WO2020090816A1 - 窒化部品粗形材、および窒化部品 - Google Patents

窒化部品粗形材、および窒化部品 Download PDF

Info

Publication number
WO2020090816A1
WO2020090816A1 PCT/JP2019/042374 JP2019042374W WO2020090816A1 WO 2020090816 A1 WO2020090816 A1 WO 2020090816A1 JP 2019042374 W JP2019042374 W JP 2019042374W WO 2020090816 A1 WO2020090816 A1 WO 2020090816A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
nitrided
diameter
area ratio
depth
component
Prior art date
Application number
PCT/JP2019/042374
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
将人 祐谷
裕章 多比良
基成 西原
暁 大川
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to CN201980069800.XA priority Critical patent/CN112888796A/zh
Priority to US17/289,237 priority patent/US11827963B2/en
Priority to JP2020553937A priority patent/JP7273324B2/ja
Publication of WO2020090816A1 publication Critical patent/WO2020090816A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/30—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for crankshafts; for camshafts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/02—Pretreatment of the material to be coated
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/24—Nitriding
    • C23C8/26—Nitriding of ferrous surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/36—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases using ionised gases, e.g. ionitriding
    • C23C8/38—Treatment of ferrous surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/40—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using liquids, e.g. salt baths, liquid suspensions
    • C23C8/42—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using liquids, e.g. salt baths, liquid suspensions only one element being applied
    • C23C8/48—Nitriding
    • C23C8/50—Nitriding of ferrous surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor

Definitions

  • the present disclosure relates to a nitrided part rough shape material and a nitrided part.
  • Patent Document 1 by optimizing the steel composition and controlling the hardness distribution of the nitriding layer after nitriding and the hardness of the core that is not affected by nitriding, fatigue strength and straightening A technology that achieves compatibility of both sexes is disclosed. Generally, by performing pre-heat treatment such as quenching and tempering or normalizing the steel before the nitriding treatment, the straightening property and the fatigue strength after the nitriding treatment are improved.
  • pre-heat treatment such as quenching and tempering or normalizing the steel before the nitriding treatment
  • Patent Document 2 discloses a technique for achieving both fatigue strength and straightening property after nitriding treatment by performing quenching and tempering treatment before nitriding. Specifically, in Patent Document 2, by controlling the steel structure such that the mixed structure of tempered martensite and bainite is the main component, both fatigue strength and correctability can be achieved.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2004-162161
  • Patent Document 2 WO2017-056896
  • Patent Document 1 controls the hardness distribution of the nitrided layer after the nitriding treatment and the hardness of the core that is not affected by nitriding by optimizing the steel composition.
  • the steel structure since the steel structure has not been optimized, it cannot be said that the fatigue strength and the straightening property are compatible with each other at a sufficiently high level.
  • Patent Document 2 makes fatigue strength and straightening property compatible at a high level.
  • the nitrided crankshaft that is the nitrided component described in Patent Document 2 is assumed to be a crankshaft having a small crank journal diameter, and the entire component has a tempered structure as a main component, and there is no difference between the surface layer structure and the internal structure.
  • machinability in rough material before nitriding.
  • a portion having a diameter or a width of 60 to 130 mm is a portion to be cut (especially deep hole processing), and therefore machinability is required.
  • a nitrided component which is excellent in machinability (especially deep hole workability) as well as fatigue strength and straightening property after nitriding treatment in a portion having a diameter or width in the range of 60 to 130 mm. It is an object of the present invention to provide a nitrided component rough shaped material and a nitrided component which is obtained by subjecting the nitrided component rough shaped material to a nitriding treatment and is excellent in fatigue strength and straightening property.
  • the balance has a chemical composition of Fe and impurities, In the site where the diameter or width of the rough-formed material for nitrided parts is in the range of 60 to 130 mm, the structure at the position of depth 14.5 mm from the surface
  • the structure at a position with a depth of 15 mm or more from the surface has an area ratio of the total of tempered martensite and tempered bainite: 0 to less than 50% , Retained austenite: 0 to 5%, balance: ferrite and pearlite, Nitrided parts rough material.
  • nitrided part crude material according to ⁇ 1> or ⁇ 2> which contains, in mass%, one or two of Ti: more than 0 to 0.050% and Nb: more than 0 to 0.050%.
  • ⁇ 4> Containing one or more of Ca: more than 0 to 0.005%, Bi: more than 0 to 0.30%, and V: 0 to 0.05% by mass% ⁇ 1> to ⁇ 3>
  • a nitrided component made of the rough-formed material for nitrided component according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 4> In the area where the diameter or width of the nitrided component is in the range of 60 to 130 mm, the structure at a depth of 0.5 mm from the surface has an area ratio of tempered martensite and tempered bainite: 70 to 100%, retained austenite: 0-5%, balance: ferrite and pearlite, In the site where the diameter or width of the nitrided component is in the range of 60 to 130 mm, the structure at the position with a depth of 15 mm or more from the surface is the area ratio, the total of tempered martensite and tempered bainite: 0 to less than 50%, retained austenite: 0-5%, balance: ferrite and pearlite, The Vickers hardness is 350 to 550 HV at a depth of 0.05 mm from the surface in the region where the diameter or width of the nitride
  • Nitrided parts There is a single hole or a plurality of holes having a ratio of depth L to diameter D of L / D of 8 or more and a depth L of 60 mm or more in a portion where the diameter or width of the nitrided component is in the range of 60 to 130 mm. Then A structure in which 50% or more of the total length in the depth direction of the hole is an area ratio and is a total of tempered martensite and tempered bainite: 0 to less than 50%, retained austenite: 0 to 5%, and balance: ferrite and pearlite.
  • the nitrided component according to ⁇ 5> which passes through a portion having the.
  • a nitrided component that is excellent in machinability (especially deep hole workability) as well as fatigue strength and straightening property after nitriding treatment in a portion having a diameter or a width of 60 to 130 mm is obtained.
  • Rough shaped material and its nitrided part It is possible to provide a nitrided part which is obtained by nitriding the rough shaped material and is excellent in fatigue strength and straightening property.
  • FIG. 1 is a schematic view showing an Ono-type rotary bending fatigue test piece collected from a round bar manufactured in an example.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing a 4-point bending test piece taken from the round bar manufactured in the example.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing the positional relationship between the cross section of the round bar and the hole and the evaluation part when the diameter of the round bar is 55 mm or 65 mm in the evaluation of the hole characteristics.
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing the positional relationship between the round bar cross section and the hole and the evaluation part when the diameter of the round bar is 80 mm in the evaluation of the hole characteristics.
  • FIG. 1 is a schematic view showing an Ono-type rotary bending fatigue test piece collected from a round bar manufactured in an example.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing a 4-point bending test piece taken from the round bar manufactured in the example.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing the positional relationship between the cross section of the round bar and the hole and the evaluation part
  • FIG. 5 is a schematic diagram showing the positional relationship between the round bar cross section and the hole and the evaluation part when the diameter of the round bar is 100 mm in the evaluation of the hole characteristics.
  • FIG. 6 is a schematic diagram showing the positional relationship between the cross section of the round bar and the hole and the evaluation part when the diameter of the round bar is 140 mm in the evaluation of the characteristics of the hole.
  • FIG. 7 is a schematic diagram showing an example of a crankshaft (crankshaft).
  • the "%" display of the content of each element of the chemical composition means “mass%".
  • the content of each element in the chemical composition may be referred to as “elemental content”.
  • the content of C may be expressed as the amount of C.
  • the numerical range represented by “-” means a range including the numerical values described before and after "-” as the lower limit value and the upper limit value.
  • the numerical range means a range not including these numerical values as the lower limit value or the upper limit value.
  • step is included in the term not only as an independent step, but also when it cannot be clearly distinguished from other steps as long as the intended purpose of the step is achieved.
  • the "position at a depth of 14.5 mm from the surface of the rough-formed material for nitrided parts” is also referred to as the surface layer portion of the rough-shaped material for nitrided parts.
  • the "position at a depth of 15 mm or more from the surface of the rough-formed material of the nitrided component or the nitrided component” is also called the inside.
  • the "position at a depth of 0.5 mm from the surface of the nitrided component” is also referred to as a surface layer portion of the nitrided component.
  • the nitrided part rough shape material A raw material for nitrided parts having a diameter or width in the range of 60 to 130 mm, Has a predetermined chemical composition,
  • the structure at the position of the depth of 14.5 mm from the surface is the area ratio, the total of tempered martensite and tempered bainite: 70 to 100%, Retained austenite: 0 to 5%, balance: ferrite and pearlite
  • the structure at a position with a depth of 15 mm or more from the surface is the area ratio, the total of tempered martensite and tempered bainite: 0 to less than 50%, Retained austenite: 0 to 5%, balance: ferrite and pearlite.
  • the nitrided component rough-formed material according to the present embodiment has machinability (particularly deep hole machinability) and fatigue after nitriding treatment in a portion having a diameter (maximum diameter) or a width of 60 to 130 mm. It becomes a nitrided part rough shape material that can obtain a nitrided part excellent in strength and straightening property. Then, by performing the nitriding treatment on the crude nitrided component material according to the present embodiment, a nitrided component excellent in fatigue strength and straightening property is obtained in a portion having a diameter or width of 60 to 130 mm. Such a nitrided part crude material according to the present embodiment was found by the following findings.
  • machinability especially deep hole machinability
  • a structure in the vicinity of the surface layer portion that most contributes to fatigue strength and straightening property may be used.
  • the internal structure that does not affect the fatigue strength and the straightening property but affects the machinability during deep hole machining may be a different structure.
  • the structure of the nitrided component is mainly tempered martensite and tempered bainite (hereinafter, also referred to as “quenched structure”), and there is no difference between the surface layer structure and the internal structure. ..
  • quenched structure tempered martensite and tempered bainite
  • the internal structure by using ferrite and pearlite (hereinafter, also referred to as “non-quenched structure”), which has excellent machinability, it is possible to obtain a part with excellent chip disposability especially during deep hole machining. Is possible.
  • the inventors of the present invention when subjected to the quenching and tempering process performed in the normal production process of nitrided parts, the vicinity of the surface layer of the nitrided parts has a structure excellent in fatigue strength and correctability, and We examined the technology that makes the inside a structure with excellent machinability (especially deep hole workability). As a result, the inventors have obtained the following findings (a) to (c).
  • the fatigue strength and the straightening property may not be sufficiently improved only by making the surface layer structure of the steel mainly a quenched structure. In order to sufficiently enhance the fatigue strength and the straightening property, it is necessary to increase the Mn amount and suppress the Cr amount within an appropriate range.
  • E If the internal structure of the steel is mainly composed of a non-quenched structure, although the chip disposability is improved, coarse cementite may be generated, and the cutting resistance may not be lowered. In order to effectively reduce the cutting resistance while making the internal structure mainly the non-quenched structure, it is necessary to set the C amount to a certain amount or less in order to reduce the volume ratio of cementite.
  • the rough-formed material for nitrided parts according to the present embodiment shows the machinability (especially deep hole workability), the fatigue strength and the straightening after nitriding treatment in the region of the diameter or width of 60 to 130 mm. It has been found that it becomes a nitrided component rough material having excellent properties. Then, it is found that, by performing the nitriding treatment, the nitrided part rough shape material according to the present embodiment can obtain a nitrided part excellent in fatigue strength and straightening property in a region having a diameter or width of 60 to 130 mm. Was issued.
  • the obtained nitrided member is suitable for use as a machine part for automobiles, industrial machines, construction machines and the like.
  • the chemical composition of the nitrided part crude material according to the present embodiment contains the following elements.
  • the nitrided part rough shape material and the nitrided part are also referred to as “steel material”.
  • (Essential element) C 0.35 to 0.45% Carbon (C) enhances the hardness and fatigue strength of steel materials. If the amount of C is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, the cutting resistance of the non-quenched structure increases and the machinability decreases. Therefore, the amount of C is 0.35 to 0.45%.
  • the lower limit of the amount of C is preferably 0.36%, more preferably 0.38%.
  • the upper limit of the amount of C is preferably 0.43%, more preferably 0.42%, further preferably 0.41%, and particularly preferably 0.40%.
  • Si 0.10 to 0.50% Silicon (Si) forms a solid solution with ferrite to strengthen the steel material (solid solution strengthening). If the Si amount is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, when the amount of Si is too high, softening during tempering is excessively suppressed and machinability deteriorates. Therefore, the amount of Si is 0.10 to 0.50%.
  • the lower limit of the amount of Si is preferably 0.13%, more preferably 0.15%, still more preferably 0.27% or more.
  • the upper limit of the amount of Si is preferably 0.45%, more preferably 0.40%, and further preferably 0.35%.
  • Mn 1.5-2.5%
  • Manganese (Mn) enhances the hardenability of the structure and makes the structure of the surface layer part a hardened structure. As a result, the hardness and fatigue strength of the nitride layer (surface layer portion) of the nitrided component are increased. If the Mn content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the hardenability of the steel is excessively increased, so that the inside becomes a hardened structure and the machinability and the straightening property deteriorate. Therefore, the amount of Mn is 1.5 to 2.5%.
  • the lower limit of the amount of Mn is preferably 1.60%, more preferably 1.70%, and further preferably 1.75%.
  • the upper limit of the amount of Mn is preferably 2.4%, more preferably 2.3%, and even more preferably 2.2%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the crystal grain boundaries and causes grain boundary embrittlement cracking. Therefore, the P content is preferably as low as possible. Therefore, the upper limit of the amount of P is 0.05% or less. The upper limit of the P content is preferably 0.02% or less. P is an element that need not be contained, and the lower limit of the amount of P is 0%. However, from the viewpoint of suppressing the increase in the P removal cost, the lower limit of the P amount may be, for example, more than 0% (preferably 0.003%).
  • S 0.005 to 0.100% Sulfur (S) combines with Mn in the steel material to form MnS and enhances the machinability of the steel material. If the amount of S is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the amount of S is too high, coarse MnS will be formed and the fatigue strength of steel will fall. Therefore, the S amount is 0.005 to 0.100%.
  • the lower limit of the amount of S is preferably 0.010%, more preferably 0.015%, and more preferably 0.020%.
  • the upper limit of the amount of S is preferably 0.080%, more preferably 0.070%, and still more preferably 0.060%.
  • Chromium (Cr) combines with N introduced into the steel material by the nitriding treatment to form CrN in the nitride layer and strengthens the nitride layer. If the Cr content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the amount of Cr is too high, the nitride layer is excessively hardened and the straightening property deteriorates. In addition, machinability also deteriorates. Therefore, the Cr amount is 0.15 to 0.60%.
  • the lower limit of the Cr amount is preferably 0.20%, more preferably 0.25%, and further preferably 0.30%.
  • the upper limit of the amount of Cr is preferably 0.55%, more preferably 0.50%.
  • Al 0.001 to 0.080%
  • Aluminum (Al) is a deoxidizing element for steel.
  • the amount of Al is 0.001 to 0.080%.
  • the lower limit of the amount of Al is preferably 0.005%, more preferably 0.010%.
  • the upper limit of the amount of Al is preferably 0.060%, more preferably 0.050%, more preferably 0.040%.
  • N 0.003 to 0.025%
  • Nitrogen (N) forms a solid solution in the steel material to enhance the strength of the steel material. If the N content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content is too high, bubbles are generated in the steel material. Since the bubbles become defects, it is preferable to suppress the generation of bubbles. Therefore, the amount of N is 0.003 to 0.025%.
  • the lower limit of the amount of N is preferably 0.005.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.020%, more preferably 0.018%.
  • Impurities are those that are mixed in from raw materials such as ores, scraps, or the manufacturing environment when steel is industrially manufactured. It means that it is permissible as long as it does not adversely affect. Specifically, the following elements are allowed as impurities. Pb: 0.09% or less W: 0.1% or less Co: 0.1% or less Ta: 0.1% or less Sb: 0.005% or less Mg: 0.005% or less REM: 0.005% or less
  • the nitrided component crude material according to the present embodiment may include one or more of Mo, Cu and Ni.
  • the group consisting of Mo, Cu and Ni has the effect of increasing the strength of the nitrided component.
  • the lower limit of the content of Mo, Cu and Ni is 0%.
  • Mo 0 to 0.50%
  • Mo molybdenum
  • the lower limit of the amount of Mo is preferably 0.03%, more preferably 0.05%.
  • the upper limit of the amount of Mo is preferably 0.40%, more preferably 0.30%, and further preferably 0.20%.
  • Cu 0 to 0.50% Copper (Cu), when contained, forms a solid solution with ferrite to increase the strength of the steel material. Therefore, the fatigue strength of the steel material increases. However, when the amount of Cu becomes excessively large, it segregates at the grain boundaries of the steel during hot forging to induce hot cracking. Therefore, the amount of Cu is 0 (or more than 0) to 0.50%.
  • the lower limit of the amount of Cu is preferably 0.05%, more preferably 0.10%.
  • the upper limit of the amount of Cu is preferably 0.30%, more preferably 0.20%.
  • Ni 0 to 0.50%
  • Nickel (Ni) when contained, forms a solid solution with ferrite to increase the strength of the steel material. Therefore, the fatigue strength of the steel material increases. Ni further suppresses hot cracking due to Cu when the steel material contains Cu. However, if the amount of Ni is too large, the effect is saturated and the manufacturing cost becomes high. Therefore, the amount of Ni is 0 (or more than 0) to 0.50%.
  • the lower limit of the amount of Ni is preferably 0.05%, more preferably 0.10%.
  • the upper limit of the amount of Ni is preferably 0.30%, more preferably 0.20%.
  • the crude material for nitrided parts according to the present embodiment may include one or two kinds of Ti and Nb.
  • the group consisting of Ti and Nb has an action of preventing coarsening of austenite crystal grains.
  • the lower limit of the content of Mo, Ti, and Nb is 0%.
  • Titanium (Ti) combines with N to form TiN and suppresses coarsening of crystal grains during hot forging and quenching and tempering. However, if the amount of Ti is too high, TiC is generated and the hardness of the steel material varies widely. Therefore, the Ti amount is 0 (or more than 0) to 0.05%.
  • the lower limit of the Ti amount is preferably 0.005%, more preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Ti amount is preferably 0.04%, more preferably 0.03%.
  • Niobium (Nb) combines with N to form NbN and suppresses coarsening of crystal grains during hot forging and quenching and tempering. Nb further delays recrystallization during hot forging and quenching and tempering, and suppresses coarsening of crystal grains.
  • the amount of Nb is 0 (or more than 0) to 0.050%.
  • the lower limit of Nb is preferably 0.005%, more preferably 0.010%.
  • the upper limit of the amount of Nb is preferably 0.040%, more preferably 0.030%.
  • the crude material for nitrided parts according to this embodiment may include one or more of Ca, Bi and V.
  • the lower limit of the content of Ca, Bi and V is 0%.
  • Ca 0 to 0.005% Calcium (Ca), when contained, enhances the machinability of the steel material. However, if the amount of Ca is too high, coarse Ca oxides will be generated and the fatigue strength of the steel material will fall. Therefore, the amount of Ca is 0 (or more than 0) to 0.005%.
  • the lower limit of the amount of Ca for obtaining the above effect stably is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%.
  • the upper limit of the amount of Ca is preferably 0.003% or less, more preferably 0.002%.
  • the Bi amount is 0 (or more than 0) to 0.30%.
  • the lower limit of the amount of Bi for obtaining the above effect stably is preferably 0.05%, and more preferably 0.10%.
  • the upper limit of the amount of Bi is preferably 0.25% or less, more preferably 0.20%.
  • V 0 to 0.05% Vanadium (V) precipitates at the interface between ferrite and austenite when the steel undergoes diffusion transformation. Further, since precipitation proceeds even when the steel is tempered after being quenched, the non-quenched structure is hardened and the machinability is deteriorated. Therefore, it is necessary to limit the V amount to 0 (or more than 0) to 0.05% or less.
  • the upper limit of the amount of V is preferably 0.03%, more preferably 0.02%. It should be noted that the content of V, which is often contained in a practically-used rough-formed material for nitrided parts (and nitrided parts), needs to be reduced. However, the lower limit of the V amount is preferably set to exceed 0% (or 0.001%) from the viewpoint of reducing the manufacturing cost.
  • the nitrided part rough shape material according to the present embodiment is a member obtained by roughly forming a steel material into a nitrided part shape by hot forging and then quenching and tempering.
  • the coarsely-nitrided part according to the present embodiment has a diameter or width in the range of 60 to 130 mm.
  • the structure of the surface layer portion that is affected by nitriding at the site is the quenched and tempered structure.
  • the structure at the position of 14.5 mm in depth from the surface is the area ratio of the total of tempered martensite and tempered bainite: 70 to 100%, retained austenite: 0 to 5%, balance: ferrite and pearlite. Fatigue properties and straightening properties of nitrided parts after nitriding are improved.
  • the lower limit of the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is preferably 80%, more preferably 85%.
  • the upper limit of the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite may be as high as 100%.
  • the area ratio of retained austenite may be 0%, and if it is 5% or less, it does not affect the fatigue characteristics and straightness of the nitrided component after the nitriding treatment.
  • the lower limit of the area ratio of retained austenite may be over 0% or 1%.
  • the upper limit of the area ratio of retained austenite is preferably 3%, more preferably 2%.
  • the total area ratio of the remaining "ferrite and pearlite” may be 0%, and if it is 30% or less, it is difficult to affect the fatigue characteristics and straightening property of the nitrided parts after the nitriding treatment, which is preferable.
  • the nitrided part crude material according to the present embodiment has a diameter or width in a range of 60 to 130 mm. In order to improve the machinability of the nitrided component after the nitriding treatment, it is necessary to make the majority of the internal structure unaffected by the nitriding treatment non-quenched.
  • the structure at a position with a depth of 15 mm or more from the surface is the area ratio of the total of tempered martensite and tempered bainite: 0 Less than 50%, retained austenite: 0 to 5%, balance: ferrite and pearlite. This improves the machinability (especially the deep hole workability) of the nitrided component after the nitriding treatment.
  • the lower limit of the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite may be 0%, and if it is less than 50%, it is difficult to affect the machinability (particularly deep hole workability) of the nitrided component after the nitriding treatment.
  • the lower limit of the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite may exceed 0% and may be 5% or 10%.
  • the upper limit of the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is preferably 40%, more preferably 35%, further preferably 30%, particularly preferably 20%.
  • the area ratio of retained austenite may be 0%, and if it is 5% or less, it does not affect the machinability (especially deep hole workability) of the nitrided component after the nitriding treatment.
  • the lower limit of the area ratio of retained austenite may be over 0% or 1%.
  • the upper limit of the area ratio of retained austenite is preferably 3%, more preferably 2%.
  • the total area ratio of the remaining "ferrite and pearlite” is over 50 to 100%.
  • the lower limit of the total area ratio of the remaining “ferrite and pearlite” is preferably 60%, more preferably 65%, further preferably 70%, and particularly preferably 80%.
  • the upper limit of the total area ratio of the remaining "ferrite and pearlite” may be any value, and may be 100%.
  • the nitriding treatment is performed in the temperature range of A1 point or less of the steel, and the internal structure of the rough-formed material of the nitrided part is directly inherited by the internal structure of the nitrided part.
  • the nitrided component according to the present embodiment is a nitrided component made of the raw material for the nitrided component according to the present embodiment. Specifically, it is a nitrided component that has been subjected to a nitriding treatment after cutting the nitrided component rough shape material into a predetermined shape.
  • the nitrided component according to this embodiment satisfies the following characteristics (1) to (3).
  • the structure at the position of 0.5 mm depth from the surface is the area ratio, and the total of tempered martensite and tempered bainite: 70 to 100%, Retained austenite: 0 to 5%, balance: ferrite and pearlite.
  • the structure at a position with a depth of 15 mm or more from the surface has an area ratio of the total of tempered martensite and tempered bainite: 0 to less than 50%, Retained austenite: 0 to 5%, balance: ferrite and pearlite.
  • the Vickers hardness at a depth of 0.05 mm from the surface is 350 HV or more and less than 550 HV in the region where the diameter or width of the nitrided component is in the range of 60 to 130 mm.
  • the nitrided part according to the present embodiment is a nitrided part that has excellent machinability (especially deep hole workability) as well as fatigue strength and straightness.
  • the nitrided component according to the present embodiment the nitrided component rough shape material is subjected to the nitriding treatment, so that the nitrided layer is formed on the surface layer.
  • the nitride layer has a thickness of, for example, 0.1 to 1.0 mm.
  • the nitrided component according to the present embodiment has a nitrided layer formed in a portion having a diameter or width in the range of 60 to 130 mm in order to improve fatigue characteristics and correctability in the portion having a diameter or width in the range of 60 to 130 mm.
  • the structure is preferably a quenched structure.
  • the structure at the position of 0.5 mm depth from the surface is the area ratio of the total of tempered martensite and tempered bainite: 70 to 100 %, Retained austenite: 0 to 5%, balance: ferrite and pearlite.
  • the lower limit of the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is preferably 80%, more preferably 85%.
  • the upper limit of the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite may be as high as 100%.
  • the area ratio of retained austenite may be 0%, and if it is 5% or less, it does not affect the fatigue characteristics and straightness of the nitrided parts.
  • the lower limit of the area ratio of retained austenite may be over 0% or 1%.
  • the upper limit of the area ratio of retained austenite is preferably 3%, more preferably 2%.
  • the total area ratio of the remaining “ferrite and pearlite” may be 0%, and if it is 30% or less, it is difficult to affect the fatigue characteristics and straightness of the nitrided parts, which is preferable.
  • the portion closer to the surface is more burnt.
  • the organization naturally meets the above requirements because it easily enters.
  • the nitrided part according to the present embodiment has a non-quenched structure in which the majority of the internal structure unaffected by the nitriding treatment is hardened in order to improve the machinability in the part where the diameter or width of the nitrided part is in the range of 60 to 130 mm. It is necessary to Specifically, in the site where the diameter or width of the nitrided component is in the range of 60 to 130 mm, the area ratio of the structure at a position with a depth of 15 mm or more from the surface is the sum of tempered martensite and tempered bainite: 0 to less than 50%.
  • the lower limit of the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite may be 0%, and if it is less than 50%, the machinability (particularly deep hole workability) of nitrided parts is unlikely to be affected.
  • the lower limit of the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite may exceed 0% and may be 5% or 10%.
  • the upper limit of the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is preferably 40%, more preferably 35%, further preferably 30%, particularly preferably 20%.
  • the area ratio of the retained austenite may be 0%, and if it is 5% or less, it does not affect the machinability of the nitrided component (especially the deep hole workability).
  • the lower limit of the area ratio of retained austenite may be over 0% or 1%.
  • the upper limit of the area ratio of retained austenite is preferably 3%, more preferably 2%.
  • the total area ratio of the remaining "ferrite and pearlite” is over 50 to 100%.
  • the lower limit of the total area ratio of the remaining “ferrite and pearlite” is preferably 60%, more preferably 65%, further preferably 70%, and particularly preferably 80%.
  • the upper limit of the total area ratio of the remaining "ferrite and pearlite” may be any value, and may be 100%.
  • the Vickers hardness of the surface layer portion of the nitrided component needs to be appropriate in order to improve the fatigue characteristics and the straightening property in the region where the diameter or width is in the range of 60 to 130 mm. If the hardness near the surface is low, sufficiently high fatigue strength cannot be obtained. On the other hand, if the hardness near the surface is too high, the straightening property deteriorates. Therefore, the Vickers hardness of the surface layer portion of the nitrided component is set to 350 to 550 HV.
  • the Vickers hardness at a position with a depth of 0.05 mm from the surface is set to 350 to 550 HV in the region where the diameter or width of the nitrided component is in the range of 60 to 130 mm.
  • the lower limit of the Vickers hardness of the surface layer portion of the nitrided component is preferably 370HV, more preferably 380HV.
  • the upper limit of the Vickers hardness of the surface layer portion of the nitrided component is preferably 520 HV, more preferably 500 HV.
  • the nitriding member according to the present embodiment may have a single hole or a plurality of holes at the site where the diameter or width of the nitrided component is in the range of 60 to 130 mm.
  • the holes are provided by, for example, drill cutting.
  • the hole is, for example, a through hole having a depth L to diameter D ratio of L / D of 8 or more (preferably 8 to 50) and a depth L of 60 mm or more (preferably 60 to 250 mm).
  • the drill cutting process for holes of this shape is difficult to cut, and the structure of the part to be drilled is relatively low in tempered martensite and tempered bainite, which are inferior in machinability, and the ferrite and pearlite structures are excellent in machinability. Is abundantly present. Therefore, 50% or more (preferably 60%, more preferably 70%) of the total length in the depth direction of the holes of this shape is the area ratio, and the total of tempered martensite and tempered bainite: 0 to less than 50%, Retained austenite: 0 to 5%, balance: It is preferable to pass through a portion having a structure of ferrite and pearlite.
  • 50% or more of the total length in the depth direction of the hole is preferably the structure mainly composed of the ferrite and pearlite.
  • the preferred mode of the structure mainly composed of ferrite and pearlite is the same as the preferred mode of the structure at a depth of 15 mm or more from the surface of the nitrided component.
  • the tissue of the hole is evaluated by the tissue around the hole. Specifically, the evaluation is performed by the following method. First, the depth of the hole is divided into ten equal parts in the depth direction to define ten regions. In each region, the hole is longitudinally cut along the depth direction, and a visual field taken at a random position within a depth of 200 ⁇ m from the surface (wall surface) of the hole on the vertical cross section is a test visual field. From one or a plurality of visual fields to be examined, a visual field is selected so that the area to be examined in each region is 0.2 mm 2 or more, and a photograph is taken at an appropriate magnification so that the tissue can be observed. From the photograph taken, the area ratio of the tissue in each region is obtained.
  • the length of the hole that satisfies the regulation of the area ratio of the tissue is the area that satisfies the above-mentioned regulation of the area ratio of the tissue in each region of the surface (wall surface) of the hole. Is multiplied by 1/10 of the length of the hole. Such evaluation is performed for all the holes, and the ratio of the sum of the lengths satisfying the regulation of the area ratio of the structure to the total length in the depth direction of the holes is obtained.
  • the nitrided component has a plurality of through holes, and the holes and the portion having the holes have a symmetrical shape, or the portions having the same shape repeatedly have the same shape.
  • the tissue around the hole is evaluated for only one of them, and The area ratio of the tissue around the hole may be considered to be the same as the evaluation result.
  • the method for manufacturing a nitrided component according to the present embodiment includes a steel material preparing step, a forming step, a quenching and tempering step, a cutting step, and a nitriding step.
  • the nitrided component rough shape material according to the present embodiment includes a steel material preparing step, a forming step, and a quenching and tempering step. Each step will be described below.
  • Step material preparation process Molten steel satisfying the chemical composition of the steel of the nitrided component crude material according to the present embodiment is manufactured.
  • a cast piece (slab, bloom) is formed by a general continuous casting method.
  • molten steel is used to make an ingot by the ingot making method.
  • a billet is manufactured by hot working a cast slab or an ingot. The hot working may be hot rolling or hot forging. Further, the billet is heated, rolled, and cooled under general conditions to manufacture a steel bar, which is used as a material for a nitrided part.
  • the manufactured steel bar is hot forged to form a nitrided component crude material having a diameter or width in the range of 60 to 130 mm. If the heating temperature for hot forging is too low, the forging device is overloaded. On the other hand, if the heating temperature is too high, the scale loss will be large. Therefore, the preferable heating temperature is 1000 to 1300 ° C.
  • the preferred finishing temperature for hot forging is 900 ° C or higher. This is because if the finishing temperature is too low, the load on the mold will increase. On the other hand, the preferable upper limit of the finishing temperature is 1250 ° C.
  • Quenching and tempering treatment is performed on the nitrided component rough-shaped material after hot forging.
  • the quenching temperature is A3 point or higher represented by the equation (1) and 1000 ° C. or lower.
  • the tempering temperature is 570 ° C. or higher and is A1 point or lower represented by the formula (2).
  • the tempering time is preferably 30 minutes or more.
  • A3 910-203C + 44.7Si-30Mn-11Cr (1)
  • A1 723-10.7 Mn + 29.1Si-16.9Ni + 16.9Cr (2)
  • an element symbol shows content (mass%) of each element.
  • the quenching temperature is preferably 950 ° C or lower.
  • the quenching temperature is more preferably 920 ° C or lower, further preferably 900 ° C or lower.
  • tempering In order to suppress precipitation of alloy nitrides in martensite and bainite by tempering, it is preferable to temper at a temperature of 570 ° C or higher.
  • the tempering temperature is more preferably 590 ° C or higher, still more preferably 600 ° C or higher.
  • the tempering temperature needs to be A1 point or lower.
  • the obtained nitrided part rough shape material is subjected to cutting work to obtain a predetermined nitrided part shape.
  • Nitriding is performed on the cut nitrided part.
  • a well-known nitriding process is adopted.
  • the nitriding treatment is, for example, gas nitriding, salt bath nitriding, ion nitriding, or the like.
  • Gas introduced into the furnace during nitridation it may be only NH 3, or may be a mixture containing NH 3 and N 2 and / or H 2.
  • a soft nitriding treatment may be performed by adding a carburizing gas to these gases. Therefore, the term "nitriding" as used herein includes "soft nitriding".
  • the soaking temperature is set to 550 to 630 ° C. for 1 to 3 hours in an atmosphere in which an endothermic shift gas (RX gas) and ammonia gas are mixed in a ratio of 1: 1. do it.
  • RX gas endothermic shift gas
  • ammonia gas ammonia gas
  • the nitrided parts manufactured by the above manufacturing process have excellent machinability (especially deep hole workability) as well as fatigue strength and straightness.
  • the nitrided parts can be suitably applied to parts such as crankshafts, various mechanical sliding parts (camshafts, bearings, etc.), and metal molds for steel products (dies for press molding, plugs for pipe manufacturing, etc.).
  • the crank journal diameter is 60 to 130 mm (preferably 60 to 120 mm, more preferably 65 to 100 mm).
  • a crankshaft (see FIG. 7) with is preferred.
  • the structure mainly has a tempered structure (mainly tempered martensite and tempered bainite) both in the surface layer portion and the inside, and there is a tendency that there is no difference between the surface layer portion and the inside.
  • the crankshaft has an excessively large crank journal diameter, ferrite and pearlite are the main constituents in both the surface layer and the interior, and there is a tendency that there is no difference between the surface layer and the interior. Therefore, the nitrided component is preferably a crankshaft having the crank journal diameter (maximum diameter) of 60 to 130 mm (preferably 60 to 120 mm, more preferably 65 to 100 mm).
  • the crude material for nitrided parts is also preferably a crankshaft crude material having a diameter (maximum diameter) of a portion corresponding to a crank journal of 60 to 130 mm (preferably 60 to 120 mm, more preferably 65 to 100 mm).
  • 10 is a crank shaft (crank shaft)
  • 12 is a crank journal
  • 14 is a crank pin
  • 16 is a crank arm
  • 18 is a balance weight.
  • the crank journal corresponds to as an example of "a portion having a diameter or width in the range of 60 to 130 mm".
  • the ingot of each mark was heated to 1250 ° C.
  • the heated ingot was hot forged to produce a steel bar having a diameter ⁇ shown in Table 2.
  • a heat treatment was performed by using a steel bar as a material to simulate the production of a rough-shaped material for nitrided parts. First, 1200 ° C. heating and air cooling were performed to reproduce the hot forging process. Subsequently, the air-cooled round bar was subjected to heat treatment (quenching treatment) under the conditions described in the first heat treatment column in Table 2, cooled to 150 ° C. or lower, and then the second stage in Table 2. The heat treatment (tempering treatment) was performed under the conditions described in the heat treatment column. Through the above steps, a round bar as a crude material for nitrided parts was manufactured.
  • the sample was corroded by Nital containing 3 mass% nitric acid to reveal the structure. After that, seven optical micrographs with a magnification of 200 were taken centering on the position where the hardness was measured (surface layer portion), and the area ratio of tempered martensite, tempered bainite, ferrite and pearlite was obtained from image analysis.
  • the volume fraction of retained austenite was measured using XRD (X-ray diffractometer).
  • the volume fraction of the retained austenite obtained by irradiating X-rays with a spot size of ⁇ 1.0 mm centered on the position of 14.5 mm in depth from the surface (outer peripheral surface) of the round bar, and the area ratio of the retained austenite in the surface layer was defined.
  • Residual austenite is contained in tempered martensite and tempered bainite. Therefore, the value obtained by subtracting the area ratio of retained austenite measured by XRD from the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite measured from the optical micrograph is the true total area ratio of tempered martensite and tempered bainite.
  • the Vickers hardness and the area ratio of the structure at a position (inside) at a depth of 15 mm or more from the surface of the round bar (outer peripheral surface) were also measured. Specifically, it measured as follows.
  • the sample after measuring the internal Vickers hardness was corroded by Nital containing 3 mass% nitric acid to reveal the structure. Then, a photomicrograph with a magnification of 200 was taken centering on the position where the hardness was measured, and the area ratio of tempered martensite, tempered bainite, ferrite and pearlite at each depth position was obtained from image analysis.
  • the volume ratio of retained austenite was measured using XRD with respect to the sample whose Vickers hardness was measured.
  • the X-ray having a spot size of ⁇ 1.0 mm was irradiated around the position where the hardness was measured, and the volume ratio of the obtained retained austenite was defined as the area ratio of the internal retained austenite.
  • the value obtained by subtracting the area fraction of retained austenite measured by XRD from the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite measured from the optical micrograph was taken as the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite.
  • the average value of the total area ratio of the tempered martensite and the tempered bainite and the area ratio of the retained austenite of the obtained 15 points was defined as the internal hardness.
  • Ono-type rotating bending fatigue test piece and 4-point bending test piece A plurality of Ono-type rotary bending fatigue test pieces shown in FIG. 1 were collected from the round bar of each test number.
  • the length L1 in the figure was 80 mm, and the diameter D1 was 12 mm.
  • the radius of curvature R1 of the notch in the center of the test piece was 3 mm, and the diameter R3 of the cross section of the test piece at the notch bottom was 8 mm.
  • the center of the Ono-type rotary bending fatigue test piece was set to be 10 mm deep from the surface of the round bar. That is, the notch bottom of the Ono-type rotary bending fatigue test piece corresponds to a depth of 6 to 14 mm from the surface of the round bar.
  • the 4-point bending test piece shown in Fig. 2 was taken from the round bar of each test number.
  • the length L2 of the 4-point bending test piece was 180 mm, and the diameter D2 was 12 mm.
  • the radius of curvature R2 of the notch in the center of the test piece was 3 mm, and the diameter R4 of the cross section of the test piece at the notch bottom was ⁇ 8 mm.
  • the center of the 4-point bending test piece was set to be 10 mm deep from the surface of the round bar. That is, the notch bottom of the 4-point bending test piece corresponds to a depth of 6 to 14 mm from the surface of the round bar.
  • Ono type rotary bending fatigue test pieces and 4-point bending test pieces were subjected to nitrocarburizing treatment at 580 ° C for 2.5 hours.
  • As processing gas ammonia gas and RX gas were introduced into the furnace at a flow rate of 1: 1. After 2.5 hours, the test piece was taken out of the heat treatment furnace and quenched with oil at 100 ° C.
  • Ono-type rotating bending fatigue test pieces and 4-point bending test pieces were manufactured as nitrided parts.
  • a position at a depth of 0.5 mm from the surface is set at 4 positions of 0 ° position, 90 ° position, 180 ° position and 270 ° position.
  • the area ratio of the central structure was measured in the same manner as described above.
  • the average value of the area ratios of the four structures was defined as the area ratio of the nitride layer structure.
  • the area ratio of the internal structure of the fatigue test piece is not affected by the nitriding treatment, the area ratio of the internal structure of the round bar as the nitrided member rough shape material was the same, so the measurement was omitted.
  • the Vickers hardness of the surface layer portion of the nitrided layer was determined using the test piece used for measuring the area ratio of the structure of each nitrided layer. Specifically, the Vickers hardness (HV) based on JIS Z 2244 (2009) was measured at arbitrary 5 points near the position where the depth was 0.05 mm from the surface. The test force was 2.9N. The average value of the five obtained Vickers hardnesses was defined as the Vickers hardness of the nitride layer (surface layer portion).
  • the round bar after quenching and tempering of each test number was cut into a length of 100 mm.
  • those with a diameter of more than 65 mm are subjected to chamfering processing by cutting and removing a side surface and a side surface opposite to that side by 10 mm in width (radial length of the round bar).
  • a barrel-shaped test piece having two planes perpendicular to the bottom surface of the rod and parallel to each other and having a cross-sectional height (the length between the two parallel planes) of 60 mm, 80 mm, or 120 mm was prepared (Fig. 3 to 6).
  • the cut round rods those having a diameter of 55 mm or 65 mm were made into test pieces having a width of 5 mm for cutting and removal and a height of 45 mm or 55 mm in cross section (see FIGS. 3 to 6). Then, the machinability of the surface of the test piece subjected to the chamfering process was evaluated.
  • the drill used was a high speed steel ⁇ 5 mm drill, the feed during cutting was 0.15 mm / rev, and the rotation speed was 1000 rpm. Further, at the time of cutting, the water-soluble emulsion was supplied at 10 L / min by external oil supply.
  • a hole having a depth of 50 mm was perforated in a test piece having a cross-section height of 60 mm or more, and the number of perforations before the perforation became impossible was defined as the permissible number.
  • a hole with a depth of 40 mm was drilled in a test piece having a cross-sectional height of 55 mm or less, and the value obtained by multiplying the number of holes drilled until 0.8 was not rounded to the nearest decimal point is the number of holes that can be drilled. did.
  • the total number of holes was 216 holes. If any of breakage of the drill, abnormal noise, or increase in current value (twice or more of the average value of the second hole) occurred, it was determined that drilling was impossible.
  • FIG. 3 shows the positional relationship between the cross section of the test piece, the hole, and the evaluation portion (that is, the tissue determination position) when the diameter of the round bar is 55 mm or 65 mm.
  • the total length of the holes is 50 mm, 25 mm of the holes need only pass through the non-quenched structure.
  • the structure at the position of 27.5 mm from the surface and when the diameter of the round bar was 100 mm or 140 mm, the structure at the position of 35 mm was a non-quenched structure.
  • 4 to 6 show the positional relationship between the cross section of the test piece, the hole, and the evaluation portion (that is, the tissue determination position) when the diameter of the round bar is 80 mm, 100 mm, or 140 mm, respectively.
  • the structure at the above position was analyzed to determine whether 50% or more of the total length in the depth direction of the hole passed through the non-quenched structure. Then, when it passed, it was evaluated as Y, and when it did not pass, it was evaluated as N.
  • D shows the diameter (55 mm or 65 mm) of a round bar.
  • H indicates a hole
  • SJP indicates a structure determination position
  • NQS indicates a region that can be regarded as a non-quenched structure when the structure determination position is a non-quenched structure.
  • the test results are shown in Tables 2 to 3 below.
  • the “structure fraction” in Table 3 means the fraction of each structure constituting the steel.
  • “Fatigue strength” means the fatigue strength (MPa) obtained in the Ono-type rotary bending test
  • Stress amount means the correctable strain amount ( ⁇ )
  • “Number of drill holes” is the drill life evaluation test. The number of perforations obtained is used.
  • the abbreviations in Tables 2 to 3 are as follows.
  • ⁇ ⁇ Diameter of round bar (mm) ⁇ TMA + TBA + residual ⁇ : total area ratio (%) of tempered martensite, tempered bainite, and retained austenite ⁇ ⁇ + PA: Total area ratio of ferrite and pearlite (%) ⁇ Residual ⁇ : Area ratio (%) of retained austenite ⁇ Hardness: Vickers hardness (Hv) ⁇ Nitride layer hardness: Vickers hardness (Hv) of the nitride layer (surface layer) of the nitrided part
  • Test results With reference to Table 3, in Test Nos. 1 to 17, the chemical composition and the microstructure of steel are within the scope of the present disclosure. It can be seen that those of these test numbers have a fatigue strength of 550 MPa or more, a correctable strain amount of 16558 ⁇ or more, and a number of drilled holes of 160 holes or more, and have both fatigue strength, straightening property and machinability.
  • test No. 18 is an example in which the amount of C was excessive, the number of drill holes was small, and the machinability deteriorated.
  • Test No. 19 is an example in which the amount of V is excessive, and the bend straightening property is deteriorated.
  • Test No. 20 is an example in which the amount of C is low, and the fatigue strength deteriorates.
  • Test No. 21 is an example in which Mn is small, and the structures of the roughened material and the surface layer part of the nitrided part and the inside both have a non-quenched structure (structure mainly composed of ferrite and pearlite), and the hardness and fatigue of the nitrided layer. Strength deteriorated.
  • Test No. 22 is an example in which the amount of Mn is excessive, and the correctability is deteriorated, the number of drill holes is small, and the machinability is deteriorated.
  • Test No. 23 is an example in which the amount of Cr was excessive, and the correctability was deteriorated, the number of drill holes was small, and the machinability was deteriorated. Test No.
  • Mn is small
  • the diameter of the test piece (round bar) was small, and the structures of the rough-section material and the surface layer portion of the nitrided part and the inside were both a quenched structure (a structure mainly composed of tempered martensite and tempered bainite). ), The number of drill holes was small, and the machinability deteriorated.
  • the diameter of the test piece (round bar) was large, and the surface layer portion and the internal structure of the rough shape material and the nitrided portion both had a non-quenched structure (structure mainly composed of ferrite and pearlite). , Fatigue strength deteriorated.

Abstract

所定の化学組成を有し、窒化部品粗形材の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ１４．５ｍｍの位置における組織の面積率が、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計：７０～１００％、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトであり、表面から深さ１５ｍｍ以上の位置における組織の面積率が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：０～５０％未満、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトである窒化部品粗形材、およびその窒化部品粗形材を窒化処理した窒化部品である。

Description

窒化部品粗形材、および窒化部品
　本開示は，窒化部品粗形材、および窒化部品に関するものである。
　自動車、船舶、産業機械等に用いられる機械部品には、疲労強度を向上させるために窒化処理を施すことがある。窒化部品には、高い疲労強度に加えて、窒化時の変形を矯正するための矯正性が求められる場合がある。疲労強度は表層硬さが高いほど優れ、矯正性は表層部の硬さが低いほど優れる傾向にあり、両特性はトレードオフの関係となっている。疲労強度と矯正性を両立させるための技術としては、例えば、特許文献１に開示されている。
　具体的には、特許文献１には、鋼成分を最適化し、窒化処理後の窒化層の硬さ分布と、窒化の影響の及ばない芯部の硬さを制御することで、疲労強度と矯正性の両立を図った技術が開示されている。
　一般的に、窒化処理の前に鋼に焼入れ焼戻しや焼ならしといった前熱処理を施すことで、窒化処理後の矯正性、疲労強度は向上する。特に、窒化前に焼入れ焼戻し処理を施してから窒化処理を施すと、熱間鍛造ままの鋼に窒化処理を施した場合と比較して、矯正性と疲労強度が向上する。
　窒化前に焼入れ焼戻し処理を施すことで、窒化処理後の疲労強度と矯正性を両立させる技術が、特許文献２に開示されている。具体的には、特許文献２では、鋼の組織を焼戻しマルテンサイトとベイナイトの混合組織が主体となるように制御することで、疲労強度と矯正性を両立させることができている。
　　特許文献１：特開２００４－１６２１６１号公報
　　特許文献２：ＷＯ２０１７－０５６８９６号公報
　前述の特許文献１に記載の技術は、鋼成分を最適化することで、窒化処理後の窒化層の硬さ分布と、窒化の影響の及ばない芯部の硬さを制御している。しかし、鋼組織の最適化がなされていないため、十分に高いレベルで疲労強度と矯正性を両立できているとは言い難い。
　また、特許文献２に記載の技術は、疲労強度と矯正性を高いレベルで両立させている。一方で、機械部品の製造性という観点からは、特許文献２に記載の効果に加え、窒化処理前の粗形材において被削性が良好であれば、さらに望ましい。
　特許文献２に記載の窒化部品である窒化クランク軸は、クランクジャーナル径が小さいクランク軸を想定しており、部品全体が焼戻し組織を主体とし、表層部組織と内部組織とに差異がないため、窒化処理前の粗形材において被削性に改善の余地がある。
　特に、直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位は、切削（特に深穴加工）を施される部位であるため、被削性が求められる。
　そこで、本開示の課題は、直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位における、被削性（特に深穴加工性）と共に、窒化処理後の疲労強度及び矯正性に優れた窒化部品が得られる窒化部品粗形材、及びその窒化部品粗形材を窒化処理した、疲労強度及び矯正性に優れた窒化部品を提供することである。
　上記課題は、以下の手段により解決される。
＜１＞
直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位を有する窒化部品粗形材であって、
質量％で、
Ｃ　：０．３５～０．４５％、
Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
Ｍｎ：１．５～２．５％、
Ｐ　：０．０５％以下、
Ｓ　：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．１５～０．６０％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｎ　：０．００３～０．０２５％、
Ｍｏ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．０５０％、
Ｎｂ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５％、
Ｂｉ：０～０．３０％、および
Ｖ　：０～０.０５％
を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
　前記窒化部品粗形材の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ１４．５ｍｍの位置における組織が、面積率で、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計：７０～１００％、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトであり、
　前記窒化部品粗形材の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ１５ｍｍ以上の位置における組織が、面積率で、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：０～５０％未満、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトである、
　窒化部品粗形材。
＜２＞　
　質量％で、Ｍｏ：０超え～０．５０％、Ｃｕ：０超え～０．５０％、およびＮｉ：０超え～０．５０％の１種又は２種以上を含有する＜１＞に記載の窒化部品粗形材。
＜３＞
　質量％で、Ｔｉ：０超え～０．０５０％、およびＮｂ：０超え～０．０５０％の１種又は２種を含有する＜１＞又は＜２＞に記載の窒化部品粗形材。
＜４＞
　質量％で、Ｃａ：０超え～０．００５％、Ｂｉ：０超え～０．３０％、およびＶ：０～０.０５％の１種又は２種以上を含有する＜１＞～＜３＞のいずれか１項に記載の窒化部品粗形材。
＜５＞
　＜１＞～＜４＞のいずれか１項に記載の窒化部品粗形材を素材とした窒化部品であって、
　窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ０．５ｍｍの位置における組織が、面積率で、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：７０～１００％、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトであり、
　窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ１５ｍｍ以上の位置における組織が、面積率で、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：０～５０％未満、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトであり、
　窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ０．０５ｍｍの位置におけるビッカース硬さが３５０～５５０ＨＶである、
　窒化部品。
＜６＞
　窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位に、深さＬと直径Ｄとの比であるＬ／Ｄが８以上で、深さＬが６０ｍｍ以上である単数または複数の孔を有し、
　当該孔の深さ方向の総長さの５０％以上が、面積率で、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：０～５０％未満、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトである組織を有する部位を通っている＜５＞に記載の窒化部品。
　本開示によれば、直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位における、被削性（特に深穴加工性）と共に、窒化処理後の疲労強度及び矯正性に優れた窒化部品が得られる窒化部品粗形材、及びその窒化部品粗形材を窒化処理した、疲労強度及び矯正性に優れた窒化部品を提供できる。
図１は、実施例で作製した丸棒から採取した小野式回転曲げ疲労試験片を示す模式図である。 図２は、実施例で作製した丸棒から採取した４点曲げ試験片を示す模式図である。 図３は、孔の特性の評価における、丸棒の径が５５ｍｍ、または６５ｍｍの場合の丸棒断面と孔と評価部の位置関係を示す模式図である。 図４は、孔の特性の評価における、丸棒の径が８０ｍｍの場合の丸棒断面と孔と評価部の位置関係を示す模式図である。 図５は、孔の特性の評価における、丸棒の径が１００ｍｍの場合の丸棒断面と孔と評価部の位置関係を示す模式図である。 図６は、孔の特性の評価における、丸棒の径が１４０ｍｍの場合の丸棒断面と孔と評価部の位置関係を示す模式図である。 図７は、クランク軸（クランクシャフト）の一例を示す模式図である。
　以下、本開示の一例である実施形態について詳細に説明する。
　なお、本明細書中において、化学組成の各元素の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。
　化学組成の各元素の含有量を「元素量」と表記することがある。例えば、Ｃの含有量は、Ｃ量と表記することがある。
　「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　「～」の前後に記載される数値に「超え」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
　「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
　「窒化部品粗形材の表面から深さ１４．５ｍｍの位置」を窒化部品粗形材の表層部とも称する。
　「窒化部品粗形材又は窒化部品の表面から深さ１５ｍｍ以上の位置」を内部とも称する。
　「窒化部品の表面から深さ０．５ｍｍの位置」を窒化部品の表層部とも称する。
　本実施形態に係る窒化部品粗形材は、
　直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位を有する窒化部品粗形材であって、
　所定の化学組成を有し、
　窒化部品粗形材の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ１４．５ｍｍの位置における組織が、面積率で、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計：７０～１００％、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトであり、
　窒化部品粗形材の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ１５ｍｍ以上の位置における組織が、面積率で、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：０～５０％未満、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトである。
　本実施形態に係る窒化部品粗形材は、上記構成により、直径（最大径）又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位における、被削性（特に深穴加工性）と共に、窒化処理後の疲労強度及び矯正性に優れた窒化部品が得られる窒化部品粗形材となる。そして、この本実施形態に係る窒化部品粗形材は、窒化処理することで、直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位における、疲労強度と矯正性に優れた窒化部品が得られる。
　このような本実施形態に係る窒化部品粗形材は、次の知見により見出された。
　窒化部品粗形材の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位に、窒化処理後の疲労強度及び矯正性を両立させつつ、さらに高いレベルの被削性（特に深穴加工性）を具備させるためには、疲労強度及び矯正性に最も寄与する表層部近傍の組織とすればよい。また、疲労強度及び矯正性には影響しないが、深穴加工時の被削性に影響する内部の組織を異なる組織とすればよい。
　例えば、特許文献２に記載の技術において、窒化部品の組織は、焼戻しマルテンサイトと及び焼戻しベイナイト（以下、「焼入れ組織」とも称する）が主体であり、表層部組織と内部組織とに差異がない。一方で、内部組織において、被削性に優れたフェライト及びパーライト（以下、「非焼入れ組織」とも称する）を利用することで、特に深穴加工時の切り屑処理性に優れた部品とすることが可能となる。
　そこで、本発明者らは、通常の窒化部品の生産工程で行われる焼入れ焼戻し工程を施した場合に、窒化部品の表層部近傍が、疲労強度及び矯正性に優れる組織となり、かつ、窒化部品の内部が被削性（特に深穴加工性）に優れる組織となる技術について検討した。その結果、発明者らは、下記（ａ）～（ｃ）の知見を得た。
（ａ）鋼の表層部を焼入れ組織とし、かつ内部の組織を非焼入れ組織とすれば疲労強度及び矯正性と被削性（特に深穴加工性）とがいずれも優れた窒化部品を得ることができる。
（ｂ）鋼の表層部を焼入れ組織とし、かつ内部の組織を非焼入れ組織とするために必要な要件の一つは、深孔加工が施される部位の径及び厚さを一定の範囲内に制御することである。
（ｃ）鋼の表層部を焼入れ組織とし、かつ内部の組織を非焼入れ組織とするために必要な要件のもう一つは、窒化部品粗形材の焼入れ性を一定の範囲内に制御することである。
　次に、発明者らは、鋼の表層部と内部で組織に差を生じさせた種々の鋼を用いて、窒化特性と深孔加工性が向上する条件について検討した。その結果、発明者らは、下記（ｄ）～（ｅ）の知見を得た。
（ｄ）鋼の表層部組織を焼入れ組織主体とするだけでは、疲労強度及び矯正性が十分に向上しない場合がある。疲労強度及び矯正性を十分に高めるためには、Ｍｎ量を増やすとともにＣｒ量を適切な範囲に抑制する必要がある。
（ｅ）鋼の内部組織を非焼入れ組織主体とするだけでは、切屑処理性は向上するものの、粗大なセメンタイトが生成することで切削抵抗が下がらない場合がある。内部組織を非焼入れ組織主体としたうえで、切削抵抗を効果的に低減させるためには、セメンタイトの体積率を減らすべく、Ｃ量を一定量以下とする必要がある。
　以上の知見から、本実施形態に係る窒化部品粗形材は、直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位における、被削性（特に深穴加工性）と共に、窒化処理後、疲労強度及び矯正性に優れた窒化部品粗形材となることが見出された。そして、この本実施形態に係る窒化部品粗形材は、窒化処理することで、直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位における、疲労強度と矯正性に優れた窒化部品が得られることが見出された。
　得られる窒化部材は、自動車、産業機械および建設機械などの機械部品として用いるのに好適となる。
　以下、本実施形態に係る窒化部品粗形材の詳細について説明する。
［化学組成］
　本実施形態に係る窒化部品粗形材の化学組成は、次の元素を含有する。なお、化学組成の説明において、窒化部品粗形材および窒化部品を「鋼材」とも称する。
（必須元素）
　Ｃ：０．３５～０．４５％ 
　炭素（Ｃ）は、鋼材の硬さ、および疲労強度を高める。Ｃ量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃ量が高すぎれば、非焼入れ組織の切削抵抗が上昇し、被削性が低下する。したがって、Ｃ量は０．３５～０．４５％である。Ｃ量の下限は、好ましくは０．３６％であり、より好ましくは０．３８％である。Ｃ量の上限は、好ましくは０．４３％、より好ましくは０．４２％であり、さらに好ましくは０．４１％であり、特に好ましくは０．４０％である。
　Ｓｉ：０．１０～０．５０％ 
　シリコン（Ｓｉ）は、フェライトに固溶して鋼材を強化する（固溶強化する）。Ｓｉ量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ量が高すぎると、焼戻し時の軟化が過度に抑制され、被削性が劣化する。したがって、Ｓｉ量は０．１０～０．５０％である。Ｓｉ量の下限は、好ましくは０．１３％であり、より好ましくは０．１５％、さらに好ましくは０．２７％以上である。Ｓｉ量の上限は、好ましくは０．４５％であり、より好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
　Ｍｎ：１．５～２．５％
　マンガン（Ｍｎ）は、組織の焼入れ性を高め、表層部の組織を焼入れ組織とする。それにより、窒化部品の窒化層（表層部）の硬度、および疲労強度を高める。Ｍｎ量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｍｎ量が高すぎれば、鋼の焼入れ性が過度に高まるために内部が焼入れ組織となり、被削性および矯正性が劣化する。したがって、Ｍｎ量は１．５～２．５％である。Ｍｎ量の下限は、好ましくは１．６０％であり、より好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．７５％である。Ｍｎ量の上限は、好ましくは２．４％であり、より好ましくは２．３％であり、より好ましくは２．２％である。
　Ｐ：０．０５％以下
　燐（Ｐ）は、不純物である。Ｐは結晶粒界に偏析し、粒界脆化割れを引き起こす。したがって、Ｐ量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｐ量の上限は０．０５％以下である。Ｐ含有量の上限は、好ましくは０．０２％以下である。
　なお、Ｐは含有しなくてもよい元素であり、Ｐ量の下限は、０％である。ただし、脱Ｐコストの増加を抑制する点から、Ｐ量の下限は、例えば、０％超え（好ましくは０．００３％）とすることがよい。
　Ｓ：０．００５～０．１００％
　硫黄（Ｓ）は、鋼材中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の被削性を高める。Ｓ量が低すぎれば上記効果が得られない。一方、Ｓ量が高すぎれば、粗大なＭｎＳが形成され、鋼材の疲労強度が低下する。したがって、Ｓ量は０．００５～０．１００％である。Ｓ量の下限は、好ましくは０．０１０％であり、より好ましくは０．０１５％であり、より好ましくは０．０２０％である。Ｓ量の上限は、好ましくは０．０８０％であり、より好ましくは０．０７０％であり、より好ましくは０．０６０％である。
　Ｃｒ：０．１５～０．６０％
　クロム（Ｃｒ）は、窒化処理により鋼材内に導入されたＮと結合して窒化層中にＣｒＮを形成し、窒化層を強化する。Ｃｒ量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ量が高すぎれば、窒化層が過度に硬化し、矯正性が劣化する。また、被削性も劣化する。したがって、Ｃｒ量は０．１５～０．６０％である。Ｃｒ量の下限は、好ましくは０．２０％であり、より好ましくは０．２５％であり、より好ましくは０．３０％である。Ｃｒ量の上限は、好ましくは０．５５％であり、より好ましくは０．５０％である。
　Ａｌ：０．００１～０．０８０％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸元素である。一方、Ａｌ量が高すぎれば、微細な窒化物が形成され、鋼を過度に硬化し、矯正性を劣化させる。したがって、Ａｌ量は０．００１～０．０８０％であるである。Ａｌ量の下限は、好ましくは０．００５％であり、より好ましくは０．０１０％である。Ａｌ量の上限は、好ましくは０．０６０％であり、より好ましくは０．０５０％であり、より好ましくは０．０４０％である。
　Ｎ：０．００３～０．０２５％ 
　窒素（Ｎ）は、鋼材に固溶して鋼材の強度を高める。Ｎ量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎ量が高すぎれば、鋼材中に気泡が生成される。気泡が欠陥となるため気泡の発生は抑制される方が好ましい。したがって、Ｎ量は０．００３～０．０２５％である。Ｎ量の下限は、好ましくは０．００５である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０２０％であり、より好ましくは０．０１８％である。
　残部：Ｆｅおよび不純物
　不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本実施形態に係る窒化部品粗形材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。具体的には、不純物として、次の元素が許容される。
Ｐｂ：０．０９％以下
Ｗ：０．１％以下
Ｃｏ：０．１％以下
Ｔａ：０．１％以下
Ｓｂ：０．００５％以下
Ｍｇ：０．００５％以下
ＲＥＭ：０．００５％以下
（任意元素）
　本実施形態に係る窒化部品粗形材は、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉの１種又は２種以上を含んでもよい。Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉからなる群は、窒化部品の強度を高める作用がある。なお、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉの含有量の下限は、０％である。
　Ｍｏ：０～０．５０％
　モリブデン（Ｍｏ）は、含有される場合、鋼の焼入れ性を高めることで鋼材の強度を高める。その結果、鋼材の疲労強度が高くなる。しかしながら、Ｍｏ量が過度に多くなれば、その効果が飽和する上に鋼材のコストが高くなる。したがって、Ｍｏ量は０（又は０超え）～０．５０％である。Ｍｏ量の下限は、好ましくは０．０３％であり、より好ましくは０．０５％である。Ｍｏ量の上限は、好ましくは０．４０％であり、より好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｃｕ：０～０．５０％
　銅（Ｃｕ）は、含有される場合、フェライトに固溶して鋼材の強度を高める。そのため、鋼材の疲労強度が高まる。しかしながら、Ｃｕ量が過度に多くなると、熱間鍛造時に鋼の粒界に偏析して熱間割れを誘起する。したがって、Ｃｕ量は０（又は０超え）～０．５０％である。Ｃｕ量の下限は、好ましくは０．０５％であり、より好ましくは０．１０％である。Ｃｕ量の上限は、好ましくは０．３０％であり、より好ましくは０．２０％である。
　Ｎｉ：０～０．５０％
　ニッケル（Ｎｉ）は、含有される場合、フェライトに固溶して鋼材の強度を高める。そのため、鋼材の疲労強度が高まる。Ｎｉはさらに、鋼材がＣｕを含有する場合に、Ｃｕに起因する熱間割れを抑制する。しかしながら、Ｎｉ量が多すぎれば、その効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ量は０（又は０超え）～０．５０％である。Ｎｉ量の下限は、好ましくは０．０５％であり、より好ましくは０．１０％である。Ｎｉ量の上限は、好ましくは０．３０％であり、より好ましくは０．２０％である。
　本実施形態に係る窒化部品粗形材は、Ｔｉ、及びＮｂの１種又は２種を含んでもよい。Ｔｉ、及びＮｂからなる群は、オーステナイト結晶粒の粗大化防止作用がある。なお、Ｍｏ、Ｔｉ、及びＮｂの含有量の下限は、０％である。
　Ｔｉ：０～０．０５０％
　チタン（Ｔｉ）は、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、熱間鍛造時、焼入れ焼戻し時の結晶粒の粗大化を抑制する。しかしながら、Ｔｉ量が高すぎれば、ＴｉＣが生成して鋼材の硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Ｔｉ量は０（又は０超え）～０．０５％である。Ｔｉ量の下限は、好ましくは０．００５％であり、より好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ量の上限は、好ましくは０．０４％であり、より好ましくは０．０３％である。
　Ｎｂ：０～０．０５０％
　ニオブ（Ｎｂ）は、Ｎと結合してＮｂＮを形成し、熱間鍛造時、焼入れ焼戻し時の結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎｂはさらに、熱間鍛造時、焼入れ焼戻し時の再結晶を遅らせ、結晶粒の粗大化を抑制する。しかしながら、Ｎｂ量が高すぎれば，ＮｂＣが生成して鋼材の硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Ｎｂ量は０（又は０超え）～０．０５０％である。Ｎｂの下限は、好ましくは０．００５％であり、より好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ量の上限は、好ましくは０．０４０％であり、より好ましくは０．０３０％である。
　本実施形態に係る窒化部品粗形材は、Ｃａ、Ｂｉ及びＶの１種又は２種以上を含んでもよい。なお、Ｃａ、Ｂｉ及びＶの含有量の下限は、０％である。
　Ｃａ：０～０．００５％
　カルシウム（Ｃａ）は、含有される場合、鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｃａ量が高すぎれば、粗大なＣａ酸化物が生成し、鋼材の疲労強度が低下する。したがって、Ｃａ量は０（又は０超え）～０．００５％である。上記効果を安定して得るためのＣａ量の下限は、好ましくは０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％である。Ｃａ量の上限は、好ましくは０．００３％以下であり、より好ましくは０．００２％である。
　Ｂｉ：０～０．３０％ 
　ビスマス（Ｂ）は、含有される場合、鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｂｉ量が高すぎれば、熱間加工性が劣化する。したがって、Ｂｉ量は０（又は０超え）～０．３０％である。上記効果を安定して得るためのＢｉ量の下限は、好ましくは０．０５％であり、より好ましくは０．１０％である。Ｂｉ量の上限は、好ましくは０．２５％以下であり、より好ましくは０．２０％である。
　　Ｖ：０～０.０５％
　バナジウム（Ｖ）は、鋼が拡散変態する際にフェライトとオーステナイトの界面で析出する。さらに、鋼を焼入れ後に焼き戻す際にも析出が進行するため、非焼入れ組織が硬化し、被削性を劣化させる。したがって、Ｖ量は０（又は０超え）～０．０５％以下に制限する必要がある。Ｖ量の上限は、好ましくは０．０３％であり、より好ましくは０．０２％である。
　なお、実用的な窒化部品粗形材（及び窒化部品）に含まれることが多いＶは、その含有量を低減する必要がある。ただし、製造コスト低減の加点から、Ｖ量の下限は、０％超え（又は０．００１％）とすることがよい。
　［窒化部品粗形材の表層部の組織］
　本実施形態に係る窒化部品粗形材は、鋼素材を熱間鍛造で窒化部品形状に粗成形した後、焼入れ焼戻しした部材である。本実施形態に係る窒化部品粗形材は、直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位における、窒化処理後の疲労特性及び矯正性を向上させるために、直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位における、窒化の影響が及ぶ表層部の組織を焼入れ焼戻し組織とする。窒化部品粗形材の表面から１５ｍｍ深さまでの組織を制御すれば、切削加工後の表層部にも狙いの組織が表れる。
　具体的には、窒化部品粗形材の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ１４．５ｍｍの位置における組織を、面積率で、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計：７０～１００％、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトとする。窒化後の窒化部品の疲労特性と矯正性が向上する。
　焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計の面積率の下限は、好ましくは８０％であり、より好ましくは８５％である。
　一方、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計の面積率の上限は、いくら高くてもよく、１００％であってもよい。
　残留オーステナイトの面積率は、０％でもよく、５％以下であれば窒化処理後の窒化部品の疲労特性と矯正性に影響しない。
　残留オーステナイトの面積率の下限は、０％超え又は１％であってもよい。
　残留オーステナイトの面積率の上限は、好ましくは３％であり、より好ましくは２％である。
　残部の「フェライト及びパーライト」の合計の面積率は、０％であってもよく、３０％以下であれば窒化処理後の窒化部品の疲労特性と矯正性に影響し難いため好ましい。
［窒化部品粗形材の内部の組織］
　本実施形態に係る窒化部品粗形材は、直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位における。窒化処理後の窒化部品の被削性を向上させるために、窒化処理の影響が及ばない内部の組織の過半を非焼入れ組織とすることが必要である。
　具体的には、窒化部品粗形材の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ１５ｍｍ以上の位置における組織を、面積率で、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：０～５０％未満、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトとする。それにより、窒化処理後の窒化部品の被削性（特に深穴加工性）が向上する。
　焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計の面積率の下限は、０％でもよく、５０％未満であれば窒化処理後の窒化部品の被削性（特に深穴加工性）に影響し難い。
　焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計の面積率の下限は、０％超え、５％又は１０％であってもよい。
　一方、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計の面積率の上限は、好ましくは４０％であり、より好ましくは３５％であり、さらに好ましくは３０％であり、特に好ましくは２０％である。
　残留オーステナイトの面積率は、０％でもよく、５％以下であれば窒化処理後の窒化部品の被削性（特に深穴加工性）に影響しない。
　残留オーステナイトの面積率の下限は、０％超え又は１％であってもよい。
　残留オーステナイトの面積率の上限は、好ましくは３％であり、より好ましくは２％である。
　残部の「フェライト及びパーライト」の合計の面積率は、５０超え～１００％である。
　残部の「フェライト及びパーライト」の合計の面積率の下限は、好ましくは６０％であり、より好ましくは６５％であり、さらに好ましくは７０％であり、特に好ましくは８０％である。
　残部の「フェライト及びパーライト」の合計の面積率の上限は、いくら高くてもよく、１００％であってもよい。
　なお、窒化処理は鋼のＡ１点以下の温度域で行うものであり、窒化部品粗形材の内部組織は、そのまま窒化部品の内部組織に引き継がれる。
＜窒化部品＞
　本実施形態に係る窒化部品は、上記本実施形態に係る窒化部品粗形材を素材とした窒化部品である。具体的には、窒化部品粗形材に所定の形状とする切削加工が施された後、窒化処理した窒化部品である。
　そして、本実施形態に係る窒化部品は、下記（１）～（３）特性を満たす。
　（１）窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ０．５ｍｍの位置における組織が、面積率で、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：７０～１００％、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトである。
　（２）窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ１５ｍｍ以上の位置における組織が、面積率で、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：０～５０％未満、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトである。
　（３）窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ０．０５ｍｍの位置におけるビッカース硬さが３５０ＨＶ以上５５０ＨＶ未満である。
　本実施形態に係る窒化部品は、上述したように、被削性（特に深穴加工性）と共に、疲労強度及び矯正性に優れた窒化部品となる。
［窒化部品の表層部の組織］
　本実施形態に係る窒化部品は、窒化部品粗形材に窒化処理が施されるため、表層に窒化層が形成されている。窒化層の厚さは、例えば、０．１～１．０ｍｍである。
　そして、本実施形態に係る窒化部品は、直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位における疲労特性及び矯正性を向上させるために、直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位における、窒化層の組織が焼入れ組織であることが好ましい。
　具体的には、窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ０．５ｍｍの位置における組織を、面積率で、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：７０～１００％、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトとする。
　焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計の面積率の下限は、好ましくは８０％であり、より好ましくは８５％である。
　一方、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計の面積率の上限は、いくら高くてもよく、１００％であってもよい。
　残留オーステナイトの面積率は、０％でもよく、５％以下であれば窒化部品の疲労特性と矯正性に影響しない。
　残留オーステナイトの面積率の下限は、０％超え又は１％であってもよい。
　残留オーステナイトの面積率の上限は、好ましくは３％であり、より好ましくは２％である。
　残部の「フェライト及びパーライト」の合計の面積率は、０％であってもよく、３０％以下であれば窒化部品の疲労特性と矯正性に影響し難いため好ましい。
　なお、窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ０．５ｍｍに位置する組織の面積率が上記規定を満たせば、それよりも表面に近い部位は、より焼きが入りやすいため、その組織はおのずと上記規定を満たす。
［窒化部品の内部組織］
　本実施形態に係る窒化部品は、窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、被削性を向上させるために、窒化処理の影響が及ばない内部の組織の過半を非焼入れ組織とすることが必要である。
　具体的には、窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ１５ｍｍ以上の位置における組織の面積率を、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：０～５０％未満、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトとする。それにより、窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、被削性（特に深穴加工性）が向上する。
　焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計の面積率の下限は、０％でもよく、５０％未満であれば窒化部品の被削性（特に深穴加工性）に影響し難い。
　焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計の面積率の下限は、０％超え、５％又は１０％であってもよい。
　一方、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計の面積率の上限は、好ましくは４０％であり、より好ましくは３５％であり、さらに好ましくは３０％であり、特に好ましくは２０％である。
　残留オーステナイトの面積率は、０％でもよく、５％以下であれば窒化部品の被削性（特に深穴加工性）に影響しない。
　残留オーステナイトの面積率の下限は、０％超え又は１％であってもよい。
　残留オーステナイトの面積率の上限は、好ましくは３％であり、より好ましくは２％である。
　残部の「フェライト及びパーライト」の合計の面積率は、５０超え～１００％である。
　残部の「フェライト及びパーライト」の合計の面積率の下限は、好ましくは６０％であり、より好ましくは６５％であり、さらに好ましくは７０％であり、特に好ましくは８０％である。
　残部の「フェライト及びパーライト」の合計の面積率の上限は、いくら高くてもよく、１００％であってもよい。
［窒化部品の表層部のビッカース硬さ］
　本実施形態に係る窒化部品は、直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位における、疲労特性及び矯正性を向上させるために、窒化部品の表層部のビッカース硬さが適切である必要がある。表面近傍の硬さが低いと十分に高い疲労強度が得られない。一方、表面近傍の硬さが高すぎれば、矯正性が劣化する。したがって、窒化部品の表層部のビッカース硬さを３５０～５５０ＨＶとする。
　具体的には、窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ０．０５ｍｍの位置におけるビッカース硬さを３５０～５５０ＨＶとする。
　窒化部品の表層部のビッカース硬さの下限は、好ましくは３７０ＨＶであり、より好ましくは３８０ＨＶである。
　窒化部品の表層部のビッカース硬さの上限は、好ましくは５２０ＨＶであり、より好ましくは５００ＨＶである。
［窒化部品の貫通穴］
　本実施形態に係る窒化部材は、窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位に、単数または複数の孔を有していてもよい。孔は、例えば、ドリル切削によって設けられる。
　孔は、例えば、深さＬと直径Ｄの比であるＬ／Ｄが８以上（好ましくは８～５０）で、深さＬが６０ｍｍ以上（好ましくは６０～２５０ｍｍ）である貫通穴とする。
　この形状の孔のドリル切削加工は、難切削加工であり、ドリル切削される部分の組織は被削性に劣る焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトが比較的少なく、被削性に優れたフェライト及びパーライト組織が多く存在することが有利である。
　そのため、この形状の孔の深さ方向の総長さの５０％以上（好ましくは６０％、より好ましくは７０％）が、面積率で、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：０～５０％未満、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトである組織を有する部位を通っていることがよい。
　つまり、例えば、ドリルが貫通する部分の組織のうち、孔の深さ方向の総長さの５０％以上の組織が、上記フェライト及びパーライトを主体とする組織であるとよい。
　なお、上記フェライト及びパーライトを主体とする組織の好適な態様は、窒化部品の表面から深さ１５ｍｍ以上の位置における組織の好適な態様と同様である。
　ここで、孔の組織は、孔の周囲の組織で評価する。具体的には、以下のような方法で評価する。
　まず、孔の深さを深さ方向に十等分し、１０個の領域を規定する。各領域において、孔を深さ方向に沿って縦断し、縦断面上において、孔の表面（壁面）から深さ２００μm以内のランダムな位置にとった視野を被検視野とする。
　一つ、または複数の被検視野から、各領域ごとの被検面積が０．２ｍｍ２以上となるように視野を選択し、組織が観察できる適当な倍率で写真を撮影する。撮影した写真から、各領域ごとの組織の面積率を求める。その孔における、組織の面積率の規定を満たす長さ（孔の深さ方向の長さ）は、その孔の表面（壁面）の各領域の内、上述した組織の面積率の規定を満たす領域の数に、孔の長さの１／１０をかけた値となる。このような評価をすべての穴に対して行い、孔の深さ方向の総長さに対する、組織の面積率の規定を満たす長さの和の割合を求める。
　なお、窒化部品が複数の貫通穴を有し、かつ、その孔、および孔を有する部位が対称的な形状を持っていたり、同一形状の繰り返しで構成される部位に同一形状の孔を有している場合など、孔の周囲の組織が同一であると合理的に推定可能な複数の孔に対しては、それらの内、一つの穴に対してのみ孔の周囲の組織を評価し、他の孔の周囲の組織の面積率は、その評価結果と同一であると見なしてもよい。
［組織の面積率、およびビッカース硬さ］
　本実施形態に係る窒化部品粗形材および窒化部品における、組織の面積率、およびビッカース硬さは、後述する実施例に記載された方法に準じて測定される。
［製造方法］
　以下、本実施形態に係る窒化部品粗形材および窒化部品の製造方法の一例を説明する。
　本実施形態に係る窒化部品の製造方法は、鋼素材準備工程と、成型工程と、焼入れ焼戻し工程と、切削加工工程と、窒化処理工程と、を含む。なお、本実施形態に係る窒化部品粗形材は、鋼素材準備工程と、成型工程と、焼入れ焼戻し工程と、を含む。
　以下、それぞれの工程を説明する。
［鋼素材準備工程］
　本実施形態に係る窒化部品粗形材の鋼の化学組成を満たす溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、一般的な連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム）にする。又は、溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットにする。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレットを製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。さらに、ビレットを一般的な条件で加熱、圧延、冷却して棒鋼を製造し、これを窒化部品の素材とする。
　[成型工程]
　製造された上記棒鋼を熱間鍛造で、直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位を有する窒化部品粗形材に成型する。熱間鍛造の加熱温度が低すぎれば、鍛造装置に過度の負荷が掛かる。一方、加熱温度が高すぎれば、スケールロスが大きい。したがって、好ましい加熱温度は１０００～１３００℃である。
　熱間鍛造の好ましい仕上げ温度は９００℃以上である。仕上げ温度が低すぎれば、金型への負担が大きくなるためである。一方、仕上げ温度の好ましい上限は、１２５０℃である。
［焼入れ焼戻し処理］
　熱間鍛造後の窒化部品粗形材に対して、焼入れ焼戻し処理を実施する。このとき、焼入れ温度は、（１）式で表されるＡ３点以上で、かつ、１０００℃以下である。また、焼戻し温度は、５７０℃以上で、かつ（２）式で表されるＡ１点以下である。焼戻し時間は３０分以上であることが好ましい。
　Ａ３＝９１０－２０３Ｃ＋４４．７Ｓｉ－３０Ｍｎ－１１Ｃｒ　（１）
　Ａ１＝７２３－１０．７Ｍｎ＋２９．１Ｓｉ－１６．９Ｎｉ＋１６．９Ｃｒ　（２）
　なお、（１）式および（２）式中、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
　焼入れ直前の組織をオーステナイト単相とするため、焼入れ温度はＡ３点以上とする必要がある。焼入れ温度が高すぎると、焼入れ性が高まり、内部まで焼きが入り被削性が劣化する場合がある。従って、焼入れ温度は９５０℃以下が好ましい。焼入れ温度は９２０℃以下がより好ましく、９００℃以下がさらに好ましい。
　焼入れによって粗形材の表層部組織はマルテンサイト及びベイナイトを主体としたものとなる。このような組織をそのまま窒化すると、合金窒化物の析出が促進され、表層部が過度に硬化して、矯正性が劣化する。焼戻し処理によって、マルテンサイト及びベイナイト中の合金窒化物の析出を抑制するためには、５７０℃以上の温度で焼戻しすることが好ましい。焼戻し温度は５９０℃以上がより好ましく、６００℃以上がさらに好ましい。一方、焼戻し時の逆変態を抑制するために、焼戻し温度はＡ１点以下とする必要がある。
　以上の工程を経て、本実施形態に係る窒化部品粗形材が得られる。
［切削加工工程］
　得られた窒化部品粗形材に対して、切削加工を実施して所定の窒化部品形状にする。
　［窒化処理］
　切削加工された窒化部品に対して、窒化処理を実施する。本実施形態では、周知の窒化処理が採用される。窒化処理は、例えば、ガス窒化、塩浴窒化、イオン窒化等である。窒化中に炉内に導入するガスは、ＮＨ３のみであってもよいし、ＮＨ３とＮ２及び／又はＨ２とを含有する混合気であってもよい。また、これらのガスに、浸炭性のガスを含有して、軟窒化処理を実施してもよい。したがって、本明細書にいう「窒化」とは「軟窒化」も含む。
　ガス軟窒化処理を実施する場合、たとえば、吸熱型変成ガス（ＲＸガス）とアンモニアガスとを１：１に混合した雰囲気中で、均熱温度を５５０～６３０℃にして１～３時間均熱すればよい。
　以上の製造工程により製造された窒化部品は、被削性（特に深穴加工性）と共に、疲労強度及び矯正性に優れた特性を有する。
［窒化部品の用途］
　窒化部品は、クランク軸、各種機械摺動部品（カムシャフト、ベアリング等）、鋼材製品の成形用金型（プレス成形用ダイス、製管用プラグ等）等の部品に好適に適用できる。
　窒化部品がクランク軸である場合、具体的には、上記表層部及び内部の組織を得る観点から、クランクジャーナル直径（最大径）６０～１３０ｍｍ（好ましくは６０～１２０ｍｍ、より好ましくは６５～１００ｍｍ）を有するクランク軸（図７参照）が好ましい。
　クランクジャーナル直径が小さすぎるクランク軸であると、表層部及び内部ともに焼戻し組織主体（焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトが主体）の組織となり、表層部及び内部とで差異がない組織となる傾向がある。一方、クランクジャーナル直径が大きすぎるクランク軸であると、表層部及び内部ともフェライト及びパーライトが主体の組織となり、表層部及び内部とで差異がない組織となる傾向がある。
　そのため、窒化部品は、上記クランクジャーナル直径（最大径）６０～１３０ｍｍ（好ましくは６０～１２０ｍｍ、より好ましくは６５～１００ｍｍ）を有するクランク軸であることが好ましい。
　同様に、窒化部品粗形材も、クランクジャーナルに相当する部位の直径（最大径）６０～１３０ｍｍ（好ましくは６０～１２０ｍｍ、より好ましくは６５～１００ｍｍ）を有するクランク軸粗形材が好ましい。
　ここで、図７中、１０は、クランク軸（クランクシャフト）、１２はクランクジャーナル、１４はクランクピン、１６はクランクアーム、１８はバランスウエイトを示す。
　なお、クランク軸において、「直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位」の一例として、クランクジャーナルがに該当する。
　以下、本開示を、実施例を挙げてさらに具体的に説明する。ただし、これら各実施例は、本開示を制限するものではない。
　まず、真空溶解炉を用いて表１に示す化学組成を有する鋼Ｃ、Ｅ、Ｈの３００ｋｇのインゴット、および、Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｆ、Ｇ、Ｉ～Ｕの５０ｋｇのインゴットを製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１中の「Ａ１」、「Ａ３」欄には、それぞれ、式（１）で定義されるＡ１点（℃）、式（２）で定義されるＡ３点（℃）が記載されている。
　各マークのインゴットを１２５０℃に加熱した。加熱されたインゴットを熱間鍛造して、表２に示す直径φを有する棒鋼を製造した。棒鋼を素材として、窒化部品粗形材の製造を模擬する熱処理を施した。始めに、熱間鍛造工程を再現する１２００℃加熱、空冷を施した。続いて、空冷された丸棒に対して、表２中の一段目の熱処理欄に記載の条件で熱処理（焼入れ処理）を行い、１５０℃以下まで冷却した後に、表２中の二段目の熱処理欄に記載の条件で熱処理（焼戻し処理）を行った。
　以上の工程を経て、窒化部品粗形材としての丸棒を作製した。
＜評価試験＞
　各試験番号の丸棒を用いて、次の試験を実施した。
［組織の面積率およびビッカース硬さの測定］
　試験番号１～３０の二段階の熱処理後の丸棒の横断面（丸棒の長手方向と直交方向に切断した断面）を被検面とするサンプルを採取した。採取されたサンプルの、丸棒の表面（外周面）から深さ１４．５ｍｍの位置（表層部）における任意の７点で、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に基づくビッカース硬さ（ＨＶ）を測定した。試験力は９．８Ｎとした。得られた７つのビッカース硬度の平均値を、表層部のビッカース硬さと定義した。
　表層部のビッカース硬さ測定後のサンプルは、３質量％の硝酸を含むナイタールで腐食し組織を現出させた。その後、硬さを測定した位置（表層部）を中心として倍率２００倍の光学顕微鏡写真を７箇所撮影し、画像解析から、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、フェライトおよびパーライトの面積率を求めた。
　同じサンプルに対して、ＸＲＤ（Ｘ線回折装置）を用いて残留オーステナイトの体積分率を測定した。丸棒の表面（外周面）から深さ１４．５ｍｍの位置を中心としてφ１．０ｍｍのスポットサイズのＸ線を照射し、得られた残留オーステナイトの体積分率を表層部の残留オーステナイトの面積率と定義した。
　残留オーステナイトは、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイト中に含まれる。よって、光学顕微鏡写真から測定された焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの面積率の合計からＸＲＤで測定された残留オーステナイトの面積率を差し引いた値を、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの真の合計の面積率とした。
　同じ方法で、丸棒の表面（外周面）から深さ１５ｍｍ以上の位置（内部）のビッカース硬さと組織の面積率も測定した。具体的には、次の通り測定した。
　丸棒の半径をＲ（ｍｍ）とした場合に、丸棒の表面（外周面）から、深さ１５（ｍｍ）、深さ１５＋（Ｒ－１５）／４×１（ｍｍ）、深さ１５＋（Ｒ－１５）／４×２（ｍｍ）、１５＋（Ｒ－１５）／４×３（ｍｍ）および深さＲ（ｍｍ）となる５つの位置付近において、各３点のビッカース硬さ（ＨＶ）を測定した。試験力は９．８Ｎとした。得られた１５点のビッカース硬さの平均値を、内部の硬さと定義した。
　内部のビッカース硬さ測定後のサンプルは、３質量％の硝酸を含むナイタールで腐食し組織を現出させた。その後、硬さを測定した位置を中心として倍率２００倍の光顕写真を撮影し、画像解析から各深さ位置における、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、フェライトおよびパーライトの面積率を求めた。
　さらに、ビッカース硬さを測定したサンプルに対して、ＸＲＤを用いて残留オーステナイトの体積率を測定した。硬さを測定した位置を中心としてφ１．０ｍｍのスポットサイズのＸ線を照射し、得られた残留オーステナイトの体積率を内部の残留オーステナイトの面積率と定義した。
　光学顕微鏡写真から測定された焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの面積率の合計からＸＲＤで測定された残留オーステナイトの面積分率を差し引いた値を、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計の面積率とした。
　そして、得られた１５点の、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計の面積率、並びに、残留オーステナイトの面積率の平均値を、内部の硬さと定義した。
［小野式回転曲げ疲労試験片及び４点曲げ試験の試験片の作製］
　各試験番号の丸棒から、図１に示す小野式回転曲げ疲労試験片を複数採取した。図中の長さＬ１は８０ｍｍであり、直径Ｄ１はφ１２ｍｍであった。試験片中央部の切り欠き部の曲率半径Ｒ１は３ｍｍであり、切り欠き底での試験片横断面の直径Ｒ３はφ８ｍｍであった。このとき、小野式回転曲げ疲労試験片の中心が、丸棒の表面から１０ｍｍ深さとなるようにした。すなわち、小野式回転曲げ疲労試験片の切り欠き底は、丸棒の表面から６～１４ｍｍ深さに相当することになる。
　さらに、各試験番号の丸棒から、図２に示す４点曲げ試験片を採取した。４点曲げ試験片の長さＬ２は１８０ｍｍであり、直径Ｄ２はφ１２ｍｍであった。試験片中央部の切り欠き部の曲率半径Ｒ２は３ｍｍであり、切り欠き底での試験片横断面の直径Ｒ４はφ８ｍｍであった。このとき、４点曲げ試験片の中心が、丸棒の表面から１０ｍｍ深さとなるようにした。すなわち、４点曲げ試験片の切り欠き底は、丸棒の表面から６～１４ｍｍ深さに相当することになる。
　採取された小野式回転曲げ疲労試験片及び４点曲げ試験片に対して、５８０℃×２．５ｈの軟窒化処理を実施した。処理ガスとして、アンモニアガスとＲＸガスを流量が１：１になるようにして炉内に導入した。そして、２．５ｈ経過後、試験片を熱処理炉から取り出し、１００℃の油で急冷した。
　以上の工程を経て、窒化部品としての小野式回転曲げ疲労試験片及び４点曲げ試験片を作製した。
［窒化層（表層部）および内部の組織の面積率の測定］
　各試験番号の窒化後の小野式回転曲げ疲労試験片の内の一部を用いて、疲労試験片の窒化層（表層部）近傍の組織の面積率を求めた。疲労試験片の切欠き底の横断面を観察できるように組織観察用のサンプルを作製し、ナイタールで腐食し組織を現出させたのち、組織観察に供した。横断面の円の表面の任意の点を０°と置いた場合の、０°位置、９０°位置、１８０°位置、２７０°位置の４か所において、表面から深さ０．５ｍｍの位置を中心とした組織の面積率を、上述と同様にして測定した。４か所の組織の面積率の平均値を窒化層の組織の面積率と定義した。
　一方、疲労試験片の内部の組織の面積率は、窒化処理の影響を受けないので、窒化部材粗形材としての丸棒の内部の組織の面積率と同じであるため、測定は省略した。
［窒化層（表層部）のビッカース硬さ測定］
　各窒化層の組織の面積率測定に用いた試験片を用いて、窒化層の表層部のビッカース硬さを求めた。具体的には、表面から深さ０．０５ｍｍの位置付近の任意の５点で、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に基づくビッカース硬度（ＨＶ）を測定した。試験力は２．９Ｎとした。得られた５つのビッカース硬度の平均値を、窒化層（表層部）のビッカース硬さと定義した。
［小野式回転曲げ疲労試験（疲労強度（ＭＰａ））］
　上述の窒化処理がされた小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。ＪＩＳ　Ｚ２２７４（１９７８）に準拠した回転曲げ疲労試験を室温（２５℃）の大気雰囲気中において実施した。試験は、回転数３０００ｒｐｍの両振り条件で実施した。繰り返し数１．０×１０７回まで破断しなかった試験片のうち、最も高い応力を、その試験番号の疲労強度（ＭＰａ）と定義した。疲労強度が５５０ＭＰａ以上である場合、疲労強度に優れると判断した。
　［４点曲げ試験（曲げ矯正性（矯正可能ひずみ量（με）））］
　上述の窒化処理がされた４点曲げ試験片を用いて、４点曲げ試験を室温、大気中で実施した。支点間距離（試験片の最も端部に近い支点と、その支点から最も近い支点との間の、試験片の軸方向の距離）は５１ｍｍとした。押し込み速度は０．５ｍｍ／分とした。試験片の切り欠き底のひずみ量を測定するため、切り欠き底の中央に試験片の軸方向と平行にひずみゲージを貼付した。上記押し込み速度で押し込みストロークを増加し、押し込みストロークが０．０１ｍｍ増えた際のひずみゲージの値の増分が２４００με以上となった時に試験片にき裂が発生したとして、その直前のひずみ量を、矯正可能ひずみ量（με）と定義した。矯正可能ひずみ量が１５０００με以上である場合、曲げ矯正性に優れると評価した。
［ドリル寿命評価試験］
　各試験番号の焼入れ焼戻し後の丸棒を長さ１００ｍｍに切断した。切断した丸棒のうち、径が６５ｍｍよりも大きいものは、ある側面とその面の反対側の側面を幅（丸棒の径方向の長さ）１０ｍｍずつ切削除去する面出し加工を施し、丸棒の底面と垂直で互いに平行な二つの面を持ち、横断面の高さ（平行な二つの面間の長さ）が６０ｍｍ、８０ｍｍ、または１２０ｍｍの樽形状となる試験片を作製した（図３～図６参照）。
　切断した丸棒のうち、径が５５ｍｍ、または６５ｍｍのものは、切削除去する幅を５ｍｍとして、横断面の高さが４５ｍｍ、または５５ｍｍの試験片を作製した（図３～図６参照）。
　そして、面出し加工を行った試験片の面に対して、被削性を評価した。
　使用したドリルは高速度鋼製φ５ｍｍのドリルを使用し、切削時の送りは０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、回転数は１０００ｒｐｍとした。また、切削時には、外部給油により、１０Ｌ／ｍｉｎで水溶性エマルジョンを給油した。この条件で、横断面の高さが６０ｍｍ以上の試験片には深さ５０ｍｍの穴を穿孔し、穿孔不可となるまでの穿孔数を穿孔可能数とした。横断面の高さが５５ｍｍ以下の試験片には深さ４０ｍｍの穴を穿孔し、穿孔不可となるまでの穿孔数に０．８をかけた値の小数点以下を四捨五入した値を穿孔可能数とした。総穿孔数は２１６穴で打ち切りとした。ドリルの折損、異音、または、電流値の上昇（２穴目の平均値の２倍以上）のいずれかが発生した場合、穿孔不可と判断した。
［孔の特性評価（ドリル貫通部組織）］
　孔が通過する組織の判定については、以下のように行った。以下では、面積率で、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：０～５０％未満、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトである組織を非焼入れ組織と記載する。孔の深さ方向の総長さの５０％が非焼入れ組織を通過するためには、孔の総長さが４０ｍｍの場合は、その内の２０ｍｍが非焼入れ組織を通過していればよい。非焼入れ組織は、丸棒の中心から離れるほど多くなる。
　したがって、丸棒の中心から１０ｍｍ離れた位置が非焼入れ組織であれば、その孔の総長さの５０％以上が非焼入れ組織を通っていることになる。つまり、丸棒の径が５５ｍｍのものであれば、表面から１７．５ｍｍ位置、丸棒の径が６５ｍｍのものであれば、表面から２２．５ｍｍ位置の組織を評価した。丸棒の径が５５ｍｍ、または６５ｍｍの場合の試験片断面と孔と評価部（つまり組織判定位置）の位置関係を図３に示す。
　同様に、孔の総長さが５０ｍｍの場合は、孔の内、２５ｍｍが非焼入れ組織を通ればよいことになる。したがって、丸棒の径が８０ｍｍであれば、表面から２７．５ｍｍ位置、丸棒の径が１００ｍｍ、または１４０ｍｍの場合は、３５ｍｍ位置の組織が非焼入れ組織かを評価した。丸棒の径が８０ｍｍ、１００ｍｍ、または１４０ｍｍの場合の試験片断面と孔と評価部（つまり組織判定位置）の位置関係をそれぞれ図４～６に示す。
　各試験番号に対して、上記の位置の組織を解析し、孔の深さ方向の総長さの５０％以上が非焼入れ組織を通っているか否かを判定した。そして、通ってる場合、Ｙと評価し、通っていない場合をＮと評価した。
 　なお、図３中、Ｄは、丸棒の直径（５５ｍｍ、または６５ｍｍ）を示す。図３～図６中、Ｈは孔を示し、ＳＪＰは組織判定位置を示し、ＮＱＳは、組織判定位置が非焼入れ組織であった場合に、非焼入れ組織であると見なせる領域を示す。
　以下、表２～表３に試験結果を示す。表３中の「組織分率」は鋼を構成する各組織の分率を意味する。「疲労強度」は小野式回転曲げ試験で得られた疲労強度（ＭＰａ）を意味し、「ひずみ量」は矯正可能ひずみ量（με）を意味し、「ドリル穿孔数」はドリル寿命評価試験で得られ穿孔数とする。
　なお、表２～表３中の略表記は、次の通りである。
・φ：丸棒の直径（ｍｍ）
・ＴＭＡ＋ＴＢＡ＋残留γ：焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトと残留オーステナイトの合計の面積率（％）
・α＋ＰＡ：フェライト及びパーライトの合計の面積率（％）
・残留γ：残留オーステナイトの面積率（％）
・硬さ：ビッカース硬さ（Ｈｖ）
・窒化層　硬さ：窒化部品の窒化層（表層部）のビッカース硬さ（Ｈｖ）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　［試験結果］
　表３を参照して、試験番号１～試験番号１７では、化学組成と鋼の微細組織が本開示の範囲内である。これらの試験番号のものは、疲労強度が５５０ＭＰａ以上、矯正可能ひずみ量が１６５５８με以上、ドリル穿孔数１６０穴以上で、疲労強度と矯正性と被削性を兼ね備えていることが分かる。
　これに対して、本開示の規定から外れた試験番号１８～３０の「比較例」の場合には、化学組成と鋼の組織が本開示の範囲外であり、目標とする性能が得られていない。具体的には、次の通りである。
　試験番号１８では、Ｃ量が過剰な例であり、ドリル穿孔数が少なく、被削性が劣化した。
　試験番号１９では、Ｖ量が過剰な例であり、曲げ矯正性が劣化した。
　試験番号２０では、Ｃ量が低い例であり、疲労強度が劣化した。
　試験番号２１では、Ｍｎが少ない例であり、粗形材及び窒化部の表層部及び内部のいずれの組織も、非焼入れ組織（フェライト及びパーライトが主体の組織）となり、窒化層の硬さ及び疲労強度が劣化した。
　試験番号２２では、Ｍｎ量が過剰な例であり、矯正性が劣化すると共に、ドリル穿孔数が少なく、被削性が劣化した。
　試験番号２３では、Ｃｒ量が過剰な例であり、矯正性が劣化すると共に、ドリル穿孔数が少なく、被削性が劣化した。
　試験番号２４では、Ｍｎが少ない例であり、粗形材及び窒化部の表層部及び内部のいずれの組織も、非焼入れ組織（フェライト及びパーライトが主体の組織）となり、窒化層の硬さ及び疲労強度が劣化した。
　試験番号２５、２７及び２９では、試験片（丸棒）の直径が小さく、粗形材及び窒化部の表層部及び内部のいずれの組織も、焼入れ組織（焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトが主体の組織）となり、ドリル穿孔数が少なく、被削性が劣化した。
　試験番号２６、２８及び３０では、試験片（丸棒）の直径が大きく、粗形材及び窒化部の表層部及び内部のいずれの組織も、非焼入れ組織（フェライト及びパーライトが主体の組織）となり、疲労強度が劣化した。
　以上、本開示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開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示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。
　なお、日本国特許出願第２０１８－２０２９１４号の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
　本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。

Claims (6)

  1. 直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位を有する窒化部品粗形材であって、
    質量％で、
    Ｃ　：０．３５～０．４５％、
    Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
    Ｍｎ：１．５～２．５％、
    Ｐ　：０．０５％以下、
    Ｓ　：０．００５～０．１００％、
    Ｃｒ：０．１５～０．６０％、
    Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
    Ｎ　：０．００３～０．０２５％、
    Ｍｏ：０～０．５０％、
    Ｃｕ：０～０．５０％、
    Ｎｉ：０～０．５０％、
    Ｔｉ：０～０．０５０％、
    Ｎｂ：０～０．０５０％、
    Ｃａ：０～０．００５％、
    Ｂｉ：０～０．３０％、および
    Ｖ　：０～０.０５％
    を含有し、
    残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
    　前記窒化部品粗形材の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ１４．５ｍｍの位置における組織が、面積率で、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計：７０～１００％、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトであり、
    　前記窒化部品粗形材の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ１５ｍｍ以上の位置における組織が、面積率で、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：０～５０％未満、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトである、
    　窒化部品粗形材。
  2. 　質量％で、Ｍｏ：０超え～０．５０％、Ｃｕ：０超え～０．５０％、およびＮｉ：０超え～０．５０％の１種又は２種以上を含有する請求項１に記載の窒化部品粗形材。
  3. 　質量％で、Ｔｉ：０超え～０．０５０％、およびＮｂ：０超え～０．０５０％の１種又は２種を含有する請求項１又は請求項２に記載の窒化部品粗形材。
  4. 　質量％で、Ｃａ：０超え～０．００５％、Ｂｉ：０超え～０．３０％、およびＶ：０～０.０５％の１種又は２種以上を含有する請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の窒化部品粗形材。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の窒化部品粗形材を素材とした窒化部品であって、
    　窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ０．５ｍｍの位置における組織が、面積率で、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：７０～１００％、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトであり、
    　窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ１５ｍｍ以上の位置における組織が、面積率で、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：０～５０％未満、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトであり、
    　窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位において、表面から深さ０．０５ｍｍの位置におけるビッカース硬さが３５０～５５０ＨＶである、
    　窒化部品。
  6. 　窒化部品の直径又は幅が６０～１３０ｍｍの範囲の部位に、深さＬと直径Ｄとの比であるＬ／Ｄが８以上で、深さＬが６０ｍｍ以上である単数または複数の孔を有し、
    　当該孔の深さ方向の総長さの５０％以上が、面積率で、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計：０～５０％未満、残留オーステナイト：０～５％、残部：フェライト及びパーライトである組織を有する部位を通っている請求項５に記載の窒化部品。
PCT/JP2019/042374 2018-10-29 2019-10-29 窒化部品粗形材、および窒化部品 WO2020090816A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201980069800.XA CN112888796A (zh) 2018-10-29 2019-10-29 氮化部件粗形材及氮化部件
US17/289,237 US11827963B2 (en) 2018-10-29 2019-10-29 Roughly-shaped steel material for nitrided part, and nitrided part
JP2020553937A JP7273324B2 (ja) 2018-10-29 2019-10-29 窒化部品粗形材、および窒化部品

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018202914 2018-10-29
JP2018-202914 2018-10-29

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020090816A1 true WO2020090816A1 (ja) 2020-05-07

Family

ID=70463747

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2019/042374 WO2020090816A1 (ja) 2018-10-29 2019-10-29 窒化部品粗形材、および窒化部品

Country Status (4)

Country Link
US (1) US11827963B2 (ja)
JP (1) JP7273324B2 (ja)
CN (1) CN112888796A (ja)
WO (1) WO2020090816A1 (ja)

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1700925A1 (en) * 2005-03-09 2006-09-13 Imatra Steel Oy Ab High-strength air cooled steel alloy, manufacturing method and hot worked product
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
WO2016035519A1 (ja) * 2014-09-02 2016-03-10 新日鐵住金株式会社 非調質型軟窒化部品
WO2017056896A1 (ja) * 2015-10-01 2017-04-06 新日鐵住金株式会社 クランク軸粗形材、窒化クランク軸及びその製造方法
WO2017119224A1 (ja) * 2016-01-08 2017-07-13 株式会社神戸製鋼所 大型クランク軸
WO2018101451A1 (ja) * 2016-11-30 2018-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および部品
JP2018141218A (ja) * 2017-02-28 2018-09-13 Ｊｆｅスチール株式会社 部品およびその製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63317622A (ja) 1988-03-10 1988-12-26 Kasuya Seiko Kk 耐摩耗表面鋳鉄の処理法
WO1998000570A1 (en) * 1996-07-02 1998-01-08 The Timken Company Induction hardened microalloy steel having enhanced fatigue strength properties
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
JP2010189697A (ja) * 2009-02-17 2010-09-02 Honda Motor Co Ltd クランクシャフトおよびその製造方法
US9587288B2 (en) 2012-03-30 2017-03-07 Kobe Steel, Ltd. Gear having excellent seizing resistance
JP6536294B2 (ja) 2015-08-31 2019-07-03 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
JP2018141216A (ja) * 2017-02-28 2018-09-13 Ｊｆｅスチール株式会社 部品およびその製造方法
CN110184545B (zh) 2019-05-24 2020-11-20 武汉钢铁有限公司 一种布氏硬度为400hb级别低温半淬透耐磨钢及生产方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1700925A1 (en) * 2005-03-09 2006-09-13 Imatra Steel Oy Ab High-strength air cooled steel alloy, manufacturing method and hot worked product
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
WO2016035519A1 (ja) * 2014-09-02 2016-03-10 新日鐵住金株式会社 非調質型軟窒化部品
WO2017056896A1 (ja) * 2015-10-01 2017-04-06 新日鐵住金株式会社 クランク軸粗形材、窒化クランク軸及びその製造方法
WO2017119224A1 (ja) * 2016-01-08 2017-07-13 株式会社神戸製鋼所 大型クランク軸
WO2018101451A1 (ja) * 2016-11-30 2018-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および部品
JP2018141218A (ja) * 2017-02-28 2018-09-13 Ｊｆｅスチール株式会社 部品およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN112888796A (zh) 2021-06-01
JP7273324B2 (ja) 2023-05-15
JPWO2020090816A1 (ja) 2021-09-16
US20220010416A1 (en) 2022-01-13
US11827963B2 (en) 2023-11-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6610808B2 (ja) 軟窒化用鋼および部品
JP4385019B2 (ja) 鋼製軟窒化機械部品の製造方法
US9200354B2 (en) Rolled steel bar or wire for hot forging
KR101726251B1 (ko) 연질화용 강 및 연질화 부품 그리고 이들의 제조 방법
JP2011153364A (ja) クランクシャフトおよびその製造方法
WO2020145325A1 (ja) 鋼材
WO2016098143A1 (ja) 窒化部品の製造方法及び窒化用鋼材
JP5561436B2 (ja) 熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材
JP2006307271A (ja) 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼およびその製法
JP4609585B2 (ja) 軟窒化用鋼、軟窒化用鋼材およびクランクシャフト
JP6477904B2 (ja) クランク軸粗形材、窒化クランク軸及びその製造方法
JP2006307270A (ja) 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼およびその製法
CN107429359B (zh) 热轧棒线材、部件及热轧棒线材的制造方法
WO2020090816A1 (ja) 窒化部品粗形材、および窒化部品
JP2006292108A (ja) クランクシャフト及びその製造方法
JP7263796B2 (ja) 自動車変速機用リングギアおよびその製造方法
JP7135484B2 (ja) 浸炭用鋼及び部品
JP6922415B2 (ja) 浸炭部品
JP6477614B2 (ja) 軟窒化用鋼および部品ならびにこれらの製造方法
JP7436826B2 (ja) 窒化部品及び窒化部品の製造方法
JP6658317B2 (ja) 浸炭部品
JP6828593B2 (ja) 浸炭部品
JP2023163968A (ja) 棒鋼及び浸炭焼入れ部品
JP2023163967A (ja) 棒鋼及び浸炭焼入れ部品
JP2023163969A (ja) 棒鋼及び浸炭焼入れ部品

Legal Events

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

Ref document number: 19878140

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020553937

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 19878140

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1