WO2018117015A1 - 軟窒化用非調質鋼、軟窒化部品、及び、軟窒化部品の製造方法 - Google Patents

軟窒化用非調質鋼、軟窒化部品、及び、軟窒化部品の製造方法 Download PDF

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WO2018117015A1
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soft nitriding
pro
soft
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江頭　誠
成史 西谷
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新日鐵住金株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/28—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases more than one element being applied in one step
    • C23C8/30—Carbo-nitriding
    • C23C8/32—Carbo-nitriding of ferrous surfaces
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    • F16C3/00—Shafts; Axles; Cranks; Eccentrics
    • F16C3/04—Crankshafts, eccentric-shafts; Cranks, eccentrics
    • F16C3/06—Crankshafts

Definitions

  • the present invention relates to a non-tempered steel for soft nitriding, a soft-nitrided part manufactured using the non-tempered steel for soft nitriding, and a method for manufacturing the soft-nitrided part.
  • Machine parts typified by crankshafts of automobiles and construction machines are required to have high bending fatigue strength and high wear resistance.
  • An example of a method for manufacturing a machine part that requires high bending fatigue strength and high wear resistance is as follows. First, an intermediate product is manufactured by hot forging and machining a steel material. When high bending fatigue strength is obtained, tempering treatment (quenching and tempering) is performed on the intermediate product as necessary. A surface hardening treatment is performed on the tempered intermediate product or the non-tempered intermediate product to produce a machine part with increased surface strength.
  • the surface hardening process is, for example, induction hardening or soft nitriding.
  • the soft nitriding treatment which is a kind of surface hardening treatment, is usually heated at an A c1 point or less to introduce nitrogen and carbon into the steel surface and harden the surface without transforming the structure.
  • the surface is usually hardened by transforming the structure by rapid heating to the Ac3 point or higher and then rapid cooling. Therefore, the steel for soft nitriding used for soft nitriding usually adjusts the surface hardness by adjusting the content of alloy elements having high affinity with nitrogen and carbon.
  • the steel for induction hardening used for induction hardening can usually adjust the surface hardness by adjusting the carbon content.
  • the soft nitriding treatment is a heat treatment without an austenite transformation
  • the induction hardening treatment is a heat treatment with an austenite transformation. That is, the soft nitriding process has less distortion due to the heat treatment than the induction hardening process.
  • mechanical parts represented by a crankshaft are often subjected to soft nitriding as a surface hardening process.
  • mechanical parts represented by a crankshaft and subjected to soft nitriding are referred to as “soft-nitrided parts”.
  • the surface hardness (strength) of the soft-nitrided component becomes excessively high due to the soft nitriding treatment, if bending correction is performed on the soft-nitrided component, cracks occur in the soft-nitrided layer formed on the surface layer. There is a case. In this case, the bending fatigue strength of the nitrocarburized part is significantly lower than before bending correction.
  • soft nitriding parts are required to have not only high bending fatigue strength but also high bending straightness.
  • Non-tempered steels for soft nitriding that can obtain high bending fatigue strength and excellent bend straightening properties are disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2010-90457 (Patent Document 1) and Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-324241 (Patent Document 2). Proposed.
  • Patent Document 1 describes that this non-tempered steel for soft nitriding can be used as a material for soft nitriding mechanical parts having high fatigue strength and excellent bending straightening properties.
  • the steel for soft nitriding disclosed in Patent Document 2 is C: 0.20-0.60%, Si: 0.05-1.0%, Mn: 0.3-1.0% by weight. , P: 0.05% or less, S: 0.005 to 0.10%, Cr: 0.3% or less, Al: 0.08% or less, Ti: 0.03% or less, N: 0.008 to 0.020%, Ca: 0.005% or less, Pb: 0.30% or less, Cu: 0.30% or less, Ni: 0.30% or less, Mo: 0.30% or less, V: 0.20 %, Nb: 0.05% or less, and 221C (%) + 99.5 Mn (%) + 52.5 Cr (%) ⁇ 304 Ti (%) + 577 N (%) + 25 ⁇ 150, with the balance being Fe and inevitable impurities It has a chemical composition, and the structure is composed of ferrite and pearlite, and the ferrite fraction is 10% or more.
  • Patent Document 2 describes that the steel for soft nitriding is a base material for
  • the non-tempered steel for soft nitriding disclosed in Patent Document 1 contains V. Since V is expensive, the manufacturing cost becomes high. Moreover, the steel material for soft nitriding disclosed in Patent Document 2 has a low Mn content. Therefore, it is difficult to apply to soft nitrided parts that require high bending fatigue strength.
  • An object of the present disclosure is to provide non-tempered steel for soft nitriding having high bending fatigue strength and high bend straightening after soft nitriding, and a soft nitrided part manufactured using the non-tempered steel for soft nitriding, And it is providing the manufacturing method of a soft nitriding component.
  • Non-tempered steel for soft nitriding is, in mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.10 to 0.80%, Mn: more than 1.20% to 1.60% , S: 0.100% or less, Al: 0.005 to 0.030%, Ti: 0.001 to 0.020%, N: 0.008 to 0.025%, Cu: 0 to 0.20% Ni: 0 to 0.20%, Mo: 0 to 0.20%, Ca: 0 to 0.0027%, and Pb: 0 to 0.05%, with the balance being Fe and impurities, P and Cr in it are P: 0.050% or less, and Cr: 0.10% or less, and have the chemical composition which satisfy
  • the steel microstructure has a total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite of 95% or more, a pro-eutectoid ferrite fraction of 55% or more, and an average crystal grain size of pro-eutectoid ferrite is 10 to 90 ⁇ m.
  • C ⁇ 0.006Si + 0.076Mn + 0.46Cr ⁇ 0.50 (2)
  • the content (mass%) of a corresponding element is substituted for the element symbols in the above formulas (1) and (2).
  • a soft nitrided part according to the present disclosure includes a base material having the above-described chemical composition and a nitride layer formed on a surface layer of the base material.
  • the method for manufacturing a soft nitrided part according to the present disclosure includes a step of hot-working the above-mentioned non-heat treated steel for soft nitride, and manufacturing an intermediate product, and a step of performing a soft nitriding process on the intermediate product.
  • the non-tempered steel for soft nitriding according to the present disclosure has high bending fatigue strength and high bend straightening after soft nitriding.
  • the soft nitrided component according to the present disclosure has high bending fatigue strength and high bending correctability.
  • the method of manufacturing a soft nitrided part according to the present disclosure can manufacture the above-described soft nitrided part.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between fn1 and bend correction.
  • FIG. 4 is a side view of the Ono type rotating bending fatigue test piece used in the evaluation test.
  • FIG. 5 is a side view of a four-point bending test piece used in the evaluation test.
  • the present inventors investigated and examined high bending fatigue strength and high bending correctability. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
  • the induction hardening process is a heat treatment accompanied by transformation
  • adjustment of the C content of the steel for induction hardening is important for adjusting the hardness.
  • soft nitriding is a heat treatment that does not involve transformation
  • the soft nitriding steel is greatly different from the induction hardening steel. Therefore, as a result of examining the chemical composition of the nitrocarburized non-tempered steel, the present inventors have adjusted the C content, Mn content and Cr content in the chemical composition of the nitrocarburized non-tempered steel. It has been found that the surface hardness after nitriding can be controlled within an appropriate range.
  • the chemical composition of the non-tempered steel for soft nitriding satisfies the following formula (1), the surface hardness of the soft nitrided part after the soft nitriding treatment can be within an appropriate range. Therefore, a high bending fatigue strength and a high bend straightening property can be obtained in a soft nitrided part after soft nitriding on condition that the conditions described later are satisfied. 0.94 ⁇ C + 0.43Mn + 2.19Cr ⁇ 1.02 (1)
  • fn1 C + 0.43Mn + 2.19Cr.
  • fn1 is an index related to the surface hardness of the soft nitrided component. If fn1 is smaller than 0.94, the surface hardness is too low. In this case, the bending fatigue strength cannot be sufficiently increased. On the other hand, if fn1 is larger than 1.02, the surface hardness becomes too high. In this case, the bending straightness decreases.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between fn1 and bending fatigue strength.
  • FIG. 1 was obtained by the following method. In mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.10 to 0.80%, Mn: more than 1.20% to 1.60%, S: 0.100% or less, Al: 0 0.005 to 0.030%, Ti: 0.001 to 0.020%, N: 0.008 to 0.025%, Cu: 0 to 0.20%, Ni: 0 to 0.20%, Mo: 0 to 0.20%, Ca: 0 to 0.0027%, and Pb: 0 to 0.05%, with the balance being Fe and impurities, and P and Cr in the impurities are P: 0.050 %, And Cr: 0.10% or less non-tempered steel for soft nitriding, soft nitriding treatment and Ono-type rotary bending fatigue test were carried out under the same conditions as in the examples described later, bending fatigue strength Got.
  • FIG. 1 was created using the bending fatigue strength
  • FIG. 2 was created using the obtained bending correctable strain amount ( ⁇ ).
  • the bending fatigue strength increases as fn1 increases. And if fn1 is 0.94 or more, bending fatigue strength will be 600 Mpa or more. On the other hand, referring to FIG. 2, as fn1 increases, the amount of bending correctable distortion decreases. If fn1 exceeds 1.02, the bending correctable strain amount is less than 20000 ⁇ .
  • the present inventors paid attention to pro-eutectoid ferrite in non-tempered steel for soft nitriding.
  • the pro-eutectoid ferrite fraction in the non-tempered steel for soft nitriding area ratio of pro-eutectoid ferrite in the microstructure
  • the strength is low. Therefore, when the bending fatigue strength is considered, it seems that a lower pro-eutectoid ferrite fraction is preferable at first glance.
  • nitrogen mainly diffuses in the pro-eutectoid ferrite from the surface layer into the steel material. That is, pro-eutectoid ferrite is easy to infiltrate nitrogen into the steel and to easily penetrate nitrogen deep into the steel. If nitrogen cannot be diffused from the surface layer into the steel material, the nitrogen content in the surface layer becomes excessively high, and as a result, only the surface layer of the steel material may become excessively hard.
  • the present inventors in the non-tempered steel for soft nitriding to be subjected to soft nitriding treatment, rather than increasing the pro-eutectoid ferrite fraction, nitrogen easily penetrates deeper into the steel, bending fatigue strength Thought that would be higher.
  • the present inventors further investigated and examined the relationship between pro-eutectoid ferrite fraction and bending fatigue strength.
  • the pro-eutectoid ferrite fraction of the non-tempered steel for soft nitriding before soft nitriding is 55% or more, in the nitrided layer, it can be suppressed that only the surface layer becomes excessively hard, and the nitrided layer has Become deep enough.
  • high bending fatigue strength can be obtained and that bending correctability can be maintained.
  • the present inventors further investigated and examined the relationship between the chemical composition and the pro-eutectoid ferrite fraction. As a result, it has been found that if the C, Si, Mn and Cr contents in the chemical composition are appropriately adjusted, the pro-eutectoid ferrite fraction of the non-tempered steel for soft nitriding can be 55% or more.
  • the pro-eutectoid ferrite fraction can be 55% or more.
  • fn2 C ⁇ 0.006Si + 0.076Mn + 0.46Cr.
  • fn2 is an index of the pro-eutectoid ferrite fraction in the steel microstructure. If fn2 exceeds 0.50, the pro-eutectoid ferrite fraction will be less than 55%. As a result, the nitrided layer becomes shallow, and the bending fatigue strength of the soft nitrided part decreases.
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between fn2 and pro-eutectoid ferrite fraction.
  • FIG. 3 was obtained by the following method. The non-refined steel for soft nitriding having the chemical composition used in FIGS. 1 and 2 was used to observe the microstructure described later, and the pro-eutectoid ferrite fraction was determined. FIG. 3 was created using the pro-eutectoid ferrite fraction (%) obtained.
  • fn2 As the fn2 increases, the pro-eutectoid ferrite fraction decreases. And if fn2 exceeds 0.50, a pro-eutectoid ferrite fraction will be less than 55%. Therefore, fn2 is set to 0.50 or less.
  • the microstructure of the non-tempered steel for soft nitriding according to the present embodiment is a structure mainly composed of pro-eutectoid ferrite and pearlite.
  • the main component of pro-eutectoid ferrite and pearlite means that the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is 95% or more in the microstructure of the non-tempered steel for soft nitriding.
  • the pro-eutectoid ferrite fraction is 55% or more.
  • proeutectoid ferrite fraction means the area ratio of proeutectoid ferrite in the microstructure.
  • the average grain size of pro-eutectoid ferrite is 10 to 90 ⁇ m.
  • “average grain size of pro-eutectoid ferrite” means the average grain size of pro-eutectoid ferrite in the microstructure. A method for measuring the average crystal grain size of proeutectoid ferrite will be described later.
  • the pro-eutectoid ferrite ratio is 55% or more and the average crystal grain size of pro-eutectoid ferrite is 10 to 90 ⁇ m, the other requirements described above are satisfied. As a condition, the bending fatigue strength and the bending straightness of the nitrocarburized part after the nitrocarburizing treatment can be improved.
  • the non-tempered steel for soft nitriding according to the present invention completed based on the above knowledge is, in mass%, C: 0.20-0.40%, Si: 0.10-0.80%, Mn: 1. Over 20% to 1.60%, S: 0.100% or less, Al: 0.005 to 0.030%, Ti: 0.001 to 0.020%, N: 0.008 to 0.025%, Cu: 0 to 0.20%, Ni: 0 to 0.20%, Mo: 0 to 0.20%, Ca: 0 to 0.0027%, and Pb: 0 to 0.05%, the balance Consists of Fe and impurities, and P and Cr in the impurities are P: 0.050% or less and Cr: 0.10% or less, and have a chemical composition satisfying the formulas (1) and (2).
  • the steel microstructure has a total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite of 95% or more, a pro-eutectoid ferrite fraction of 55% or more, and an average crystal grain size of pro-eutectoid ferrite is 10 to 90 ⁇ m.
  • C ⁇ 0.006Si + 0.076Mn + 0.46Cr ⁇ 0.50 (2)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbols in the formulas (1) and (2).
  • the chemical composition of the non-tempered steel for soft nitriding is from the group consisting of Cu: 0.02 to 0.20%, Ni: 0.02 to 0.20%, and Mo: 0.02 to 0.20%. You may contain the 1 type (s) or 2 or more types selected.
  • the chemical composition of the non-tempered steel for soft nitriding contains one or two selected from the group consisting of Ca: 0.0003 to 0.0027% and Pb: 0.02 to 0.05%. May be.
  • the soft nitriding component according to the present invention includes a base material having the above-described chemical composition and a nitride layer formed on a surface layer of the base material.
  • the soft nitrided part may be a crankshaft.
  • the method for producing a soft nitrided part of the present invention includes a step of hot-working the non-tempered steel for soft nitriding to produce an intermediate product, and a step of soft nitriding the intermediate product.
  • the manufacturing method of the soft nitriding component may be a manufacturing method of a crankshaft.
  • the chemical composition of the non-tempered steel for soft nitriding of the present invention contains the following elements.
  • C 0.20 to 0.40% Carbon (C) increases the bending fatigue strength of steel. If the C content is less than 0.20%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.40%, the surface hardness of the nitrocarburized component becomes too high, and the bending straightness deteriorates. If the C content is too high, the pro-eutectoid ferrite fraction may further decrease. In this case, the bend straightening property of the nitrocarburized part is lowered. Therefore, the C content is 0.20 to 0.40%.
  • the minimum with preferable C content is 0.22%, More preferably, it is 0.23%.
  • the upper limit with preferable C content is 0.38%, More preferably, it is 0.36%.
  • Si 0.10 to 0.80% Silicon (Si) deoxidizes steel. If the Si content is less than 0.10%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content exceeds 0.80%, the bend straightening property of the soft nitrided part is lowered. Therefore, the Si content is 0.10 to 0.80%.
  • the minimum with preferable Si content is 0.11%, More preferably, it is 0.15%, More preferably, it is 0.20%.
  • the upper limit with preferable Si content is 0.70%, More preferably, it is 0.65%.
  • Mn more than 1.20% to 1.60%
  • Manganese (Mn) increases the bending fatigue strength of steel. If the Mn content is 1.20% or less, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.60%, the surface hardness of the nitrocarburized component becomes too high, and the bending straightness deteriorates. Therefore, the Mn content is more than 1.20% to 1.60%.
  • a preferred lower limit of the Mn content is 1.25%.
  • the upper limit with preferable Mn content is 1.55%, More preferably, it is 1.50%.
  • S 0.100% or less Sulfur (S) is inevitably contained. Therefore, the S content is more than 0%. S increases machinability. However, if the S content exceeds 0.100%, the bending fatigue strength and the bending correctability of the soft nitrided part may be lowered. Therefore, the S content is 0.100% or less.
  • the upper limit with preferable S content is 0.090%, More preferably, it is 0.080%, More preferably, it is 0.070%. When the machinability is effectively obtained, the preferable lower limit of the S content is 0.010%, more preferably 0.015%.
  • Al 0.005 to 0.030%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. Further, Al increases the diffusion layer depth during soft nitriding and increases the bending fatigue strength of the steel. If the Al content is less than 0.005%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Al content exceeds 0.030%, the surface hardness of the nitrocarburized component becomes too high, and the bending straightness deteriorates. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.030%.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.025%, More preferably, it is 0.020%.
  • the minimum with preferable Al content is 0.006%, More preferably, it is 0.008%.
  • Ti 0.001 to 0.020% Titanium (Ti) refines crystal grains and increases the bending fatigue strength of steel. If the Ti content is less than 0.001%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.020%, the bend straightening property decreases. Therefore, the Ti content is 0.001 to 0.020%.
  • the upper limit with preferable Ti content is 0.015%, More preferably, it is 0.013%.
  • the minimum with preferable Ti content is 0.002%, More preferably, it is 0.004%.
  • N 0.008 to 0.025%
  • Nitrogen (N) enhances the bending fatigue strength and bending straightness of steel. If the N content is less than 0.008%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the N content exceeds 0.025%, these effects are saturated, and the steel material cost increases. Therefore, the N content is 0.008 to 0.025%.
  • the upper limit with preferable N content is 0.022%, More preferably, it is 0.020%.
  • the minimum with preferable N content is 0.010%, More preferably, it is 0.012%.
  • the balance of the chemical composition of the non-tempered steel for soft nitriding of the present embodiment is composed of Fe and impurities.
  • the impurities are those which are mixed from ore, scrap, or the production environment as raw materials when industrially producing the tempered non-refined steel for soft nitriding. It means that it is allowed as long as it does not adversely affect the quality steel.
  • the contents of P and Cr in the impurities are further limited as follows.
  • P 0.050% or less Phosphorus (P) is an impurity and is inevitably contained in the steel material. Therefore, the P content is more than 0%. P decreases the bending fatigue strength of steel. Therefore, the P content is 0.050% or less.
  • the upper limit with preferable P content is 0.030%, More preferably, it is 0.025%.
  • the P content is preferably as low as possible. Therefore, the lower limit of the P content is not particularly limited. However, if the P content is reduced to less than 0.002%, the production cost becomes excessively high. Therefore, the preferable lower limit of the P content is 0.002%.
  • Chromium (Cr) is an impurity. Cr may not be contained. That is, the Cr content may be 0%. Cr lowers the bending fatigue strength and bending straightness of steel. If the Cr content exceeds 0.10%, it combines with nitrogen introduced by soft nitriding to form nitrides and the like. As a result, the surface hardness of the nitrocarburized part becomes too high, and the bending straightness is greatly reduced. Therefore, the Cr content is 0.10% or less.
  • the upper limit with preferable Cr content is 0.08%, More preferably, it is less than 0.05%.
  • the Cr content is preferably as low as possible. Therefore, the lower limit of the Cr content is not particularly limited. However, the manufacturing cost becomes excessively high for the Cr content to fall below 0.01%. Therefore, a preferable lower limit of the Cr content is 0.01%.
  • examples of the impurity element include all elements other than the above-described elements. There may be only one element as an impurity, or two or more elements.
  • examples of impurities include the following elements. O: 0.0030% or less, V: 0.02% or less, Nb: 0.02% or less, B: 0.0005% or less, rare earth element (REM): 0.0003% or less, Mg: 0.0003%
  • W 0.0003% or less
  • Sb 0.0003% or less
  • Bi 0.0003% or less
  • Co 0.0003% or less
  • Ta 0.0003% or less.
  • impurities can be contained in the non-tempered steel for soft nitriding according to the present embodiment within the above range.
  • REM in this specification refers to yttrium (Y) having an atomic number of 39, lanthanum (La) having an atomic number of 57 to lutetium (Lu) having an atomic number of 71, and an atomic number of 89 that is an actinoid. It is one or more elements selected from the group consisting of No. actinium (Ac) to No. 103 Lorencium (Lr). Moreover, the REM content in this specification is the total content of these elements.
  • the non-tempered steel for soft nitriding according to the present invention may further contain one or more selected from the group consisting of Cu, Ni and Mo instead of a part of Fe. All of these elements increase the strength of the steel.
  • Cu 0 to 0.20% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When Cu is contained, Cu dissolves in the steel and increases the strength of the steel. If Cu is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content exceeds 0.20%, the bending straightness deteriorates. Therefore, the Cu content is 0 to 0.20%.
  • the minimum with preferable Cu content is more than 0%, More preferably, it is 0.02%, More preferably, it is 0.03%.
  • the upper limit with preferable Cu content is 0.18%, More preferably, it is 0.15%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. That is, the Ni content may be 0%. When Ni is contained, Ni is dissolved in the steel to increase the strength of the steel. If Ni is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ni content exceeds 0.20%, the bending straightness decreases. Therefore, the Ni content is 0 to 0.20%.
  • the minimum with preferable Ni content is more than 0%, More preferably, it is 0.02%, More preferably, it is 0.03%.
  • the upper limit with preferable Ni content is 0.18%, More preferably, it is 0.15%.
  • Mo 0 to 0.20%
  • Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. That is, the Mo content may be 0%.
  • Mo is contained, Mo is dissolved in steel to increase the strength of the steel. If Mo is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Mo content exceeds 0.20%, the bending straightness decreases. Therefore, the Mo content is 0 to 0.20%.
  • the minimum with preferable Mo content is more than 0%, More preferably, it is 0.02%, More preferably, it is 0.03%.
  • the upper limit with preferable Mo content is 0.18%, More preferably, it is 0.15%.
  • the non-tempered steel for soft nitriding according to the present invention may further contain one or two selected from the group consisting of Ca and Pb instead of part of Fe. All of these elements increase the machinability of steel.
  • Ca 0 to 0.0027%
  • Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. That is, the Ca content may be 0%.
  • Ca increases the machinability of steel. However, if the Ca content exceeds 0.0027%, a coarse oxide is formed, and the bending fatigue strength may be lowered. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0027%.
  • the minimum with preferable Ca content is more than 0%, More preferably, it is 0.0003%, More preferably, it is 0.0005%.
  • the upper limit with preferable Ca content is 0.0025%, More preferably, it is 0.0020%.
  • Pb 0 to 0.05%
  • Lead (Pb) is an optional element and may not be contained. That is, the Pb content may be 0%. When Pb is contained, Pb increases the machinability of steel. However, if the Pb content exceeds 0.05%, the bending fatigue strength may decrease. Therefore, the Pb content is 0 to 0.05%.
  • the minimum with preferable Pb content is more than 0%, More preferably, it is 0.02%, More preferably, it is 0.03%.
  • the upper limit with preferable Pb content is 0.04%.
  • the non-tempered steel for soft nitriding according to the present invention further satisfies the formula (1). 0.94 ⁇ C + 0.43Mn + 2.19Cr ⁇ 1.02 (1) The content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (1).
  • the non-tempered steel for soft nitriding according to the present invention further satisfies the formula (2).
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (2).
  • the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is 95% or more.
  • the microstructure of the non-tempered steel for soft nitriding according to the present embodiment has a total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite of 100%.
  • the balance is, for example, bainite and martensite. Therefore, if the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is less than 95%, the area ratio of bainite and martensite having high hardness increases.
  • the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite in the non-tempered steel for soft nitriding is 95% or more.
  • the pro-eutectoid ferrite fraction is 55% or more. If the pro-eutectoid ferrite fraction is less than 55%, the surface hardness of the nitrocarburized part after the nitrocarburizing treatment becomes excessively high, or the nitrided layer depth of the nitrocarburized part becomes shallow. As a result, the bending fatigue strength and / or the bending straightness of the nitrocarburized part is lowered. Therefore, the pro-eutectoid ferrite fraction of the non-tempered steel for soft nitriding is 55% or more.
  • the upper limit of the pro-eutectoid ferrite fraction is not particularly limited. However, in the non-tempered steel for soft nitriding having the above chemical composition, it is difficult to make the pro-eutectoid ferrite fraction 80% or more. Therefore, the upper limit of the pro-eutectoid ferrite fraction is 80%. As described above, in this specification, the area ratio of pro-eutectoid ferrite in the microstructure is defined as pro-eutectoid ferrite fraction (%).
  • the average crystal grain size of pro-eutectoid ferrite is 10 to 90 ⁇ m.
  • the average value of the equivalent circle diameters of pro-eutectoid ferrite grains is defined as the average crystal grain size ( ⁇ m) of pro-eutectoid ferrite.
  • the equivalent circle diameter means the diameter of a circle when the area of the identified pro-eutectoid ferrite grains is converted into a circle having the same area on the visual field in the structure observation.
  • the average grain size of pro-eutectoid ferrite in the non-tempered steel for soft nitriding is 10 to 90 ⁇ m.
  • the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite in the microstructure, the pro-eutectoid ferrite fraction, and the average crystal grain size of pro-eutectoid ferrite can be measured by the following method.
  • a sample is taken from non-tempered steel for soft nitriding.
  • the non-tempered steel for soft nitriding is a steel bar or a wire
  • the central portion of the radius R hereinafter referred to as R / 2 connecting the surface and the central axis in the cross section (surface perpendicular to the longitudinal direction) of the steel bar or the wire.
  • the surface perpendicular to the longitudinal direction of the non-tempered steel for soft nitriding is taken as the observation surface.
  • the observation surface of the sample is etched with 3% nitric acid alcohol (a nital etchant).
  • the etched observation surface is observed with a 100 ⁇ optical microscope to generate photographic images with arbitrary five fields of view. Each field of view is 800 ⁇ m ⁇ 600 ⁇ m.
  • each field of view identify pro-eutectoid ferrite and pearlite based on contrast.
  • ferrite is observed uniformly and white
  • pearlite has a layered structure
  • the grain boundary between ferrite and pearlite is observed as a black line due to intergranular corrosion.
  • the structure other than ferrite and pearlite (martensite and / or bainite which is a supercooled structure) has a fine intragranular structure and is observed in black. Therefore, a white and uniformly observed region surrounded by a black line in each field of view is determined as pro-eutectoid ferrite. Further, a region observed in a layered manner in each visual field is determined as pearlite.
  • total area ([mu] m 2) of the eutectoid ferrite in each field determines the total area of perlite ( ⁇ m 2).
  • the ratio of the sum of the total area of pro-eutectoid ferrite and the total area of pearlite in all fields to the total area of all fields is defined as the area ratio (%) of pro-eutectoid ferrite and pearlite.
  • the ratio of the total area of pro-eutectoid ferrite in all fields of view to the total area of all fields of view is defined as the pro-eutectoid ferrite fraction (%).
  • the average value of the equivalent circle diameter of pro-eutectoid ferrite in all visual fields is defined as the average crystal grain size ( ⁇ m) of pro-eutectoid ferrite.
  • a raw material (slab or ingot) is manufactured from molten steel having the above-described chemical composition and satisfying the formulas (1) and (2).
  • a slab is manufactured by continuous casting using molten steel.
  • molten steel is used to produce an ingot (steel ingot) of the molten steel by an ingot-making method.
  • Hot working is, for example, hot forging, hot rolling, or hot extrusion.
  • the initial hot working is, for example, a rough rolling process by block rolling or hot forging
  • the hot working for finishing is, for example, a finishing rolling process using a continuous rolling mill. is there.
  • a hot rolling mill horizontal stands having a pair of horizontal rolls and vertical stands having a pair of vertical rolls are alternately arranged in a line.
  • the non-tempered steel for soft nitriding produced by the hot working process is, for example, a bar steel or a wire.
  • the heating temperature at the time of processing between each of the heat is A 3 points greater. That is, in the manufacturing process of the non-tempered steel for soft nitriding according to the present embodiment, hot working is performed in the austenite single phase region. A preferable heating temperature at each hot working is 1100 to 1300 ° C. If the heating temperature is too high, the austenite grains may become coarse. In this case, the generation site of pro-eutectoid ferrite during cooling after finishing is reduced, and the pro-eutectoid ferrite fraction is reduced.
  • the preferred heating time during each hot working is 20 to 240 minutes. If the heating time is too short, the inside of the non-tempered steel for soft nitriding is not sufficiently heated. Therefore, when the final hot working is performed with the above-described continuous rolling mill, the roll load may become high and rolling may not be possible. On the other hand, if the heating time is too long, austenite grains may become coarse. In this case, the generation site of pro-eutectoid ferrite during cooling after finishing is reduced, and the pro-eutectoid ferrite fraction is reduced. Accordingly, the heating time during each hot working is preferably 20 to 240 minutes.
  • the temperature of the steel material on the exit side of the stand where final reduction is performed (referred to as the finish rolling temperature) is preferably 800 to 1100 ° C.
  • the working rate is preferably 30% to 99%. If the processing rate is too low, the austenite grain size may become coarse. In this case, the number of nucleation sites of pro-eutectoid ferrite decreases and the pro-eutectoid ferrite fraction decreases.
  • the upper limit of a processing rate it is 99% from an industrial limit.
  • the cooling rate after the final hot working is 0.1 to 5 ° C./min. If the cooling rate is too high, bainite and / or martensite may be generated in the structure. In this case, the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite in the non-tempered steel for soft nitriding is less than 95%. As a result, the bend straightening property of the nitrocarburized part is lowered. If the cooling rate is too slow, the average grain size of pro-eutectoid ferrite may become too large. Therefore, the cooling rate after the final hot working is preferably 0.1 to 5 ° C./min.
  • non-tempered steel for soft nitriding is manufactured.
  • the non-heat treated steel for soft nitriding of the present embodiment may be a hot-worked material (a hot-rolled material, a hot-forged material).
  • the soft nitrided non-heat treated steel material of the present embodiment is, for example, a steel bar or a wire.
  • An example of a method for producing a soft nitrided part using the non-tempered steel for soft nitriding of the present invention is as follows.
  • the non-tempered steel for soft nitriding is hot worked to produce an intermediate product having a predetermined shape. Machining represented by cutting may be performed on the intermediate product after hot working, and thereafter soft nitriding described later may be performed.
  • the hot working may be hot rolling or hot forging (hot forging, etc.).
  • the heating temperature may be so-called “hot”.
  • the heating temperature is, for example, 800 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower.
  • the finishing temperature is not particularly limited, but is, for example, 800 ° C. or higher.
  • the cooling method after hot working is not particularly limited.
  • the cooling rate after hot working is preferably in the range of a cooling rate at which a structure mainly composed of pro-eutectoid ferrite and pearlite can be obtained, for example, air cooling or fan air cooling.
  • Soft nitriding is performed on intermediate products after hot working (or after machining).
  • the soft nitriding treatment may be performed under known conditions such as gas soft nitriding, salt bath soft nitriding, ion nitriding, and the like.
  • gas soft nitriding when gas soft nitriding is performed, it is maintained at a soaking temperature of 560 to 620 ° C. for 1 to 3 hours in an atmosphere in which RX gas (endothermic shift gas) and ammonia gas are mixed 1: 1.
  • the cooling after gas soft nitriding may be any method such as water cooling, oil cooling, and furnace cooling.
  • a soft nitrided part is manufactured by the above process.
  • the soft nitriding component of this embodiment includes a base material and a nitrided layer.
  • the base material has the same chemical composition as the above-mentioned non-tempered steel for soft nitriding.
  • the nitride layer is formed on the surface layer of the base material.
  • the nitride layer includes a compound layer and a diffusion layer.
  • the compound layer is formed as the outermost layer of the nitride layer.
  • the diffusion layer is formed under the compound layer. It is well known that nitride layers (compound layers and diffusion layers) are formed on the surface layer of the base material by soft nitriding.
  • the nitrocarburized part manufactured by the known nitrocarburizing process using the non-heat treated steel for nitrocarburizing of the present invention can obtain high bending fatigue strength and high bend straightening.
  • the present invention will be described more specifically with reference to examples.
  • molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace. Subsequently, the molten steels having test numbers 1 to 36 were forged into bar steel having a diameter of 50 mm under the conditions of a heating temperature of 1200 ° C., a heating time of 30 minutes, and a finishing temperature of 1000 to 1050 ° C. The processing rate at this time was 90%. After forging, it was cooled to room temperature at a cooling rate of 0.5 ° C./second. The molten steel of test number 37 was forged into a steel bar having a diameter of 50 mm under the conditions of a heating temperature of 1200 ° C., a heating time of 30 minutes, and a finishing temperature of 1000 to 1050 ° C.
  • the processing rate at this time was 90%. After forging, it was cooled to room temperature at a cooling rate of 8 ° C./second.
  • the molten steel of test number 38 was forged into a steel bar having a diameter of 50 mm under the conditions of a heating temperature of 1350 ° C., a heating time of 30 minutes, and a finishing temperature of 1000 to 1050 ° C.
  • the processing rate at this time was 90%. After forging, it was cooled to room temperature at a cooling rate of 0.5 ° C./second.
  • the molten steel of test number 39 was forged into a steel bar having a diameter of 50 mm under the conditions of a heating temperature of 1200 ° C., a heating time of 180 minutes, and a finishing temperature of 1000 to 1050 ° C.
  • the processing rate at this time was 90%. After forging, it was cooled to room temperature at a cooling rate of 0.5 ° C./second.
  • the molten steel of test number 40 was forged into a steel bar having a diameter of 50 mm under the conditions of a heating temperature of 1200 ° C., a heating time of 30 minutes, and a finishing temperature of 1000 to 1050 ° C. The processing rate at this time was 20%. After forging, it was cooled to room temperature at a cooling rate of 0.5 ° C./second. Through the above steps, a non-tempered steel material for soft nitriding (in this example, a steel bar) was produced.
  • FIG. 4 is a side view of the Ono type test piece
  • FIG. 5 is a side view of the 4-point bending test piece.
  • the numerical values in FIGS. 4 and 5 indicate the dimensions (mm) of each part of the test piece.
  • Microstructure observation was carried out by the following method. The cross section in the longitudinal direction of the grip portion of each Ono type test piece was filled with resin, and mirror polishing was performed. After polishing the observation surface, the total area ratio (%) of pro-eutectoid ferrite and pearlite in each field of view was determined by the method described above. It shows as "F + P area ratio (%)" in Table 2. The average area ratio of pro-eutectoid ferrite in each field of view was determined as the pro-eutectoid ferrite fraction (%). It shows as "F fraction (%)" in Table 2.
  • the equivalent circle diameter of pro-eutectoid ferrite grains was determined by the above-described method, and the average crystal grain size ( ⁇ m) of pro-eutectoid ferrite was determined.
  • Table 2 shows as “F particle size ( ⁇ m)”.
  • Soft nitriding treatment was performed on Ono type test pieces and 4-point bending test pieces of each test number that were not used for microstructure observation.
  • the bending fatigue strength evaluation test was carried out by the following method. Each Ono type test piece after the soft nitriding treatment was subjected to an Ono type rotating bending fatigue test in accordance with JIS Z 2274 (1978) at room temperature (25 ° C.) and in an air atmosphere. The maximum stress that did not break after a rotational speed of 3000 rpm and a stress load repetition number of 10 7 cycles was defined as bending fatigue strength (MPa).
  • the Vickers hardness evaluation test was carried out by the following method. Arbitrary five points were specified for a position 0.05 mm deep from the surface of each of the four-point bending test pieces subjected to soft nitriding. About the specified 5 points
  • the bending straightness evaluation test was carried out by the following method. A strain gauge of 2 mm was bonded to the notch bottom of each 4-point bending test piece subjected to soft nitriding treatment. The strain gauge was bonded in parallel with the longitudinal direction of the 4-point bending specimen. Bending correction strain was applied to each 4-point bending test piece to which the strain gauge was bonded until the strain gauge was disconnected. The amount of strain when the strain gauge was disconnected was defined as the amount of strain that can be bent ( ⁇ ).
  • Test results The test results are shown in Table 2.
  • the surface hardness was 320 to 350 Hv, it was judged that the surface hardness was appropriate.
  • the surface hardness was less than 320 Hv, it was judged that the surface hardness was too low.
  • surface hardness exceeded 350 Hv, it was judged that surface hardness was too high.
  • the bending fatigue strength was 600 MPa or more, it was judged that the bending fatigue strength was excellent.
  • the bending fatigue strength was less than 600 MPa, it was judged that the bending fatigue strength was low.
  • the amount of bending correctable strain was 20000 ⁇ or more, it was judged that the bending straightness was excellent.
  • test numbers 1 to 26 were appropriate. Further, referring to Table 2, the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite of test numbers 1 to 26 is 95% or more, and the pro-eutectoid ferrite fraction is 55% or more.
  • the diameter was 10 to 90 ⁇ m.
  • the surface hardness was 320 to 350 Hv.
  • the bending fatigue strength was 600 MPa or more, indicating a high bending fatigue strength.
  • the bending correctable strain amount was 20000 ⁇ or more, indicating excellent bending straightening properties.
  • the C content was too high.
  • the surface hardness exceeded 350 Hv, and the surface hardness was too high.
  • the bending correctable strain amount was less than 20000 ⁇ , and the bending straightness was low.
  • test number 28 the C content was too low. As a result, the surface hardness was less than 320 Hv, and the surface hardness was too low. As a result, the bending fatigue strength was less than 600 MPa, and the bending fatigue strength was low.
  • test number 29 the Mn content was too high. As a result, the surface hardness exceeded 350 Hv, and the surface hardness was too high. As a result, the bending correctable strain amount was less than 20000 ⁇ , and the bending straightness was low.
  • test number 30 the Mn content was too low. As a result, the bending fatigue strength was less than 600 MPa, and the bending fatigue strength was low.
  • test number 31 the Al content was too high. As a result, the surface hardness exceeded 350 Hv, and the surface hardness was too high. As a result, the bending correctable strain amount was less than 20000 ⁇ , and the bending straightness was low.
  • test number 32 the Al content was too low. As a result, the bending fatigue strength was less than 600 MPa, and the bending fatigue strength was low.
  • test number 33 the Cr content was too high. As a result, the bending correctable strain amount was less than 20000 ⁇ , and the bending straightness was low.
  • test number 34 fn1 was too high. As a result, the surface hardness exceeded 350 Hv, and the surface hardness was too high. As a result, the bending correctable strain amount was less than 20000 ⁇ , and the bending straightness was low.
  • test number 35 fn1 was too low.
  • the surface hardness was less than 320 Hv, and the surface hardness was too low.
  • the bending fatigue strength was less than 600 MPa, and the bending fatigue strength was low.
  • test number 36 fn2 was too high.
  • the pro-eutectoid ferrite fraction was less than 55%, and the pro-eutectoid ferrite fraction was too low.
  • the bending fatigue strength was less than 600 MPa, and the bending fatigue strength was low.
  • test number 37 the cooling rate after forging was too fast. As a result, the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite was less than 95%. As a result, the surface hardness exceeded 350 Hv and the surface hardness was too high. As a result, the bending correctable strain amount was less than 20000 ⁇ , and the bending straightness was low.
  • test number 38 the heating temperature during forging was too high.
  • the pro-eutectoid ferrite fraction was less than 55%, and the pro-eutectoid ferrite fraction was too low.
  • the surface hardness exceeded 350 Hv and the surface hardness was too high.
  • the bending correctable strain amount was less than 20000 ⁇ , and the bending straightness was low.
  • test number 39 the heating time during forging was too long.
  • the pro-eutectoid ferrite fraction was less than 55%, and the pro-eutectoid ferrite fraction was too low.
  • the surface hardness exceeded 350 Hv and the surface hardness was too high.
  • the bending correctable strain amount was less than 20000 ⁇ , and the bending straightness was low.
  • test number 40 the processing rate during forging was too low.
  • the pro-eutectoid ferrite fraction was less than 55%, and the pro-eutectoid ferrite fraction was too low.
  • the surface hardness exceeded 350 Hv and the surface hardness was too high.
  • the bending correctable strain amount was less than 20000 ⁇ , and the bending straightness was low.

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Abstract

軟窒化処理後の軟窒化部品が曲げ疲労強度及び曲げ矯正性に優れる、軟窒化用非調質鋼を提供する。本発明による軟窒化用非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４０％、Ｓｉ：０．１０～０．８０％、Ｍｎ：１．２０％超～１．６０％、Ｓ：０．１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．０３０％、Ｔｉ：０．００１～０．０２０％、及びＮ：０．００８～０．０２５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する。鋼のミクロ組織は、初析フェライト及びパーライトの合計面積率が９５％以上であり、初析フェライト分率が５５％以上であり、初析フェライトの平均結晶粒径は１０～９０μｍである。　０．９４≦Ｃ＋０．４３Ｍｎ＋２．１９Ｃｒ≦１．０２　（１）　Ｃ－０．００６Ｓｉ＋０．０７６Ｍｎ＋０．４６Ｃｒ≦０．５０　（２）　式（１）及び（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Description

軟窒化用非調質鋼、軟窒化部品、及び、軟窒化部品の製造方法
　本発明は、軟窒化用非調質鋼、その軟窒化用非調質鋼を用いて製造される軟窒化部品、及び、軟窒化部品の製造方法に関する。
　自動車、建設機械等のクランクシャフトに代表される機械部品は、高い曲げ疲労強度及び高い耐摩耗性が要求される。高い曲げ疲労強度及び高い耐摩耗性が要求される機械部品の製造方法の一例は、次のとおりである。まず、鋼材を熱間鍛造及び機械加工することにより中間品を製造する。高い曲げ疲労強度を得る場合、必要に応じて、中間品に対して、調質処理（焼入れ及び焼戻し）を実施する。調質処理された中間品、又は、非調質の中間品に対して、表面硬化処理を実施して、表層の強度が高められた機械部品を製造する。表面硬化処理はたとえば、高周波焼入れ処理や軟窒化処理である。
　表面硬化処理の一種である軟窒化処理は、通常、Ａc1点以下で加熱し、鋼の表面に窒素及び炭素を導入し、組織を変態させることなく、表面を硬化させる。一方、高周波焼入れ処理は、通常、Ａc3点以上に急速加熱し、その後急速冷却することで、組織を変態させて表面を硬化させる。そのため、軟窒化処理に用いられる軟窒化用鋼は、通常、窒素や炭素との親和性の高い合金元素の含有量を調整し、表面硬さを調整する。一方、高周波焼入れ処理に用いられる高周波焼入れ用鋼は、通常、炭素の含有量を調整することで、表面硬さを調整することができる。
　上述のとおり、軟窒化処理はオーステナイト変態を伴わない熱処理であるのに対し、高周波焼入れ処理はオーステナイト変態を伴う熱処理である。すなわち、軟窒化処理は、高周波焼入れ処理と比較して、熱処理による歪みが少ない。そのため、クランクシャフトに代表される機械部品は、表面硬化処理として軟窒化処理が実施される場合が多い。以下、クランクシャフトに代表される機械部品であって、軟窒化処理されたものを、「軟窒化部品」と称する。
　上述のとおり、軟窒化処理では歪みの発生は抑制されるものの、わずかな歪みは発生する。したがって、軟窒化部品では、軟窒化処理により生じた歪みを除去するために、曲げ矯正処理が実施される。
　しかしながら、軟窒化処理により軟窒化部品の表層硬さ（強度）が過剰に高くなった場合、その軟窒化部品に対して曲げ矯正を実施すれば、表層に形成された軟窒化層に割れが生じる場合がある。この場合、軟窒化部品の曲げ疲労強度が曲げ矯正前よりも大幅に低下する。
　ここで、本明細書では、軟窒化処理後に曲げ矯正を実施したとき、曲げ変位量が増加しても軟窒化処理後の機械部品の表層の軟窒化層に割れが生じない指標を、「曲げ矯正性」と称する。曲げ矯正性が高い、とは、軟窒化処理後に曲げ矯正を実施したとき、軟窒化層に割れが発生しにくいことを意味する。
　要求される曲げ疲労強度が高い場合、必要とされる軟窒化部品の表層硬さが高くなる。したがって、軟窒化部品では、高い曲げ疲労強度だけでなく、高い曲げ矯正性も求められる。
　ところで、従来の軟窒化部品において、高い曲げ疲労強度が要求される場合、上述のとおり、軟窒化処理前の素材（鋼材）に対して、調質処理が実施されていた。しかしながら、最近、製造コストの抑制のため、調質処理が省略された、いわゆる非調質鋼を用いた軟窒化部品の要求が高まっている。つまり、非調質鋼を用いて製造され、高い曲げ疲労強度及び高い曲げ矯正性を有する軟窒化部品が求められており、そのような軟窒化部品を製造できる軟窒化用非調質鋼が求められている。
　高い曲げ疲労強度及び優れた曲げ矯正性が得られる軟窒化用非調質鋼が、特開２０１０－９０４５７号公報（特許文献１）、及び、特開平９－３２４２４１号公報（特許文献２）に提案されている。
　特許文献１に開示されている軟窒化用非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．３０～０．６０％、Ｓｉ：０．０５～０．８０％、Ｍｎ：０．２０％以上０．８０％未満、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５～０．１０％、Ｖ：０．０５～０．２０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％およびＮ：０．００７～０．０３０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＣｒ、ＡｌおよびＰｂがそれぞれ、Ｃｒ：０．１０％未満、Ａｌ：０．００５％以下およびＰｂ：０．０２％以下で、かつｆｎ１＝Ｎ－０．６３×Ｔｉが、０≦ｆｎ１≦０．０２０を満足する。この軟窒化用非調質鋼は、高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有する軟窒化機械部品の素材として用いることができる、と特許文献１には記載されている。
　特許文献２に開示されている軟窒化用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．２０～０．６０％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．３～１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５～０．１０％、Ｃｒ：０．３％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｎ：０．００８～０．０２０％、Ｃａ：０．００５％以下、Ｐｂ：０．３０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、且つ２２１Ｃ（％）＋９９．５Ｍｎ（％）＋５２．５Ｃｒ（％）－３０４Ｔｉ（％）＋５７７Ｎ（％）＋２５≧１５０を満たし、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成であって、組織が、フェライト及びパーライトからなりそのフェライト分率が１０％以上である。この軟窒化用鋼材は、高い引張強度と疲労強度、及び優れた曲げ特性を有する軟窒化部品の母材となる、と特許文献２には記載されている。
特開２０１０－９０４５７号公報 特開平９－３２４２４１号公報
　しかしながら、特許文献１に開示された軟窒化用非調質鋼は、Ｖを含有する。Ｖは高価であるため、製造コストが高くなる。また、特許文献２に開示された軟窒化用鋼材は、Ｍｎ含有量が低い。そのため、高い曲げ疲労強度が要求される軟窒化部品へ適用しにくい。
　本開示の目的は、軟窒化処理後に高い曲げ疲労強度及び高い曲げ矯正性を有する、軟窒化用非調質鋼、及び、その軟窒化用非調質鋼を用いて製造される軟窒化部品、及び、軟窒化部品の製造方法を提供することである。
　本開示による軟窒化用非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４０％、Ｓｉ：０．１０～０．８０％、Ｍｎ：１．２０％超～１．６０％、Ｓ：０．１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．０３０％、Ｔｉ：０．００１～０．０２０％、Ｎ：０．００８～０．０２５％、Ｃｕ：０～０．２０％、Ｎｉ：０～０．２０％、Ｍｏ：０～０．２０％、Ｃａ：０～０．００２７％、及びＰｂ：０～０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ及びＣｒは、Ｐ：０．０５０％以下、及びＣｒ：０．１０％以下であり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する。鋼のミクロ組織は、初析フェライト及びパーライトの合計面積率が９５％以上であり、初析フェライト分率が５５％以上であり、初析フェライトの平均結晶粒径は１０～９０μｍである。
　０．９４≦Ｃ＋０．４３Ｍｎ＋２．１９Ｃｒ≦１．０２　（１）
　Ｃ－０．００６Ｓｉ＋０．０７６Ｍｎ＋０．４６Ｃｒ≦０．５０　（２）
　ここで、上記式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　本開示による軟窒化部品は、上述の化学組成を有する母材と、母材の表層に形成されている窒化層とを備える。
　本開示による軟窒化部品の製造方法は、上述の軟窒化用非調質鋼を熱間加工して中間品を製造する工程と、中間品に対して軟窒化処理を実施する工程とを備える。
　本開示による軟窒化用非調質鋼は、軟窒化処理後に高い曲げ疲労強度と高い曲げ矯正性とを有する。本開示による軟窒化部品は、高い曲げ疲労強度と高い曲げ矯正性とを有する。本開示による軟窒化部品の製造方法は、上述の軟窒化部品を製造できる。
図１は、ｆｎ１＝Ｃ＋０．４３Ｍｎ＋２．１９Ｃｒと曲げ疲労強度との関係を示す図である。 図２は、ｆｎ１と曲げ矯正性との関係を示す図である。 図３は、ｆｎ２＝Ｃ－０．００６Ｓｉ＋０．０７６Ｍｎ＋０．４６Ｃｒと初析フェライト分率との関係を示す図である。 図４は、評価試験に用いた小野式回転曲げ疲労試験片の側面図である。 図５は、評価試験に用いた４点曲げ試験片の側面図である。
　以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。
　本発明者らは、高い曲げ疲労強度と高い曲げ矯正性とに関して調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
　（Ａ）軟窒化部品の表面硬さについて
　軟窒化部品の曲げ疲労強度を高めるためには、軟窒化部品の表面硬さを高めることが有効である。しかしながら、表面硬さを高めれば、曲げ矯正性が低下する。したがって、軟窒化部品の曲げ疲労強度と曲げ矯正性とを両立させるためには、軟窒化部品の表面硬さを適切な範囲に制御することが有効である。
　ところで、高周波焼入れ処理は変態を伴う熱処理であるため、硬さの調整には、高周波焼入れ用鋼のＣ含有量の調整が重要である。これに対して、軟窒化処理は変態を伴わない熱処理であるため、硬さの調整には、軟窒化用鋼のＣ含有量だけでなく、他の元素の含有量の調整も重要となる。この点で、軟窒化用鋼は高周波焼入れ用鋼と大きく異なる。そこで、本発明者らは、軟窒化非調質鋼の化学組成について検討した結果、軟窒化非調質鋼の化学組成中のＣ含有量、Ｍｎ含有量及びＣｒ含有量を調整すれば、軟窒化処理後の表面硬さを適切な範囲に制御できることを見出した。
　具体的には、軟窒化用非調質鋼の化学組成が次の式（１）を満たせば、軟窒化処置後の軟窒化部品の表面硬さを適切な範囲とすることができる。そのため、後述の条件を満たすことを条件に、軟窒化後の軟窒化部品において、高い曲げ疲労強度と高い曲げ矯正性とを得ることができる。
　０．９４≦Ｃ＋０．４３Ｍｎ＋２．１９Ｃｒ≦１．０２　（１）
　ｆｎ１＝Ｃ＋０．４３Ｍｎ＋２．１９Ｃｒと定義する。ｆｎ１は、軟窒化部品の表面硬さに関する指標である。ｆｎ１が０．９４より小さければ、表面硬さが低すぎる。この場合、曲げ疲労強度を十分に高めることができない。一方、ｆｎ１が１．０２より大きければ、表面硬さが高くなりすぎる。この場合、曲げ矯正性が低下する。
　図１は、ｆｎ１と曲げ疲労強度との関係を示す図である。図１は次の方法で得られた。質量％で、Ｃ：０．２０～０．４０％、Ｓｉ：０．１０～０．８０％、Ｍｎ：１．２０％超～１．６０％、Ｓ：０．１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．０３０％、Ｔｉ：０．００１～０．０２０％、Ｎ：０．００８～０．０２５％、Ｃｕ：０～０．２０％、Ｎｉ：０～０．２０％、Ｍｏ：０～０．２０％、Ｃａ：０～０．００２７％、及びＰｂ：０～０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ及びＣｒは、Ｐ：０．０５０％以下、及びＣｒ：０．１０％以下である軟窒化用非調質鋼を用いて、後述の実施例と同じ条件で軟窒化処理及び小野式回転曲げ疲労試験を実施して、曲げ疲労強度を得た。得られた曲げ疲労強度（ＭＰａ）を用いて、図１を作成した。
　さらに、上述の軟窒化用非調質鋼を用いて、後述の実施例と同じ条件で曲げ矯正性評価試験を実施した。得られた曲げ矯正可能歪み量（με）を用いて、図２を作成した。
　図１を参照して、ｆｎ１が増加するにしたがい、曲げ疲労強度が高まる。そして、ｆｎ１が０．９４以上であれば、曲げ疲労強度が６００ＭＰａ以上となる。一方、図２を参照して、ｆｎ１が増加するにしたがい、曲げ矯正可能歪み量が低下する。そして、ｆｎ１が１．０２を超えれば、曲げ矯正可能歪み量が２００００με未満となる。
　以上より、ｆｎ１が０．９４～１．０２であれば、曲げ疲労強度が高く、かつ、曲げ矯正性も十分に高く維持することができる。したがって、軟窒化用非調質鋼の化学組成が式（１）を満たせば、軟窒化処理後において、高い曲げ疲労強度と高い曲げ矯正性とを得ることができる。
　（Ｂ）軟窒化部品の表層の強度について
　本発明者らは、非調質鋼において、上記（Ａ）に加えて、曲げ疲労強度を高めつつ、曲げ矯正性も高く維持できる方法について、さらに検討を重ねた。
　軟窒化部品の表層のみが過剰に硬くなれば、曲げ矯正性が低下する。したがって、軟窒化部品において、表層の硬さを過剰に高めず、かつ、窒化層（化合物層及び拡散層）を深く形成できれば、曲げ疲労強度を高めつつ、高い曲げ矯正性を得ることができる。
　そこで本発明者らは、軟窒化用非調質鋼中の初析フェライトに注目した。軟窒化用非調質鋼中における初析フェライト分率（ミクロ組織中における初析フェライトの面積率）が高い場合、強度は低くなる。したがって、曲げ疲労強度を考慮した場合、一見すると、初析フェライト分率は低い方が好ましいように思える。
　しかしながら、パーライト組織は層状セメンタイトが存在するため、窒素の拡散は非常に遅い。そのため、窒素は、主に初析フェライト中を表層から鋼材内部へと拡散する。すなわち、初析フェライトは、鋼中に窒素を浸入させやすく、かつ、窒素を鋼中深くまで浸透させやすい。窒素が表層から鋼材内部に拡散できなければ、表層での窒素含有量が過剰に高くなり、その結果、鋼材の表層のみが過剰に硬くなる場合がある。そこで、本発明者らは、軟窒化処理の対象となる軟窒化用非調質鋼においては、初析フェライト分率をむしろ高めた方が、窒素が鋼中深くに浸透しやすく、曲げ疲労強度が高くなると考えた。
　そこで、本発明者らは、初析フェライト分率と曲げ疲労強度との関係についてさらに調査及び検討を行った。その結果、軟窒化処理前の軟窒化用非調質鋼の初析フェライト分率を５５％以上とすれば、窒化層において、表層のみが過剰に硬くなるのを抑制でき、かつ、窒化層が十分に深くなる。その結果、高い曲げ疲労強度が得られ、かつ、曲げ矯正性も維持できることを見出した。
　そこで、本発明者らは、化学組成と初析フェライト分率との関係についてさらに調査及び検討を行った。その結果、化学組成中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒ含有量を適切に調整すれば、軟窒化用非調質鋼の初析フェライト分率を５５％以上とすることができることを見出した。
　具体的には、軟窒化用非調質鋼の化学組成が次の式（２）を満たせば、初析フェライト分率を５５％以上にすることができる。
　Ｃ－０．００６Ｓｉ＋０．０７６Ｍｎ＋０．４６Ｃｒ≦０．５０　（２）
　ｆｎ２＝Ｃ－０．００６Ｓｉ＋０．０７６Ｍｎ＋０．４６Ｃｒと定義する。ｆｎ２は鋼のミクロ組織における初析フェライト分率の指標である。ｆｎ２が０．５０を超えれば、初析フェライト分率が５５％未満となる。その結果、窒化層が浅くなり、軟窒化部品の曲げ疲労強度が低下する。
　図３は、ｆｎ２と初析フェライト分率との関係を示す図である。図３は次の方法で得られた。図１及び図２で用いた化学組成の軟窒化用非調質鋼を用いて、後述のミクロ組織観察を実施して、初析フェライト分率を求めた。得られた初析フェライト分率（％）を用いて、図３を作成した。
　図３を参照して、ｆｎ２の増加にしたがい、初析フェライト分率が低下する。そして、ｆｎ２が０．５０を超えれば、初析フェライト分率が５５％未満となる。したがって、ｆｎ２を０．５０以下とする。
　なお、本実施形態による軟窒化用非調質鋼のミクロ組織は、初析フェライト及びパーライト主体の組織とする。初析フェライト及びパーライト主体とは、軟窒化用非調質鋼のミクロ組織において、初析フェライト及びパーライトの合計面積率が９５％以上であることを意味する。さらに、上述のとおり、本実施形態による軟窒化用非調質鋼のミクロ組織において、初析フェライト分率は５５％以上である。なお、上述のとおり、本明細書において「初析フェライト分率」とは、ミクロ組織中の初析フェライトの面積率を意味する。
　また、本実施形態による軟窒化用非調質鋼のミクロ組織において、初析フェライトの平均結晶粒径は１０～９０μｍである。なお、本明細書において「初析フェライトの平均結晶粒径」とは、ミクロ組織中の初析フェライトの平均結晶粒径を意味する。初析フェライトの平均結晶粒径の測定方法については後述する。本実施形態の軟窒化用非調質鋼において、初析フェライト率が５５％以上であり、かつ、初析フェライトの平均結晶粒径が１０～９０μｍであれば、上述の他の要件を満たすことを条件として、軟窒化処理後の軟窒化部品の曲げ疲労強度及び曲げ矯正性を高めることができる。
　以上の知見に基づいて完成した本発明による軟窒化用非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４０％、Ｓｉ：０．１０～０．８０％、Ｍｎ：１．２０％超～１．６０％、Ｓ：０．１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．０３０％、Ｔｉ：０．００１～０．０２０％、Ｎ：０．００８～０．０２５％、Ｃｕ：０～０．２０％、Ｎｉ：０～０．２０％、Ｍｏ：０～０．２０％、Ｃａ：０～０．００２７％、及びＰｂ：０～０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ及びＣｒは、Ｐ：０．０５０％以下、及びＣｒ：０．１０％以下であり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する。鋼のミクロ組織は、初析フェライト及びパーライトの合計面積率が９５％以上であり、初析フェライト分率が５５％以上であり、初析フェライトの平均結晶粒径は１０～９０μｍである。
　０．９４≦Ｃ＋０．４３Ｍｎ＋２．１９Ｃｒ≦１．０２　（１）
　Ｃ－０．００６Ｓｉ＋０．０７６Ｍｎ＋０．４６Ｃｒ≦０．５０　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　上記軟窒化用非調質鋼の化学組成は、Ｃｕ：０．０２～０．２０％、Ｎｉ：０．０２～０．２０％、及びＭｏ：０．０２～０．２０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
　上記軟窒化用非調質鋼の化学組成は、Ｃａ：０．０００３～０．００２７％、及びＰｂ：０．０２～０．０５％からなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。
　本発明による軟窒化部品は、上述の化学組成を有する母材と、母材の表層に形成されている窒化層とを備える。
　上記軟窒化部品はクランクシャフトであってもよい。
　本発明の軟窒化部品の製造方法は、上記軟窒化用非調質鋼を熱間加工して中間品を製造する工程と、中間品に対して軟窒化処理を実施する工程とを備える。
　上記軟窒化部品の製造方法は、クランクシャフトの製造方法であってもよい。
　以下、本発明による軟窒化用非調質鋼について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［化学組成］
　本発明の軟窒化用非調質鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．２０～０．４０％
　炭素（Ｃ）は、鋼の曲げ疲労強度を高める。Ｃ含有量が０．２０％未満であれば、この効果は得られない。一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えれば、軟窒化部品の表面硬さが高くなりすぎ、曲げ矯正性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、初析フェライト分率が低下する場合がある。この場合、軟窒化部品の曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２０～０．４０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２２％であり、より好ましくは０．２３％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３８％であり、より好ましくは０．３６％である。
　Ｓｉ：０．１０～０．８０％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．１０％未満であれば、この効果は得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．８０％を超えれば、軟窒化部品の曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～０．８０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１１％であり、より好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．７０％であり、より好ましくは０．６５％である。
　Ｍｎ：１．２０％超～１．６０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼の曲げ疲労強度を高める。Ｍｎ含有量が１．２０％以下であれば、この効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．６０％を超えれば、軟窒化部品の表面硬さが高くなりすぎ、曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．２０％超～１．６０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．２５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．５５％であり、より好ましくは１．５０％である。
　Ｓ：０．１００％以下
　硫黄（Ｓ）は不可避的に含有される。したがって、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは被削性を高める。しかしながら、Ｓ含有量が０．１００％を超えれば、軟窒化部品の曲げ疲労強度及び曲げ矯正性が低下する場合がある。したがって、Ｓ含有量は０．１００％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、より好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。被削性を有効に得る場合のＳ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、より好ましくは０．０１５％である。
　Ａｌ：０．００５～０．０３０％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、軟窒化時に拡散層深さを増加し、鋼の曲げ疲労強度を高める。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、これらの効果は得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０３０％を超えれば、軟窒化部品の表面硬さが高くなりすぎ、曲げ矯正性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０３０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、より好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００６％であり、より好ましくは０．００８％である。
　Ｔｉ：０．００１～０．０２０％
　チタン（Ｔｉ）は、結晶粒を微細化し、鋼の曲げ疲労強度を高める。Ｔｉ含有量が０．００１％未満であれば、この効果は得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えれば、曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１～０．０２０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１５％であり、より好ましくは０．０１３％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、より好ましくは０．００４％である。
　Ｎ：０．００８～０．０２５％
　窒素（Ｎ）は、鋼の曲げ疲労強度及び曲げ矯正性を高める。Ｎ含有量が０．００８％未満であれば、これらの効果は得られない。一方、Ｎ含有量が０．０２５％を超えれば、これらの効果は飽和し、さらに、鋼材コストが増加する。したがって、Ｎ含有量は０．００８～０．０２５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２２％であり、より好ましくは０．０２０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、より好ましくは０．０１２％である。
　本実施の形態の軟窒化用非調質鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは軟窒化用非調質鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の軟窒化用非調質鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。本発明においては、さらに、不純物中のＰ、及び、Ｃｒの含有量について、下記の通り制限される。
　Ｐ：０．０５０％以下
　リン（Ｐ）は不純物であり、鋼材中に不可避的に含有される。したがって、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは鋼の曲げ疲労強度を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、より好ましくは０．０２５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。しかしながら、Ｐ含有量が０．００２％未満に低下するには製造コストが過剰に高くなる。したがって、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００２％である。
　Ｃｒ：０．１０％以下
　クロム（Ｃｒ）は不純物である。Ｃｒは含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。Ｃｒは鋼の曲げ疲労強度及び曲げ矯正性を低下する。Ｃｒ含有量が０．１０％を超えれば、軟窒化処理により導入された窒素と結合して窒化物等を形成する。その結果、軟窒化部品の表面硬さが高くなりすぎ、曲げ矯正性が大きく低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０％以下である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、より好ましくは０．０５％未満である。Ｃｒ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｃｒ含有量の下限は特に限定されない。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．０１％未満に低下するには製造コストが過剰に高くなる。したがって、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０１％である。
　不純物元素としては、上述した元素以外にもあらゆる元素が挙げられる。不純物としての元素は１種のみであってもよいし、２種以上であってもよい。本実施形態による軟窒化用非調質鋼において、不純物はたとえば、以下の元素が挙げられる。
　Ｏ：０．００３０％以下、Ｖ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｂ：０．０００５％以下、希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００３％以下、Ｍｇ：０．０００３％以下、Ｗ：０．０００３％以下、Ｓｂ：０．０００３％以下、Ｂｉ：０．０００３％以下、Ｃｏ：０．０００３％以下、及び、Ｔａ：０．０００３％以下。
　これらの不純物は、上述の範囲で本実施形態による軟窒化用非調質鋼に含有され得る。その他の元素含有量については、後述の任意元素を除き、通常の範囲内であれば、特に制御されなくてもよい。
　なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）及び、アクチノイドである原子番号８９番のアクチニウム（Ａｃ）～１０３番のローレンシウム（Ｌｒ）からなる群から選択される１種以上の元素である。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これら元素の合計含有量である。
　［任意元素について］
　本発明による軟窒化用非調質鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼の強度を高める。
　Ｃｕ：０～０．２０％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。Ｃｕが含有される場合、Ｃｕは鋼に固溶して鋼の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．２０％を超えれば、曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、より好ましくは０．１５％である。
　Ｎｉ：０～０．２０％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。Ｎｉが含有される場合、Ｎｉは鋼に固溶して鋼の強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．２０％を超えれば、曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．２０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、より好ましくは０．１５％である。
　Ｍｏ：０～０．２０％
　モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。Ｍｏが含有される場合、Ｍｏは鋼に固溶して鋼の強度を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．２０％を超えれば、曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０～０．２０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、より好ましくは０．１５％である。
　本発明による軟窒化用非調質鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ及びＰｂからなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼の被削性を高める。
　Ｃａ：０～０．００２７％
　カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。Ｃａが含有される場合、Ｃａは鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００２７％を超えれば、粗大な酸化物を形成し、曲げ疲労強度が低下する場合がある。したがって、Ｃａ含有量は０～０．００２７％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％である。
　Ｐｂ：０～０．０５％
　鉛（Ｐｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｐｂ含有量は０％であってもよい。Ｐｂが含有される場合、Ｐｂは鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．０５％を超えれば、曲げ疲労強度が低下する場合がある。したがって、Ｐｂ含有量は０～０．０５％である。Ｐｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．０４％である。
　［式（１）について］
　本発明による軟窒化用非調質鋼はさらに、式（１）を満たす。
　０．９４≦Ｃ＋０．４３Ｍｎ＋２．１９Ｃｒ≦１．０２　（１）
　式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　ｆｎ１（＝Ｃ＋０．４３Ｍｎ＋２．１９Ｃｒ）は、軟窒化部品の表面硬さを示す指標である。ｆｎ１が０．９４未満であれば、軟窒化部品の表面硬さが低くなりすぎる。この場合、図１に示すとおり、軟窒化部品の曲げ疲労強度が十分に得られない。一方、ｆｎ１が１．０２を超えれば、軟窒化部品の表面硬さが高くなりすぎる。この場合、図２に示すとおり、軟窒化部品の曲げ矯正性が十分に得られない。したがって、ｆｎ１は０．９４～１．０２である。
　［式（２）について］
　本発明による軟窒化用非調質鋼はさらに、式（２）を満たす。
　Ｃ－０．００６Ｓｉ＋０．０７６Ｍｎ＋０．４６Ｃｒ≦０．５０　（２）
　式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　ｆｎ２（＝Ｃ－０．００６Ｓｉ＋０．０７６Ｍｎ＋０．４６Ｃｒ）は、軟窒化用非調質鋼のミクロ組織における、初析フェライト分率を示す指標である。ｆｎ２が０．５０を超えれば、初析フェライト分率が５５％未満になる。この場合、窒化層の深さが浅くなり、軟窒化部品の曲げ疲労強度が十分に得られない。ｆｎ２が０．５０以下であれば、窒化層が十分に深く形成され、高い曲げ疲労強度が得られる。この場合さらに、軟窒化部品の表層が過度に硬くなるのを抑制できるため、曲げ矯正性を十分に維持できる。したがって、ｆｎ２は０．５０以下である。
　［ミクロ組織について］
　本実施形態による軟窒化用非調質鋼のミクロ組織は、初析フェライト及びパーライトの合計面積率が９５％以上である。好ましくは、本実施形態による軟窒化用非調質鋼のミクロ組織は、初析フェライト及びパーライトの合計面積率が１００％である。初析フェライト及びパーライトの合計面積率が１００％未満である場合、残部はたとえば、ベイナイト、及び、マルテンサイトである。そのため、初析フェライト及びパーライトの合計面積率が９５％未満であれば、硬さの高いベイナイト、マルテンサイトの面積率が高くなる。その結果、軟窒化用非調質鋼の硬さが高くなりすぎ、曲げ矯正性が低下する。したがって、軟窒化用非調質鋼の初析フェライト及びパーライトの合計面積率は９５％以上である。
　本実施形態による軟窒化用非調質鋼のミクロ組織において、初析フェライト分率は５５％以上である。初析フェライト分率が５５％未満であれば、軟窒化処理後の軟窒化部品の表面硬さが過剰に高くなったり、軟窒化部品の窒化層深さが浅くなる。その結果、軟窒化部品の曲げ疲労強度及び／又は曲げ矯正性が低下する。したがって、軟窒化用非調質鋼の初析フェライト分率は５５％以上である。
　なお、初析フェライト分率の上限は特に限定されない。しかしながら、上述の化学組成を有する軟窒化用非調質鋼においては、初析フェライト分率を８０％以上とするのは困難である。したがって、初析フェライト分率の上限は８０％である。なお、上述のとおり、本明細書において、ミクロ組織中の初析フェライトの面積率を初析フェライト分率（％）と定義する。
　本実施形態による軟窒化用非調質鋼のミクロ組織において、初析フェライトの平均結晶粒径は１０～９０μｍである。なお、本明細書において、初析フェライト粒の円相当径の平均値を、初析フェライトの平均結晶粒径（μｍ）と定義する。本明細書において、円相当径とは、組織観察における視野面において、特定された初析フェライト粒の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。
　初析フェライトの平均結晶粒径が小さすぎれば、軟窒化処理時に窒素が軟窒化用非調質鋼の深さ方向に浸透しにくくなる。その結果、軟窒化部品の曲げ疲労強度が低下する。一方、初析フェライトの平均結晶粒径が大きすぎれば、軟窒化処理時に硬化に必要な窒素量が増加する。その結果、軟窒化部品の強度を十分に高めることができず、軟窒化部品の曲げ疲労強度が低下する。したがって、軟窒化用非調質鋼の初析フェライトの平均結晶粒径は１０～９０μｍである。
　ミクロ組織中の初析フェライト及びパーライトの合計面積率と、初析フェライト分率と、初析フェライトの平均結晶粒径とは、次の方法で測定できる。軟窒化用非調質鋼からサンプルを採取する。軟窒化用非調質鋼が棒鋼又は線材である場合、棒鋼又は線材の横断面（長手方向に垂直な面）のうち、表面と中心軸とを結ぶ半径Ｒの中央部（以下、Ｒ／２部という）から、ミクロ組織を観察するためのサンプルを採取する。Ｒ／２部のサンプルの横断面（表面）のうち、軟窒化用非調質鋼の長手方向と垂直な表面を観察面とする。観察面を研磨した後、サンプルの観察面を３％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）にてエッチングする。エッチングされた観察面を１００倍の光学顕微鏡にて観察して、任意の５視野の写真画像を生成する。なお、各視野は８００μｍ×６００μｍとする。
　各視野において、初析フェライト及びパーライトをコントラストに基づいて特定する。具体的には、各視野においてフェライトは白く均一に観察され、パーライトは層状の組織が観察され、フェライトとパーライトとの粒界は、粒界腐食によって黒い線として観察される。さらに、フェライト及びパーライト以外の組織（過冷組織であるマルテンサイト及び／又はベイナイト）は、粒内組織が微細であり、黒く観察される。したがって、各視野における黒い線に囲まれた白く均一に観察される領域を初析フェライトと判断する。さらに、各視野における層状に観察される領域をパーライトと判断する。
　特定された組織のうち、各視野での初析フェライトの総面積（μｍ2）、及び、パーライトの総面積（μｍ2）を求める。全ての視野の総面積に対する、全ての視野における初析フェライトの総面積とパーライトの総面積との和の比率を、初析フェライト及びパーライトの面積率（％）と定義する。さらに、全ての視野における初析フェライト総面積の、全ての視野の総面積に対する比率を、初析フェライト分率（％）と定義する。さらに、全ての視野における初析フェライトの円相当径の平均値を、初析フェライトの平均結晶粒径（μｍ）と定義する。
　［製造方法］
　上述の軟窒化用非調質鋼及び軟窒化部品の製造方法の一例を説明する。
　［軟窒化用非調質鋼の製造方法］
　上述の化学組成を有し、かつ、式（１）及び式（２）を満たす溶鋼から素材（鋳片又はインゴット）を製造する。たとえば、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法により溶鋼をインゴット（鋼塊）を製造する。
　製造された素材に対して熱間加工工程を実施して、軟窒化用非調質鋼を製造する。熱間加工工程では通常、１回又は複数回の熱間加工を実施する。各熱間加工を実施する前に、素材を加熱する。その後、素材に対して熱間加工を実施する。熱間加工はたとえば、熱間鍛造や、熱間圧延、熱間押出である。複数回熱間加工を実施する場合、初期の熱間加工はたとえば、分塊圧延又は熱間鍛造による粗圧延工程であり、仕上げの熱間加工はたとえば、連続圧延機を用いた仕上げ圧延工程である。熱間圧延機では、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。上記熱間加工工程により製造される軟窒化用非調質鋼はたとえば、棒鋼又は線材である。
　各熱間加工時の加熱温度は、Ａ3点超である。つまり、本実施形態による軟窒化用非調質鋼の製造工程において、熱間加工はオーステナイト単相領域で実施される。各熱間加工時の好ましい加熱温度は１１００～１３００℃である。加熱温度が高すぎれば、オーステナイト粒が粗大化する場合がある。この場合、仕上げ加工後の冷却時の初析フェライトの生成サイトが減少し、初析フェライト分率が低下する。
　各熱間加工時の好ましい加熱時間は２０～２４０分である。加熱時間が短すぎれば、軟窒化用非調質鋼の内部が十分に加熱されない。そのため、最終の熱間加工を上述の連続圧延機で実施する場合、ロール荷重が高くなり圧延できない場合がある。一方、加熱時間が長すぎれば、オーステナイト粒が粗大化する場合がある。この場合、仕上げ加工後の冷却時の初析フェライトの生成サイトが減少し、初析フェライト分率が低下する。したがって、各熱間加工時の加熱時間は２０～２４０分とするのが好ましい。
　なお、最終の熱間加工を上述の連続圧延機で実施する場合、最終の圧下を行うスタンドの出側での鋼材の温度（仕上げ圧延温度という）は、８００～１１００℃とするのが好ましい。
　最終の熱間加工において、たとえば、棒鋼及び線材を製造する際、加工率は３０％～９９％とするのが好ましい。加工率が低すぎれば、オーステナイト粒径が粗大となる場合がある。この場合、初析フェライトの核生成サイトが減少し、初析フェライト分率が低下する。なお、加工率の上限に制限はないが、工業的限界から９９％である。
　好ましくは、最終の熱間加工後の冷却速度は０．１～５℃／分である。冷却速度が速すぎれば、組織中にベイナイト及び／又はマルテンサイトが生成する場合がある。この場合、軟窒化用非調質鋼中の初析フェライト及びパーライトの総面積率が９５％未満となる。その結果、軟窒化部品の曲げ矯正性が低下する。冷却速度が遅すぎれば、初析フェライトの平均結晶粒径が大きくなりすぎる場合がある。したがって、最終の熱間加工後の冷却速度は０．１～５℃／分とするのが好ましい。
　以上の製造工程により、軟窒化用非調質鋼が製造される。なお、本実施形態の軟窒化用非調質鋼は、熱間加工まま材（熱間圧延まま材、熱間鍛造まま材）であってもよい。また、本実施形態の軟窒化非調質鋼材はたとえば、棒鋼、線材である。
　［軟窒化部品の製造方法］
　本発明の軟窒化用非調質鋼を用いた軟窒化部品の製造方法の一例は、次のとおりである。軟窒化用非調質鋼を熱間加工して、所定の形状を有する中間品を製造する。熱間加工後の中間品に対して切削加工に代表される機械加工を実施して、その後、後述の軟窒化処理を実施してもよい。
　熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造（熱間鍛伸等）でもよい。加熱温度はいわゆる「熱間」であればよい。加熱温度はたとえば、８００℃以上１３００℃以下である。仕上げ温度も特に制限されないが、たとえば８００℃以上である。熱間加工後の冷却方法は特に限定されない。好ましくは、熱間加工後の冷却速度は、初析フェライト及びパーライトを主体とする組織が得られやすい冷却速度の範囲とするのが好ましく、たとえば空冷やファン風冷である。
　熱間加工後（又は機械加工後）の中間品に対して、軟窒化処理を実施する。軟窒化処理はガス軟窒化、塩浴軟窒化及びイオン窒化等を、周知の条件で実施すればよい。たとえばガス軟窒化を実施する場合、ＲＸガス（吸熱型変成ガス）とアンモニアガスを１：１に混合した雰囲気中において、均熱温度５６０～６２０℃で１～３時間保持する。ガス軟窒化後の冷却は、水冷、油冷及び炉冷等、いずれの方法でもよい。以上の工程により軟窒化部品が製造される。
　［軟窒化部品］
　本実施形態の軟窒化部品は、母材と窒化層とを備える。母材は、上述の軟窒化用非調質鋼と同一の化学組成を有する。窒化層は、母材の表層に形成されている。窒化層は化合物層と、拡散層とを含む。化合物層は、窒化層の最表層に形成されている。拡散層は、化合物層下に形成されている。軟窒化処理により母材の表層に窒化層（化合物層及び拡散層）が形成されることは周知である。
　本発明の軟窒化用非調質鋼を用いて周知の軟窒化処理により製造された軟窒化部品は、高い曲げ疲労強度及び高い曲げ矯正性を得られる。以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。
　表１に示す化学組成を有する溶鋼を、真空溶解炉にて溶製した。続いて、試験番号１～３６の溶鋼について、加熱温度１２００℃、加熱時間３０分、仕上温度１０００～１０５０℃の条件で直径５０ｍｍの棒鋼に鍛伸した。この時の加工率は９０％であった。鍛伸後は０．５℃／秒の冷却速度で室温まで冷却した。試験番号３７の溶鋼について、加熱温度１２００℃、加熱時間３０分、仕上温度１０００～１０５０℃の条件で直径５０ｍｍの棒鋼に鍛伸した。この時の加工率は９０％であった。鍛伸後は８℃／秒の冷却速度で室温まで冷却した。試験番号３８の溶鋼について、加熱温度１３５０℃、加熱時間３０分、仕上温度１０００～１０５０℃の条件で直径５０ｍｍの棒鋼に鍛伸した。この時の加工率は９０％であった。鍛伸後は０．５℃／秒の冷却速度で室温まで冷却した。試験番号３９の溶鋼について、加熱温度１２００℃、加熱時間１８０分、仕上温度１０００～１０５０℃の条件で直径５０ｍｍの棒鋼に鍛伸した。この時の加工率は９０％であった。鍛伸後は０．５℃／秒の冷却速度で室温まで冷却した。試験番号４０の溶鋼について、加熱温度１２００℃、加熱時間３０分、仕上温度１０００～１０５０℃の条件で直径５０ｍｍの棒鋼に鍛伸した。この時の加工率は２０％であった。鍛伸後は０．５℃／秒の冷却速度で室温まで冷却した。以上の工程により、軟窒化用非調質鋼材（本例では棒鋼）を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた各試験番号の棒鋼（直径５０ｍｍ）に対して、次の評価試験を実施した。
　各試験番号の直径５０ｍｍの棒鋼のＲ／２部から、機械加工により図４に示す小野式回転曲げ疲労試験片（以後、「小野式試験片」と称する）及び、図５に示す４点曲げ試験片を作成した。図４は小野式試験片の側面図であり、図５は４点曲げ試験片の側面図である。図４及び図５中の数値は、試験片の各部位の寸法（ｍｍ）を示す。
　［ミクロ組織観察］
　ミクロ組織観察は、次の方法で実施した。各小野式試験片のつかみ部の長手方向の横断面を樹脂埋めし、鏡面研磨を行った。観察面を研磨した後、上述の方法で、各視野での初析フェライト、及び、パーライトの合計面積率（％）を求めた。表２に「Ｆ＋Ｐ面積率（％）」として示す。各視野での初析フェライトの面積率の平均を、初析フェライト分率（％）として求めた。表２に「Ｆ分率（％）」として示す。さらに、上述の方法で、初析フェライト粒の円相当径を求め、初析フェライトの平均結晶粒径（μｍ）を求めた。表２に「Ｆ粒径（μｍ）」として示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　［軟窒化処理］
　ミクロ組織観察に使用しなかった各試験番号の小野式試験片及び４点曲げ試験片について、軟窒化処理を実施した。軟窒化処理は、ガス軟窒化を実施した。具体的に、ＮＨ3ガス：ＲＸガス＝１：１の雰囲気中で、均熱温度６００℃、保持時間１５０分とした。
　［曲げ疲労強度評価試験］
　曲げ疲労強度評価試験を次の方法で実施した。軟窒化処理後の各小野式試験片に対して、室温（２５℃）、大気雰囲気中にて、ＪＩＳ　Ｚ　２２７４（１９７８）に準拠した小野式回転曲げ疲労試験を実施した。回転数を３０００ｒｐｍとし、応力負荷繰返し回数が１０7サイクル後において破断しなかった最大応力を曲げ疲労強度（ＭＰａ）と定義した。
　［ビッカース硬さ評価試験］
　ビッカース硬さ評価試験は、次の方法で実施した。軟窒化処理した各４点曲げ試験片の表面から０．０５ｍｍ深さの位置について、任意の５点を特定した。特定した５点について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２０１１）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は４．９Ｎであった。得られた５点の数値の平均値を、その試験番号の表面硬さ（Ｈｖ）と定義した。
　［曲げ矯正性評価試験］
　曲げ矯正性評価試験は、次の方法で実施した。軟窒化処理した各４点曲げ試験片の切欠き底に２ｍｍの歪みゲージを接着した。歪みゲージは４点曲げ試験片の長手方向と平行に接着した。歪みゲージを接着させた各４点曲げ試験片に、歪みゲージが断線するまで曲げ矯正歪みを付与した。歪みゲージが断線したときの歪み量を曲げ矯正可能歪み量（με）と定義した。
　［試験結果］
　試験結果を表２に示す。表面硬さが３２０～３５０Ｈｖの場合、表面硬さが適切であると判断した。一方、表面硬さが３２０Ｈｖ未満の場合、表面硬さが低すぎると判断した。また、表面硬さが３５０Ｈｖを越える場合、表面硬さが高すぎると判断した。曲げ疲労強度が６００ＭＰａ以上の場合、曲げ疲労強度が優れると判断した。一方、曲げ疲労強度が６００ＭＰａ未満の場合、曲げ疲労強度が低いと判断した。曲げ矯正可能歪み量が２００００με以上の場合、曲げ矯正性が優れると判断した。また、曲げ矯正可能歪み量が２５０００με以上の場合、曲げ矯正性がさらに優れると判断した。一方、曲げ矯正可能歪み量が２００００μεより低い場合、曲げ矯正性が低いと判断した。
　表１を参照して、試験番号１～２６の化学組成は適切であった。さらに、表２を参照して、試験番号１～２６の初析フェライト及びパーライトの合計面積率は９５％以上であり、初析フェライト分率は５５％以上であり、初析フェライトの平均結晶粒径は１０～９０μｍであった。その結果、表面硬さは３２０～３５０Ｈｖであった。その結果さらに、曲げ疲労強度は６００ＭＰａ以上であり、高い曲げ疲労強度を示した。その結果さらに、曲げ矯正可能歪み量が２００００με以上であり、優れた曲げ矯正性を示した。
　一方、試験番号２７では、Ｃ含有量が高すぎた。その結果、表面硬さが３５０Ｈｖを超え、表面硬さが高すぎた。その結果さらに、曲げ矯正可能歪み量が２００００με未満となり、曲げ矯正性が低かった。
　試験番号２８では、Ｃ含有量が低すぎた。その結果、表面硬さが３２０Ｈｖ未満となり、表面硬さが低すぎた。その結果さらに、曲げ疲労強度が６００ＭＰａ未満となり、曲げ疲労強度が低かった。
　試験番号２９では、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、表面硬さが３５０Ｈｖを超え、表面硬さが高すぎた。その結果さらに、曲げ矯正可能歪み量が２００００με未満となり、曲げ矯正性が低かった。
　試験番号３０では、Ｍｎ含有量が低すぎた。その結果、曲げ疲労強度が６００ＭＰａ未満となり、曲げ疲労強度が低かった。
　試験番号３１では、Ａｌ含有量が高すぎた。その結果、表面硬さが３５０Ｈｖを超え、表面硬さが高すぎた。その結果さらに、曲げ矯正可能歪み量が２００００με未満となり、曲げ矯正性が低かった。
　試験番号３２では、Ａｌ含有量が低すぎた。その結果、曲げ疲労強度が６００ＭＰａ未満となり、曲げ疲労強度が低かった。
　試験番号３３では、Ｃｒ含有量が高すぎた。その結果、曲げ矯正可能歪み量が２００００με未満となり、曲げ矯正性が低かった。
　試験番号３４では、ｆｎ１が高すぎた。その結果、表面硬さが３５０Ｈｖを超え、表面硬さが高すぎた。その結果さらに、曲げ矯正可能歪み量が２００００με未満となり、曲げ矯正性が低かった。
　試験番号３５では、ｆｎ１が低すぎた。その結果、表面硬さが３２０Ｈｖ未満となり、表面硬さが低すぎた。その結果さらに、曲げ疲労強度が６００ＭＰａ未満となり、曲げ疲労強度が低かった。
　試験番号３６では、ｆｎ２が高すぎた。その結果、初析フェライト分率が５５％未満となり、初析フェライト分率が低すぎた。その結果さらに、曲げ疲労強度が６００ＭＰａ未満となり、曲げ疲労強度が低かった。
　試験番号３７では、鍛伸後の冷却速度が速すぎた。その結果、初析フェライト及びパーライトの合計面積率は９５％未満であった。その結果さらに、表面硬さが３５０Ｈｖを超え、表面硬さが高すぎた。その結果さらに、曲げ矯正可能歪み量が２００００με未満となり、曲げ矯正性が低かった。
　試験番号３８では、鍛伸時の加熱温度が高すぎた。その結果、初析フェライト分率が５５％未満となり、初析フェライト分率が低すぎた。その結果さらに、表面硬さが３５０Ｈｖを超え、表面硬さが高すぎた。その結果さらに、曲げ矯正可能歪み量が２００００με未満となり、曲げ矯正性が低かった。
　試験番号３９では、鍛伸時の加熱時間が長すぎた。その結果、初析フェライト分率が５５％未満となり、初析フェライト分率が低すぎた。その結果さらに、表面硬さが３５０Ｈｖを超え、表面硬さが高すぎた。その結果さらに、曲げ矯正可能歪み量が２００００με未満となり、曲げ矯正性が低かった。
　試験番号４０では、鍛伸時の加工率が低すぎた。その結果、初析フェライト分率が５５％未満となり、初析フェライト分率が低すぎた。その結果さらに、表面硬さが３５０Ｈｖを超え、表面硬さが高すぎた。その結果さらに、曲げ矯正可能歪み量が２００００με未満となり、曲げ矯正性が低かった。
　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。

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．２０～０．４０％、
    　Ｓｉ：０．１０～０．８０％、
    　Ｍｎ：１．２０％超～１．６０％、
    　Ｓ：０．１００％以下、
    　Ａｌ：０．００５～０．０３０％、
    　Ｔｉ：０．００１～０．０２０％、
    　Ｎ：０．００８～０．０２５％、
    　Ｃｕ：０～０．２０％、
    　Ｎｉ：０～０．２０％、
    　Ｍｏ：０～０．２０％、
    　Ｃａ：０～０．００２７％、及び
    　Ｐｂ：０～０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、前記不純物中のＰ及びＣｒは、
    　Ｐ：０．０５０％以下、及び
    　Ｃｒ：０．１０％以下であり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、
    　鋼のミクロ組織は、初析フェライト及びパーライトの合計面積率が９５％以上であり、初析フェライト分率が５５％以上であり、初析フェライトの平均結晶粒径は１０～９０μｍである、軟窒化用非調質鋼。
    　０．９４≦Ｃ＋０．４３Ｍｎ＋２．１９Ｃｒ≦１．０２　（１）
    　Ｃ－０．００６Ｓｉ＋０．０７６Ｍｎ＋０．４６Ｃｒ≦０．５０　（２）
    　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 　請求項１に記載の軟窒化用非調質鋼であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃｕ：０．０２～０．２０％、
    　Ｎｉ：０．０２～０．２０％、及び
    　Ｍｏ：０．０２～０．２０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、軟窒化用非調質鋼。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の軟窒化用非調質鋼であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃａ：０．０００３～０．００２７％、及び
    　Ｐｂ：０．０２～０．０５％からなる群から選択される１種又は２種を含有する、軟窒化用非調質鋼。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の化学組成を有する母材と、
    　前記母材の表層に形成されている窒化層とを備える、軟窒化部品。
  5. 　請求項４に記載の軟窒化部品であって、前記軟窒化部品はクランクシャフトである、軟窒化部品。
  6. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の軟窒化用非調質鋼を熱間加工して中間品を製造する工程と、
    　前記中間品に対して軟窒化処理を実施する工程とを備える、軟窒化部品の製造方法。
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