010-07-16 2012-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 窒化処理機械部品の製造方法
JP2015052150A (ja) * 2013-09-06 2015-03-19 タイ パーカライジング カンパニー リミテッドＴｈａｉ Ｐａｒｋｅｒｉｚｉｎｇ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． 鉄鋼部材の表面硬化処理法及び表面硬化処理装置
WO2015136917A1 (ja) * 2014-03-13 2015-09-17 新日鐵住金株式会社 窒化処理方法、及び、窒化部品の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
DIETER LIEDTKE ET AL.: "Nitriding and Nitrocarburizing on Iron Materials, first edition, first print", AGNE GIJUTSU CENTER INC., 30 August 2011 (2011-08-30), pages 11 - 12, XP009509010 *

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