JP5783101B2 - 窒化用鋼材 - Google Patents

Description

本発明は、窒化用鋼材に関する。詳しくは、被削性なかでも切屑処理性に優れるとともに、窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さおよび表面硬さ、ならびに深い有効硬化層深さを具備させることが可能であって、窒化部品の素材として用いるのに好適な窒化用鋼材に関する。

本発明でいう「窒化」には、「Ｎを侵入・拡散させる」厳密な意味での「窒化」だけではなく、「ＮおよびＣを侵入・拡散させる」処理である「軟窒化」も含む。このため、以下の説明においては、「軟窒化」を含めて単に「窒化」という。

歯車、ベルト式無段変速機（ＣＶＴ）用プーリ等の、自動車のトランスミッションなどに使用される機械構造用部品は、曲げ疲労強度向上、ピッチング強度向上および耐摩耗性向上の点から、通常、表面硬化処理が施される。代表的な表面硬化処理として、浸炭焼入れ、高周波焼入れ、窒化などがある。

上記のうちで、浸炭焼入れは、一般的に低炭素鋼を使用し、Ａｃ₃点以上の高温のオーステナイト域でＣを侵入・拡散させた後、焼入れする処理である。浸炭焼入れは、高い表面硬さと深い有効硬化層深さが得られる長所があるが、変態を伴う処理であるため、熱処理変形が大きくなるという問題がある。したがって、高い部品精度が要求される場合には、浸炭焼入れ後に研削、ホーニングなどの仕上加工が必要となる。また、表層に生成する粒界酸化層、不完全焼入れ層などのいわゆる「浸炭異常層」が曲げ疲労などの破壊起点となり、疲労強度を低下させるといった問題もある。

高周波焼入れは、Ａｃ₃点以上の高温のオーステナイト域に急速加熱、冷却して焼入れする処理である。有効硬化層深さの調整が比較的容易である長所があるが、浸炭のようにＣを侵入・拡散させる表面硬化処理ではないため、必要な表面硬さ、有効硬化層深さおよび芯部硬さを得るために、浸炭用鋼に比べＣ量が高い中炭素鋼を使用するのが一般的である。しかしながら、中炭素鋼は素材の硬さが低炭素鋼に比べて高いため、被削性が低下する問題があった。また、部品ごとに高周波加熱コイルを作製する必要がある。

これに対して、窒化は、Ａｃ₁点以下の４００〜５５０℃前後の温度で、Ｎを侵入・拡散させて高い表面硬さと適度な有効硬化層深さを得る処理である。浸炭焼入れおよび高周波焼入れに比べて処理温度が低いため、熱処理変形が小さい長所がある。

また、窒化のうちでも軟窒化は、Ａｃ₁点以下の５００〜６５０℃前後の温度で、ＮおよびＣを侵入・拡散させて高い表面硬さを得る処理であり、処理時間が数時間と短時間であることから大量生産に適した処理である。

さらに、昨今の地球温暖化抑制を背景とした温室効果ガス削減の潮流に伴い、浸炭焼入れのような高温で保持する工程の削減が要望されている。このため、窒化は時代に即応した処理である。

しかしながら、従来の窒化用鋼材には、次の〈１〉および〈２〉に示すような問題があった。

〈１〉窒化は高温のオーステナイト域からの焼入れ処理を行わない、すなわちマルテンサイト変態を伴う強化ができない表面硬化処理である。このため、窒化部品に所望の芯部硬さを確保させるためには多量の合金元素を含有させる必要があり、素材の硬さが高くなり、被削性に劣る。

〈２〉代表的な窒化用鋼材としては、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００８）に規定されているアルミニウムクロムモリブデン鋼（ＳＡＣＭ６４５）があるが、この鋼はＣｒ、Ａｌなどが表面付近に窒化物を生成するため高い表面硬さを得ることができるものの、有効硬化層が浅いので、高い曲げ疲労強度を確保することができない。

そこで、前記した問題点を解消するべく、例えば、特許文献１および特許文献２に窒化に関する技術が開示されている。

特許文献１には、複雑な穴形状を有するブローチ加工が容易にでき、かつ軟窒化処理後の表面硬さ、硬化深さの優れた「窒化部品用素材」が開示されている。この「窒化部品用素材」は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０〜２．００％、Ｖ：０．１５超〜０．５０％、Ａｌ：０．０２〜０．５０％を含有し、必要に応じてさらに、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｓ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｃａ、Ｔｅ、ＮｂおよびＴｉの１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなりフェライト硬さがビッカース硬さで１９０以上のフェライトパーライト組織からなる窒化部品用素材である。

特許文献２には、表面硬化処理に際して低歪であると共に、耐摩耗性および疲労強度に優れた機械構造用部品を得ることができる「低歪高強度部材の製造方法」が開示されている。この「低歪高強度部材の製造方法」は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．５０％以下、必要に応じてさらに、Ｂ：０．００４０〜０．０２００％およびＮ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物よりなる鋼を素材とし、通常の熱間鍛造温度よりも低い９００〜１０５０℃の温度にしたのち鍛造加工を行い、部材形状に機械加工を行ったあと５５０〜６００℃で軟窒化処理を施す技術である。

特開２００５−２８１８５７号公報 特開平５−２５５３８号公報

特許文献１で開示されている鋼は、フェライトパーライト組織中のフェライト硬さを硬くすることで、低速領域での被削性向上を狙っているが、組織中のフェライト分率は考慮されておらず、必ずしも十分な切屑処理性を得られているとは言い難い。

特許文献２で開示されている鋼には、高い芯部硬さを確保するために０．１％〜１．０％のＭｏがＶと複合して含有されており、素材の硬さが高く、十分な被削性を有しているものとは言い難い。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、鍛造後の被削性に優れるとともに窒化を施された部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さおよび深い有効硬化層深さを具備させることが可能であって、窒化部品の素材として用いるのに好適な窒化用鋼材を提供することを目的とする。

具体的には、切削加工前の硬さがビッカース硬さ（以下、「ＨＶ」ということがある。）で１５０〜２５０で、切削抵抗が低く、かつ切屑処理性にも優れ、さらに窒化を施した後の芯部硬さがＨＶで１８０以上、表面硬さがＨＶで６５０以上および有効硬化層深さが０．２０ｍｍ以上の硬さ特性を得ることが可能な窒化用鋼材を提供することを目的とする。

上記の窒化用鋼材を用いた窒化部品を提供することもまた、本発明の目的とするところである。

本発明者らは、合金元素量を最小限に抑え、切削加工前の組織状態を制御することで、優れた被削性を確保し、かつ窒化処理により高い表面硬さおよび有効硬化層深さを確保し、また窒化温度での時効硬化により、高い芯部硬さを得ることができるとの技術的思想に基づき、実験を重ね、下記（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。

（ａ）鋼にＣｒおよびＡｌを含有させると、窒化によって表面硬さを高めることができる。

（ｂ）窒化によってさらに高い表面硬さを得るとともに、窒化温度で時効硬化量を大きくするには、鋼中のＮの含有量を制限した上で、鋼にＶを含有させることが有効である。上記の鋼にＭｏを含有させればより大きな時効硬化量を得ることができる。

（ｃ）一方で、ＣｒおよびＶを含有させると切削抵抗が大きくなり、工具寿命が短くなる。芯部硬さを下げることなく、個々の成分元素の含有量を制限して切削抵抗の増大を抑制するには限界がある。しかしながら、Ｎの含有量を制限し、鋼材中のＶの窒化物および炭窒化物の析出を抑制することにより切削抵抗の増大を抑え、さらに鋼材の組織を適切な状態にすることにより、優れた切屑処理性をも確保することができる。

（ｄ）そして、Ｎの含有量を制限することにより、熱間圧延時にＶの窒化物や炭化物の析出を抑制することができ、窒化温度でＶの炭化物、窒化物および炭窒化物を有効に析出させることができる。さらに、Ｍｏを含有させれば、窒化温度でＭｏの炭化物を析出させることができる。その結果、大きな時効硬化量を得ることができ、時効硬化による強化も図ることができる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（５）に示す窒化用鋼材にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．１５％を超えて０．３５％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．０％、Ｖ：０．１０〜０．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００８０％以下およびＯ：０．００３０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、さらに、下記の、(1)式で表されるＦｎ１が２０〜８０で、(2)式で表されるＦｎ２が１６０以上である化学組成を有し、組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織であり、組織に占めるフェライトの面積率が２０％以上であり、かつメッシュサイズ０．２μｍのフィルターで吸引ろ過して採取した残渣を分析する抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下であることを特徴とする、窒化用鋼材。
Ｆｎ１＝（６６９．３×ｌｏｇ_eＣ−１９５９．６×ｌｏｇ_eＮ−６９８３．３）×（０．０６７×Ｍｏ＋０．１４７×Ｖ）・・・(1)
Ｆｎ２＝１４０×Ｃｒ＋１２５×Ａｌ＋２３５×Ｖ・・・(2)
上記の(1)式および(2)式におけるＣ、Ｎ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｒおよびＡｌは、その元素の質量％での含有量を意味する。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．１０％未満を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の窒化用鋼材。

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下およびＮｉ：０．５０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の窒化用鋼材。

（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＺｒ：０．１０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）から（３）までのいずれかに記載の窒化用鋼材。

（５）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｐｂ：０．５０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂｉ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下、Ｓｅ：０．３０％以下およびＳｂ：０．３０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）から（４）までのいずれかに記載の窒化用鋼材。

残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。

「フェライト・パーライト組織」とは、フェライトとパーライトの混合組織を、「フェライト・ベイナイト組織」とは、フェライトとベイナイトの混合組織を、「フェライト・パーライト・ベイナイト組織」とは、フェライト、パーライトとベイナイトの混合組織を指す。「フェライトの面積率」には、セメンタイトとともにパーライトを構成するフェライトの面積率は含まない。

本発明の窒化用鋼材は、被削性なかでも切屑処理性に優れるとともに、窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さおよび深い有効硬化層深さを具備させることができる。このため、窒化部品の素材として用いるのに好適である。

また、本発明の窒化用鋼材を用いた窒化部品は、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性に優れているため、歯車、ＣＶＴ用プーリ等の、自動車のトランスミッションなどに使用される機械構造用部品として好適に用いることができる。

実施例で用いた窒化後の硬さ等の測定用丸棒試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片の冷間引抜き材から切り出したままの粗形状を示す図である。「３．２Ｓ」と表示の箇所を除いて、図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた耐摩耗性調査用ブロック試験片Ａの形状を示す図である。図中の単位を示していない寸法は「ｍｍ」である。 実施例で用いた耐変形性調査用ブロック試験片Ｂの形状を示す図である。図中の単位を示していない寸法は「ｍｍ」である。 実施例において、図１〜４に示す試験片に施した軟窒化のヒートパターンを示す図である。 実施例で用いた切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片の仕上形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例のＮＣ旋盤を用いた旋削加工で生じた切屑の長さについて説明する図である。 実施例で実施したブロックオンリング式摩耗試験の方法を説明する図である。 実施例のブロックオンリング式摩耗試験で用いたリング試験片の形状を示す図である。図中の単位を示していない寸法は「ｍｍ」である。 実施例において、仕上研削前の、リング試験片および押し込み試験治具に施したガス浸炭焼入れ−焼戻しのヒートパターンを示す図である。 実施例で実施したブロックオンリング式摩耗試験後の摩耗深さの測定方法を説明する図である。 実施例で実施した押し込み試験の方法を説明する図である。 実施例の押し込み試験で用いた押し込み試験治具の形状を示す図である。図中の単位を示していない寸法は「ｍｍ」である。 (1)式で表されるＦｎ１と実施例の調査５における窒化後の芯部硬さ（ＨＶ）の関係を整理した図である。 (1)式で表されるＦｎ１と実施例の調査８における押し込み変形量の関係を整理した図である。 (2)式で表されるＦｎ２と実施例の調査５における窒化後の表面硬さ（ＨＶ）の関係を整理した図である。 (2)式で表されるＦｎ２と実施例の調査６における回転曲げ疲労強度の関係を整理した図である。 (2)式で表されるＦｎ２と実施例の調査７における摩耗深さの関係を整理した図である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成：
Ｃ：０．１５％を超えて０．３５％以下
Ｃは、被削性ならびに窒化部品の曲げ疲労強度および芯部硬さ確保のために必須の元素であり、０．１５％を超える含有量が必要である。Ｃの含有量が低すぎると硬さが低くなり、曲げ疲労強度が低下する。また、Ｃの含有量が低すぎると、軟質なフェライトが多くなって切屑処理性が悪く、被削性が低下する。一方、Ｃの含有量が多すぎると硬さが高くなって切削抵抗が高くなり、被削性が低下する。このため、上限を設け、Ｃの含有量を０．１５％を超えて０．３５％以下とした。Ｃの含有量は０．１８％以上とすることが好ましく、また０．３０％以下とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．２０％以下
Ｓｉは、鋼に不純物として含有される元素である。一方で、脱酸作用を有する元素でもある。Ｓｉの含有量が多すぎると硬さが高くなり、被削性が低下する。このため、上限を設け、Ｓｉの含有量を０．２０％以下とした。脱酸作用を得るには、Ｓｉは０．０２％以上の含有量とするのが好ましく、また０．１５％以下とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．１０〜２．０％
Ｍｎは、窒化部品の曲げ疲労強度と芯部硬さを確保する作用および脱酸作用を有する。これらの効果を得るには、０．１０％以上の含有量が必要である。しかし、Ｍｎの含有量が多すぎると、硬さが高くなり、被削性が低下する。このため、上限を設け、Ｍｎの含有量を０．１０〜２．０％とした。Ｍｎの含有量は０．２０％以上とすることが好ましく、また１．５％以下とすることが好ましい。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、鋼に含有される不純物である。Ｐの含有量が多すぎると、結晶粒界に偏析したＰが鋼を脆化させる場合がある。このため、上限を設け、Ｐの含有量を０．０３０％以下とした。より好ましいＰの含有量は０．０２０％以下である。

Ｓ：０．０５０％以下
Ｓは、鋼に含有される不純物である。また、Ｓを積極的に含有させれば、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｓの含有量が０．０５０％を超えると、粗大なＭｎＳを形成して、熱間加工性および曲げ疲労強度が低下する。そのため、Ｓの含有量を０．０５０％以下とした。Ｓの含有量は、０．０４０％以下とすることが好ましい。なお、Ｓの含有量は０．００３％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることが一層好ましい。

Ｃｒ：０．８０〜２．０％
Ｃｒは、窒化の際にＮと結合して窒化物を生成し、窒化での表面硬さを向上させ、窒化部品の曲げ疲労強度と耐摩耗性を確保する効果がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．８０％未満では前記の効果を得ることができない。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、硬くなって被削性が低下する。そのため、Ｃｒの含有量を０．８０〜２．０％とした。Ｃｒの含有量は０．９０％以上とすることが好ましく、また１．５％以下とすることが好ましい。

Ｖ：０．１０〜０．５０％
Ｖは、窒化の際にＣまたは／およびＮと結合して、炭化物、窒化物および炭窒化物を形成し、表面硬さを向上する効果を有する。また、窒化温度における時効硬化作用により、すなわち炭化物を形成することにより、芯部硬さを向上させる効果がある。これらの効果を得るには、Ｖを０．１０％以上含有する必要がある。しかし、Ｖの含有量が多いと硬さが高くなりすぎるばかりか、被削性が低下する。このため、上限を設け、Ｖの含有量を０．１０〜０．５０％とした。Ｖの含有量は０．１５％以上とすることが好ましく、また０．４０％以下とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０１〜０．０６％
Ａｌは、脱酸作用を有する。また、窒化時にＮと結合してＡｌＮを形成し、表面硬さを向上させる効果を有する。これらの効果を得るには、Ａｌを０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、Ａｌの含有量が多すぎると、硬質で粗大なＡｌ₂Ｏ₃を形成して被削性が低下するばかりか、窒化での有効硬化層が浅くなり曲げ疲労強度およびピッチング強度が低下する問題が生じる。そのため、上限を設け、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０６％とした。Ａｌの含有量は０．０２％以上とすることが好ましく、また０．０５％以下とすることが好ましい。

Ｎ：０．００８０％以下
Ｎは、Ｃとともに、Ｖなどの元素と結合して、窒化物や炭窒化物を形成する。熱間圧延時に窒化物や炭窒化物が析出してしまうと、硬さが高くなり、被削性が低下する。また、窒化温度での時効硬化による芯部硬さの向上効果も十分に得られなくなる。そのため、Ｎの含有量は制限する必要があり、０．００８０％以下とした。好ましいＮの含有量は０．００７０％以下である。

Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、酸化物系の介在物を形成し、介在物起点の疲労破壊の原因となり、曲げ疲労強度を低下させる。Ｏの含有量が０．００３０％を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しい。そのため、Ｏの含有量を０．００３０％以下とした。なお、好ましいＯの含有量は０．００２０％以下である。

本発明の窒化用鋼材の一つは、上述のＣからＯまでの元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ後述するＦｎ１およびＦｎ２についての条件を満足する化学組成を有するものである。なお、既に述べたように、「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。

本発明の窒化用鋼材の他の一つは、上述のＦｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂから選択される１種以上の元素を含有し、かつＦｎ１およびＦｎ２についての条件を満足する化学組成を有するものである。

以下、任意元素である上記Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

Ｍｏ：０．１０％未満
Ｍｏは、窒化温度でＣと結合して炭化物を形成し、時効硬化により芯部硬さを向上させる作用を有するので、上記効果を得るためにＭｏを含有させてもよい。しかしながら、０．１０％以上Ｍｏを含有すると、硬くなって被削性が低下する。したがって、含有させる場合のＭｏの量を０．１０％未満とした。含有させる場合のＭｏの量は、０．０８％以下であることが好ましい。

一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＭｏの量は０．０５％以上であることが好ましい。

ＣｕおよびＮｉは、いずれも、芯部硬さを向上させる作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＣｕおよびＮｉについて説明する。

Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、上記の効果を得るためにＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が多くなると、被削性が低下し、加えて、熱間圧延などの高温下ではＣｕが溶融して液体となる。液体化したＣｕは結晶粒間に浸潤し、粒界を脆化させ、熱間圧延での表面疵の原因となる。したがって、含有させる場合のＣｕの量に上限を設け、０．５０％以下とした。含有させる場合のＣｕの量は、０．４０％以下であることが好ましい。

一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの量は０．１０％以上であることが好ましい。

Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、上記の効果を得るためにＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が多くなると、被削性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｉの量に上限を設け、０．５０％以下とした。含有させる場合のＮｉの量は、０．４０％以下であることが好ましい。

一方、前記したＮｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの量は０．１０％以上であることが好ましい。

上記のＣｕおよびＮｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、ＣｕおよびＮｉの含有量がそれぞれ上限値である場合の１．００％であってもよいが、０．８０％以下であることが好ましい。また、Ｃｕを含有させる場合には、前記した熱間圧延での表面疵の発生を避けるために、Ｎｉを複合して含有させることが好ましい。

Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒは、いずれも、結晶粒を微細化して曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＴｉ、ＮｂおよびＺｒについて説明する。

Ｔｉ：０．２０％以下
Ｔｉは、Ｃまたは／およびＮと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＴｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が多い場合には、粗大なＴｉＮが生成するので、却って曲げ疲労強度が低下する。そのため、含有させる場合のＴｉの量に上限を設け、０．２０％以下とした。含有させる場合のＴｉの量は、０．１０％以下であることが好ましい。

一方、前記したＴｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＴｉの量は０．００５％以上であることが好ましい。

Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、Ｃまたは／およびＮと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が多い場合には、硬さが上昇し、被削性が低下する。そのため、含有させる場合のＮｂの量に上限を設け、０．１０％以下とした。含有させる場合のＮｂの量は、０．０７％以下であることが好ましい。

一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｂの量は０．０２０％以上であることが好ましい。

Ｚｒ：０．１０％以下
Ｚｒも、Ｃまたは／およびＮと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＺｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒの含有量が多い場合には、硬さが上昇し、被削性が低下する。そのため、含有させる場合のＺｒの量に上限を設け、０．１０％以下とした。含有させる場合のＺｒの量は、０．０７％以下であることが好ましい。

一方、前記したＺｒの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＺｒの量は０．００２％以上であることが好ましい。

上記のＴｉ、ＮｂおよびＺｒは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒの含有量がそれぞれ上限値である場合の０．４０％であってもよいが、０．２４％以下であることが好ましい。

Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂは、いずれも、被削性を向上させる作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＰｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂについて説明する。

Ｐｂ：０．５０％以下
Ｐｂは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＰｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｐｂの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＰｂの量に上限を設け、０．５０％以下とした。含有させる場合のＰｂの量は、０．２０％以下であることが好ましい。

一方、前記したＰｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＰｂの量は０．０２％以上であることが好ましい。

Ｃａ：０．０１０％以下
Ｃａは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＣａの量に上限を設け、０．０１０％以下とした。含有させる場合のＣａの量は、０．００５％以下であることが好ましい。

一方、前記したＣａの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣａの量は０．０００３％以上であることが好ましい。

Ｂｉ：０．３０％以下
Ｂｉも、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＢｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｂｉの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＢｉの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＢｉの量は、０．１０％以下であることが好ましい。

一方、前記したＢｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＢｉの量は０．００５％以上であることが好ましい。

Ｔｅ：０．３０％以下
Ｔｅは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＴｅを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｅの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＴｅの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＴｅの量は、０．１０％以下であることが好ましい。

一方、前記したＴｅの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＴｅの量は０．００３％以上であることが好ましい。

Ｓｅ：０．３０％以下
Ｓｅも、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＳｅを含有させてもよい。しかしながら、Ｓｅの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＳｅの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＳｅの量は、０．１０％以下であることが好ましい。

一方、前記したＳｅの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＳｅの量は０．００５％以上であることが好ましい。

Ｓｂ：０．３０％以下
Ｓｂは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＳｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｓｂの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＳｂの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＳｂの量は、０．１０％以下であることが好ましい。

一方、前記したＳｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＳｂの量は０．００５％以上であることが好ましい。

上記のＰｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は０．５０％以下であることが好ましく、０．３０％以下であれば一層好ましい。

Ｆｎ１：２０〜８０
本発明の窒化用鋼材は、
Ｆｎ１＝（６６９．３×ｌｏｇ_eＣ−１９５９．６×ｌｏｇ_eＮ−６９８３．３）×（０．０６７×Ｍｏ＋０．１４７×Ｖ）・・・(1)
で表されるＦｎ１が２０〜８０でなければならない。ただし、(1)式におけるＣ、Ｎ、ＭｏおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。

上記のＦｎ１は、窒化による時効硬化量、すなわち、窒化による芯部硬さの向上代の指標となるパラメータである。Ｆｎ１が２０以上であれば、窒化後の時効硬化量が大きくなり芯部硬さが向上する。しかしながら、Ｆｎ１が８０を超えると、上記の効果が飽和する。Ｆｎ１は、３０以上であることが好ましく、また８０以下であることが好ましい。なお、ＭｏおよびＶが非添加で不純物レベルでしか含まれない場合には、(1)式におけるＭｏおよびＶを「０（ゼロ）」とする。

Ｆｎ２：１６０以上
本発明の窒化用鋼材は、
Ｆｎ２＝１４０×Ｃｒ＋１２５×Ａｌ＋２３５×Ｖ・・・(2)
で表されるＦｎ２が１６０以上でなければならない。ただし、(2)式におけるＣｒ、ＡｌおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。

上記のＦｎ２は、窒化後の、表面硬さ、曲げ疲労強度および耐摩耗性の指標となるパラメータである。

Ｃｒ、ＡｌおよびＶは、窒化中に窒化部品の表面近傍に硬さの高い、窒化物および炭窒化物を生成し、表面硬さを向上させることができる。Ｆｎ２を１６０以上とすることで、表面硬さはＨＶで６５０以上となり、浸炭焼入れ材と同等の曲げ疲労強度と耐摩耗性が得られる。Ｆｎ２が１６０より小さい場合、表面硬さが低く、浸炭焼入れ材に比べて曲げ疲労強度および耐摩耗性が劣る。Ｆｎ２は、１７０以上であることが好ましく、また３００以下であることが好ましい。なお、Ｖが非添加で不純物レベルでしか含まれない場合には、(2)式におけるＶを「０（ゼロ）」とする。

（Ｂ）鋼材の組織および抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量：
本発明の窒化用鋼材は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有することに加えて、組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、フェライトの面積率が２０％以上であり、しかも、抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下と規定する。

窒化用鋼材は、その組織がフェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織であっても、軟質なフェライトの面積率が２０％未満になると、硬さが高くなり、切削抵抗が高くなって被削性の低下が生じやすい。そのため、上記組織におけるフェライトの面積率が２０％以上であることとした。上記組織におけるフェライトの面積率は３０％以上であることが好ましい。また、軟質なフェライトは切屑処理性が悪く、被削性の低下が生じやすい。そのため上記組織におけるフェライトの面積率は７５％以下であることが好ましい。

既に述べたように、上記「フェライトの面積率」には、セメンタイトとともにパーライトを構成するフェライトの面積率は含まない。

窒化用鋼材は、その組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、フェライトの面積率が２０％以上であったとしても、微細なＶ析出物、すなわちＶの、炭化物、窒化物および炭窒化物が多く析出すると、フェライトが強化されて硬さが高くなり、切削抵抗が高くなって被削性の低下が生じやすい。したがって、被削性を確保するために、抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量は、０．１０％以下であることが好ましい。析出物中のＶ含有量は０．０８％以下であることがより一層好ましい。

抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量は、例えば、適宜の試験片を採取し、１０％ＡＡ系溶液中で定電流電気分解し、抽出した溶液をメッシュサイズ０．２μｍのフィルターでろ過して、ろ過物について一般的な化学分析を行うことによって求めることができる。上記の１０％ＡＡ系溶液とは、テトラメチルアンモニウムクロライド、アセチルアセトンおよびメタノールを１：１０：１００で混合した溶液である。

上述のように熱間圧延または熱間鍛造ままではＶの、炭化物、窒化物および炭窒化物が析出して、被削性が十分でない。したがって、その組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、フェライトの面積率が２０％以上であり、しかも、抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下である窒化用鋼材を得るには、熱間圧延または／および熱間鍛造後に、例えば、８５０〜９５０℃に加熱した後、強制風冷して室温まで冷却することによって「焼準」することが好ましい。

上記温度域で加熱した後、大気中で放冷して、または徐冷して、室温まで冷却することによって「焼準」を行うと、冷却過程で再度Ｖの、炭化物、窒化物および炭窒化物が析出して硬さが高くなり、被削性が低下する場合がある。そのため、加熱した後は、Ｖの炭化物、窒化物、炭窒化物が析出しないように、例えば、８００〜５００℃の温度範囲での平均冷却速度が０．５〜５．０℃／秒となる強制風冷によって冷却することが好ましい。

（Ｃ）窒化部品：
本発明の窒化用鋼材を用いた窒化部品は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有することに加えて、芯部硬さがＨＶで１８０以上、表面硬さがＨＶで６５０以上、有効硬化層深さが０．２０ｍｍ以上でなければならない。

上記の条件を満たす場合に、窒化部品は、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性に優れ、歯車、ＣＶＴ用プーリ等の、自動車のトランスミッションなどに使用される機械構造用部品として好適に用いることができる。

芯部硬さは、ＨＶで２００以上であることが好ましく、また３５０以下であることが好ましい。表面硬さは、ＨＶで６７０以上であることが好ましく、また９００以下であることが好ましい。有効硬化層深さは、０．２５ｍｍ以上であることが好ましく、また０．５０ｍｍ以下であることが好ましい。

（Ｄ）窒化部品の製造方法：
上記（Ｃ）項の窒化部品は、前記（Ａ）項に記載の化学組成と前記（Ｂ）項に記載の組織および抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量を有する窒化用鋼材に対して、例えば、熱間鍛造および／または切削加工によって部品形状に成形した後、４００〜６５０℃で１〜３０時間の窒化を施すことによって、製造することができる。

部品形状に加工を行った後は、時効硬化による強化を活用するために、４００〜６５０℃で１〜３０時間の窒化を施すことが好ましい。

窒化を行う温度が低く４００℃未満の場合、窒化部品に高い表面硬さを付与できるものの、有効硬化層深さが浅くなり、さらに時効硬化による芯部硬さ向上を達成し難い。一方、窒化を行う温度が高く６５０℃を超える場合、窒化部品の有効硬化層深さは深くなるものの、表面硬さが低くなり、さらに芯部硬さも低くなってしまう。窒化を行う温度は４５０℃以上であることが好ましく、また６３０℃以下であることが好ましい。

窒化を施す時間は、窒化部品に必要とされる有効硬化層の深さによって変えるが、１時間未満の場合には、有効硬化層深さが浅くなる。一方、３０時間を超える長時間の場合は、大量生産に適さない。窒化を行う時間は、１時間以上であることが好ましく、また２０時間以下であることが好ましい。

本発明の窒化用鋼材を用いた窒化部品を得るための窒化方法は、特に規定されるものではなく、ガス窒化、塩浴窒化、イオン窒化等を用いることができる。軟窒化の場合には、例えばＮＨ3に加えてＲＸガスを併用し、ＮＨ3とＲＸガスが１：１の雰囲気において処理を行えばよい。

窒化を施す時間は処理温度により異なるが、例えば、軟窒化を５９０℃で行う場合には９時間で、前記（Ｃ）項で述べた表面硬さ、芯部硬さおよび有効硬化層深さを得ることができる。

また、脆弱な化合物の形成を抑制したい場合には、ＮＨ₃による窒化の前処理としてフッ素ガスを使用したり、窒化にＮＨ₃とＨ₂との混合ガスを使用することが好ましい。

以下、ガス軟窒化で処理した実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１に示す化学組成を有する鋼１〜１９を１８０ｋｇ真空溶解炉によって溶製し、インゴットに鋳造した。

表１中の鋼１〜１３および鋼１９は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、一方、鋼１４〜１８は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

上記の比較例の鋼のうちで鋼１４は、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０Ｈに相当する鋼である。

各インゴットは、１２５０℃で５時間保持する均質化処理を施した後、熱間鍛造によって、直径が３５ｍｍで長さが１０００ｍｍの棒鋼および直径が４５ｍｍで長さが１０００ｍｍの棒鋼を作製した。

上記棒鋼のうち、鋼１〜１３および鋼１６〜１８の棒鋼には、９５０℃で１時間保持した後、強制風冷して室温まで冷却することによって「焼準」を行った。熱電対を棒鋼に挿入して測定した結果、強制風冷の８００〜５００℃の温度範囲での平均冷却速度は直径３５ｍｍの棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）で１．４８℃／秒であり、また直径４５ｍｍの棒鋼のＲ／２部で０．７８℃／秒であった。

Ｖを含有しない鋼１４および鋼１５の棒鋼は、９２０℃で１時間保持した後、大気中で放冷して室温まで冷却することによって「焼準」を行った。

鋼１９の棒鋼には、９５０℃で１時間保持した後、油冷して室温まで冷却する「焼入れ」を行った。

各鋼について、上記のようにして熱処理した直径３５ｍｍの棒鋼の一部から、各種の試験片を採取した。

具体的には、各鋼について、熱処理した直径３５ｍｍの棒鋼を、いわゆる「横断」、すなわち、軸方向（長さ方向）に対して垂直に切断した。次いで、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、切断面が鏡面仕上となるように研磨して、窒化前のビッカース硬さ測定用およびミクロ組織観察用の試験片とした。

また、各鋼について、熱処理した直径３５ｍｍの棒鋼のＲ／２部から、抽出残渣分析用として、１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの試料を切り出した。

さらに、各鋼について、熱処理した直径３５ｍｍの棒鋼の中心部から、軸方向に平行に、窒化後の硬さ等の測定用として図１に示す直径１０ｍｍの丸棒試験片を切り出し、さらに、図２に示す粗形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を切り出した。

同様に、熱処理した直径３５ｍｍの棒鋼の中心部から、軸方向に平行に、図３に示す長さ１５．７５ｍｍ、幅１０．１６ｍｍで厚さ６．３５ｍｍのブロック試験片（以下、「ブロック試験片Ａ」という。）および、図４に示す長さ２５ｍｍ、幅５ｍｍで厚さ１２．５ｍｍのブロック試験片（以下、「ブロック試験片Ｂ」という。）を切り出した。

図１〜４中に示した上記の各切り出し試験片における単位を示していない寸法は、「３．２Ｓ」と表示の箇所を除いて「ｍｍ」であり、図中の仕上記号「▽」、「▽▽」および「▽▽▽」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。

「▽▽▽」に付した「３．２Ｓ」は、 最大高さＲｍａｘで３．２μｍ以下であることを意味する。「▽」に付した「Ｒｑ：０．１０〜０．２０μｍ」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１）に規定される二乗平均平方根粗さ「Ｒｑ」が０．１０〜０．２０μｍであることを意味する。

一方、熱処理した直径４５ｍｍの棒鋼は、直径４０ｍｍにピーリングした後、長さ３００ｍｍに切断して被削性調査用試験片とした。

上記のようにして作製した窒化後の硬さ等の測定用である直径１０ｍｍの丸棒試験片、粗形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片、ブロック試験片Ａおよびブロック試験片Ｂに窒化を施した。具体的には、図５に示すヒートパターンによる「ガス軟窒化」を施した。なお、「１２０℃油冷却」は油温１２０℃の油中に投入して冷却したことを示す。

「ガス軟窒化」を施した上記粗形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を仕上加工して、図６に示す切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。

図６に示した切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片における寸法の単位は「ｍｍ」であり、図中の仕上記号「▽」および「▽▽▽」は先の図１〜４におけると同様、それぞれ、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。

「〜」は「波形記号」であり、生地であること、すなわち、「ガス軟窒化」した表面のままであることを意味する。

上記のようにして作製した各試験片を用いて、次に示す試験を行った。

調査１：窒化前のビッカース硬さ試験
鏡面仕上した窒化前のビッカース硬さ測定用試験片の中心部１点とＲ／２部４点の計５点のＨＶを、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、試験力を９．８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、５点の算術平均値を窒化前の硬さとした。

調査２：窒化前のミクロ組織観察
鏡面仕上した窒化前のミクロ組織観察用試験片をナイタルで腐食し、倍率を４００倍として光学顕微鏡でＲ／２部を５視野観察して、「相」を同定した。また、得られたミクロ組織写真から画像解析ソフトを用いて、各視野におけるフェライトの面積率を算出し、５視野の算術平均値をフェライトの面積率とした。

調査３：窒化前の抽出残渣分析
抽出残渣分析用として切り出した１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの試料を１０％ＡＡ系溶液中で定電流電気分解した。すなわち、表面の付着物を除去するため、先ず、電流：１０００ｍＡ、時間：２８分の条件で試料について予備電気分解を行った後、試料表面の付着物をアルコール中で超音波洗浄して試料から除去し、付着物を除去された試料の質量を測定し、次いで行う電気分解前の試料の質量とした。

次いで、電流：１７３ｍＡ、時間：１４２分の条件で試料を電気分解した。電気分解した試料を取り出し、試料表面の付着物（残渣）をアルコール中で超音波洗浄して試料から除去した。その後、電気分解後の溶液および超音波洗浄に用いた溶液を、メッシュサイズ０．２μｍのフィルターで吸引ろ過して残渣を採取した。付着物（残渣）を除去された試料については質量を測定し、電気分解後の試料の質量とした。そして電気分解前後の試料の質量の測定値の差から、「電気分解された試料の質量」を求めた。

上記のフィルター上に採取した残渣は、シャーレに移して乾燥させ、質量を測定した後、酸分解処理した。

上記の酸分解した溶液を、ＩＣＰ発光分析装置（高周波誘導結合プラズマ発光分光分析装置）によって分析し、「残渣中のＶの質量」を求めた。

そして、各鋼について、上記のようにして求めた「残渣中のＶの質量」を、「電気分解された試料の質量」で除し、百分率表示したものを、「抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量」とした。

調査４：被削性試験
直径４０ｍｍにピーリングした後、長さ３００ｍｍに切断した試験片の外周部を、ＮＣ旋盤を用いて旋削加工して被削性を調査した。

旋削加工は、チップブレーカのないＷＣを主体とした超硬工具を使用し、切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ、切込み：０．２ｍｍ、送り：０．８ｍｍ／ｒｅｖとし、水溶性潤滑剤で潤滑を施した状態で実施した。切削動力計を用いて測定した旋削加工時の切削抵抗と、切屑処理性によって被削性を評価した。

切削抵抗は、主分力、送り分力および背分力の合力を、
切削抵抗＝（主分力²＋送り分力²＋背分力²）^0.5
の式によって求めて評価した。切削抵抗が６５０Ｎ以下であれば、切削抵抗が小さいとして、これを目標とした。

切屑処理性は、各鋼について、旋削後の任意１０個の切屑のうちで、図７に示す切屑長さが最大となる切屑を選び、その長さを測定することにより評価した。切屑処理性は、切屑長さが、５ｍｍ以下の場合、５ｍｍを超えて１０ｍｍ以下の場合および１０ｍｍを超える場合について、それぞれ、「特に良好（◎）」、「良好（○）」および「不良（×）」と評価した。

切屑処理性は、良好以上の評価（◎または○）を目標とした。

調査５：窒化後の芯部硬さ、表面硬さおよび有効硬化層深さの測定
ガス軟窒化した前記直径１０ｍｍの丸棒試験片を横断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、前記面が鏡面仕上げになるように研磨し、ビッカース硬さ試験機を使用して、芯部硬さを測定した。また、マイクロビッカース硬さ測定機を使用して、表面硬さおよび有効硬化層深さを調査した。

具体的には、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して、鏡面仕上した試験片の中心部１点とＲ／２部４点の計５点のＨＶを、試験力を９．８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、５点の算術平均値を「芯部硬さ」とした。

同じ埋め込み試料を用いて、上記の場合と同様にＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して、マイクロビッカース硬さ測定機によって、試験力を０．９８Ｎとして試験片の表面から０．０１ｍｍの深さ位置における任意の１０点のＨＶを測定し、その値を算術平均して「表面硬さ」とした。

さらに、同じ埋め込み試料を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して、マイクロビッカース硬さ測定機によって、試験力を１．９６Ｎとして鏡面仕上げした試験片の表面から順次ＨＶを測定し、硬さの分布図を作成した。そして、ＨＶで５５０となる位置までの表面からの距離を「有効硬化層深さ」とした。

調査６：小野式回転曲げ疲労試験
ガス軟窒化後に仕上加工した小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、下記の試験条件によって小野式回転曲げ疲労試験を実施し、繰返し数が１０⁷回において破断しない最大の強度を「回転曲げ疲労強度」とした。回転曲げ疲労強度が４００ＭＰａ以上である場合、回転曲げ疲労強度が優れるとして、これを目標とした。

・温度：室温、
・雰囲気：大気中、
・回転数：３０００ｒｐｍ。

調査７：耐摩耗性の調査
ブロックオンリング式摩耗試験によって、耐摩耗性を調査した。すなわち、図８に示すように、ガス軟窒化したブロック試験片Ａの長さ１５．７５ｍｍで厚さ６．３５ｍｍの面（以下、「試験面」という。）をリング試験片に押し付けて、リング試験片を回転させて摩耗試験を実施した。

具体的には、試験チャンバー内に潤滑油として市販のオートマティックトランスミッション油を１００ミリリットル入れ、９０℃まで昇温させた後、試験力１０００Ｎでブロック試験片Ａの試験面をリング試験片に押し付け、０．１ｍ／秒のすべり速度で、総すべり距離が８０００ｍになるまでリング試験片を回転させた。

上記のリング試験片には、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００８）で規定されたＳＣＭ４２０の直径４５ｍｍの棒鋼から、その棒鋼と軸方向を揃えて、概ね図９に示す形状に試験片を切り出し、図１０に示すヒートパターンによる「ガス浸炭焼入れ−焼戻し」を施し、その後、外周部を１００μｍ研削して、図９に示す寸法形状に仕上げたものを使用した。

図９に示した上記のリング試験片における単位を示していない寸法は「ｍｍ」であり、図中の仕上記号「▽」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。また、「▽」に付した「Ｒｑ：０．１５〜０．３５μｍ」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１）に規定される二乗平均平方根粗さ「Ｒｑ」が０．１５〜０．３５μｍであることを意味する。

図１０中の「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを表す。また、「８０℃油冷却」は油温８０℃の油中に投入して冷却したことを表す。

ブロックオンリング式摩耗試験終了後、ブロック試験片Ａの試験面を表面粗さ計を用いて、図１１の矢印１、矢印２および矢印３に示すように非接触部、接触部、非接触部と連続して測定し、断面曲線において非接触部と接触部の最大の差を摩耗深さとした。なお、各３箇所ずつ測定し、その平均値を摩耗深さとした。このときの摩耗深さが１０．０μｍ以下であれば耐摩耗性に優れると判断し、これを目標とした。

上記の「非接触部」と「接触部」は、リング試験片との「非接触部」と「接触部」を指す。

調査８：耐変形性の調査
押し込み試験によって、耐変形性を調査した。すなわち、図１２に示すように、ガス軟窒化したブロック試験片Ｂの長さ２５ｍｍで厚さ１２．５ｍｍの面（以下、「試験面」という。）に図１３に示す形状の押し込み試験治具を押し込んで、耐変形性を調査した。押し込み試験治具は、ブロックオンリング式摩耗試験のリング試験片と同様に、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００８）で規定されたＳＣＭ４２０の直径４５ｍｍの棒鋼から、その棒鋼と軸方向を揃えて、概ね図１３に示す形状に試験片を切り出した。図１０に示すヒートパターンによる「ガス浸炭焼入れ−焼戻し」を施し、その後、外周部を１００μｍ研削して、図１３に示す寸法形状に仕上げたものを使用した。

具体的には、油圧サーボ試験機を用いて、試験力５０００Ｎでブロック試験片Ｂの試験面に押し込み試験治具を押し込んだ。試験力を解除した後、ブロック試験片Ｂの試験面における押し込み変形量を調査７と同様に表面粗さ計で各３箇所ずつ測定し、３箇所の平均値を押し込み変形量とした。押し込み変形量が６．０μｍ以下であれば、耐変形性に優れると判断し、これを目標とした。

図１３に示した上記の押し込み試験治具における単位を示していない寸法は「ｍｍ」であり、図中の仕上記号「▽」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。また、「▽」に付した「Ｒｑ：０．１０〜０．２０μｍ」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１）に規定される二乗平均平方根粗さ「Ｒｑ」が０．１０〜０．２０μｍであることを意味する。

表２に調査１〜４の各試験結果を、表３に調査５〜８の各試験結果を、それぞれ、まとめて示す。なお、Ｖを含有しない鋼１４を用いた場合には、抽出残渣分析による析出物中にＶが認められなかった。このため、表２において ,試験番号１４の析出物中のＶ含有量欄は「−」と表記した。また、表３には、調査１の窒化前の硬さ（ＨＶ）も示し、窒化後の芯部硬さ（ＨＶ）と上記窒化前の硬さ（ＨＶ）の差を、窒化による時効硬化量（ΔＨＶ）として示した。

上記各試験結果のうち、図１４と図１５にそれぞれ、Ｆｎ１と調査５における窒化後の芯部硬さ（ＨＶ）の関係およびＦｎ１と調査８における押込み変形量の関係を整理して示す。

図１６〜１８に、それぞれ、Ｆｎ２と調査５における窒化後の表面硬さ（ＨＶ）の関係、Ｆｎ２と調査６における回転曲げ疲労強度の関係およびＦｎ２と調査７における摩耗深さの関係を整理して示す。

表２および表３から、窒化前の素材が本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号１〜１３の場合、切削抵抗は小さく切屑処理性も良好以上の評価（◎または○）で被削性に優れており、しかも、窒化後に本発明で規定する芯部硬さ、表面硬さおよび有効硬化層深さの全てを満たすため、耐変形性に優れ、高い回転曲げ疲労強度および優れた耐摩耗性を有している。

上記の本発明例のうちでも、Ｔｅを含有する鋼１を用いた試験番号１、ＰｂおよびＣａを含有する鋼３を用いた試験番号３、ＳｅおよびＳｂを含有する鋼５を用いた試験番号５、Ｂｉを含有する鋼９を用いた試験番号９はいずれも、極めて優れた被削性を有することが明らかである。

これに対して、比較例の試験番号１４は、用いた鋼１４にＶが含有されておらず、本発明で規定する範囲から外れており、Ｆｎ１も０で、本発明の「２０〜８０」という規定から外れており、しかも窒化後の芯部硬さが本発明で規定する値より低いＨＶで１６０であるため、押し込み変形量が６．３μｍと大きく耐変形性に劣っている。さらに、鋼１４はＦｎ２も１４０で、本発明の「１６０以上」という規定から外れ、加えて窒化後の有効硬化層深さが本発明で規定する値より浅い、０．１２ｍｍであり、また、窒化後の表面硬さが本発明で規定する値より低いＨＶで５８２であるため、回転曲げ疲労強度が３８０ＭＰａと低く、摩耗深さが１１．３μｍと大きく耐摩耗性にも劣っている。

試験番号１５は、用いた鋼１５の抽出残渣における析出物中のＶ含有量が０．２５％と高く、また窒化前の硬さがＨＶで２７２と高いため、切削抵抗が高く、被削性に劣っている。

試験番号１６は、用いた鋼１６のＦｎ１が１９と、本発明の「２０〜８０」という規定から外れており、しかも窒化後の芯部硬さが本発明で規定する値より低いＨＶで１６５であるため、押し込み変形量が６．１μｍと大きく耐変形性に劣っている。

試験番号１７は、用いた鋼１７のＦｎ２が１４３と、本発明の「１６０以上」という規定から外れており、しかも窒化後の表面硬さが本発明で規定する値より低いＨＶで６４２であるため、回転曲げ疲労強度が３９０ＭＰａと低く、摩耗深さが１０．２μｍと大きく耐摩耗性にも劣っている。

試験番号１８は、用いた鋼１８のＣ含有量が０．１２％と本発明で規定する値より低い。そのため、窒化後の芯部硬さが本発明で規定する値より低いＨＶで１５２であるため、押し込み変形量が６．５μｍと大きく耐変形性に劣っている。また、切屑処理性が悪く、切削抵抗が６５１Ｎであって、被削性にも劣っている。

試験番号１９は、用いた鋼１９のフェライトの面積率が１６％と本発明で規定する値より低い。そのため、切削抵抗が高く、被削性に劣っている。

本発明の窒化用鋼材は、被削性なかでも切屑処理性に優れるとともに、窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さおよび深い有効硬化層深さを具備させることができる。このため、窒化部品の素材として用いるのに好適である。

また、本発明の窒化用鋼材を用いた窒化部品は、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性に優れているため、歯車、ＣＶＴ用プーリ等の、自動車のトランスミッションなどに使用される機械構造用部品として好適に用いることができる。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．１５％を超えて０．３５％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．０％、Ｖ：０．１０〜０．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００８０％以下およびＯ：０．００３０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、さらに、下記の、(1)式で表されるＦｎ１が２０〜８０で、(2)式で表されるＦｎ２が１６０以上である化学組成を有し、組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織であり、組織に占めるフェライトの面積率が２０％以上であり、かつメッシュサイズ０．２μｍのフィルターで吸引ろ過して採取した残渣を分析する抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下であることを特徴とする、窒化用鋼材。
   Ｆｎ１＝（６６９．３×ｌｏｇ_eＣ−１９５９．６×ｌｏｇ_eＮ−６９８３．３）×（０．０６７×Ｍｏ＋０．１４７×Ｖ）・・・(1)
   Ｆｎ２＝１４０×Ｃｒ＋１２５×Ａｌ＋２３５×Ｖ・・・(2)
   上記の(1)式および(2)式におけるＣ、Ｎ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｒおよびＡｌは、その元素の質量％での含有量を意味する。
2. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．１０％未満を含有することを特徴とする、請求項１に記載の窒化用鋼材。
3. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下およびＮｉ：０．５０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の窒化用鋼材。
4. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＺｒ：０．１０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載の窒化用鋼材。
5. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｐｂ：０．５０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂｉ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下、Ｓｅ：０．３０％以下およびＳｂ：０．３０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、請求項１から４までのいずれかに記載の窒化用鋼材。

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