JP6721141B1

JP6721141B1 - 軟窒化用鋼および軟窒化部品並びにこれらの製造方法

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Publication number: JP6721141B1
Application number: JP2020507136A
Authority: JP
Inventors: 正之笠井; 直哉井原; 西村　公宏; 公宏西村
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2018-10-31
Filing date: 2019-10-28
Publication date: 2020-07-08
Anticipated expiration: 2039-10-28
Also published as: KR20210065170A; US20210381088A1; EP3875610A1; MX2021004914A; WO2020090739A1; KR102520984B1; JPWO2020090739A1; US11814709B2; EP3875610A4; CN112955571A; CN112955571B; EP3875610B1

Abstract

軟窒化処理前の機械加工性が確保された軟窒化用鋼を提供する。本発明の軟窒化用鋼は、質量％で、C：0.02％以上0.15％未満、Si：0.30％以下、Mn：1.5％以上2.5％以下、P：0.025％以下、S：0.06％以下、Cr：0.5％以上2.0％以下、Mo：0.005％以上0.2％以下、V：0.02％以上0.20％以下、Nb：0.003％以上0.20％以下、Al：0.020％超1.0％以下、Ti：0.0050％超0.015%以下、N：0.0200％以下およびSb：0.0030％以上0.010％以下を、式（１）または（２）を満足する範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成と、ベイナイト相の面積率が50％超および旧オーステナイト粒径が100μm以下であり円相当粒径が30nm以下のTi析出物が300個/μm²以上分散し、かつ旧オーステナイト粒界にSbが偏析する、鋼組織とを有する。

Description

本発明は、軟窒化用鋼およびこの軟窒化用鋼を用いる軟窒化部品、さらにこれらの製造方法に関する。本発明は、特に熱間鍛造性や軟窒化処理後における疲労特性に優れ、また軟窒化処理における熱処理歪みの小さい、自動車や建設機械の部品として好適な軟窒化用鋼に関するものである。

自動車の歯車等の機械構造部品には優れた疲労特性が要求され、そのために、表面硬化処理が施されるのが通例である。この表面硬化処理としては、浸炭処理、高周波焼入処理および窒化処理などが良く知られている。

このうち、浸炭処理は、高温のオーステナイト域においてＣを侵入・拡散させることから、深い硬化深さが得られ、疲労強度の向上に有効である。しかしながら、浸炭処理により熱処理歪みが発生することから、例えば静粛性等の観点より厳しい寸法精度が要求される部品には、浸炭処理の適用が困難であった。

また、高周波焼入処理は、高周波誘導加熱により表層部を焼入れする処理であるため、やはり熱処理歪みが発生する。よって、浸炭処理と同様に、高周波焼入処理後の部品は寸法精度に劣るものになる。

一方、窒化処理はAc₁変態点以下の比較的低温度域で窒素を侵入・拡散させて表面硬さを高める処理であるため、上記したような熱処理歪みは少ないとされている。しかしながら、処理時間が50〜100時間と長いことに加え、処理後に表層の脆い化合物層を除去する必要があるという問題があった。

そのため、窒化処理と同程度の処理温度で処理時間を短くした、軟窒化処理が開発され、近年では機械構造用部品などを対象に広く普及している。この軟窒化処理は500〜600℃の温度域で窒素（Ｎ）と炭素（Ｃ）を同時に侵入・拡散させて、表面を硬化するものであり、従来の窒化処理と比較して処理時間を半分以下とすることが可能である。

しかしながら、上述した浸炭処理では焼入硬化により部品の芯部硬度を上昇させることが可能であるのに対し、軟窒化処理は鋼の変態点以下の温度で処理を行うものであるため、芯部硬度が上昇しない。よって、軟窒化処理材は浸炭処理材と比較すると、疲労強度に劣るものであった。

このような軟窒化処理材の疲労強度を高めるため、通常、軟窒化処理前に焼入・焼戻し処理を行い、芯部硬度を上昇させているが、得られる疲労強度は十分とは言い難く、また、製造コストが上昇し、さらに機械加工性も低下する。

さらに、上述した軟窒化処理において炭窒化物生成元素を添加することで、疲労強度を向上させる技術も開発されている。しかし、炭窒化物の析出に伴って元素が拡散し、結晶格子の組み換えが必要となるため、少なからず、熱処理歪みが発生し、部品精度が低下する、という問題があった。

これらの、疲労強度と熱処理歪みという２つの課題を解決するために、特許文献１では、鋼中に、NiやAl、Cr、Tiなどを含有させることによって軟窒化処理後に高い曲げ疲労強度が得られる、軟窒化用鋼が提案されている。
すなわち、この鋼は、軟窒化処理により、芯部についてはNi−Al、Ni−Ti系の金属間化合物あるいはCu化合物で時効硬化させる一方、表層部については窒化層中にCr、Al、Ti等の窒化物や炭化物を析出硬化させることで、曲げ疲労強度を向上させている。

また、特許文献２では、Cuを0.5〜２％含有した鋼を、熱間鍛造で鍛伸後に空冷して、Cuが固溶したフェライト主体の組織とし、その後、580℃、120分の軟窒化処理中にCuを析出硬化させ、さらにTi、VおよびNb炭窒化物の析出硬化も併用することにより、軟窒化処理後に優れた曲げ疲労特性が得られる、軟窒化用鋼が提案されている。

特許文献３では、Ti-Mo炭化物、またそれらに更にNb、V、Wの一種または二種以上を含む炭化物を分散させた軟窒化用鋼が提案されている。

特許文献４では、V、Nbを含有する鋼において、窒化前の組織をベイナイト主体の組織とし、窒化前の段階におけるV、Nb炭窒化物の析出を抑制することで、窒化時にこれら炭窒化物が析出し、芯部硬度の向上が可能となり疲労強度に優れる窒化用鋼材が提案されている。

特開平5-59488号公報特開2002-69572号公報特開2010-163671号公報特開2013-166997号公報特許5567747号公報

しかしながら、特許文献１に記載の軟窒化鋼は、Ni−Al、Ni−Ti系の金属間化合物やCu等の析出硬化により曲げ疲労強度は向上するものの、加工性の確保が十分とは言い難く、Niを多量に含むため、生産コストが高くなるという問題があった。
また、前述したとおり、金属間化合物相の生成に伴って、大きな熱処理歪みが生じるため、部品精度が低下するという問題があった。

特許文献２に記載の軟窒化用鋼は、Cu、Ti、V、Nbを比較的多量に添加することが必要であるため、生産コストが高いという問題があった。また、合金元素を多く含むため、軟窒化による熱処理歪みが小さくない。

特許文献３に記載の軟窒化用鋼は、Ti、Moを比較的多量に含むため、やはり高コストであり、熱処理歪みが大きいという問題があった。

特許文献４および５に記載の窒化用鋼材は、被削性を確保するために、Cの低減によりベイナイト硬さの上昇を抑制している。さらに、Cを低減すると、焼入性が低下してベイナイト組織が生成しづらくなるため、これを補うために、焼入性の向上に有効なMn、Cr、Moを添加し、ベイナイト組織の生成促進を図っている。しかしながら、連続鋳造により圧延素材を製造する際に、連鋳割れと呼ばれる鋳片表面の欠陥が生じやすく、製造性を低下させるという問題があった。

本発明は、上記の問題を有利に解決するものであり、軟窒化処理前に硬化させることなく耐疲労性が確保され、かつ軟窒化処理において熱処理歪みの発生しない、軟窒化処理前の機械加工性に優れた軟窒化用鋼を、その製造方法とともに提供することを目的とする。また、本発明は、機械加工後の軟窒化処理により表面硬さを高めて耐疲労特性を向上させ、また軟窒化処理における熱処理歪みが少ないために寸法精度の高い、軟窒化部品を、その製造方法とともに提供することを目的とする。

さて、発明者らは、上記課題を解決するため、軟窒化用鋼の成分組成および組織の影響について鋭意検討を行った。その結果、発明者らは、鋼の成分組成としてVおよびNbを適正量含有させ、さらに鋼組織としてベイナイト相を面積率で50％超とすることにより、TiやCuといった比較的高価な元素の含有を抑制し、優れた機械加工性が得られるとの知見を得た。また、発明者らは、軟窒化処理後には、芯部にVおよびNbを含む微細な析出物を分散析出させて芯部硬さを上昇させ、かつTiとSbを複合添加し、夫々の添加量を適正化することによりTi炭窒化物を適正に分布させ、軟窒化における熱処理歪みを極力抑制できるとの知見も得た。
本発明は、上記の知見に基づき、更に検討を加えた末に完成されたものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
C：0.02％以上0.15％未満、
Si：0.30％以下、
Mn：1.5％以上2.5％以下、
P：0.025％以下、
S：0.06％以下、
Cr：0.5％以上2.0％以下、
Mo：0.005％以上0.2％以下、
V：0.02％以上0.20％以下、
Nb：0.003％以上0.20％以下、
Al：0.020％超1.0％以下、
Ti：0.0050％超0.015%以下、
N：0.0200％以下および
Sb：0.0030％以上0.010％以下
を、下記式（１）または（２）を満足する範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成と、
ベイナイト相の面積率が50％超および旧オーステナイト粒径が100μm 以下であり円相当粒径が30nm以下のTi析出物が300個/μm²以上分散し、かつ旧オーステナイト粒界にSbが偏析する、鋼組織と
を有する、軟窒化用鋼。
記
C：0.02％以上0.10％以下の場合
1.4≦A≦3.2 …（１）
ただし、A＝1000×｛7×(Ti/48)＋17×(Sb/122)｝
C：0.10％超0.15％未満の場合
0.9≦A≦2.3 …（２）
ただし、A＝850×｛5×(Ti/48)＋13×(Sb/122)｝

２．前記成分組成が、更に質量％で、
B：0.010％以下、
Cu：0.30％以下および
Ni：0.30％以下
のいずれか１種または２種以上を含有する前記１に記載の軟窒化用鋼。

３．前記成分組成が、更に質量％で、
Co：0.2％以下、
Zr：0.2％以下、
Hf：0.3％以下、
Ta：0.3％以下および
W：0.4％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する前記１または２に記載の軟窒化用鋼。

４．前記成分組成が、更に質量％で、
Pb：0.2％以下、
Bi：0.2％以下、
Zn：0.3％以下および
Sn：0.3％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する前記１、２または３に記載の軟窒化用鋼。

５．前記１から４の何れかに記載の成分組成および鋼組織を有する芯部と、該芯部の成分組成に対して窒素および炭素の含有量が高い成分組成を有する表層部と、を有する部品。

６．前記ベイナイト相中に、Vおよび／またはNbを含む析出物を有する前記５に記載の部品。

７．質量％で、
C：0.02％以上0.15％未満、
Si：0.30％以下、
Mn：1.5％以上2.5％以下、
P：0.025％以下、
S：0.06％以下、
Cr：0.5％以上2.0％以下、
Mo：0.005％以上0.2％以下、
V：0.02％以上0.20％以下、
Nb：0.003％以上0.20％以下、
Al：0.020％超1.0％以下、
Ti：0.0050％超0.015%以下、
N：0.0200％以下および
Sb：0.0030％以上0.010％以下
を、次式（１）または（２）を満足する範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材を、加熱温度1200℃以上で加工したのち650〜400℃の温度域における冷却速度を0.2℃/s以上として400℃以下まで冷却する第１の熱間加工を行い、さらにその後に、加熱温度1200℃以上で加工したのち700〜550℃の温度域における冷却速度を0.4℃/s以上として冷却を施す第２の熱間加工を行う、軟窒化用鋼の製造方法。
記
C：0.02％以上0.10％以下の場合
1.4≦A≦3.2 …（１）
ただし、A＝1000×｛7×(Ti/48)＋17×(Sb/122)｝
C：0.10％超0.15％未満の場合
0.9≦A≦2.3 …（２）
ただし、A＝850×｛5×(Ti/48)＋13×(Sb/122)｝

８．前記成分組成が、更に質量％で、
B：0.010％以下、
Cu：0.30％以下および
Ni：0.30％以下
のいずれか１種または２種以上を含有する前記７に記載の軟窒化用鋼の製造方法。

９．前記成分組成が、更に質量％で、
Co：0.2％以下、
Zr：0.2％以下、
Hf：0.3％以下、
Ta：0.3％以下および
W：0.4％以下、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する前記７または８に記載の軟窒化用鋼の製造方法。

１０．前記成分組成が、更に質量％で、
Pb：0.2％以下、
Bi：0.2％以下、
Zn：0.3％以下および
Sn：0.3％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する前記７、８または９に記載の軟窒化用鋼の製造方法。

１１．前記７から１０の何れかに記載の製造方法にて得られた軟窒化用鋼を、550〜600℃の温度で30分以上にて軟窒化処理を施すことを特徴とする軟窒化部品の製造方法。

本発明によれば、安価な成分系にて機械加工性に優れた軟窒化用鋼を得ることができる。また、本発明によれば、軟窒化処理後は、浸炭処理を施した例えばJIS SCr420材と同等以上の疲労特性を有し、JIS SCr420材と同等もしくはそれ以下の熱処理歪みの少ない軟窒化部品を得ることができる。従って、この軟窒化部品は、自動車等の機械構造部品に適用して極めて有用である。

軟窒化部品を製造する工程を示す概略図である。熱処理歪みを評価するための試験片の形状を示す図である。

以下、本発明の軟窒化用鋼および軟窒化部品について具体的に説明する。
まず、本発明の軟窒化用鋼および軟窒化部品において、成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。

C：0.02％以上0.15％未満
Cは、ベイナイト相の生成および強度確保のために添加する。しかしながら、C量が0.02％未満の場合、十分な量のベイナイト相が得られないだけでなく、軟窒化処理後にVおよびNbの析出物量が不足し、強度確保が困難となる。したがって、Cを0.02％以上は添加する。一方、Cを0.15％以上添加すると、生成したベイナイト相の硬さが増加し、機械加工性が低下するだけでなく、疲労特性がかえって低下する。したがって、C量は0.15％未満とする。より好ましくは、C量は0.04％以上0.13％以下である。C量は、0.04％以上がより好ましく、0.13％以下がより好ましい。

Si：0.30％以下
Siは、脱酸ならびにベイナイト相の生成に有効なため添加するが、0.30％を超えるとフェライトおよびベイナイト相の固溶硬化により、被削性および冷間加工性を劣化させる。したがって、Si量は0.30％以下とする。Si量は、好ましくは0.25％以下、より好ましくは0.20％以下である。なお、Siを脱酸に有効に寄与させるためには、添加量を0.01％以上とすることが好ましい。

Mn：1.5％以上2.5％以下
Mnは、ベイナイト相の生成ならびに強度向上に有効なために添加する。しかしながら、Mn量が1.5％未満の場合、ベイナイト相の生成量が少なくなり、軟窒化処理前にVおよびNbの析出物が生成するため、軟窒化前の硬さが増加する。加えて、軟窒化処理後におけるVおよびNb析出物の絶対量が減少するため、軟窒化処理後の硬さが低下して強度確保が困難となる。従って、Mnは1.5％以上添加する。一方、Mn量が2.5％を超えると、連鋳割れが生じ易くなり、また、被削性および冷間加工性を劣化させるため、Mn量は2.5％以下とする。好ましくは、Mn量は1.5％以上2.4％以下、より好ましくは1.6％以上2.3％以下の範囲である。Mn量は、1.6％以上が好ましく、2.4％以下が好ましく、2.3％以下がより好ましい。

P：0.025％以下
Pは、オーステナイト粒界に偏析し、粒界強度を低下することから連鋳割れが生じ易くなり、また、強度および靭性を低下させる元素である。従って、Pの含有量は極力低下することが望ましいが、0.025％までは許容される。なお、Pを0.001％未満とするには高いコストを要することから、工業的にはP量を0.001％まで低減すればよい。

S：0.06％以下
Sは、鋼中でMnSを形成し、被削性を向上させるのに有用な元素であるが、0.06％を超えて含有させると靭性や疲労特性を損なう。したがって、S量は0.06％以下に制限する。また、含有量が0.04％を超えると連鋳割れを生じ易くなる。そのため、好ましいS含有量は0.04％以下であり、0.03％以下がより好ましい。なお、Sによる被削性向上効果を発現させるためには、S含有量を0.002％以上とすることが好ましい。

Cr：0.5％以上2.0％以下
Crは、ベイナイト相の生成に有効なために添加する。また、Crは、軟窒化により窒化物を形成し、表面硬さを向上させる効果を有する。しかしながら、Cr量が0.5％未満の場合、ベイナイト相の生成量が少なくなり、軟窒化処理前にVおよびNbの析出物が生成するため、軟窒化前の硬さが増加する。加えて、軟窒化処理後におけるVおよびNb析出物の絶対量が減少するため、軟窒化処理後の硬さが低下して強度確保が困難となる。従ってCr量は0.5％以上とする。一方、Cr量が2.0％を超えると熱間延性が低下し、また、硬質化することで被削性を劣化させるので、Cr量は2.0％以下とする。好ましくは、Cr量は0.5％以上1.5％以下の範囲である。Cr量は0.5％以上が好ましく、1.5％以下が好ましい。

Mo：0.005％以上0.2％以下
Moは、焼入れ性を増し、ベイナイト相の生成を容易にする。その結果、Moには、VおよびNbの析出物を微細に析出させ、軟窒化処理材の強度を向上させる効果があり、Moは本発明において重要な元素である。この強度向上のために、Moは0.005％以上で添加するが、高価な元素のため、Moを0.2％を超えて添加すると、成分コストの上昇を招くだけでなく、被削性が低下する。このため、Mo量は0.005％以上0.2％以下の範囲とする。好ましくは、Mo量は0.015％以上0.2％以下の範囲、より好ましくは0.04％以上0.20％以下の範囲である。Mo量は、0.015％以上が好ましく、0.04％以上がより好ましく、0.20％以下が好ましい。

V：0.02％以上0.20％以下
Vは、軟窒化時の温度上昇により、Nbとともに微細析出物を形成して芯部硬さを増加させ、強度を向上させる重要な元素である。そのためには、V量を0.02％以上とする。一方、V量が0.20％を超えると析出物が粗大化し、十分な強度向上効果が得られないことに加え連続鋳造時の割れを助長する。また、合金コストが上昇する。そのため、V添加量は0.20％以下とする。好ましくはV量は0.02％以上0.18％以下の範囲である。

Nb：0.003％以上0.20％以下
Nbは、軟窒化時の温度上昇により、Vとともに微細析出物を形成して芯部硬さを増加させるため、疲労強度向上に極めて有効である。そのためには、Nb量を0.003％以上とする。一方、Nb量が0.20％を超えると、析出物が粗大化して十分な強度向上効果が得られないことに加え連続鋳造時の割れを助長するため、その添加量を0.20％以下とする。好ましくは、Nb量は0.02％以上0.18％以下の範囲である。Nb量は、0.02％以上が好ましく、0.18％以下が好ましい。

Al：0.020％超1.0％以下
Alは、AlNとして析出し、熱間加工中のγ粒の成長を抑制するため、積極的に添加する。このような観点から、Alは0.020％を超える添加とする。一方、Alを1.0％を超えて含有させてもその効果は飽和し、靱性が悪くなるだけでなく、連続鋳造時の割れを助長し、成分コストの上昇を招く不利が生じる。したがって、Al量は1.0％以下に限定する。好ましくは、Al量は0.020％超0.9％以下の範囲であり、より好ましくは0.020％超0.8％以下の範囲である。

Ti：0.0050％超0.015％以下
Tiは、連続鋳造時の冷却割れや、曲げ連鋳機を用いた際の、曲げ−曲げ戻しの際の表面割れを防止する有用な元素であり、0.0050％を超える範囲において積極的に添加する。一方、0.015％を超えると、粗大なTiNが発生し、かえって熱間鍛造時の割れが助長されるだけでなく、疲労強度の低下を招く。したがって、Ti量は0.015％以下に限定する。好ましくは、Ti量は0.0070％超0.013％以下の範囲であり、より好ましくは0.0070％以上0.012％以下である。Ti量は、0.0070％以上が好ましく、0.0070％超がより好ましく、0.013％以下が好ましく、0.012％以下がより好ましい。

N：0.0200％以下
Nは、鋼中で炭窒化物を形成し、軟窒化処理材の強度を向上させる有用な元素であり、好ましくは0.0020％以上で添加する。一方、N量が0.0200％を超えると、形成する炭窒化物が粗大化して鋼材の靭性を低下させる。また、鋳片の表面割れが生じ、鋳片品質が低下する。このため、Ｎ量は0.0200％以下の範囲に限定する。より好ましくは、N量は0.0180％以下である。

Sb：0.0030％以上0.010％以下
Sbは、鋳造時ならびに熱間圧延や熱間鍛造時の粒界酸化や表面割れを抑制し、製品の表面品質を向上させる効果がある。Sbの添加量が0.0030％に満たないと添加効果に乏しい。一方0.010％を超えて添加しても効果が飽和し、成分コストの上昇を招くことに加え、連続鋳造時の割れを助長する。したがって、Sb量は0.0030％以上0.010％以下の範囲に限定する。より好ましくは、0.0040％以上0.010％以下とする。

さらに、本発明では、C含有量に応じて、下記の式（１）および（２）を満足させる必要がある。
記
C：0.02％以上0.10％以下の場合
1.4≦A≦3.2 …（１）
ただし、A＝1000×｛7×(Ti/48)＋17×(Sb/122)｝
C：0.10％超0.15％未満の場合
0.9≦A≦2.3 …（２）
ただし、A＝850×｛5×(Ti/48)＋13×(Sb/122)｝

すなわち、TiおよびSbに関するパラメータを上記範囲とすることによって、熱間圧延時あるいは熱間鍛造時に、Ti炭窒化物が旧γ粒界に析出してγ粒の成長を抑制し、熱処理変形が小さくなる。一方、Tiを多量に添加すると、析出物が粗大化するため、γ粒の粗大化抑制が十分でない。
また、Sbはγ粒界に濃化（偏析）し、γ粒の粗大化を抑制することで、熱処理変形が小さくなる。
Ａ値が下限を下回ると、γ粒の粗大化抑制効果を十分に得ることができない。Ａ値が上限を上回ると、粗大なTiNの析出による熱間鍛造時の割れ発生、および／または、Sbによる連続鋳造時の割れ発生による表面性状の劣化が生じる。
ここで、鋼中のC含有量に応じて、上記式（１）あるいは式（２）を使い分けてTiおよびSbの含有量を調整しなければならない理由は、γ粒の粗大化抑制に対するTiおよびSbの寄与度が、鋼中C含有量に応じて異なるからである。C含有量が少ない場合は、Ti炭窒化物は析出しにくくなるから、γ粒の粗大化を抑制させるほどのTi炭窒化物を析出させるために必要なTi含有量を多めにしたり、Ti炭窒化物の析出しにくさを補うためにSb含有量を多めにしたりする必要がある。そのため、鋼中のC含有量が少なめ（0.02％以上0.10％以下）の場合は、A値を求める上でのTi含有量およびSb含有量に係る係数、および、A値の下限値が、それぞれ、鋼中のC含有量が多め（0.10％超0.15％未満）の場合よりも大きくなる。

本発明の基本成分組成は、以上の成分を含み、残部がFeおよび不可避的不純物である。
また、本発明では、上記の基本成分組成に、更に、必要に応じてB、CuおよびNiのいずれか１種または２種以上を添加することができる。
B：0.010％以下
Bは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト組織の生成を促進する効果を有するため、好ましくは、0.0003％以上で添加することが好ましい。一方、Bを0.010％を超えて添加すると、BがBNとして析出し、焼入れ性向上効果が飽和するだけでなく、成分コストの上昇を招く。したがって、Bを添加する場合は0.010％以下の範囲に限定する。より好ましくは、B量は0.0005％以上0.008％以下とする。B量は、0.0005％以上がより好ましく、0.008％以下がより好ましい。

Cu：0.30％以下
Cuは、軟窒化処理中にFeやNiと金属間化合物を形成し、析出硬化によって軟窒化処理材の強度を向上させるのに寄与し、またベイナイト相の生成にも有効である。そのためには、Cuを0.05％以上で添加することが好ましい。一方、Cu量が0.30％を超えると熱間加工性が低下するため、Cuは0.30％以下の範囲で添加することが好ましい。より好ましくは、Cu量は0.25％以下の範囲である。

Ni：0.30％以下
Niは、焼入れ性を増大し、低温脆性を抑制する効果を有する。そのためには、Niを0.05％以上で添加することが好ましい。一方、Ni量が、0.30％を超えると硬度が上昇し、被削性に悪影響を及ぼすばかりでなく、コスト的にも不利となる。したがって、Niは0.30％以下の範囲で添加することが好ましい。より好ましくは、N量は0.25％以下の範囲である。

さらに、以上の成分に加えて、Co、Zr、Hf、TaおよびWのいずれか１種または２種以上を添加することができる。
Co：0.2％以下、Zr：0.2％以下、Hf：0.3％以下、Ta：0.3％以下、W：0.4％以下
Co、Zr、Hf、TaおよびWは、いずれも鋼の強度向上に有効な元素であり、好ましくはそれぞれ0.01％以上で添加することができる。一方、CoおよびZrはそれぞれ0.2％、HfおよびTaはそれぞれ0.3％およびWは0.4％、を超えての添加は靱性を低下させることから、CoおよびZrはそれぞれ0.2％を上限とし、HfおよびTaはそれぞれ0.3％を上限とし、Wは0.4％を上限とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Co：0.02〜0.18％、Zr：0.02〜0.18％、Hf：0.03〜0.25％、Ta：0.03〜0.25%、W：0.04〜0.35％である。Co量は0.02％以上がより好ましく、0.18％以下がより好ましい。Zr量は0.02％以上がより好ましく、0.18％以下がより好ましい。Hf量は0.03％以上がより好ましく、0.25％以下がより好ましい。Ta量は0.03％以上がより好ましく、0.25％以下がより好ましい。W量は0.04％以上がより好ましく、0.35％以下がより好ましい。

さらにまた、以上の成分に加えて、Pb、Bi、ZnおよびSnのいずれか１種または２種以上を添加することができる。
Pb：0.2％以下、Bi：0.2％以下、Zn：0.3％以下、Sn：0.3％以下
Pb、Bi、ZnおよびSnは、鋼の被削性を向上させる効果を有する元素である。PbおよびBiはそれぞれ0.02％以上、ZnおよびSnはそれぞれ0.03％以上、にて添加することが好ましい。一方、PbおよびBiはそれぞれ0.2％、ZnおよびSnはそれぞれ0.3％、を超えて添加すると、強度や靭性を低下させる。したがって、PbおよびBiはそれぞれ0.2％、ZnおよびSnはそれぞれ0.3％、を上限とすることが好ましい。
なお、鋼の成分組成は、上記した元素および残部のFeおよび不可避的な不純物を有すればよいが、上記した元素および残部のFeおよび不可避的な不純物からなることが好ましい。

次に、本発明の軟窒用鋼における鋼組織について説明する。
［ベイナイト相：面積率で50％超］
本発明では、ベイナイト相を組織全体に対する面積率で50％超とすることが、極めて重要である。
さて、本発明で所期したところは、軟窒化処理時にVおよびNbの析出物を分散析出させ、これによって窒化層および芯部硬度を上昇させ、軟窒化処理後の疲労強度を向上させることにある。すなわち、軟窒化処理前にVおよびNbの析出物が多量に存在していると、通常軟窒化処理前に行われる切削加工時の被削性の観点からは不利である。また、ベイナイト変態過程では、フェライト−パーライト変態過程に比べ、母相中にVおよびNb析出物が生成しにくい。従って、本発明の軟窒化用鋼の鋼組織すなわち軟窒化処理前の鋼組織は、ベイナイト相を主体とする。具体的には、ベイナイト相を組織全体に対する面積率で50％超とする。ベイナイト相の面積率は、好ましくは60％超、より好ましくは80％超であり、100％であってもよい。

なお、ベイナイト相以外の組織としては、フェライト相やパーライト相等が考えられるが、これらの組織は少ないほど好ましいのは言うまでもない。

ここに、各相の面積率は次のように測定することができる。軟窒化用鋼から試験片を採取し、試験片を任意の位置で切断し、切断面を研磨後にナイタールで腐食し、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡(SEM)を用い、断面組織観察(150倍の光学顕微鏡組織観察)により相の種類を同定し、各相の面積率を求める。

［旧オーステナイト粒径：100μm以下］
旧オーステナイト粒径は、軟窒化処理時の熱処理歪みに影響を及ぼす。また、旧オーステナイト粒径は、疲労強度と靭性を支配する重要な因子でもある。旧オーステナイト粒径が100μmを超えると、軟窒化処理時の熱処理歪みが大きくなるとともに、疲労強度および靭性が劣化する。そのため、旧オーステナイト粒径は100μm以下とする。
なお、旧オーステイト粒径は、次のように測定することができる。上記の各相の面積率を求めた腐食後の試験片についての光学顕微鏡観察結果から、旧オーステナイト粒界を同定し、旧オーステナイト粒の円相当径の平均値を求める。

［円相当粒径が30nm以下のTi析出物：300個/μm²以上］
ベイナイト相中に所定量のTi析出物が分散析出していれば、熱間加工中の旧オーステナイト粒の成長を抑制でき、引き続く軟窒化処理中に生じ得る熱処理歪みを低減できる。熱間圧延および熱間鍛造に続く冷却中に旧オーステナイト粒が小さくなり、引き続く軟窒化処理中に生じうる、熱処理歪みを抑制することができる。そのためには、円相当径が30nm以下のTi析出物が300個/μm²以上は必要である。すなわち、円相当径が30nm以下のTi析出物の個数を限定するのは、軟窒化処理後の熱処理歪みを抑制するためには、旧オーステナイト粒の粗大化抑制が効果的であり、旧オーステナイト粒の粗大化抑制には、円相当径が30nm以下のTi析出物が寄与するからである。ちなみに、析出物の粒径の測定限界は、1nm程度である。そして、このTi析出物が分散する個数を300個/μm²以上とすることにより、軟窒化用鋼の旧オーステナイト粒の粗大化抑制を確実にはかることができる。

ここで、平均粒径が30nm以下のTi析出物が分散する個数は、次のように測定することができる。軟窒化材の芯部から、透過電子顕微鏡観察用の試料を、ツインジェット法を用いた電解研磨法により作成し、得られた試料について、透過電子顕微鏡TEMを用いて析出物の観察を行った。さらに観察される析出物の組成をエネルギー分散型X線分光装置EDXにより確認した。

［旧オーステナイト粒界にSb偏析］
Sbは、旧オーステナイト粒界に偏析して存在させることにより、旧オーステナイト粒が粗大になるのを避ける効果を有する。なぜなら、熱間加工中に旧オーステナイト粒界にSbが偏析していると、その後の冷却中に旧オーステナイト粒が小さくなるため、引き続く軟窒化処理中に生じうる、熱処理歪みを抑制することができる。

ここに、Sbの分布状態は、圧延方向と垂直な断面を鏡面研磨仕上げ後、EPMA（電子プローブマイクロアナライザー）にて得られたカラーマッピング像を観察して行う。粒界に偏析したSbは旧オーステナイト粒界に円状に観察されるため、画像解析により、旧オーステナイト粒界のSb偏析の有無を確認できる。

［部品］
上記した成分組成並びに鋼組織を有する軟窒化用鋼に軟窒化処理を施して部品とする。該部品は、上記した軟窒化用鋼の成分組成および鋼組織を有する芯部と、該芯部の成分組成に対して窒素および炭素の含有量が高い成分組成を有する表層部と、を有する。特に、鋼組織としては、前記ベイナイト相中に、Vおよび／またはNbを含む析出物を有することが好ましい。
すなわち、本発明の部品では、上記した軟窒化用鋼に軟窒化処理を施し、ベイナイト相中にVおよびNbを含む析出物を分散析出させることが好ましい。なぜなら、少なくとも芯部の組織中にVおよびNbを含む析出物を分散析出させることにより、少なくとも芯部の硬さが上昇し、軟窒化処理後の疲労強度が顕著に向上するからである。
ここで、芯部とは、表層部、すなわち軟窒化により窒素および炭素が拡散した硬化層を除く領域を意味するが、芯部以外についてもベイナイト相中には、V、Nbを含む析出物を分散させることが好ましい。

また、ベイナイト相中のVおよびNbを含む析出物は、その平均粒径を10nm未満とすることが、軟窒化処理後の析出強化に寄与させる上で好ましい。ちなみに、析出物の粒径の測定限界は、1nm程度である。

次に、本発明の軟窒化用鋼および部品の製造方法について説明する。
図１に、本発明に係る軟窒化用鋼(例えば、棒鋼)を用いて軟窒化部品を製造する際の、代表的な製造工程を示す。ここで、Ｓ１は素材となる棒鋼の製造工程、Ｓ２は搬送工程、Ｓ３は仕上げ工程である。

まず、棒鋼の製造工程(Ｓ１)で、鋳片を熱間圧延して鋼片とし、その後、鋼片を熱間圧延によって棒鋼する。その後、品質検査を経て、出荷する。そして、搬送(Ｓ２)後、仕上げ工程(Ｓ３)にて、該棒鋼を所定の寸法に切断し、熱間鍛造を行い、必要に応じてドリル穿孔や旋削等の切削加工で所望の形状(例えば、ギアやシャフト)とした後、軟窒化処理を行って、各種の部品とする。
また、Ｓ１工程における熱間圧延材をそのまま旋削やドリル穿孔等の切削加工で所望の形状に仕上げ、その後軟窒化処理を行い部品とすることもできる。なお、熱間鍛造の場合、熱間鍛造後に冷間矯正が行われる場合がある。また、最終製品にペンキやメッキ等の皮膜処理がなされる場合もある。

本発明の軟窒化用鋼の製造方法では、軟窒化処理前に、加熱温度1200℃以上で加工したのち650〜400℃の温度域における冷却速度を0.2℃/s以上として400℃以下まで冷却する第１の熱間加工を行い、さらにその後に、加熱温度1200℃以上で加工したのち700〜550℃の温度域における冷却速度を0.4℃/s以上として冷却を施す第２の熱間加工を行うことにより、前述の鋼組織を作り込むことが肝要である。
ここに、第１および第２の熱間加工における加工については、熱間圧延あるいは熱間鍛造を適用することができる。

［第１の熱間加工における加熱温度：1200℃以上］
最初の熱間加工、例えば熱間圧延工程では、被加工材(例えば鍛造部品の素材となる棒鋼)に粗大な炭窒化物が析出し疲労強度が損なわれないように、溶解時から残存する炭化物を一旦固溶させる。ここで、加熱温度が1200℃に満たないと、溶解時から残存する炭化物が十分に固溶しにくくなる。このため、加熱温度は1200℃以上とする。好ましくは、加熱温度は1200〜1250℃とする。

［第１の熱間加工における冷却条件：650〜400℃の温度域における冷却速度を0.2℃/s以上として400℃以下まで］
第１の熱間加工における冷却の際に、Sbが旧オーステナイト粒界に偏析した状態とする。650〜400℃の温度域における冷却速度が0.2℃/s以上であると、この温度域直上で粒界に優先的に析出したSbが拡散してしまい、結果としてSbが旧オーステナイト粒界に偏析した状態でなくなってしまう。よって、熱間圧延や熱間鍛造後には、650〜400℃の温度域における冷却速度を0.2℃/s以上として400℃以下まで冷却する必要がある。

［第２の熱間加工における加熱温度：1200℃以上］
２回目の熱間加工、例えば熱間鍛造工程では、上記熱間加工後の鍛造用素材に粗大な炭窒化物が析出し疲労強度を損なわないように、炭化物を一旦固溶させる。ここで、鍛造時等の加熱温度が1200℃に満たないと、炭化物が十分に固溶しにくくなる。このため、鍛造時等の加熱温度は1200℃以上とする。好ましくは、加熱温度は1200〜1250℃とする。

［第２の熱間加工における冷却条件：700〜550℃の温度域における冷却速度：0.4℃/s以上］
熱間圧延や熱間鍛造後の700〜550℃における冷却速度が0.4℃/s未満となると、ベイナイト相の面積率が50％超とならず、この場合微細析出物が析出し、硬質化することにより切削加工時に切削抵抗が増大し、工具寿命が低化する。このため、微細析出物の析出温度範囲である700〜550℃の温度域においては、鍛造等の加工後の冷却速度を、微細析出物が得られる限界冷却速度である0.4℃/s以上の速度とする。なお、200℃/sを超えると、硬質なマルテンサイト相が生成し、被削性が大きく低下するため、上記冷却速度の上限値は200℃/sとすることが好ましい。

次に、得られた圧延材または鍛造材に対して切削加工等を施して部品形状とし、その後、以下の条件で軟窒化処理を行って軟窒化部品を製造することができる。
次に、本発明の軟窒化用鋼を用いて、軟窒化部品を製造する方法について説明する。軟窒化部品は、上記の軟窒化用鋼に対して、必要に応じて切削等を行い部品形状に成形した後、軟窒化処理を行うことで製造できる。
［軟窒化処理条件］
軟窒化処理は、析出物を微細に析出させるように、軟窒化処理温度を550〜600℃、処理時間を30分以上として行う。ここに、軟窒化処理温度を550〜600℃の範囲とするのは、550℃に満たないと十分な量の析出物が得られず、一方600℃を超えると軟窒化雰囲気ガスの分解が十分でなく、軟窒化が困難となるからである。より好ましくは、軟窒化処理温度は560〜590℃の範囲である。軟窒化処理温度は、560℃以上がより好ましく、590℃以下がより好ましい。
なお、軟窒化処理ではNとCを同時に浸入・拡散させるため、NH₃やN₂といった浸窒性ガスと、CO₂やCOといった浸炭性ガスとの混合雰囲気、例えばNH₃：N₂：CO₂＝50：45：5の雰囲気で軟窒化処理を行えばよい。

以下、本発明の実施例について具体的に説明する。
表１に示す組成の鋼(鋼種1〜39)を連続鋳造機にて断面300mm×300mmの鋳片とした。その際、表面における割れの有無を調査した。この鋳片を1250℃で30分の均熱後に熱間圧延にて一辺が150mmの矩形断面の鋼片とした。その後、表２に示す条件に従って１回目の熱間加工（第１の熱間加工）となる熱間圧延を施して、50mmφの棒状の熱間圧延まま素材とした。次いで、上記した熱間圧延まま素材に、表２に示す条件に従って２回目の熱間加工（第２の熱間加工）となる熱間鍛造を施して、38mmφの熱間鍛造材（棒鋼）とし、その後、表２に示す条件に従って室温まで冷却した。

かくして得られた熱間鍛造材について、被削性を外周旋削試験により評価した。すなわち、熱間鍛造材を200mm長さに切断したものを試験材として用いた。切削工具としては、フォルダーが三菱マテリアル社製CSBNR 2020、また、チップは同じく三菱マテリアル社製SNGN 120408 UTi₂0高速度工具鋼を用いた。外周旋削試験の条件は、切り込み量1.0mm、送り速度0.25mm／rev、切削速度200m/minで、潤滑剤は用いなかった。評価項目としては、工具磨耗量（逃げ面磨耗量）が0.3mmとなるまでの時間を工具寿命とした。

また、上記した熱間鍛造材について、組織観察および硬度測定を行った。組織観察では、前述した方法により、相の種類を同定するとともに、各ベイナイト相の面積率を求めた。
硬度測定は、ビッカース硬度計を用い、JIS Z2244に準拠して径方向1/4位置の硬さを2.94N(300gf)の試験荷重で５点測定し、その平均値を硬さHVとした。

さらに、熱間鍛造材の表面からの径方向深さが直径の1/4の位置から、透過電子顕微鏡観察用の試料を、ツインジェット法を用いた電解研磨法により作製し、得られた試料について、加速電圧を200Vとした透過電子顕微鏡を用いて析出物の観察を行った。さらに観察される析出物の組成をエネルギー分散型Ｘ線分光装置(EDX)により求めた。

ついで、鋼種1〜39については、上記の熱間鍛造後、さらに軟窒化処理を施した。軟窒化処理は、NH₃：N₂：CO₂＝50：45：5の雰囲気で525〜620℃に加熱し、２時間保持することによって行った。
一方、鋼種40の熱間鍛造材については、比較のため、浸炭処理を施した。浸炭処理は、930℃で３時間浸炭し、850℃に40分保持後に油冷し、さらに170℃で１時間焼戻すことにより行った。

かくして得られた軟窒化処理材または浸炭熱処理材について、組織観察、硬度測定および疲労特性評価を行うとともに、熱処理歪み試験も行った。
ここで、組織観察は、軟窒化処理前と同様に、前述した方法により相の種類を同定するとともに、ベイナイト相の面積率を求めた。

硬度測定は、上記熱処理材の表面（表層部）硬さを表面から0.05mmの位置において、芯部硬さを表面からの径方向深さが直径の1/4の位置（以下、単に1/4位置という）において、それぞれ測定した。また、表面硬さおよび芯部硬さの測定はいずれも、ビッカース硬度計を用い、JIS Z2244に準拠して芯部の硬さを2.94N(300gf)の試験荷重で６点測定し、その平均値をそれぞれ表面硬さHV、芯部硬さHVとした。さらに、硬化層深さは、HV520以上となる領域の表面からの深さと定義して測定した。

熱処理歪み試験は、熱間鍛造後の棒鋼から図２に示す、Ｃ型試験片を採取し、このＣ型試験片を用いて行った。軟窒化処理前に、開口部D0をマイクロメータにて測定し、軟窒化処理後の開口部D1を測定する。熱処理歪みは、開口率：100×（D1−D0）／D0（％）を求めた。この際、熱処理歪み特性をランク付けし、I：開口率０〜１％、II：開口率１超２％以下、III：開口率２％超とした。

また、軟窒化材ならびに浸炭材の1/4位置から、透過電子顕微鏡観察用の試料を、ツインジェット法を用いた電解研磨法により作製し、得られた試料について、加速電圧を200Vとした透過電子顕微鏡を用いて析出物の観察を行った。さらに観察される析出物の組成をエネルギー分散型Ｘ線分光装置(EDX)により求めた。

表２に、各種測定結果並びに評価結果を併記する。No.1〜14、19が本発明例、No.15〜18、20〜45が比較例、No.46がJIS SCr420相当鋼に浸炭処理を施した従来例である。
表２から明らかなように、発明例No.1〜14、19はいずれも、浸炭処理を施した従来例No.46に比べて、熱処理歪みが抑制されている。また、No.1〜14、19の軟窒化処理前の被削性については、従来例No.46よりも優れている。

一方、比較例No.15〜18、20〜45は、成分組成あるいは得られた鋼組織が本発明の範囲外であったため、連続鋳造時に割れが生じているか、熱処理歪みが大きくなるか、あるいは被削性に劣っている。

Claims

質量％で、
C：0.02％以上0.15％未満、
Si：0.30％以下、
Mn：1.5％以上2.5％以下、
P：0.025％以下、
S：0.06％以下、
Cr：0.5％以上2.0％以下、
Mo：0.005％以上0.2％以下、
V：0.02％以上0.20％以下、
Nb：0.003％以上0.20％以下、
Al：0.020％超1.0％以下、
Ti：0.0050％超0.015%以下、
N：0.0200％以下および
Sb：0.0030％以上0.010％以下
を、下記式（１）または（２）を満足する範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成と、
ベイナイト相の面積率が50％超および旧オーステナイト粒径が100μm以下であり円相当粒径が30nm以下のTi析出物が300個/μm^２以上分散し、かつ旧オーステナイト粒界にSbが偏析する、鋼組織と
を有する、軟窒化用鋼。
記
C：0.02％以上0.10％以下の場合
1.4≦A≦3.2 …（１）
ただし、A＝1000×｛7×(Ti/48)＋17×(Sb/122)｝
C：0.10％超0.15％未満の場合
0.9≦A≦2.3 …（２）
ただし、A＝850×｛5×(Ti/48)＋13×(Sb/122)｝
前記成分組成が、更に質量％で、
B：0.010％以下、
Cu：0.30％以下および
Ni：0.30％以下
のいずれか１種または２種以上を含有する請求項１に記載の軟窒化用鋼。
前記成分組成が、更に質量％で、
Co：0.2％以下、
Zr：0.2％以下、
Hf：0.3％以下、
Ta：0.3％以下および
W：0.4％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の軟窒化用鋼。
前記成分組成が、更に質量％で、
Pb：0.2％以下、
Bi：0.2％以下、
Zn：0.3％以下および
Sn：0.3％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１、２または３に記載の軟窒化用鋼。
請求項１から４の何れかに記載の成分組成および鋼組織を有する芯部と、該芯部の成分組成に対して窒素および炭素の含有量が高い成分組成を有する表層部と、を有する部品。
前記ベイナイト相中に、Vおよび／またはNbを含む析出物を有する請求項５に記載の部品。
質量％で、
C：0.02％以上0.15％未満、
Si：0.30％以下、
Mn：1.5％以上2.5％以下、
P：0.025％以下、
S：0.06％以下、
Cr：0.5％以上2.0％以下、
Mo：0.005％以上0.2％以下、
V：0.02％以上0.20％以下、
Nb：0.003％以上0.20％以下、
Al：0.020％超1.0％以下、
Ti：0.0050％超0.015%以下、
N：0.0200％以下および
Sb：0.0030％以上0.010％以下
を、次式（１）または（２）を満足する範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材を、加熱温度1200℃以上で加工したのち650〜400℃の温度域における冷却速度を0.2℃/s以上として400℃以下まで冷却する第１の熱間加工を行い、さらにその後に、加熱温度1200℃以上で加工したのち700〜550℃の温度域における冷却速度を0.4℃/s以上として冷却を施す第２の熱間加工を行うことにより、
ベイナイト相の面積率が50％超および旧オーステナイト粒径が100μm以下であり円相当粒径が30nm以下のTi析出物が300個/μm ^２以上分散し、かつ旧オーステナイト粒界にSbが偏析する、鋼組織を有する軟窒化用鋼を得る、
軟窒化用鋼の製造方法。
記
C：0.02％以上0.10％以下の場合
1.4≦A≦3.2 …（１）
ただし、A＝1000×｛7×(Ti/48)＋17×(Sb/122)｝
C：0.10％超0.15％未満の場合
0.9≦A≦2.3 …（２）
ただし、A＝850×｛5×(Ti/48)＋13×(Sb/122)｝
前記成分組成が、更に質量％で、
B：0.010％以下、
Cu：0.30％以下および
Ni：0.30％以下
のいずれか１種または２種以上を含有する請求項７に記載の軟窒化用鋼の製造方法。
前記成分組成が、更に質量％で、
Co：0.2％以下、
Zr：0.2％以下、
Hf：0.3％以下、
Ta：0.3％以下および
W：0.4％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項７または８に記載の軟窒化用鋼の製造方法。
前記成分組成が、更に質量％で、
Pb：0.2％以下、
Bi：0.2％以下、
Zn：0.3％以下および、
Sn：0.3％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項７、８または９に記載の軟窒化用鋼の製造方法。
請求項７から１０の何れかに記載の製造方法にて得られた軟窒化用鋼を、550〜600℃の温度で30分以上にて軟窒化処理を施すことにより、
前記成分組成、並びに、ベイナイト相の面積率が50％超および旧オーステナイト粒径が100μm以下であり円相当粒径が30nm以下のTi析出物が300個/μm ^２以上分散し、かつ旧オーステナイト粒界にSbが偏析する、鋼組織を有する芯部と、
該芯部の成分組成に対して窒素および炭素の含有量が高い成分組成を有する表層部と、
を有する軟窒化部品を得ることを特徴とする軟窒化部品の製造方法。