JP2006233300A - 非調質鋼軟窒化処理部品 - Google Patents

Abstract

【課題】調質処理を省略した状態で軟窒化処理を施した場合にも、高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有する非調質鋼軟窒化処理部品を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％およびＮ：０．０１５〜０．０３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、ベイナイト及びフェライトからなる混合組織またはベイナイト、フェライト及びパーライトからなる混合組織を有し、その混合組織中のベイナイト分率が５〜９０％であることを特徴とする非調質鋼からなる機械部品を軟窒化処理したものであって、その拡散層の組織は、拡散層のフェライト粒内に存在する棒状のγ’窒化物の長手方向の大きさが２０μm以下であること、を特徴とする軟窒化処理部品。
【選択図】なし

Description

本発明は非調質鋼に軟窒化処理を施した機械部品に関する。詳しくは、自動車、産業機械及び建設機械等のクランクシャフトやコネクティングロッド等の軟窒化処理を施した機械部品に関する。

従来、自動車、産業機械及び建設機械等のクランクシャフトやコネクティングロッド等の機械部品は、熱間鍛造等の方法で熱間加工した後に調質処理（焼入れ、焼戻し、焼ならし（焼準）、焼鈍）を施して製造される。調質処理によって組織の均質化と微細化がもたらされる。調質処理の後、主として疲労強度を高める目的で、軟窒化処理が施される。

軟窒化処理を施すことによってひずみが発生する。その歪は部品の寸法精度を害するので、軟窒化処理を施した後には曲げ矯正が行われることが多い。従って、軟窒化処理後の部品には、高い疲労強度と共に優れた曲げ矯正性が必要とされる。

上記の「優れた曲げ矯正性」とは、大きな曲げ変位量に到るまで、部品の表面にき裂が入らないことを意味する。

機械部品の製造においては、製造コスト削減および省エネルギーのために、調質処理を省略することが望まれており、近年、その要求は特に強まってきている。

しかし、調質処理を省略すると、熱間加工時に生成した不均質な組織が残存しやすく、また、熱間加工開始前の素材の加熱中に成長して粗大化した結晶粒が、そのまま製品中に残存し製品の機械的性質が低下する。そこで、通常、熱間加工の後に焼準処理を施してこの問題を解決している。熱間加工後に焼準処理を行わない場合には、結晶粒は粗大化したままであったり、熱間変形組織が部分的に残留した不均質な組織になる。従って、焼準処理を省略した材料では、軟窒化処理を施しても所望の疲労強度が得られない。

また、上記のように、軟窒化処理後の部品には曲げ矯正性が優れていることが必要とされるが、調質処理を省略した場合には、上述した粗大結晶粒組織または／および不均一組織のために軟窒化処理後の部品の曲げ矯正性は著しく劣ったものとなることが多い。

従って、コスト削減および省エネルギーを目的として調質処理を省略した場合にも、軟窒化処理後に高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を備えた機械部品の開発が望まれている。

以下では、調質処理の中の代表例として「焼準」を取り上げて説明する。焼準処理を省略した場合にも窒化処理後に高い疲労強度および優れた「曲げ矯正性」を備えた部品となり得る軟窒化処理用非調質鋼を得る方法については、これまでにも幾つかの提案がある。それらは下記の二つに大別される。

(1)鋼の微細組織を調質鋼と同様にフェライトとパーライトに保ったままで熱間鍛造での組織の粗大化をできるだけ避ける方法（例えば、特許文献１〜４参照）。

(2)鋼の微細組織をベイナイトにする方法（例えば、特許文献５〜９参照）。

特許文献１には、「合金元素の含有量が質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ≦０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、熱間加工後の組織が実質上フェライト・パーライト組織であり、フェライト面積率が３０％以上、フェライト粒度番号が５番以上の粒度であり、かつ、パーライトの平均寸法が５０μｍ以下であることを特徴とする窒化鋼」が開示されている。この鋼は、焼準処理を省略しても窒化処理後の疲労強度及び曲げ矯正性に優れていると記載されている。

特許文献２には、「鋼に窒化処理してなる窒化処理部品であって、前記鋼が、合金成分として質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、前記鋼は、熱間加工ままで、フェライトとパーライトからなる混合組織を有し、前記フェライトの結晶粒の平均寸法が５０μｍ以下であり、前記パーライトの結晶粒の平均寸法が５０μｍ以下であり、前記窒化処理による平均硬化深さが０．３ｍｍ以上であり、かつ、前記硬化深さの変動が０．１ｍｍ以内であることを特徴とする窒化処理部品」が開示されている。そして、この部品が、熱間鍛造後の焼準処理を省略して窒化処理されたものであっても、疲労強度及び曲げ矯正性に優れていると記載されている。

特許文献３には、「重量％で、Ｃ：０．２０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：０．３％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｎ：０．００８〜０．０２０％、Ｃａ：０．００５％以下、Ｐｂ：０．３０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、且つ、２２１Ｃ（％）＋９９．５Ｍｎ（％）＋５２．５Ｃｒ（％）−３０４Ｔｉ（％）＋５７７Ｎ（％）＋２５≧１５０を満たし、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成であって、組織が、フェライト及びパーライトからなり、そのフェライト分率が１０％以上であることを特徴とする軟窒化処理用鋼材」等が開示されている。

この特許文献３には、疲労強度を含有元素の回帰式として表現して、その因子が特定の大きさ以上であると共に、組織がフェライト及びパーライトからなりそのフェライト分率が１０％以上であれば、焼準処理を省略しても疲労強度及び曲げ矯正性に優れた窒化処理部品が得られると記載されている。

特許文献４には、「重量％で、Ｃ：０．３０〜０．４３％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１３％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｐｂ：０．２０％以下およびＮ：０．０１０〜０．０３０％を含有し残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＣｒが０．１０％以下、Ｖが０．０１％以下であることを特徴とする窒化用鋼」等が開示されている。

この特許文献４には、焼準処理を省略して窒化処理を施しても、窒化層における硬さ勾配をなだらかにすることにより、疲労強度及び曲げ矯正性に優れた製品が得られると記載されている。

特許文献５には、「Ｃ：０．１〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．６〜１．５０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１．１〜２．０％、Ｍｏ：０．５〜１．０％、Ｖ：０．０３〜０．１３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高疲労強度構造用鋼」等が開示されている。

この特許文献５では、Ｃｒは焼入れ性及び窒化硬化性を向上させるのに有効で、Ｖは析出する炭化物を微細化して疲労強度を高めるのに有効とされている。ここで、Ｃｒによる窒化硬化性は、Ｃｒ窒化物の析出によるものであるので、ここでの疲労強度の向上はＣｒ及びＶによる析出強化に基づくものである。しかし、この特許文献５では、いったん製造された鋼材に対して再度加熱し冷却してベイナイト組織としており、この鋼は、調質鋼の範疇に含まれるものである。

特許文献６には、「質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％未満、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、酸可溶Ａｌ：０．０１〜０．０４５％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする軟窒化処理用非調質鋼」等が開示されている。

この特許文献６では、熱間加工温度から空冷することによって得られるベイナイト組織を有する鋼は、強靭性に優れると共に、軟窒化処理を施した後に優れた曲げ矯正性を有するとされている。ここで、ベイナイトの硬さが硬くなり過ぎて機械加工性を損なわないようにするためにＣ濃度は０．３％未満とされ、ベイナイトを生成させるための鋼の焼入れ性を確保するためにＭｎ濃度は１．５％以上と規定されている。また、０．０１〜０．０５％のＣｒを添加して、Ｃｒ窒化物による析出強化で窒化層の硬さ増大を図るとしている。即ち、この特許文献６では、ベイナイト組織によって曲げ矯正性が改善されるのは、ベイナイトがフェライト・パーライト組織に比べて、同じ硬さでは靭性が高いためであるとの理由で、上述したように、ベイナイトの硬さが硬くなり過ぎないように、Ｃ濃度を０．３％未満としている。しかし、Ｃ濃度が０．３％未満では、耐摩耗性の不足が懸念される。クランクシャフトやコネクティングロッド等の機械部品では耐摩耗性も非常に重要な因子である。

特許文献７には、「重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：１．２０％以下、Ｍｎ：０．６０〜１．３０％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６〜０．０２０％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｓ：０〜０．０６０％、Ｐｂ：０〜０．２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、かつ、０．６０≦Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋１．６５Ｖ≦１．３５、または、０．６０≦Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋１．６５Ｖ＋０．５５Ｍｏ＋８Ｂ≦１．３５、残部Ｆｅおよび不可避的不純物、から成る鋼組成を有し、熱間圧延後あるいは熱間鍛造後冷却して、熱処理なしで、芯部硬さがＨｖ２００〜３００、組織がベイナイトまたはフェライト分率が８０％未満の「フェライト＋ベイナイト」の混合組織としたことを特徴とする軟窒化処理用鋼」が開示されている。

この特許文献７の発明でも、特許文献５と同様にＣｒ及びＶによる析出強化を利用して疲労強度の向上を図るという思想が採用されている。しかし、特許文献６と同様に、Ｃ濃度が０．３％未満と規定されているために、耐摩耗性の面での懸念が拭いきれない。

特許文献８には、「重量％で、Ｃ:０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：１．２０％以下、Ｍｎ：０．６０〜１．８０％、Ｃｒ：０．２０〜２．００％、Ａｌ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．００６〜０．０２０％、Ｖ：０．０５〜０．２０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から成る鋼、かつ、０．６０≦Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋１．６５Ｖ≦１．３５、および、０．２５Ｃｒ＋２Ｖ≦０．８５の条件を有する鋼を用い、熱間圧延あるいは熱間鍛造後冷却して、熱処理なしで、芯部硬さがＨｖ２００〜３００、組織が「フェライト＋パーライト」または「ベイナイト分率が２０％未満のフェライト＋パーライト(＋ベイナイト)」の混合組織を有し、それに軟窒化処理を施すことにより、高い表面硬さと深い硬化深さ、さらに低い熱処理歪特性を有することを特徴とする軟窒化処理用鋼」が開示されている。

この特許文献８の鋼は、Ｃ濃度が０．１５〜０．４０％であるから、耐摩耗性は向上していると予想される。しかし、この鋼についても、特許文献７の発明と同様にＣｒ及びＶによる析出強化を利用して疲労強度の向上を図るという思想が採用されている。

特許文献９には、「Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：１．００〜３．００％、Ｃｒ：０〜０．１５％、Ｖ：０〜０．０２％、Ｃｕ：０．５０〜１．５０％、Ｎｉ：Ｃｕ含有量の０．４倍以上を含有し、Ｂ、ＮおよびＴｉの含有量が、Ｂsol＝Ｂ−（１１／１４）｛Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ｝で定義されるＢsolで０．００１０〜０．００３０％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなることを特徴とする非調質窒化鍛造部品」が開示されている。

この特許文献９では「窒化用鋼としてはフェライト主体組織とするか、それが困難な場合にはフェライト＋パーライト組織よりもマルテンサイトあるいはベイナイトの単相組織が望ましい」とされている。ここでは、Ｃｒ及びＶによる析出強化は避けているが、代わりにＣｕによる析出強化を利用するという思想である。また、ベイナイト単相組織を得るために、Ｍｎ濃度を１．０％以上にしなければならないとしており、ベイナイト単相の非調質鋼を志向している。
一方、軟窒化処理条件の工夫に関しては、従来、化合物層を形成させるための時間を短縮させる軟窒化処理方法（特許文献１０参照）、化合物層の耐食性を高める軟窒化処理方法（特許文献１１参照）及び打痕に対する抵抗性を高める軟窒化処理方法（特許文献１２参照）が開示されているが、疲労強度や曲げ矯正性を向上させるための軟窒化処理方法は検討されていない。

例えば、特許文献１２では、軟窒化処理後にさらに、オーステナイト温度域に加熱して急冷する焼入れ処理によって拡散層と母材基地をマルテンサイト化して、これを再び焼戻すという熱処理を行って、機械部品の耐摩耗性や打痕に対する抵抗性を高める軟窒化処理方法が開示されている。しかしながら、軟窒化処理自体は、ガス軟窒化処理を標準温度（５７０〜５８０℃）で行う、とされているのみである。

特開平９−２９１３３９号公報 特開平９−３２４２５８号公報 特開平９−３２４２４１号公報 特開平１０−４６２８７号公報 特開平５−６５５９２号公報 特開２０００−３０９８４６号公報 特開平７−１５７８４２号公報 特開平８−１７６７３３号公報 特開２０００−１６０２８７号公報 特開２００３−２５３４２０号公報 特開２００２−３０２７５６号公報 特開平１１−２６９６３１号公報

上記のとおり、ベイナイト組織を活用することによって、軟窒化処理の後に疲労強度と曲げ矯正性に優れた部品となる軟窒化処理用非調質鋼を得る方法は既に知られている。しかしながら、添加合金元素による析出強化で疲労強度を高めることは、一方で、曲げ矯正性を低下させる。即ち、高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を両立させるという課題は、未だ解決されていない。

また、近年の更なる部品の高強度化の要請に応えるために、これまで以上に高い疲労強度を有し、しかも曲げ矯正性にも優れた軟窒化処理部品用の非調質鋼が求められている。しかし、上記した従来の「析出強化及び組織のベイナイト化」という技術では、必ずしもそうした要請には応えることができなかった。

こうした状況に鑑み、発明者らの一部は、先に、調質処理を省略した状態で軟窒化処理を施した場合にも、高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有する部品となる非調質軟窒化処理用鋼を提供することを目的とする発明を完成してＰＣＴ／ＪＰ２００４／０１２３７２として出願した。この発明の要旨とするところは、「質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％およびＮ：０．０１５〜０．０３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、ベイナイト及びフェライトからなる混合組織またはベイナイト、フェライト及びパーライトからなる混合組織を有し、その混合組織中のベイナイト分率が５〜９０％であることを特徴とする軟窒化処理用非調質鋼」にある。なお、この鋼は、Ｎｂ：０．００３〜０．１％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｓ：０．０１〜０．１％、およびＣａ：０．０００１〜０．００５％のうちの１種以上を含有してもよいものである。

本発明の目的は、この非調質軟窒化処理用鋼を踏まえて、調質処理を省略した状態で軟窒化処理を施した場合であっても、さらに改善された高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有する機械部品を提供することにある。

発明者らは、ＰＣＴ／ＪＰ２００４／０１２３７２の出願の後も、引き続き、研究を行ってきた。その結果、軟窒化処理時の冷却速度を工夫することにより、軟窒化処理後の部品の疲労強度と曲げ矯正性をさらに向上させ得ることに気付き、さらに検討を重ねた結果、下記の知見を得た。

（ａ）軟窒化処理後の拡散層の領域に観察される析出物のうち、鉄窒化物は専ら、軟窒化処理の冷却過程において生成し、その生成挙動は冷却条件に強く依存する。

（ｂ）拡散層に生成する主たる鉄窒化物は棒状のγ’-Ｆｅ４Ｎと円板状のα’’-Ｆｅ１６Ｎ２である。
（ｃ）拡散層におけるこれら鉄窒化物の生成の有無は、軟窒化処理された機械部品の疲労強度と曲げ矯正性に大きく影響する。特に、棒状のγ’窒化物であるγ’-Ｆｅ４Ｎの析出が、疲労強度を大きく低下させる。
（ｄ）拡散層におけるフェライト粒での窒素の存在形態を調整すること、すなわち、軟窒化処理時に導入される窒素を鉄窒化物として析出させることなく、できるだけ、過飽和な固溶窒素として、フェライトの強化を図ることで、軟窒化処理後の部品に、優れた疲労強度と曲げ矯正性とを持たせることができる。

本発明は上記の知見に基づいて完成されたものである。

本発明の要旨は、下記の非調質鋼軟窒化処理部品にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％およびＮ：０．０１０〜０．０３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、ベイナイト及びフェライトからなる混合組織またはベイナイト、フェライト及びパーライトからなる混合組織を有し、その混合組織中のベイナイト分率が５〜９０％であることを特徴とする非調質鋼を軟窒化処理した軟窒化処理部品であって、その拡散層のフェライト粒内に存在するγ’窒化物の長手方向の大きさが２０μm以下であることを特徴とする軟窒化処理部品。

（２）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％およびＮ：０．０１０〜０．０３０％を含有し、下記の第１元素群から選んだ１種以上の元素及び第２元素群から選んだ１種以上の元素のうちの一方又は両方を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、ベイナイト及びフェライトからなる混合組織またはベイナイト、フェライト及びパーライトからなる混合組織を有し、その混合組織中のベイナイト分率が５〜９０％であることを特徴とする非調質鋼を軟窒化処理した軟窒化処理部品であって、その拡散層のフェライト粒内に存在するγ’窒化物の長手方向の大きさが２０μm以下であることを特徴とする軟窒化処理部品。
第１元素群：
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、および
Ｂ：０．００１〜０．００５％
第２元素群：
Ｓ：０．０１〜０．１％、および
Ｃａ：０．０００１〜０．００５％
なお、ここでいう「拡散層」とは、ＪＩＳ Ｇ０５６２で定義されているもので、軟窒化処理された部品の表面層のうちの化合物層を除いた、窒素、炭素などの拡散が認められる層である。また、「γ’窒化物」とは、前記のγ’−Ｆｅ４Ｎのことである。

本発明によれば、非調質鋼を素材として、疲労強度及び曲げ矯正性に優れた高強度の軟窒化処理部品が得られる。したがって、部品製造コストの削減が可能になる。

以下、本発明の各要件について説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成
Ｃ：０．３０〜０．４５％
Ｃは、「ベイナイト＋フェライト」または「ベイナイト＋フェライト＋パーライト」の混合組織を得るための必須の元素である。オーステナイトの安定化及び材料の耐摩耗性の確保のために０．３０％以上の含有量が必要である。一方、０．４５％を超えると焼入性が上がり過ぎて有害なマルテンサイトの生成を招きやすくなる。従って、Ｃ含有量の適正範囲は、０．３０〜０．４５％である。

Ｓｉ：０．１〜０．５％
Ｓｉは、脱酸剤として製鋼工程で添加されるが、フェライトの固溶強化にも効くので０．１％以上の含有量が必要である。一方、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、鋼の熱間変形抵抗を高めたり、靭性や被削性を劣化させたりしてしまう。従って、Ｓｉ含有量の適正範囲は０．１〜０．５％である。

Ｍｎ：０．６〜１．０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸剤として製鋼工程で添加される。また、オーステナイトを安定化して「ベイナイト＋フェライト」の混合組織、または「ベイナイト＋フェライト＋パーライト」の混合組織を得るための必須の元素である。さらに、Ｍｎは鋼中のＳと結合してＭｎＳを形成し、被削性改善にも効果がある。

上記の混合組織において、ベイナイト分率は５％以上でなければならない。そして、この分率のベイナイトを生成させるような焼入性を確保するためには、０．６％以上のＭｎの含有量が必要である。一方、Ｍｎの含有量が１．０％を超えると焼入性が上がり過ぎて有害なマルテンサイトの生成を招きやすくなる。従って、Ｍｎの含有量の適正範囲は０．６〜１．０％である。

Ｔｉ：０．００５〜０．１％
Ｔｉは、熱間加工時の結晶粒粗大化を抑えるためのピンニング粒子を形成させるために必須の元素である。ピンニング粒子としてはＴｉの窒化物、炭化物、炭窒化物があり、充分な分布密度のピンニング粒子を生成させるためには、０．００５％以上の含有量が必要である。一方、Ｆｅ窒化物を作って母材強度の増大に寄与する鋼中のＮを消費し尽くさないためには、Ｔｉ含有量を０．１％以下に抑える必要がある。以上の理由で、Ｔｉ含有量の適正範囲は０．００５〜０．１％である。一層望ましいのは０．０１〜０．０５％である。

Ｎ：０．０１０〜０．０３０％
Ｎは、オーステナイトを安定化して「ベイナイト＋フェライト」の混合組織または「ベイナイト＋フェライト＋パーライト」の混合組織を得るため、結晶粒粗大化を抑えるためのピンニング粒子を構成するためと固溶窒素として固溶強化に寄与して母材強度を増大させるために添加する。ここで、ピンニング粒子として消費される分を考慮すると０．０１０％以上の含有が必要である。一方、Ｎが０．０３０％を超えるとインゴット中で気泡欠陥が生成して材質を損なうことがある。従って、Ｎの含有量の適正範囲は、０．０１０〜０．０３０％である。望ましいのは０．０１５〜０．０３０％であり、より望ましいのは０．０１５〜０．０２５％である。

本発明の軟窒化処理部品の素材として用いられる軟窒化処理用非調質鋼の一つは、上述の元素の他、残部がＦｅと不純物とからなる鋼である。

本発明の軟窒化処理部品の素材として用いられる軟窒化処理用非調質鋼の他の一つは、上述の元素に加えて、更に前記の第１元素群から選んだ１種以上の元素及び第２元素群から選んだ１種以上の元素のうちの一方又は両方を含有し、残部がＦｅと不純物とからなる鋼である。

第１群に属する元素、即ち、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、本発明鋼の強度を高めるという共通の作用効果を有する。それぞれの作用効果および含有量の限定理由は下記のとおりである。

Ｎｂ：０．００１〜０．１％
Ｎｂは、熱間加工時の結晶粒粗大化を抑えるためのピンニング粒子を形成させるために利用できる元素である。また、熱間加工を終えてからの冷却中に微細な炭窒化物となって析出し、母材の強度を高めるのにも効果がある。こうした効果を得るためには０．００１％以上の含有量が必要である。一方、含有量が０．１％を超えても効果は飽和する上、製鋼時に粗大な溶け残りの炭窒化物を形成して鋼片の品質を劣化させることがある。従って、Ｎｂを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．１％とするのが良い。望ましいのは０．００３〜０．１％、より望ましいのは０．００５〜０．１％、最も望ましいのは０．００５〜０．０５％である。

Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、鋼の焼入性を高めて高強度化に寄与し、かつ靭性の向上にも有効な元素である。また、Ｍｏを添加すると「ベイナイト＋フェライト」の混合組織、または「ベイナイト＋フェライト＋パーライト」の混合組織が得やすくなる。こうした効果を得るには、０．０１％以上の含有量が必要である。一方、Ｍｏの含有量が１．０％を超えると、焼入性が過度に高まるが故に、マルテンサイトの生成が促進されて、軟窒化処理後の曲げ矯正性や靭性を劣化させる。従って、Ｍｏを添加する場合には、その含有量を０．０１〜１．０％とするのが良い。より望ましい含有量は０．０５〜０．６％である。

Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｃｕを添加する場合は、その固溶強化及びオーステナイト安定化によるベイナイト分率の増大を期待する。従って、Ｃｕは０．０１％以上を含有させる。

Ｃｕ及びＮｉには、炭窒化物形成による析出強化の作用はないが、Ｃｕはフェライト中に時効析出して析出強化に寄与し得る。ただし、一般的な軟窒化処理の温度（５８０℃程度）と処理時間（数時間程度）を時効処理に代わるものとしたとき、充分なＣｕの析出を起こさせるためにはＣｕの含有量を１．０％以上とする必要がある。ところが、本発明の軟窒化処理部品では、軟窒化処理時にことさらＣｕの時効硬化作用を期待する必要はない。さらに、Ｃｕの融点は１０８５℃と低いので、製鋼工程での凝固過程で液相として残存する時間が長く、従って、鋼の粒界に偏析して熱間割れを誘起する。この弊害を除くために、本発明鋼においては、Ｃｕ含有量の上限を１．０％とする。なお、Ｃｕを多く添加する場合は、上記の弊害を防ぐためにＮｉを添加するのが望ましい。

ＮｉもＣｕと同様、オーステナイト安定化元素であり、固溶強化及び望ましいベイナイト分率の確保に効果があるので、０．０１％以上含有させるのが好ましい。一方、１．０％を超える量含有させても、その効果は飽和し、素材コストが増大するだけなので、その上限を１．０％とした。なお、Ｃｕと併用する場合は、前記の熱間割れを防止する効果を確実にするために、Ｃｕの含有量の１／２以上のＮｉを含有させるのが望ましい。

Ｂ：０．００１〜０．００５％
Ｂは、鋼の焼入れ性を高めて、「ベイナイト＋フェライト」の混合組織、または「ベイナイト＋フェライト＋パーライト」の混合組織の生成を促す。０．００１％以上の含有量でその効果が明瞭に発現する。一方、Ｂの含有量が０．００５％を超えると鋼の靭性が損なわれる。従って、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．００５％とするのが良い。

第２群の元素は、ＳとＣａであり、これらは本発明の軟窒化処理部品の素材として用いられる軟窒化処理用非調質鋼の被削性を改善する。それぞれの含有量の限定理由は下記のとおりである。

Ｓ：０．０１〜０．１％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％
ＳとＣａは、いずれも鋼材の被削性を向上させる元素である。添加すれば被削性がより一層向上するので、必要に応じて、いずれか１種または２種を添加する。しかしながら、過剰に添加すると、鋼片内での偏析欠陥を発生させたり、熱間加工性を劣化させたりするので、Ｓ含有量の範囲は０．０１〜０．１％、Ｃａ含有量の範囲は０．０００１〜０．００５％が適正である。Ｃａの望ましい下限は、０．００１％である。

以上に述べた元素以外は、本発明の軟窒化処理部品の素材として用いられる軟窒化処理用非調質鋼においては不純物であるので、意図的には添加しない。しかし、製鋼工程でのいたずらなコストアップを招かないために、不純物の許容量について次に述べる。

Ｐは、粒界に偏析して粒界脆化割れを助長するので０．０５％以下とするのが好ましい。

Ａｌは、脱酸剤として、通常、溶製時に添加される。Ａｌは、アルミナ粒子として鋼中に残存したり、また、Ｎと結合してＡｌＮを形成したりする。アルミナは硬度の高い酸化物系介在物であり、切削加工に使用される工具の寿命を短縮する。ＡｌＮは、軟窒化処理時には表面近傍に析出したり、表面化合物層の成長を促進したりして表面層硬さを著しく高めて、曲げ矯正性を劣化させる。また、ＡｌＮは熱間加工温度では固溶してしまうので、ピンニング粒子としての機能は期待できず、結晶粒の微細化には殆ど役に立たない。従って、Ａｌの含有量は低い方が良い。ただし、Ａｌ含有量の下限を極小にすることは、脱酸工程での制約を生んでコスト増大につながるので、本発明鋼の曲げ矯正性を阻害しない０．０５％以下とするのが好ましい。

ＣｒおよびＶも本発明鋼には添加しない。これらは不純物であり、その含有量は、少ないほど良い。その理由は、既に述べたように、ＣｒおよびＶは窒化物を析出させて鋼の表面近傍層の硬さを著しく高めて、曲げ矯正性を損なうからである。本発明の効果を損なわないこと、および、精錬コストや高炉−転炉法以外の方法による鋳片製造法における素材の純度等を勘案すると、Ｃｒは０．１５％まで、Ｖは０．０２％までは不純物として許容される。なお、Ｃｒは０．１％以下とするのが一層望ましい。

（Ｂ）本発明の軟窒化処理部品の素材の組織
本発明の軟窒化処理部品の素材として用いられる軟窒化処理用非調質鋼の組織は、ベイナイトとフェライトの混合組織、またはベイナイトとフェライトとパーライトの混合組織である。そしてこれらの混合組織中のベイナイト分率は５〜９０％である。

既述のとおり、ベイナイト変態を利用すればマルテンサイトの生成を避けることができると共に、粗大なパーライトコロニーよりは微細な組織を得ることができる。このベイナイト組織は、図１に示すような笹の葉状のフェライト（ベイニティック・フェライト）と、炭化物からなる。このベイニティック・フェライトは旧オーステナイト粒の内部に分散しており、旧オーステナイト粒界から発達した初析フェライト（ポリゴナルフェライト）よりも小さい。即ち、このベイナイトは「パーライトコロニー内に、形状は笹の葉状であるが比較的微細なフェライト（ベイニティック・フェライト）が分散した組織」であり、このベイニティック・フェライトが分散したパーライトコロニーは、このベイニティック・フェライトを含まない完全なパーライトコロニーの場合と比較すると、そのラメラー組織は乱れたものとなっている。

図２は、ベイニティック・フェライトが分散した旧オーステナイト粒のＳＥＭ像である。この図から明らかなように、パーライトコロニー内でのフェライト／セメンタイトのラメラー組織の配列は整然としたラメラー組織ではなく、各所に乱れが認められるものとなっている。こうした組織は、旧オーステナイト粒が全体的にパーライト変態したものよりも強度は低下するが、き裂の折れ曲がりやベイニティック・フェライト中でき裂先端での塑性変形が起こるために、き裂の進展抵抗という点では、粗大なパーライトコロニーよりも優れている。

すなわち、ベイナイト組織を混在させることによって、結晶粒組織が多少粗大化したとしても、き裂進展抵抗を高く保つことができる。そのためには、ベイナイトを面積率で５％以上含有させることが必要である。ここで、組織全体をベイナイトとしても構わないのであるが、ベイナイト分率が９０％を超える組織では、現実的にはマルテンサイトの混在が避けられない。マルテンサイトは、曲げ矯正性を劣化させ、機械加工性をも悪化させるので、その混在は好ましくない。従って、混合組織におけるベイナイト分率を５〜９０％としている。一層望ましいベイナイト分率は、１０〜８０％である。ベイナイト以外の組織は、実質的にフェライトまたはフェライトとパーライトである。

（Ｃ）本発明の軟窒化処理部品の素材の製造方法
本発明の軟窒化処理部品の素材として用いられる軟窒化処理用非調質鋼の組織は、例えば、以下に示す方法によって得ることができる。

熱間鍛造の素材としては、鋳塊を分塊圧延したビレット、連続鋳造材を分塊圧延したビレット等、あるいはこれらを熱間圧延した棒鋼のいずれでも良いが、規定した化学成分範囲を有する素材を準備する。これらの熱間鍛造用素材の加熱温度は１１００〜１２５０℃とする。熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷、あるいはファンを使った強制空冷程度とする。また、例えば、共析変態温度近傍までを速く冷却して、７００〜５００℃の範囲を緩冷却しても良いし、熱間鍛造後、直ちに５００〜３００℃程度まで冷却して、この温度で保持してベイナイト変態を促進させても構わない。冷却速度の調整は、事前に連続冷却変態図（ＣＣＴ曲線図）を作成しておき、ベイナイト変態領域を通過する冷却速度範囲を求め、求めた冷却速度範囲に調整すれば良い。

（Ｄ）本発明の軟窒化処理部品における拡散層の組織
本発明の軟窒化処理部品の拡散層では、フェライト粒内に存在する棒状のγ’窒化物の長手方向の大きさが２０μm以下である。

既述のとおり、拡散層に固溶した過飽和な窒素がγ’窒化物として析出したり、析出したγ’窒化物が大きく成長して、固溶窒素をさらに減少させてしまうと、フェライト粒の強度が低下して、疲労強度の低下を招く。さらに、γ’窒化物は棒状の形態をしていて、フェライト粒界からフェライト粒内へ伸びるように成長するために、γ’窒化物が長く大きく成長すると、フェライト粒内を横断するような状態で分布する。γ’窒化物の近傍では固溶窒素濃度が著しく低下しているために強度も低下しているので、細長いγ’窒化物が、フェライト粒内を横断するように分散すると、フェライト粒内に侵入してきたき裂はγ’窒化物／フェライト界面を、一層、伝播しやすくなり、き裂進展抵抗が低下する。すなわち、γ’窒化物の析出によって、フェライト粒自体の平均的な強度が低下している上に、γ’窒化物の近傍では局所的にき裂進展抵抗が低下しているので、疲労破壊し易くなるのである。したがって、γ’窒化物の析出、およびその成長を抑制する。

棒状のγ’窒化物の長手方向の大きさを２０μm以下と規定したのは以下の理由による。本発明の軟窒化処理部品の素材となる非調質鋼のフェライト粒の粒径は、概ね１０〜５０μｍである。したがって、フェライト粒界から粒内へ向かって成長する棒状のγ’窒化物が、フェライト粒内で連結して、あたかも一つの粗大なγ’窒化物がフェライト粒を横断しているような状況を避けるためには、棒状のγ’窒化物の長さを、フェライト粒径の１／２以下に抑制する必要がある、このことから、拡散層のフェライト粒内に存在する棒状のγ’窒化物の長手方向の大きさを２０μm以下と規定した。望ましくは、１０μm以下、より一層望ましくは、５μm以下である。

（Ｅ）本発明の軟窒化処理部品の拡散層を得るための手段
軟窒化処理には、ガス軟窒化処理、塩浴軟窒化処理（タフトライド処理）、イオン窒化等を用いることができる。いずれの方法にしても、製品の表面に厚さ２０μｍ程度の化合物層（窒化物層）とその直下の拡散層を均質に形成させ得る。ただし、いずれの軟窒化処理を用いるにしても、γ’窒化物の析出およびその成長を抑制して、γ’窒化物の長手方向の大きさを２０μm以下する必要がある。そのためには、軟窒化処理の均熱温度から室温への冷却工程において、工夫する必要がある。以下、軟窒化処理の均熱温度からの冷却工程について、ガス軟窒化処理を例に挙げて述べる。

ガス軟窒化処理によって機械部品を得るためには、例えば、ＲＸガスとアンモニアガスを１：１に混合した雰囲気中で均熱温度５５０〜６２０℃にて数十分から数時間の処理を行う。均熱温度が低すぎると、表面化合物層の成長が遅くなるとともに素材鋼中への窒素の拡散侵入も遅くなって十分な硬化作用が得られない。一方、均熱温度が高すぎると、冷却工程での部品の寸法変化（ゆがみ）が問題となる。したがって、均熱温度は５５０〜６２０℃がよく、より一層望ましい均熱温度は５８０〜６００℃の範囲である。均熱温度での保持時間（処理時間）によって、表面化合物層の厚さや鋼中に拡散侵入する窒素の量が決定される。所望の疲労強度向上の効果が得られ、かつ、工業的な生産効率の観点から、保持時間は３０分〜３時間とするのがよく、望ましくは１〜２時間とするのがよい。

軟窒化処理の均熱保持状態では、拡散侵入した窒素はＦｅとは表面に化合物層を形成するのみであって、拡散層領域においてはＦｅ窒化物の析出は起こらず窒素は母相中のＦｅに固溶状態にある。その後、均熱保持後の冷却過程において、冷却速度が小さいと拡散層領域の窒素は母相に固溶しきれなくなり、γ’窒化物が析出・成長する。一方、冷却速度を大きくした場合には、拡散層領域の窒素は母相に過飽和状態固溶し、γ’窒化物が析出・成長は抑制される。しかしながら、冷却速度を大きくしても冷却後に１００〜２００℃の温度で長時間保持されれば準安定相であるα’’窒化物が析出したり、さらに長時間その温度に保持された場合には、そのα’’窒化物はγ’窒化物に変態したりすることがある。このような窒化物が析出した場合には、疲労強度が低下する。特にγ’窒化物は疲労強度の低下させる効果が大きい。

本発明において、γ’窒化物の析出を抑制するためには、均熱温度からγ’窒化物の析出が起こらない２００℃までの冷却速度を1．０℃／秒以上に大きくすることが効果的であり、より望ましくは、冷却速度を1．５℃／秒以上にするのがよい。加えて、油焼入れを用いる場合には、油温を１００℃以下とし、機械部品の抜熱が十分に起こるような大きな熱容量をもった油槽を使うか、又は、一度に処理する部品の点数を減らすこと等により、部品が軟窒化処理後の冷却工程で１００〜２００℃の温度範囲に長時間（３０分以上）保持されないように注意することも、高い疲労強度を確保する上で重要である。

一般に、ガス軟窒化処理の均熱温度から室温への冷却には、焼入れひずみを低減させるために、水冷よりも冷却速度が小さい油冷（油焼入れ）が用いられている。また、冷却条件を調節するために、冷媒の油温を変化させたり、性状の異なる種々の熱処理油が用いられている。加えて、工業的なガス軟窒化処理では、操業効率や安全上の理由から、ＲＸガスとアンモニアガスの処理雰囲気から直接、油槽に油焼入れするわけではなく、処理雰囲気で満たされている加熱炉から、いったん、処理物を別の不活性なガスで満たされた空間に引き出して、そこで油槽に油焼入れされることが多い。

このようなガス軟窒化処理の均熱温度からの冷却工程において、例えば、５８０℃の処理雰囲気から処理物を別空間に引き出し、引き続いて、１００℃に保持した油槽に油冷すると、拡散層ではγ’窒化物とα’’窒化物の析出が認められることがある。これは、次の理由による。

１）処理物が油冷前に別空間に搬送された段階で、処理物の温度が５８０℃から４００℃程度にまで低下し、この時の冷却速度が小さいためにγ’窒化物の析出が起こる。

２）処理物が１００℃以上の油槽に長時間浸漬されている間に準安定相のα’’窒化物やさらには上記γ’窒化物の析出が起こる。

よって、このような冷却過程をとる場合にも、処理物が油冷前に別空間に搬送された段階での冷却速度を大きくし、処理物が高温の油槽に長時間浸漬されることを避けなければならない。

以下、実施例により本発明を詳しく説明する。

表１に示す化学成分の鋼１８０ｋｇを真空溶解炉にて溶製した後、鋼片を１２００℃まで加熱し、鋼材温度が１０００℃を下回らない様に熱間鍛造して直径５０ｍｍの丸棒とした。熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷により行った。この丸棒からミクロ組織観察用の試験片、段付き丸棒曲げ試験片、および平面曲げ疲労試験用の試験片を採取した。

ミクロ組織観察用の試験片は、その一部を切断して熱間鍛造ままの微細組織を倍率２００倍の光学顕微鏡で観察し、ベイナイト分率（面積率）を測定した。ベイナイトと定義した領域は、笹の葉状のベイニティック・フェライトが存在する領域を連続的な閉曲線で囲み、その領域の全視野面積に対する面積率から算定した。各鋼種のベイナイト分率は表１に合わせて示した。Ｎｏ．７の鋼は、フェライトとパーライトの組織でベイナイトは見られなかった。また、Ｎｏ．９の鋼は、ベイナイト分率が９０％を超え、マルテンサイトが生成していた。ミクロ組織観察用の試験片の残部は、平面曲げ疲労試験用の試験片とともに軟窒化処理を行い、拡散層の微細組織を走査電子顕微鏡（SEM）で観察して、γ’窒化物の大きさを調べた。γ’窒化物の大きさは、倍率１０００倍で１０視野を撮影した時に観察される最も長いγ’窒化物の長手方向の大きさとした。

段付き丸棒曲げ試験片は、中央部に両端よりも直径が太くなった幅１０ｍｍの段差がついた形状で、中央部の直径は１５ｍｍ、本体部分の直径は１０ｍｍ、また、段差の部分はコーナーＲが２ｍｍの曲率となっている。段付き丸棒曲げ試験片を軟窒化処理した後、この曲率の部分にひずみゲージを添付し、三点曲げの要領で曲げ矯正試験を行った。曲げ矯正性は、中央部に負荷を与えた時に、ひずみゲージが断線するまでの押込みストロークで評価した。押込みストロークが３ｍｍまで、ひずみゲージが破断しなかったものを、曲げ矯正性が良好であると判定した。

平面曲げ疲労試験用の試験片は直径４４ｍｍの円柱状の胴体にテーパーのついたネック部（ネック部直径は２０ｍｍ）を加工したものである。この試験片を軟窒化処理した後、試験片の頭部側を固定して、反対側の端部に繰返し荷重を負荷することで、平面曲げ疲労試験を行った。

軟窒化処理には、ＲＸガス：アンモニアガス＝１：１の雰囲気によるガス軟窒化処理を用いた。均熱温度は６００℃とし、均熱温度での保持時間は２時間とした。均熱処理を終えた試験片は、均熱室とはシャッターで隔てられていて窒素雰囲気に調整してある別室に、いったん、搬送された後、この別室の下部に据え付けてある油槽に挿入して油冷した。この際、別室に搬送されてから油槽に挿入されるまでの時間を変化させて、γ’窒化物の析出、成長の度合いを変化させた。油槽の油温は８０〜１５０℃の範囲内の所定の温度とし、油冷後に試験片が油槽中に保持される時間は１０〜９０分の範囲内の所定の時間とした。均熱温度からの冷却工程での冷却速度を、炉内すべてを窒素雰囲気とした状態で、平面曲げ疲労試験用の試験片の表面に点溶接したＰｔ−Ｒｈ熱電対により、別途、測定した。これは、実際のガス軟窒化処理での雰囲気中（ＲＸガス：アンモニアガス）では、熱電対の損傷が問題となるためである。測定に際しては、試験片が均熱室から別室に搬送されて油槽に挿入されるまでの時間を変化させた時の試験片の到達温度や同温度に至るまでの冷却速度に注意を払って測定を行った。

表２に、各鋼種について、γ’窒化物の大きさ、疲労強度および曲げ矯正性をまとめて示す。備考欄には、ガス軟窒化処理の均熱温度からの冷却工程での冷却速度や、油冷後の保持を含めて１００℃以上に保持されていた時間を合わせて示した。

表２から明らかなように、本発明では、焼準省略タイプとして高強度の範疇に分類される標準的な疲労強度：５５０ＭＰａと同等であるか、またはそれ以上の高い疲労強度と良好な曲げ矯正性（曲げストローク３ｍｍ以上）が得られている。

一方、ガス軟窒化処理での冷却速度が小さいために、γ’窒化物の大きさが２０μｍを越えるような場合には、一様に疲労強度が低下した。図３に、γ’窒化物が分散した時の拡散層の代表的な組織を示す。ここで、図中に矢印で示されるものが、特に粗大なγ’窒化物である。

また、素材となる非調質鋼の化学成分や微細組織が本発明から逸脱していると、γ’窒化物の大きさが２０μｍを以下であっても、疲労強度が低くなる、あるいは、曲げ矯正性が劣る結果となった。

以上のとおりであるから、本発明によれば、非調質鋼を素材として、疲労強度及び曲げ矯正性に優れた高強度の軟窒化処理鋼部品が得られる。したがって、部品製造コストの削減が可能になる。

本発明の軟窒化処理部品の素材として用いられる軟窒化処理用非調質鋼の「ベイナイト＋フェライト＋パーライト」混合組織の代表的な組織写真である。 ベイティニック・フェライトが分散した旧オーステナイト粒のＳＥＭ像である。 粗大なγ’窒化物（矢印で示す）が分散した時の拡散層の組織である。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％およびＮ：０．０１０〜０．０３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、ベイナイト及びフェライトからなる混合組織またはベイナイト、フェライト及びパーライトからなる混合組織を有し、その混合組織中のベイナイト分率が５〜９０％であることを特徴とする非調質鋼を軟窒化処理した軟窒化処理部品であって、その拡散層のフェライト粒内に存在するγ’窒化物の長手方向の大きさが２０μm以下であることを特徴とする軟窒化処理部品。
2. 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％およびＮ：０．０１０〜０．０３０％を含有し、下記の第１元素群から選んだ１種以上の元素及び第２元素群から選んだ１種以上の元素のうちの一方又は両方を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、ベイナイト及びフェライトからなる混合組織またはベイナイト、フェライト及びパーライトからなる混合組織を有し、その混合組織中のベイナイト分率が５〜９０％であることを特徴とする非調質鋼を軟窒化処理した軟窒化処理部品であって、その拡散層のフェライト粒内に存在するγ’窒化物の長手方向の大きさが２０μm以下であることを特徴とする軟窒化処理部品。
   第１元素群：
   Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
   Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
   Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
   Ｎｉ：０．０１〜１．０％、および
   Ｂ：０．００１〜０．００５％
   第２元素群：
   Ｓ：０．０１〜０．１％、および
   Ｃａ：０．０００１〜０．００５％
   

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