JP2024127804A - 窒化鋼部品及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】疲労強度を従来よりも高めることができると共に静的強度も兼ね備えた窒化鋼部品及びその製造方法を提供すること。
【解決手段】必須元素として、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．９０～１．５０％、Ｃｒ：１．３１～２．００％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｖ：０．１０～０．７０％、任意元素として、Ｍｏ：０．０５～０．３０％、Ｎ：０．００２０～０．０１８０％を含有し、式１～式４を満足する。フェライト、ベイナイト、パーライトからなり、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下である内部金属組織を有する。表面硬化層は、硬さが５１３ＨＶ以上の硬化深さが０．３０ｍｍ以上である。γ’相及びε相を含む化合物層が１０μｍ以上の厚みで存在し、γ’相の相分率が８０％以上である。
【選択図】なし

Description

本発明は、窒化鋼部品及びその製造方法に関する。

例えば自動車用歯車やシャフトのように高い疲労強度を必要とする鋼部品は、表面硬化を目的とした浸炭、高周波熱処理等の処理が施されている。これらの処理は、鋼部品をオーステナイト変態域まで加熱した後、焼入れを行うため、熱又はマルテンサイト変態に起因した歪の発生が問題になる。この歪については、オーステナイト変態温度以下において処理が行われる窒化処理を採用することによって抑制が可能である。

しかしながら、窒化処理はその処理温度が低いため、必要な疲労強度を確保するために十分な硬化深さを得ようとすると長時間の処理が必要となり、高い生産性を確保することが困難となる。生産性を向上させるため、長時間処理の代わりに窒化処理温度を可能な範囲で上昇させることによって硬化深さを増加させ、これにより疲労強度向上を図ることも考えられるが、その効果だけではまだ十分とは言えない。

なお、本願における「窒化処理」とは、鋼表面から実質的に窒素のみを侵入させて主に窒化物からなる化合物層及び芯部に比べ窒素含有率の高い状態で固溶強化・析出強化させた表面拡散層を形成する処理であり、窒素と共に炭素を侵入させて主に炭窒化物からなる化合物層及び芯部に比べ窒素と炭素含有率の高い状態で固溶強化・析出強化させた表面拡散層を形成する「軟窒化処理」と区別される狭義の窒化処理を意味する。

窒化処理を適用した窒化鋼に関する先行技術としては、例えば、特許文献１がある。ここには、窒化処理を３段階で行い、それぞれの窒化処理において窒化ポテンシャルを変化させ、表層の化合物層におけるγ’相の体積割合を向上させ、疲労強度を向上させることが記載されている。

特開２０１７－１６０５１７号公報

上記特許文献１の技術によれば、ある程度の疲労強度向上を実現できる可能性があるが、芯部硬さ＋５０ＨＶ（かなり低い硬さ基準と考えられる）となる深さと定義されている実用硬化深さが０．２４～０．３７ｍｍ程度となっており、この効果はまだ十分とは言えない。また、窒化処理の手法も複数段異なる条件で行う必要があり、比較的煩雑であるといえる。そのため、窒化処理を煩雑化させることなく、更に窒化処理による疲労強度向上効果を高められる技術が求められていた。また、窒化鋼部品においては、疲労強度だけでなく静的強度も兼ね備えた特性が求められる。

本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、疲労強度を従来よりも高めることができると共に静的強度も兼ね備えた窒化鋼部品及びその製造方法を提供しようとするものである。

本発明の第１の態様は、窒化処理による表面硬化層を有する窒化鋼部品であって、
質量％で、必須元素として、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．９０～１．５０％、Ｃｒ：１．３１～２．００％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｖ：０．１０～０．７０％、Ｍｏ：０．０５～０．３０％、Ｎ：０．００２０～０．０１８０％を含有し、
任意元素として、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、及びＴｉ：０．０１～０．１０％の少なくとも１種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１～式４を満足する化学成分組成を有し、
フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下である内部金属組織を有し、
上記表面硬化層においては、硬さが５１３ＨＶ以上の硬化深さが０．３０ｍｍ以上であり、γ’相及びε相を含む化合物層が１０μｍ以上の厚みで表面に存在し、かつ、上記化合物層においては、γ’相の相分率が８０％以上である、窒化鋼部品にある。
式１：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧７．０、
式２：２．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０、
式３：２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ＋９００≦１１５０、
式４：－２Ｓｉ＋５Ｃｒ＋６Ａｌ＋２Ｖ＋５Ｍｏ≦１０．０
（ただし、式１～式４における元素記号は、各元素の含有率（質量％）の値を示す。）

本発明の第２の態様は、窒化処理による表面硬化層を有する窒化鋼部品であって、
質量％で、必須元素として、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｃｒ：１．３１～２．００％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｖ：０．１０～０．７０％、Ｎ：０．００２０～０．０１８０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％を含有し、
任意元素として、Ｍｏ：０．００～０．３０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、及びＴｉ：０．０１～０．１０％の少なくとも１種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１’～式４を満足する化学成分組成を有し、
フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下である内部金属組織を有し、
上記表面硬化層においては、硬さが５１３ＨＶ以上の硬化深さが０．３０ｍｍ以上であり、γ’相及びε相を含む化合物層が１０μｍ以上の厚みで表面に存在し、かつ、上記化合物層においては、γ’相の相分率が８０％以上である、窒化鋼部品にある。
式１’：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧４．０、
式２’：１．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０、
式３：２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ＋９００≦１１５０、
式４：－２Ｓｉ＋５Ｃｒ＋６Ａｌ＋２Ｖ＋５Ｍｏ≦１０．０
（ただし、式１’～式４における元素記号は、各元素の含有率（質量％）の値を示す。）

本発明の第３の態様は、上記第１及び第２の態様の窒化鋼部品を製造する方法であって、上記化学成分組成を有すると共に所望形状を有する鋼部品を準備し、該鋼部品に窒化処理を施して表面硬化層を設けるにあたり、上記窒化処理は、下記式Ａ及び式Ｂを満足する条件において行う、窒化鋼部品の製造方法にある。
式Ａ：－３．０４×ｔ＋０．００５１７×Ｔ×ｔ≧３５、
式Ｂ：１．３≦ｌｏｇ₁₀Ｋｎ＋０．００３×Ｔ≦１．６
（ただし、Ｔ：窒化処理温度（℃）、ｔ：窒化処理時間（分）、Ｋｎ：窒化ポテンシャル（ａｔｍ^-0.5））

第１の態様の上記窒化鋼部品は、上記各元素の含有範囲を満たすと共に上記式１～式４を具備する特定の化学成分組成を有し、かつ、上記特定の内部金属組織及び上記特定の要件を満たす表面硬化層を具備することによって、疲労強度を向上させ、かつ、静的強度を確保することができる。

部品全体の疲労強度を向上させるためには、比較的短い時間で効率良く硬化深さを増加させ、最表層から比較的深い部分まで疲労強度を向上させると同時に、最表面近傍の疲労強度をさらに向上させる必要があるが、さらに、第３の態様の製造方法にあるように、上記特定の成分からなる鋼に、上記式Ａ、Ｂの条件を満足する窒化処理を行った場合に、後述する通り、γ’相比率の高い化合物層を形成することができ、かつ比較的短い時間の窒化処理で、効率良く深い硬化深さを達成でき、優れた静的強度、疲労強度が得られることを見出したものである。

すなわち、上記検討の結果得られた上記窒化鋼部品は、上記表面硬化層において、硬さが５１３ＨＶ以上の硬化深さが０．３０ｍｍ以上であり、硬化深さを十分に確保し、比較的深い部分まで疲労強度を高めてある。かつ、上記表面硬化層の最表面近傍には、γ’相及びε相を含む化合物層が１０μｍ以上の厚みで表面に存在し、かつ、上記化合物層においては、γ’相の相分率が８０％以上である化合物層を備えている。この化合物層の存在により、最表面近傍の疲労強度が向上する。そのため、上記窒化鋼部品は、その部品全体の疲労強度が向上したものとなる。

さらに、上記窒化鋼部品は、マルテンサイトや残留オーステナイトを含まず、フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下である内部金属組織を有している。これにより、靭性を高めることができ、十分な静的強度を確保することができる。そして、結果として、疲労強度が向上すると共に静的強度を確保した窒化鋼部品を得ることができる。

また、このような優れた窒化鋼部品は、上記製造方法にあるように、上記式Ａ及び式Ｂを満足する条件において窒化処理を行うことにより、容易に得ることができる。

第２の態様の上記窒化鋼部品は、上記各元素の含有範囲を満たすと共に上記式１’～式４を具備する特定の化学成分組成を有し、かつ、上記特定の内部金属組織及び上記特定の要件を満たす表面硬化層を具備することによって、第１の態様の場合と同様に、疲労強度を向上させ、かつ、静的強度を確保することができる。

そして、第２の態様の場合には、第１の態様の場合と比較して、上記特定の範囲でベイナイト生成に寄与するＢ（ホウ素）の添加を必須とし、かつ、式１及び式２を式１’及び式２’に変更することにより、Ｂと同様にベイナイト生成に寄与する元素であるＭｎ及びＭｏの含有可能範囲の下限を拡大することができる。そのため、Ｍｎ及び高価な元素であるＭｏ含有率を低減することが容易となり、これによるコストダウンを期待することができる。

回転曲げ疲労試験片の構成を示す説明図。 ３点曲げ試験片の構成を示す、（Ａ）左側面図、（Ｂ）正面図。 試料Ｎｏ．３３におけるブラウナイトの存在状態を示す金属組織写真。 試料Ｎｏ．４１におけるブラウナイトの存在状態を示す金属組織写真。 硬化深さと曲げ疲労強度の相関に関し、γ’相の相分率との関係を示す説明図。 Ｃａ含有率と切削性（工具摩耗量）との関係を示す説明図。 式５の値と曲げ疲労強度の相関に関し、熱間加工温度との関係を示す説明図。 式５の値とブラウナイト層厚さの相関に関し、熱間加工温度との関係を示す説明図。

まず、第１の態様の窒化鋼部品の化学成分組成の限定理由を説明する。

Ｃ：０．０５～０．１５％；
Ｃ（炭素）は、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、Ｍｏ、Ｖ炭窒化物の時効析出にも寄与することから、０．０５％以上含有させる。一方、Ｃの含有率が高すぎると金属組織におけるフェライト率が減少し、切削性が悪化するおそれがあるため、その上限値は、０．１５％とする。

Ｓｉ：０．０５～０．９０％；
Ｓｉ（ケイ素）は、固溶強化による強度向上と、脱酸効果を発揮するため、０．０５％以上含有させる。一方、Ｓｉ含有率が高すぎると切削性が悪化するため、その上限値は０．９０％とする。

Ｍｎ：０．９０～１．５０％；
Ｍｎ（マンガン）は、焼入れ性確保によるベイナイト変態に寄与するため、０．９０％以上含有させる。一方、Ｍｎ含有率が高すぎると窒化処理前の鍛造後の硬さが高くなりすぎ切削性が悪化するため、その上限値は１．５０％とする。

Ｃｒ：１．３１～２．００％；
Ｃｒ（クロム）は、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、窒化後の表面硬さ及び硬化深さ向上にも有効であるため、１．３１％以上含有させる。一方、Ｃｒ含有率が高すぎるとかえって硬化深さが低下してくるため、その上限値は２．００％とする。

Ａｌ：０．００１～０．０８０％；
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸のために、０．００１％以上の添加が必要である。一方、Ａｌ含有率が高くなると、同じ硬化深さを得るのに窒化処理時間が長く必要になるため、その上限値は０．０８０％とする。

Ｖ：０．１０～０．７０％；
Ｖ（バナジウム）は、窒化後の表面硬さ向上及び窒化処理時の加熱による炭窒化物の時効析出による時効硬化による効果により、窒化後の内部硬さ及び硬化深さの向上に有効であるため、０．１０％含有させる。一方、Ｖ含有率が０．７０％を超えると時効硬化の効果が飽和するため、その上限値は０．７０％とする。

Ｍｏ：０．０５～０．３０％；
Ｍｏ（モリブデン）は、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、Ｖと同様に、窒化後の表面硬さ向上及び窒化処理時におけるＭｏ炭窒化物の時効析出による時効硬化により、窒化後の内部硬さ、硬化深さ向上に有効であるため、０．０５％以上含有させる。一方、Ｍｏ含有率が高すぎると、組織がマルテンサイトとなりやすく、切削性も悪化し、コストも悪化するため、その上限値は０．３０％とする。

Ｎ：０．００２０～０．０１８０％；
Ｎ（窒素）は、不可避的に含有される元素である。脱ガス処理によりＮの含有率を低くすることは可能であるが、低くしようとすると、必要な脱ガス処理が長時間になり、コストアップにつながるため、下限値は０．００２０％とする。一方、Ｎ含有率を高くし過ぎると鋳造時に巣が発生するおそれがあるため、その上限値は０．０１８０％とする。

次に、上記窒化鋼部品の化学成分組成は、上記必須元素を上記範囲で含有すると共に、さらに、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、及びＴｉ：０．０１～０．１０％の少なくとも一種を含有してもよい。なお、これら４種の元素を全く含有しなくてもよい。

Ｃａ：０．０００５～０．００５０％；
Ｃａ（カルシウム）は、任意元素であり、未添加でも基本的には問題ない切削性を得られる。ただし、部品強度を高める目的で本発明の範囲内でも、フェライト率を低めとし、鍛造後の硬さを高めにする制御をしている場合、切削加工時に被削材と工具との接触位置で切削温度が高くなりやすく、切削性を改善した方がより良い場合がある。このような場合に、Ｃａを０．０００５％以上添加することにより、切削性を改善し、鍛造後の仕上げ加工の効率化を図ることができる。これは切削時の高温下で被削材に含まれるＣａなどが工具表面で酸化物として被膜上に生成し、工具摩耗を抑制する働きがあるためである。一方、Ｃａ含有率が高すぎると、酸化物などを生成し、窒化鋼部材の強度に悪影響を及ぼすおそれがあるため、Ｃａを添加する場合の上限値は、０．００５０％とする。

Ｎｂ：０．０１～０．１０％；
Ｎｂ（ニオブ）は、任意元素であり、含有させれば結晶粒を微細化し、靭性を高め、強度を向上させる効果を発揮する。この効果を得る場合には、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、Ｎｂを添加する場合その含有率が０．１０％を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、Ｎｂ含有率の上限値は０．１０％とすることが好ましい。

Ｂ：０．０００５～０．００５０％；
Ｂ（ホウ素）は、任意元素であり、含有させれば組織におけるフェライト生成を抑え、ベイナイトの生成をしやすくする作用がある。この効果を得る場合には、０．０００５％以上添加することが好ましい。一方、Ｂを添加する場合その含有率が０．００５０％を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、Ｂ含有率の上限値は０．００５０％とする。

Ｔｉ：０．０１～０．１０％；
Ｔｉ（チタン）は、任意元素であり、含有させれば、結晶粒を微細化し、靭性を高め、強度を向上させる効果を発揮する。この効果を得る場合には、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、Ｔｉを添加する場合その含有率が０．１０％を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、Ｔｉ含有率の上限値は０．１０％とすることが好ましい。

次に、上記窒化鋼部品の化学成分組成は、上記必須元素を上記範囲で含有した上で、上述した式１～式４を満たす必要がある。すなわち、式１～式４は、本発明の成分範囲に限定された範囲において成立させるべき条件式である。

式１：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧７．０；
式１を具備することは、パーライト生成を相分率で５％以下に抑制しつつ、ベイナイト主体の組織を得るために必要である。

式２：２．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０；
式２は、ベイナイト率及びフェライト率を適切な範囲に確保するのに有効な関係式である。１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉの値が２．０未満の場合にはフェライト率が高くなりすぎ、一方、３．０を超える場合には、フェライト率が低くなりすぎるおそれがある。

式３：２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ＋９００≦１１５０；
式３は、窒化後に十分な強度を確保するために必要な鋼材成分範囲を規定する関係式である。この関係式を具備することにより、通常想定される最終鍛造時の温度においてＶ炭窒化物を十分に固溶させることができ、その後の窒化処理時に析出させて強度向上を図ることが可能となる。なお、最終鍛造温度を高くすれば、上記関係式を満たさなくてもＶ炭窒化物を固溶させることが可能な場合もあるが、鍛造コスト・生産性の観点から想定される現実的な鍛造温度では、この式を満足しなければ鍛造時にＶ炭窒化物を十分に固溶できないため、上記式３を具備することは必要である。

式４：－２Ｓｉ＋５Ｃｒ＋６Ａｌ＋２Ｖ＋５Ｍｏ≦１０．０；
式４は、窒化後の化合物層中のγ'相分率を高めるために具備すべき関係式である。

次に、上記窒化鋼部品の内部金属組織（表面硬化層よりも内部の金属組織）は、フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下である。

フェライト相分率：５％以上５０％未満；
フェライト率（相分率）が低すぎると切削性が悪化するため、５％以上確保することが必要である。また、フェライト率の上限値はベイナイト率及びパーライト率より決定されるが、少なくともベイナイト率を５０％以上確保する関係から、自ずとフェライト率は５０％未満となる。

ベイナイト相分率：５０％以上；
ベイナイト率（相分率）は、高いほど部品内部の靭性を向上させるため、少なくとも５０％以上とすることにより、静的強度を確保することができる。

パーライト相分率：５％以下；
パーライト率（相分率）は、本願のような化学成分組成にＶが含まれている場合には、パーライトがフェライト及びベイナイトよりも硬さが高くなり、切削性を低下させる。そのため、パーライト率は、５％以下に制限する。

次に、上記窒化鋼部品は、上記表面硬化層においては、硬さが５１３ＨＶ以上の硬化深さが０．３０ｍｍ以上、好ましくは０．３５ｍｍ以上であり、γ’相及びε相を含む化合物層が１０μｍ以上、好ましくは１５μｍ以上の厚みで表面に存在し、かつ、上記化合物層においては、γ’相の相分率が８０％以上である。

硬さが５１３ＨＶ以上の硬化深さを０．３０ｍｍ以上とすることにより、表面硬化層を強化して部品の疲労強度を確保することができる一方、０．３０ｍｍ未満の場合には、その効果が十分に得られないおそれがある。

また、γ’相及びε相を含む化合物層が１０μｍ以上の厚みで表面に存在し、かつ、上記化合物層においては、γ’相の相分率が８０％以上であることにより、表面硬化層における特に最表面近傍の疲労強度を確保することができる。一方、化合物層の厚み及びγ’相の相分率の少なくとも一方が上記下限値を下回る場合には、その効果が十分に得られないおそれがある。特に本発明においては、γ’相の相分率を高めることが疲労強度改善に大きく寄与するため、高い性能を得るために重要なポイントとなる。

なお、上記γ’相は、Ｆｅ₄Ｎを主体とする相であり、ε相は、Ｆｅ_2-3Ｎを主体とする相である。

次に、第２の態様の窒化鋼部品の化学成分組成の限定理由を説明する。

Ｂ：０．０００５～０．００５０％；
Ｂ（ホウ素）は、組織におけるフェライト生成を抑え、ベイナイトの生成をしやすくするために、必須元素として、０．０００５％以上含有させる。一方、Ｂの含有率が０．００５０％を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、Ｂ含有率の上限値は０．００５０％とする。そして、このＢを必須添加元素とすることにより、後述するように、Ｍｎ及びＭｏの含有可能範囲の下限値の拡大を図ることができる。

Ｍｎ：０．３０～１．５０％；
Ｍｎ（マンガン）は、焼入れ性確保によるベイナイト変態に寄与するため、０．３０％以上含有させる。この下限値は、上述したようにＢを必須添加元素とすることにより低い方に広げることが可能となる。一方、Ｍｎ含有率が高すぎると窒化処理前の鍛造後の硬さが高くなりすぎ切削性が悪化するため、その上限値は１．５０％とする。なお、第２の態様において第１の態様との重複部分を除くＭｎの含有範囲を表現する場合には、Ｍｎ：０．３０～１．５０％（ただし、０．９０％以上を除く）、あるいは、Ｍｎ：０．３０％以上０．９０％未満と表現することができる。

Ｍｏ：０．００～０．３０％；
Ｍｏ（モリブデン）は、上述したようにＢを必須添加元素とすることにより、必須添加が必要のない任意元素となる。Ｍｏは、添加することにより、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、Ｖと同様に、窒化後の表面硬さ向上及び窒化処理時におけるＭｏ炭窒化物の時効析出による時効硬化により、窒化後の内部硬さ、硬化深さ向上に有効である。一方、Ｍｏ含有率が高すぎると、組織がマルテンサイトとなりやすく、切削性も悪化し、コストも悪化するため、その上限値は０．３０％とする。なお、第２の態様において第１の態様との重複部分を除くＭｏの含有範囲を表現する場合には、Ｍｏ：０．００～０．３０％（ただし、０．０５％以上を除く）、あるいは、Ｍｏ：０．０５％未満と表現することができる。

第２の態様においては、上述した、Ｂ、Ｍｎ及びＭｏ以外の化学成分の限定範囲及び理由は第１の態様の場合と同様である。

また、第２の態様においては、第１の態様の式１及び式２を式１’及び式２’に変更することが必須となる。この条件式の変更と、上述したＢ元素の必須元素化とを実施することにより、上述したＭｎ及びＭｏの含有可能範囲の下限値を拡大することが可能となる。

式１’：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧４．０；
式１’を具備することは、パーライト生成を相分率で５％以下に抑制しつつ、ベイナイト主体の組織を得るために必要である。第２の態様の場合には、第１の態様の場合よりもＭｎ及びＭｏの含有可能範囲が広くなっているが、これらの実際の含有率は、上記式１’を具備する範囲内に制限されることとなる。

式２’：１．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０；
式２’は、ベイナイト率及びフェライト率を適切な範囲に確保するのに有効な関係式である。１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉの値が１．０未満の場合にはフェライト率が高くなりすぎ、一方、３．０を超える場合には、フェライト率が低くなりすぎるおそれがある。第２の態様の場合には、第１の態様の場合よりもＭｎの含有可能範囲が広くなっているが、Ｍｎの実際の含有率は、上記式２’を具備する範囲内に制限されることとなる。

第２の態様においては、上述した、式１’及び式２’以外の式３及び式４は、その限定範囲及び理由は第１の態様の場合と同様である。

次に、第１の態様及び第２の態様のいずれにおいても、上記化学成分組成は、さらに、下記式５を満足することが好ましい。
式５：Ｓｉ＋１０Ａｌ≧０．４
（ただし、式５における元素記号は、各元素の含有率（質量％）の値を示す。）

第１及び第２の態様の窒化鋼部品においては、窒化層直下でのブラウナイトの生成を抑制することが有効である。ブラウナイトは、窒化層直下に形成されるαＦｅと鉄窒化物（Ｆｅ４Ｎ）の共析相であり、軟質組織であるため厚みが増加すると曲げ疲労強度が低下する原因となる。発明者らがブラウナイトの生成条件について検討したところ、特に窒化処理前の熱間加工の温度が１１５０℃よりも低くなった場合に生成されやすいことが分かった。その知見を基に、熱間加工温度が低い方にばらついたとしても、ブラウナイトの生成抑制可能な成分最適化について検討された結果、式５に示す条件が導かれた。そして、上述した必須となる化学成分組成の条件を具備した上で、さらに式５を具備することにより、窒化処理前の熱間加工温度が低い方にばらついたとしても、ブラウナイトの生成を抑制することができ、所望の疲労強度を確保することができる。

そして、上記表面硬化層の内方においては、ブラウナイト層が存在しないことが好ましく、あるいは、存在しても、１０μｍ以下の厚さで存在することが好ましい。これにより、疲労強度確保をより確実に行うことができる。

次に、第１及び第２の態様の窒化鋼部品を製造する方法としては、上記化学成分組成を有すると共に所望形状を有する鋼部品を準備し、該鋼部品に窒化処理を施して表面硬化層を設けるにあたり、上記窒化処理は、下記式Ａ及び式Ｂを満足する条件において行う、窒化鋼部品の製造方法がある。
式Ａ：－３．０４×ｔ＋０．００５１７×Ｔ×ｔ≧３５、
式Ｂ：１．３≦ｌｏｇ₁₀Ｋｎ＋０．００３×Ｔ≦１．６
（ただし、Ｔ：窒化処理温度（℃）、ｔ：窒化処理時間（分）、Ｋｎ：窒化ポテンシャル（ａｔｍ^-0.5））

式Ａ：－３．０４×ｔ＋０．００５１７×Ｔ×ｔ≧３５；
式Ａは、化合物層厚さ、硬化深さを確保するために必要な関係式であり、十分な化合物層厚さ及び硬化深さを確保するためには、上記関係式を具備することが必要である。式Ａを満たさない場合には、十分な化合物厚さ及び硬化深さを確保することが困難となる。

式Ｂ：１．３≦ｌｏｇ₁₀Ｋｎ＋０．００３×Ｔ≦１．６；
式Ｂは、化合物層厚さ、硬化深さを確保し、かつ十分なγ’相分率を確保するために必要な関係式である。十分な化合物層厚さ及び硬化深さを確保し、かつ十分なγ’相分率を確保するためには、式Ａだけでなく式Ｂも満足する必要がある。そして、式Ｂが１．３未満の場合には、十分な化合物厚さ及び硬化深さを確保することが困難となり、式Ｂが１．６超となる場合には、十分なγ’相分率を確保することが困難となる。

なお、窒化処理温度Ｔ（℃）は、６００℃～６５０℃とすることが好ましい。すなわち、窒化処理温度Ｔ（℃）は、低いほど必要な窒化処理時間が長くなり、生産性・コストが悪化する。本発明では、従来の窒化処理温度より高めとしても、優れた疲労強度を得るのに適した化合物層、表面拡散層を得ることができるので、生産性を高めるために、高い処理温度である６００℃以上とすることが好ましい。高めの温度で窒化処理することにより、従来鋼を窒化処理した場合と比較して、比較的短時間に深い硬化深さを得ることができる。但し、窒化処理温度が高すぎると表面の化合物層においてε相が生成しやすくなり高い疲労強度を得るのに必要なγ'相分率が低くなるおそれがあるため、６５０℃以下とすることが好ましい。

また、窒化処理時間ｔ（分）は、１８０分～９００分とすることが好ましい。すなわち、窒化処理時間ｔ（分）は、短すぎると十分な化合物層厚さ及び硬化深さが確保できないため、１８０分以上とすることが好ましく、一方、長すぎると生産性・コストが悪化するため、９００分以下が好ましい。

また、窒化ポテンシャルＫｎ（ａｔｍ^-0.5）は、０．２～０．６（ａｔｍ^-0.5）とすることが好ましい。窒化ポテンシャルＫｎ（ａｔｍ^-0.5）は、窒化ガス雰囲気を構成するＮＨ₃ガスの分圧Ｐ（ＮＨ₃）（ａｔｍ）とＨ₂ガスの分圧Ｐ（Ｈ₂）（ａｔｍ^-0.5）との比率により、Ｋｎ＝Ｐ（ＮＨ₃）／Ｐ（Ｈ₂）^3/2の式により求められる値である。雰囲気ガスを構成するＮＨ₃ガスの分圧は赤外線式ガス分析計で、Ｈ₂ガスの分圧は熱伝導度式ガス分析計で求めることができ、この窒化ポテンシャルＫｎは、窒化ガスの総量や流量比を調整することにより制御できる。

この窒化ポテンシャルＫｎ（ａｔｍ^-0.5）は、低すぎると十分な化合物層厚さが得られないため、０．２（ａｔｍ^-0.5）以上とすることが好ましく、高すぎると表面の化合物層にε相が生成しやすくなりγ'相分率が低くなるおそれがあるため、０．６（ａｔｍ^-0.5）以下とすることが好ましい。

なお、窒化処理前の所望形状を有する鋼部品は、熱間鍛造等の熱間加工により粗形材を作製し、粗形材に機械加工を施すことにより得ることができる。この場合の熱間加工温度（加熱温度）は、通常、１０００℃～１２６０℃の範囲の範囲に設定することができる。但し、前記した通り、熱間加工温度が１１５０℃未満になると、ブラウナイトが生成しやすくなって、疲労強度低下の原因となるので、その場合には式５を満足する成分に調整するか、熱間加工温度を１１５０℃以上とすることが好ましい。

（実験例１）

上記窒化鋼部品及びその製造方法について実験例を用いて説明する。本例では、表１及び表２に示すように、化学成分が異なる（一部同一）の２５種類の鋼材を準備し、それぞれ、後述する製造方法によって試験材を作製して各種試験を実施した。このうち、試料Ｎｏ．１～１２が、本発明の化学成分組成等の条件を満足する鋼であり、試料Ｎｏ．１３～２４が一部の成分、数式の値等の条件が範囲外の比較鋼、試料Ｎｏ．２５は、ＳＣＭ４２０からなる従来鋼である。

＜素材準備＞
各試験材を得るに当たって、電気炉溶解によって鋳造した鋼材を用い、これを鍛伸によって、φ３２×３００ｍｍの丸棒に加工した。熱間鍛造を想定して、この丸棒を１１５０℃に１時間保持する加熱をし、その後、８００～４００℃の温度範囲が１．３℃／ｓの冷却速度となるよう冷却を行ない丸棒素材を得た。得られた丸棒素材は、各評価試験毎に適した試験片に加工して各種評価を行った。

なお、従来鋼ＳＣＭ４２０（試料Ｎｏ．２５）については、他の鋼とは異なりＶを含有しておらず析出強化による強度向上効果が得られないため、他の鋼種と同じ処理では低い強度しか得られない。そのため、従来から高強度が要求される部品にＳＣＭ４２０を用いる場合には、焼入れ焼もどし処理がされていることに配慮し、上記と同様に鍛伸により得られたえらφ３２×３００ｍｍの丸棒素材に対し、８５０℃に１時間保持した後に油冷する焼入れ処理と、６００℃に１００分保持する焼もどし処理を行った。

＜回転曲げ疲労試験片の作製＞
図１に示すように、上記丸棒素材から、両端の直径φ１２ｍｍの把持部７０の間に、直径φ１０ｍｍの平行部７１を有し、平行部７１にこれと直角方向の深さ１ｍｍとなる半径Ｒ１ｍｍの切欠き７２（切欠き係数：１．７８）を全周にわたって設けた回転曲げ疲労試験用の試験片７をそれぞれ複数作製した。その後、複数の試験片７に対して、アンモニア（ＮＨ₃）と窒素（Ｎ₂）とを含む窒化ガスを用いたガス窒化処理を行った。窒化処理は窒化温度、窒化時間および、窒化雰囲気を所定の条件に制御した。このようにして得られた回転曲げ疲労試験用の試験片７の一部を、後述する曲げ疲労強度評価に用い、一部は曲げ疲労強度評価には用いず、試験片７の平行部７１を軸方向に垂直に切断し、この切断面を観察して窒化後の硬化深さ、内部金属組織の各層の相分率、化合物層厚さやγ’相分率の測定に利用した。

＜曲げ疲労強度の測定＞
曲げ疲労強度の測定は、回転曲げ疲労試験により行った。回転曲げ疲労試験は、株式会社島津製作所製の小野式回転曲げ疲労試験装置（型番：Ｈ６型）に、上記のように作製した試験片７をセットして、回転数３６００ｒｐｍで繰り返し曲げ応力を付与して行った。曲げ疲労限度は、繰り返し回数１０⁷回における疲労強度を、ＪＩＳＺ２２７４の基準に従って求めた。疲労強度が６５０ＭＰａ以上のものを合格とした。

＜窒化後の硬化深さ＞
試験片７の上記切断面を鏡面研磨して硬さ測定面とした。硬さ測定は、ＪＩＳＺ２２４４（２０１７）のビッカース硬さ試験－試験方法に準拠して行った。試験荷重は０．９８Ｎとし、試験片の断面において表面から中心に向かって所定の間隔で測定を行い、硬さ分布を求めた。硬さ分布より、硬さが５１３ＨＶ以上の限界位置の表面からの深さを硬化深さとした。

＜内部金属組織の各相の相分率＞
試験片７の上記切断面を鏡面研磨した後、５％ナイタールで腐食を行って観察面を得た。この観察面を光学顕微鏡により観察し、表面からＤ／４（Ｄは直径）の深さ位置でミクロ組織写真を撮影した。得られたミクロ組織写真を画像解析して、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、ベイナイト（Ｂ）組織の相分率を算出した。この観察面における任意の５点について、各相の相分率を算出し、その算術平均値を求め、これを用いた。

＜化合物層厚さ＞
試験片７の上記切断面を鏡面研磨した後、５％ナイタールで腐食を行って観察面を得た。この観察面を光学顕微鏡により観察し、化合物層の厚さ測定を行った。観察倍率は×４００とし、任意の箇所を５点測定し、その平均値を化合物層厚さとした。

＜γ’相分率＞
試験片７の上記切断面を鏡面研磨して観察面とし、ＥＢＳＤ（後方散乱電子回折）により化合物層中のε相、およびγ’相を同定したＰｈａｓｅ ＭＡＰを作成した。次に、下記式Ｃで表されるように、化合物層中のγ’相が占める断面面積率をγ’相分率として算出した。
式Ｃ：γ’相分率（％）＝鉄窒化化合物層中のγ’相の断面面積／鉄窒化化合物層断面面積×１００
なお、ＥＢＳＤは、日本電子製ＪＳＭ－７００１ＦのＳＥＭに付設されたＴＳＬ製ＥＤＡＸにより測定した。

＜３点曲げ試験片の作製＞
図２に示すように、各丸棒素材から、静的強度評価のための３点曲げ試験片８を採取し、上述した窒化処理を行った。３点曲げ試験片８は、一辺の長さＬが１０ｍｍ角で長さ５５ｍｍの角柱状を呈し、その一側面の長手方向中央位置に深さｄが２ｍｍとなる半径Ｒ５ｍｍの円弧状のノッチ８１を設けたものである。

＜３点曲げ試験＞
試験片８を用いて、３点曲げ試験を行った。ノッチ８１を下側に向け、両端を支点間５０ｍｍとなるように図示しない治具を配置し、試験片８の中央上側のから先端半径Ｒ１．０ｍｍの圧子により荷重を負荷させた。圧子の下降速度は１．０ｍｍ／ｍｉｎとした。試験片８の引張側表面が破断するまでにかかった最大荷重から試験片８にかかる公称応力を算出し、これを静的強度とした。静的強度が８００ＭＰａ以上のものを合格とした。

（実験例２）

＜切削性評価用素材の作製＞
窒化前の状態での切削性への影響を調べるため、実験例１と同様に電気炉溶解によって鋳造した鋼材を用い、これを鍛伸によって、φ７５×２５０ｍｍの丸棒に加工した。熱間鍛造を想定して、この丸棒を１１５０℃に１時間保持する加熱をし、その後、８００～４００℃の温度範囲が１．３℃／ｓの冷却速度となるよう冷却を行ない、切削試験用の試験材とした。

＜切削性評価＞
切削性は、旋盤により試験材を切削する場合の切削工具の摩耗量によって評価した。上記旋盤としては、森精機製ＳＬ－２５旋盤を用い、切削工具としては、タンガロイ製ＳＮＭＧ１２０４０８－サーメットＮＳ５３０を用いた。切削条件は、切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ、送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み：１．５ｍｍとした。１００００ｍの切削試験後に切削工具の逃げ面摩耗量を測定し、その値が０．３ｍｍ以下であれば合格（○）、そうでない場合を不合格（×）とした。

実験例１及び２における、窒化処理条件及び各種評価結果を表３及び表４に示す。

以下、各試料の評価結果について説明する。
表３に示されているように、試料Ｎｏ．１～１２については、内部金属組織、表面硬化層及び化合物層の状態がすべて望ましい状態となっており、曲げ疲労強度、静的強度及び窒化処理前の状態における切削性のいずれにおいても優れた結果が得られた。

表４に示されているように、試料Ｎｏ．１３～２５については、いずれかの評価項目において十分でない結果が得られた。

試料Ｎｏ．１３は、Ｃ含有率が高すぎ、式２も満たさないため、フェライト（α）率が低くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。

試料Ｎｏ.１４は、Ｃｒ含有率が低すぎ、式１を満たさず、パーライト（Ｐ）率が高くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。

試料Ｎｏ．１５は、Ｍｎ含有率が低すぎ、式２を満たさず、ベイナイト（Ｂ）率が低くなりすぎ、静的強度に劣る結果となった。

試料Ｎｏ．１６は、Ｍｏ含有率が低すぎ、式１を満たさず、パーライト（Ｐ）率が高くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。

試料Ｎｏ．１７は、Ｖ含有率が低すぎた影響で硬化深さが浅くなり、曲げ疲労強度に劣る結果となった。

試料Ｎｏ．１８は、式３を満たさず、硬化深さが浅くなりすぎ、曲げ疲労強度に劣る結果となった。

試料Ｎｏ．１９は、式４を満たさず、化合物層におけるγ’相分率が低くなり、曲げ疲労強度に劣る結果となった。

試料Ｎｏ．２０は、窒化処理温度が低めとなった影響で、式Ａを満たさなくなり、硬化深さが浅くなりすぎ、曲げ疲労強度に劣る結果となった。

試料Ｎｏ．２１は、窒化処理時の窒化ポテンシャルＫｎが高めとなった影響で、式Ｂを満たさなくなり、化合物層におけるγ’相分率が低くなり、曲げ疲労強度に劣る結果となった。

試料Ｎｏ．２２は、窒化処理時の窒化ポテンシャルＫｎが低めとなった影響で、式Ａ及びＢを満たさなくなり、硬化深さが浅くなりすぎ、化合物厚さも薄くなりすぎ、曲げ疲労強度に劣る結果となった。

試料Ｎｏ．２３は、窒化処理における式Ａを満たさず、硬化深さが浅くなりすぎ、化合物層も薄くなりすぎ、曲げ疲労強度に劣る結果となった。

試料Ｎｏ．２４は、窒化処理における式Ｂを満たさず、化合物層におけるγ’相分率が低くなり、曲げ疲労強度に劣る結果となった。

試料Ｎｏ.２５は、従来鋼のＳＣＭ４２０であり、本願の鋼とは化学成分組成が大きく異なり、成分の最適化がされていないため、硬化深さが浅くなりすぎ、化合物層におけるγ’相分率も低くなり、曲げ疲労強度に劣り、かつ切削性にも劣る結果となった。

（実験例３）

本例では、表５に示すように、Ｂ（ホウ素）を必須元素として含有している場合に特化して、さらに７種類の鋼材（試料Ｎｏ．２６～３２）を準備し、実験例１及び２の場合と同様の評価を行い、その結果を表６に示した。表５及び表６には、参考のため、第１実施例におけるＢ含有材である試料Ｎｏ．１１及び１２も示した。各試験材の製造方法、試験方法は、上述した実験例１及び２の場合と同じとした。

なお、表５に示すように、試料Ｎｏ．２６及び３２は、Ｂを必須添加にした上で、Ｍｏ含有率を０．０５％未満に低減した例であり、試料Ｎｏ．２７は、Ｂを必須添加にした上で、Ｍｎ含有率を０．９０％未満に低減した例であり、試料Ｎｏ．２８～３１は、Ｂを必須添加にした上で、Ｍｏ含有率を０．０５％未満に低減すると共に、Ｍｎ含有率を０．９０％未満に低減した例である。

表６に示した試料Ｎｏ．２６～２９の結果から分かるように、Ｂを必須添加とした場合には、式１’及び式２’が条件を満たす限り、Ｍｏ及びＭｎの含有率のすくなくとも一方の下限範囲を広くした場合であっても、内部金属組織、表面硬化層及び化合物層の状態がすべて望ましい状態となっており、曲げ疲労強度、静的強度及び窒化処理前の状態における切削性のいずれにおいても優れた結果が得られた。そして、Ｂを添加したうえでＭｏ及びＭｎを十分に加えた試料Ｎｏ．１１及び１２と同等の特性が得られることも分かった。

これに対し、試料Ｎｏ．３０は、式１’を満たさず、パーライト（Ｐ）率が高くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。

試料Ｎｏ．３１は、式２’の下限を満たさず、フェライト率が高くなりすぎると共に、ベイナイト（Ｂ）率が低くなりすぎ、静的強度に劣る結果となった。

試料Ｎｏ．３２は、式２’の上限を満たさず、フェライト率が低くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。

（実験例４）

本例では、表７に示すように、Ｂ（ホウ素）を必須元素としていない９種類の鋼材（試料Ｎｏ．３３～４１）を準備し、熱間加工温度（熱間鍛造温度）、式５の値、及びブラウナイト層の厚さとの関係を整理するための実験を行った。試料の製造方法及び評価方法は、実験例１及び２の場合と同じである。なお、ブラウナイト層の厚さ測定は、以下のように行った。

＜ブラウナイト層の判別方法＞
上述した回転曲げ疲労試験片を用い、内部組織観察と同様に、試験片の平行部断面を鏡面まで研磨を行った後、５％ナイタールで腐食を行い、電子顕微鏡により観察を行った。観察倍率は２００００倍とし、組織観察及びＥＤＸ分析を行った。そして、αＦｅと鉄窒化物（Ｆｅ₄Ｎ）の共析相である部分、すなわちブラウナイト層を特定した。

＜ブラウナイト層厚さ測定方法＞
ブラウナイト層の厚さ測定は、光学顕微鏡で行った。すなわち、上記のように試験片の平行部断面を鏡面まで研磨を行った後、５％ナイタールで腐食を行い、光学顕微鏡により、上記のように特定したブラウナイト層の厚さの測定を行った。観察倍率は４００倍とし、任意の箇所を３点測定し、その平均値をブラウナイト層の厚さと、測定結果は表８に示した。なお、前述した試料Ｎｏ．１～３２についても、同様にブラウナイト層の厚みを測定したが、すべて１０μｍ以下であった。

参考のため、試料Ｎｏ．３３と４１のブラウナイト層を観察した、光学顕微鏡による組織写真を図３及び図４に示す。図３に示す例では、窒化層ｎの直下に、ブラウナイト層ｂが存在することが示されている。図４に示す例では、窒化層ｎの直下に、ブラウナイト層が観察できないことが示されている。

表７及び８から分かるように、試料Ｎｏ．３３は、熱間加工温度が１０００℃と低く、かつ、式５を満たさないことにより、ブラウナイト層の厚さが１０μｍを超えて厚くなりすぎ、曲げ疲労強度が低くなった。

これに対し、試料Ｎｏ．３４及び３５は、熱間加工温度が１０００℃と低くても、式５を満たし、ブラウナイト層の厚さが１０μｍ以下と薄いため、曲げ疲労強度も十分に確保することができ、その他の特性も問題がなかった。

試料Ｎｏ．３６は、熱間加工温度が試料Ｎｏ．３２～３４よりも高いものの、依然として１１００℃と低めであり、かつ、式５を満たさないことにより、ブラウナイト層の厚さが１０μｍを超えて厚くなりすぎ、曲げ疲労強度が低くなった。

これに対し、試料Ｎｏ．３７及び３８は、熱間加工温度が１１００℃と低くても、式５を満たし、ブラウナイト層の厚さが１０μｍ以下と薄いため、曲げ疲労強度も十分に確保することができ、その他の特性も問題がなかった。

試料Ｎｏ．３９は、熱間加工温度が試料Ｎｏ．３２～３８よりも高く、１１５０℃であるため、式５を満たさなくてもブラウナイト層の厚さが１０μｍ以下と薄くなり、曲げ疲労強度も十分に確保することができ、その他の特性も問題がなかった。

試料Ｎｏ．４０及び４１は、熱間加工温度が１１５０℃であり、かつ、式５を満たし、ブラウナイト層の厚さが１０μｍ以下と薄く、曲げ疲労強度も十分に確保することができ、その他の特性も問題がなかった。

＜硬化深さと曲げ疲労強度の相関に関するγ’相の相分率の影響＞
次に、本発明のポイントである窒化処理により形成される化合物層中のγ’相の相分率の疲労強度に及ぼす影響を確認するため、上述した実験例１～４で得られた結果に基づき、図５に示すように、横軸に硬化深さ、縦軸に曲げ疲労強度をとってプロットしたグラフを作成した。具体的には、Ａの楕円により囲まれたグループは、γ’相分率が８０％以上の例のデータをプロットしたものであり、Ｂの楕円により囲まれたグループは、γ’相分率が８０％未満（実際には、４５～６５％）の例のデータをプロットしたものである。ただし、実験例４におけるブラウナイト層厚さが１０μｍを超える例（試料Ｎｏ．３３及び３６）は除外した。

図５に示された結果から明らかなように、Ａグループのγ’相分率が８０％以上の場合、硬化深さが深くなるほど曲げ疲労強度が高くなり、同じ硬化深さで比較すると、Ｂグループのγ’相の相分率が８０％未満の場合に比べて、明確に優れた疲労強度が得られることがわかる。そして、硬化深さを０．３０ｍｍ以上とし、かつ、適切な条件で窒化処理を行って、γ’相の相分率を８０％以上とした場合には、目標の曲げ疲労強度を満足することがわかる。

＜Ｃａ含有率と切削性（工具摩耗量）との関係＞
次に、窒化鋼部品の製造においては、鍛造後窒化処理前に機械加工をする必要が生じるが、部品としての強度を優れたものとする関係で、芯部硬さを高めに制御する場合に任意添加元素であるＣａを添加することがある。その効果を確認するために、試料Ｎｏ．６～９に示すように、Ｃａ以外の成分をほぼ固定した状態でＣａ含有率のみ変化させた場合の切削性評価結果、同様にＣａの有無以外成分がほぼ同じ試料Ｎｏ．２８及び２９、さらには、Ｃａ添加の例である試料Ｎｏ．１２の切削性評価結果を、図６に示す。

同図は、横軸にＣａ含有率を、縦軸に工具摩耗量を取り、上述した各試料の結果をプロットしたものである。同図から明らかなように、Ｃａ添加により切削性改善効果が効果的に得られることがわかる。すなわち、試料Ｎｏ．６はＣａ含有率が０．０００１％であり、工具摩耗量が約０．２８ｍｍであったが、試料Ｎｏ．７～９においてＣａ含有率を高めると工具摩耗量が急激に減少し、約０．１７ｍｍまで摩耗量が低減することが確認できた。さらに、Ｃａ添加無しの試料Ｎｏ．２８とＣａ添加有りの試料Ｎｏ．２９の比較により、Ｃａの添加によって工具摩耗量が低減することが確認できた。また、試料Ｎｏ．１２についてもＣａ添加によると思われる効果によって工具摩耗量が低い結果となった。

Ｃａ添加が切削性向上に効果のあること自体は従来から知られているが、その効果の程度は、場合によって異なるため、確認が必要である。今回の結果より、本発明においては、曲げ疲労強度、静的強度等他の特性を低下させることなく、かつ比較的高めの曲げ疲労強度（６８０～７２０ＭＰａ）を狙った場合においても、切削性を効果的に高めることができることが確認できた。

＜式５の値と曲げ疲労強度の相関に関する熱間加工温度の影響＞
次に、実験例４の結果から、フェライト率等の組織状態を適正化していたとしても、窒化処理より前に行う熱間加工温度（鍛造温度）が曲げ疲労強度に影響を及ぼす可能性があることが分かってきた。そして、その影響は、式５を考慮することにより防止できることも分かってきた。このことを明らかにするため、横軸に式５の値を取り、縦軸に曲げ疲労強度を取り、試料Ｎｏ．３３～４１の測定値をプロットした図７を作成した。そして、熱間加工温度毎に線分で結んだ。同図から理解できるように、熱間加工温度が１１５０℃以上の場合には、式５の値に関係なく、優れた曲げ疲労強度が得られる一方、熱間加工温度が１１５０℃未満の場合には、式５の値が０．４０未満になると曲げ疲労強度を十分に確保できないことが分かる。

＜式５の値とブラウナイト層厚さの相関に関する熱間加工温度の影響＞
次に、実験例４の結果に基づき、横軸に式５の値を取り、縦軸にブラウナイト層の厚さ取り、試料Ｎｏ．３３～４１の測定値をプロットした図８を作成した。そして、熱間加工温度毎に線分で結んだ。同図から理解できるように、熱間加工温度が１１５０℃以上の場合には、式５の値に関係なく、ブラウナイト層の生成が十分に抑制されることがわかる。一方、熱間加工温度が１１５０℃未満の場合には、式５の値が低いほどブラウナイト層が生成しやすくなり、特に０．４０未満になるとブラウナイト層の厚さが１０μｍを超えることが分かる。このことと、前述した図８から、ブラウナイト層の生成が曲げ疲労強度に影響を及ぼしている可能性があることが分かる。

＜式５の値とブラウナイト層厚さの相関に関する熱間加工温度の影響＞
次に、実験例４の結果に基づき、横軸に式５の値を取り、縦軸にブラウナイト層の厚さ取り、試料Ｎｏ．３３～４１の測定値をプロットした図７を作成した。そして、熱間加工温度毎に線分で結んだ。同図から理解できるように、熱間加工温度が１１５０℃以上の場合には、式５の値に関係なく、ブラウナイト層の生成が十分に抑制されることがわかる。一方、熱間加工温度が１１５０℃未満の場合には、式５の値が低いほどブラウナイト層が生成しやすくなり、特に０．４０未満になるとブラウナイト層の厚さが１０μｍを超えることが分かる。このことと、前述した図７から、ブラウナイト層の生成が曲げ疲労強度に影響を及ぼしている可能性があることが分かる。

したがって、窒化鋼部品の製造過程における熱間加工において、その熱間加工温度を１１５０℃未満に設定する場合には、化学成分設計において、式５を具備することが重要であると言える。

７ （回転曲げ疲労用）試験片
７１ 平行部
７２ 切欠き
８ （３点曲げ試験用）試験片
８１ ノッチ

Claims (5)

1. 窒化処理による表面硬化層を有する窒化鋼部品であって、
   質量％で、必須元素として、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．９０～１．５０％、Ｃｒ：１．３１～２．００％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｖ：０．１０～０．７０％、Ｍｏ：０．０５～０．３０％、及びＮ：０．００２０～０．０１８０％を含有し、
   任意元素として、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、及びＴｉ：０．０１～０．１０％の少なくとも１種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１～式４を満足する化学成分組成を有し、
   フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下である内部金属組織を有し、
   上記表面硬化層においては、硬さが５１３ＨＶ以上の硬化深さが０．３０ｍｍ以上であり、γ’相及びε相を含む化合物層が１０μｍ以上の厚みで表面に存在し、かつ、上記化合物層においては、γ’相の相分率が８０％以上である、窒化鋼部品。
   式１：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧７．０、
   式２：２．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０、
   式３：２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ＋９００≦１１５０、
   式４：－２Ｓｉ＋５Ｃｒ＋６Ａｌ＋２Ｖ＋５Ｍｏ≦１０．０
   （ただし、式１～式４における元素記号は、各元素の含有率（質量％）の値を示す。）
2. 窒化処理による表面硬化層を有する窒化鋼部品であって、
   質量％で、必須元素として、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｃｒ：１．３１～２．００％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｖ：０．１０～０．７０％、Ｎ：０．００２０～０．０１８０％、及びＢ：０．０００５～０．００５０％を含有し、
   任意元素として、Ｍｏ：０．００～０．３０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、及びＴｉ：０．０１～０．１０％の少なくとも１種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１’～式４を満足する化学成分組成を有し、
   フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下である内部金属組織を有し、
   上記表面硬化層においては、硬さが５１３ＨＶ以上の硬化深さが０．３０ｍｍ以上であり、γ’相及びε相を含む化合物層が１０μｍ以上の厚みで表面に存在し、かつ、上記化合物層においては、γ’相の相分率が８０％以上である、窒化鋼部品。
   式１’：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧４．０、
   式２’：１．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０、
   式３：２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ＋９００≦１１５０、
   式４：－２Ｓｉ＋５Ｃｒ＋６Ａｌ＋２Ｖ＋５Ｍｏ≦１０．０
   （ただし、式１’～式４における元素記号は、各元素の含有率（質量％）の値を示す。）
3. 上記化学成分組成は、さらに、下記式５を満足する、請求項１又は２に記載の窒化鋼部品。
   式５：Ｓｉ＋１０Ａｌ≧０．４
   （ただし、式５における元素記号は、各元素の含有率（質量％）の値を示す。）
4. 上記表面硬化層の内方に、ブラウナイト層が存在しない、あるいは１０μｍ以下の厚さで存在する、請求項１又は２に記載の窒化鋼部品。
5. 請求項１又は２に記載の窒化鋼部品を製造する方法であって、上記化学成分組成を有すると共に所望形状を有する鋼部品を準備し、該鋼部品に窒化処理を施して表面硬化層を設けるにあたり、上記窒化処理は、下記式Ａ及び式Ｂを満足する条件において行う、窒化鋼部品の製造方法。
   式Ａ：－３．０４×ｔ＋０．００５１７×Ｔ×ｔ≧３５、
   式Ｂ：１．３≦ｌｏｇ₁₀Ｋｎ＋０．００３×Ｔ≦１．６
   （ただし、Ｔ：窒化処理温度（℃）、ｔ：窒化処理時間（分）、Ｋｎ：窒化ポテンシャル（ａｔｍ^-0.5））

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