JPH11181518A - 軟窒化用鋼材の製造方法及びその鋼材を用いた軟窒化部品 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】優れた耐疲労特性、耐摩耗性を呈するる軟窒化
部品と、その素材となる被削性に優れた軟窒化用鋼材の
製造方法を提供する。 【解決手段】C：0.15〜0.45％、Si：0.05〜0.5％、M
n：0.2〜2.5％、S：0.002〜0.2％、Cu：0.5〜1.5％、N
i：0.25〜0.75％で1.8≦Cu／Ni≦2.2、Cr：0.5〜2％、
V：0.05〜0.5％、Ti：0.04〜1.0％、Al：0.01〜0.3％、
N ≦0.008％、Mo：0〜0.3％、W：0〜0.5％、Pb：0〜0.3
5％、Ca：0〜0.01％、残部は Feと不純物からなる化学
組成で、鋼中のTi炭硫化物の最大直径が10μｍ以下、そ
の量が清浄度で0.05％以上である鋼を、熱間加工後に球
状化焼鈍して硬度をHv≦ 180とし、次いで冷間加工して
硬度をHv≧ 250する被削性に優れた軟窒化用鋼材の製造
方法。素材が上記の方法で製造された軟窒化用鋼材
であり、軟窒化後の表面硬度がHv≧ 600、有効硬化深さ
が0.1ｍｍ以上である軟窒化部品。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、軟窒化用鋼材の製
造方法及びその鋼材を用いた軟窒化部品に関し、より詳
しくは耐疲労特性、耐摩耗性、耐ピッチング性や耐スポ
ーリング性に優れた軟窒化部品と、その軟窒化部品の素
材となる被削性に優れた軟窒化用鋼材の製造方法に関す
る。（なお、繰り返し面圧の負荷により、材料表面が剥
離する疲労現象のうち、剥離が比較的小さいものを「ピ
ッチング」、剥離が比較的大きなものを「スポーリン
グ」と呼ぶことが多いので、本明細書においてもこれに
ならった。）

【０００２】

【従来の技術】自動車や産業機械に使用される多くの部
品、例えば歯車や軸受などには、一般に大きな疲労強度
や耐摩耗性が要求される。そのため前記部品は、所謂
「表面硬化処理」を施して製造されてきた。

【０００３】表面硬化処理としては一般に、浸炭焼入
れ、高周波焼入れ、炎焼入れ、窒化や軟窒化などの処理
が知られている。このうち、浸炭焼入れ、高周波焼入れ
や炎焼入れといったオーステナイト状態の高温域から急
冷（焼入れ）して表面を硬化させる処理では、部品に大
きな焼入れ歪が生じてしまう。更に、場合によっては焼
入れした部品に焼割れが生ずることもある。

【０００４】このため、所要部品に対して特に低歪であ
ることが要求される場合には、窒化や軟窒化処理が施さ
れている。

【０００５】しかし、一般の窒化処理は、アンモニアの
気流中で５００〜５５０℃に２０〜１００時間加熱後徐
冷する所謂「ガス窒化」処理であるため生産性が低くコ
ストが嵩む。このため、窒化温度が５５０℃前後の液体
窒化法が開発されているが、この方法の場合にも窒化に
は１２時間程度を要するので、必ずしも量産部品を低コ
ストで効率よく製造するのに適した方法とは言えない。
イオン窒化法によれば短時間で窒化が可能ではあるが、
温度測定が困難なことや、陰極となる被処理部品の配置
や形状、質量などによって温度や窒化層が不安定になっ
たりするので、この方法もやはり量産部品の製造に適し
ているとは言い難い。

【０００６】一方、軟窒化処理は、５７０℃程度の温度
のシアン系化合物の塩浴、又はＲＸガス（ＲＸガスは吸
熱型変成ガスの商標）にアンモニアを添加したガス中に
保持することにより、鋼材表面からＮ（窒素）とＯ（酸
素）を鋼中に侵入させて表層部を硬化させる方法で、短
時間処理が可能である。このうち前者のシアン系化合物
の塩浴を用いる方法は、廃液の処理にコストが嵩むた
め、後者のガスを用いる「ガス軟窒化法」が、低歪が要
求される量産品に適した表面硬化処理方法として重用さ
れている。

【０００７】従来、軟窒化用鋼としては、例えば、JIS
G 4105に規定されているクロムモリブデン鋼鋼材（ＳＣ
Ｍ４３５など）やJIS G 4202のアルミニウムクロムモリ
ブデン鋼鋼材（ＳＡＣＭ６４５）が多く使用されてき
た。

【０００８】しかし、ＳＣＭ４３５を初めとするＪＩＳ
に規定されたクロムモリブデン鋼鋼材を素材鋼とした部
品の場合、軟窒化処理後の表面からビッカース硬度（Ｈ
ｖ）５００の位置までの距離（以下、「有効硬化深さ」
という）は０．０５ｍｍ程度と小さい。更に、表面から
０．０２５ｍｍの位置におけるマイクロビッカース硬度
（以下、「表面硬度」という）もＨｖ６００以上になら
ない場合が多い。このため、疲労強度や耐摩耗性の点で
充分に満足できるものではなかった。

【０００９】一方、上記の欠点を改良するためにＳＡＣ
Ｍ６４５には窒化特性向上元素であるＡｌ及びＣｒが多
量に添加されている。しかし、ＳＡＣＭ６４５を素材鋼
とした場合も、軟窒化処理によって表面硬度はＨｖで８
００〜１１００と非常に高くなるものの、有効硬化深さ
は０．０８ｍｍ程度と小さい。したがって、表面部から
芯部（以下、軟窒化処理後の表面硬化されていない部分
を「芯部」という）への硬度勾配が急激になりすぎる。
そのため、高負荷の下で運転される歯車や軸受などで
は、表面硬化部と芯部の境界付近から剥離現象が起きや
すく、耐ピッチング性あるいは耐スポ−リング性が劣っ
ていた。更に、ＳＡＣＭ６４５は溶製、鋳造、熱間加工
が比較的困難であるし、冷間加工性が悪く複雑な形状の
部品にはプレス成形が難しいという問題もあった。

【００１０】特開昭５８−７１３５７号公報には、ＪＩ
Ｓ規格鋼の問題点を解決した「軟窒化用鋼」が開示され
ている。この公報で提案された鋼を素材鋼として用いれ
ば、確かに疲労強度、耐摩耗性に優れると共に耐ピッチ
ング性、耐スポーリング性にも優れた軟窒化部品を得る
ことは可能である。しかし、Ｓｉなどの強化に有効な元
素の含有量を低減して冷間加工性を向上させた鋼である
ため、軟窒化によって表面部は硬化するものの、逆に芯
部は軟窒化時の加熱で軟化するので、軟窒化後に芯部硬
度が低くなりすぎて疲労特性が劣化する場合もあった。

【００１１】更に、ＪＩＳ規格鋼であるＳＣＭ４３５な
どのクロムモリブデン鋼やアルミニウムクロムモリブデ
ン鋼のＳＡＣＭ６４５及び上記の特開昭５８−７１３５
７号公報で提案された鋼の場合には被削性が劣るため、
これを熱間鍛造や冷間鍛造した後に所望の軟窒化部品の
形状に成形するための切削加工のコストが嵩んでしま
う。このため、切削加工を容易にし、低コスト化を図る
ために被削性に優れた軟窒化用鋼材に対する要求がます
ます大きくなっている。

【００１２】従来、被削性を高めるために、鋼にＰｂ、
Ｔｅ、Ｂｉ、Ｃａ及びＳなどの快削元素を単独あるいは
複合添加することが行われてきた。しかし、前記したＪ
ＩＳ規格鋼や特開昭５８−７１３５７号公報で提案され
た鋼に、単に上記の快削元素を添加しただけの場合に
は、所望の機械的性質、なかでも疲労強度を確保できな
いことが多い。

【００１３】鉄と鋼（ｖｏｌ．５７（１９７１年）Ｓ４
８４）には、脱酸調整快削鋼にＴｉを添加すれば被削性
が高まる場合のあることが報告されている。しかし、Ｔ
ｉの多量の添加はＴｉＮが多量に生成されることもあっ
て工具摩耗を増大させ、被削性の点からは好ましくない
ことも述べられている。例えば、Ｃ：０．４５％、Ｓ
ｉ：０．２９％、Ｍｎ：０．７８％、Ｐ：０．０１７
％、Ｓ：０．０４１％、Ａｌ：０．００６％、Ｎ：０．
００８７％、Ｔｉ：０．２２８％、Ｏ：０．００４％及
びＣａ：０．００１％を含有する鋼では却ってドリル寿
命が低下して被削性が劣っている。このように、鋼に単
にＴｉを添加するだけでは被削性は向上するものではな
い。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記現状に
鑑みなされたもので、被削性と冷間加工性に優れた鋼を
素材とし、冷間加工後に軟窒化処理するだけで優れた疲
労特性、耐摩耗性、耐ピッチング性や耐スポーリング性
を呈する軟窒化部品を提供することを課題とする。更
に、本発明は、上記軟窒化部品の素材となる被削性に優
れた軟窒化用鋼材の製造方法を提供することも課題とす
る。

【００１５】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）に示す軟窒化用鋼材の製造方法及び（２）に示す
その鋼材を用いた軟窒化部品にある。

【００１６】（１）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜２．５
％、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｃｕ：０．５〜１．５
％、Ｎｉ：０．２５〜０．７５％で、且つ１．８≦Ｃｕ
（％）／Ｎｉ（％）≦２．２、Ｃｒ：０．５〜２％、
Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０４〜１．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．３％、Ｎ：０．００８％以下、Ｍ
ｏ：０〜０．３％、Ｗ：０〜０．５％、Ｐｂ：０〜０．
３５％、Ｃａ：０〜０．０１％、残部はＦｅ及び不可避
不純物からなる化学組成で、鋼中のＴｉ炭硫化物の最大
直径が１０μｍ以下で、且つ、その量が清浄度で０．０
５％以上である鋼を、熱間加工後に球状化焼鈍して硬度
をＨｖ１８０以下とし、次いで冷間加工して硬度をＨｖ
２５０以上にすることを特徴とする被削性に優れた軟窒
化用鋼材の製造方法。

【００１７】（２）素材が上記（１）に記載の方法で製
造された軟窒化用鋼材であり、軟窒化後の表面硬度がＨ
ｖ６００以上、且つ、有効硬化深さが０．１ｍｍ以上で
あることを特徴とする軟窒化部品。

【００１８】なお、本発明でいう「Ｔｉ炭硫化物」には
単なるＴｉ硫化物をも含むものとする。又、「（Ｔｉの
炭硫化物の）最大直径」とは「個々のＴｉの炭硫化物に
おける最も長い径」のことを指す。Ｔｉ炭硫化物の清浄
度は、光学顕微鏡の倍率を４００倍として、JIS G 0555
に規定された「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」に
よって６０視野測定した値をいう。

【００１９】以下において、上記（１）、（２）に記載
のものをそれぞれ（１）の発明、（２）の発明という。

【００２０】

【発明の実施の形態】本発明者らは、軟窒化部品の素材
となる鋼材の化学組成、並びに各製造工程における適正
なミクロ組織や機械的性質に関して調査・研究を行っ
た。その結果、次の知見を得るに到った。

【００２１】（ａ）軟窒化部品の耐疲労特性や耐ピッチ
ング性を向上させるには、いずれも表面硬度と有効硬化
深さを大きくすれば良い。又、耐摩耗性を向上させるに
は、表面硬度を大きくすれば良い。一方、耐スポーリン
グ性を向上させるには、有効硬化深さを大きくすれば良
い。

【００２２】（ｂ）軟窒化処理を施し、表面硬度をＨｖ
６００以上、有効硬化深さを０．１ｍｍ以上とすれば、
軟窒化部品の耐疲労特性、耐摩耗性、耐ピッチング性及
び耐スポーリング性を著しく高めることができる。

【００２３】（ｃ）軟窒化後の芯部硬度がＨｖ２５０以
上であれば、例えば、自動車のミッションギアのように
高い負荷が加わる部品においても、部品内部を起点とし
て曲げ疲労が生ずることはない。

【００２４】（ｄ）鋼材を球状化焼鈍して硬度をＨｖ１
８０以下に低下させれば、冷間加工性が向上して金型寿
命を大幅に改善できる。

【００２５】（ｅ）適正量のＣｕとＮｉとを含有する鋼
材を球状化焼鈍して硬度をＨｖ１８０以下にし、冷間鍛
造による加工硬化で硬度をＨｖ２５０以上に上昇させれ
ば、次に軟窒化処理を施しても、軟窒化時の加熱で軟化
して芯部硬度が低下することはない。すなわち、芯部硬
度を軟窒化前の値に維持、あるいは更に高めることがで
きる。このため、軟窒化部品にはＨｖ２５０以上の高い
芯部硬度が安定して確保できるので、耐疲労特性、なか
でも耐曲げ疲労特性が大きく向上する。

【００２６】なお、特に断らない限り、軟窒化する前の
状態（例えば球状化焼鈍後、冷間加工後）の硬度とは、
軟窒化後の芯部に相当する部分（例えば「中心部」）の
硬度のことをいう。

【００２７】（ｆ）上記の（ａ）〜（ｅ）から、優れた
冷間加工性を有する鋼を素材鋼とし、これに冷間加工を
施して加工硬化により充分な硬度を確保し、次に軟窒化
して硬く深い窒化層を形成させるが、この軟窒化のため
の加熱で前記の加工硬化による硬度（すなわち芯部硬
度）を維持あるいは更に上昇できれば、軟窒化部品に大
きな耐疲労特性、耐摩耗性、耐ピッチング性及び耐スポ
ーリング性を付与できる。

【００２８】（ｇ）鋼に適正量のＴｉを添加し、鋼中の
介在物制御として硫化物をＴｉ炭硫化物に変え、上記Ｔ
ｉ炭硫化物を微細に分散させれば、鋼材の被削性が飛躍
的に向上する。そこで、更に研究を続けた結果、下記の
事項を見いだした。

【００２９】（ｈ）Ｓとのバランスを考慮して鋼にＴｉ
を積極的に添加して行くと、鋼中にＴｉ炭硫化物が形成
される。

【００３０】（ｉ）鋼中に上記のＴｉ炭硫化物が生成す
ると、ＭｎＳの生成量が減少する。

【００３１】（ｊ）鋼中のＳ含有量が同じ場合には、Ｔ
ｉ炭硫化物はＭｎＳよりも大きな被削性改善効果を有す
る。これは、Ｔｉ炭硫化物の融点がＭｎＳのそれよりも
低いため、切削加工時に工具のすくい面での潤滑作用が
大きくなることに基づく。

【００３２】（ｋ）Ｔｉ炭硫化物の効果を充分発揮させ
るためには、Ｎ含有量を低く制限することが重要であ
る。これは、Ｎ含有量が多いとＴｉＮとしてＴｉが固定
されてしまい、Ｔｉ炭硫化物の生成が抑制されてしまう
ためである。

【００３３】（ｌ）製鋼時に生成したＴｉ炭硫化物は、
通常の熱間加工のための加熱温度及び焼準における通常
の加熱温度では基地に固溶しない。したがって、オース
テナイト領域において所謂「ピン止め作用」が発揮され
るので、オーステナイト粒の粗大化防止に有効である。
勿論、Ｔｉ炭硫化物は軟窒化処理の加熱温度でも基地に
固溶しない。

【００３４】（ｍ）Ｔｉ炭硫化物によって被削性を高め
るとともに大きな強度、特に、大きな疲労強度を確保す
るためには、Ｔｉ炭硫化物のサイズと、その清浄度で表
される量（以下、単に「清浄度」という）を適正化して
おくことが重要である。

【００３５】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たものである。

【００３６】以下、本発明の各要件について詳しく説明
する。なお、成分含有量の「％」は「重量％」を意味す
る。

【００３７】（Ａ）素材鋼の化学組成 Ｃ：０．１５〜０．４５％ Ｃは、ＳとともにＴｉと結合してＴｉの炭硫化物を形成
し、被削性を高める作用を有する。更に、Ｃは、静的強
度を確保するのにも有効な元素である。しかし、その含
有量が０．１５％未満では所望の静的強度（冷間加工後
に軟窒化処理した後の芯部硬度、すなわち最終製品であ
る軟窒化部品の芯部硬度としてＨｖ２５０以上）が確保
できない。一方、０．４５％を超えると芯部の延性、靭
性の低下をきたすとともに、冷間加工性を劣化させてし
まう。更に、軟窒化後の表面硬度及び硬化深さが却って
減少するようになる。したがって、Ｃの含有量を０．１
５〜０．４５％とした。

【００３８】Ｓｉ：０．０５〜０．５％ Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高めるとともに静的強度を向上
させる作用を有する。しかし、その含有量が０．０５％
未満では、前記した所望の静的強度が確保できない。一
方、０．５％を超えると靭性の劣化を招いて、冷間加工
性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｓｉの含有量を０．
０５〜０．５％とした。

【００３９】Ｍｎ：０．２〜２．５％ Ｍｎは、焼入れ性の向上と芯部強度の確保に有効な元素
である。しかし、その含有量が０．２％未満では添加効
果に乏しく、一方、２．５％を超えて含有させると偏析
を生じて冷間加工性の劣化をもたらす。したがって、Ｍ
ｎの含有量を０．２〜２．５％とした。なお、Ｍｎの含
有量は０．５〜１．５％とすることが好ましい。

【００４０】Ｓ ：０．００２〜０．２％ ＳはＣとともにＴｉと結合してＴｉの炭硫化物を形成
し、被削性を高める作用を有する。しかし、その含有量
が０．００２％未満では所望の効果が得られない。

【００４１】従来、快削鋼にＳを添加する目的は、Ｍｎ
Ｓを形成させて被削性を改善させることにあった。しか
し、本発明者らの検討によると、上記のＭｎＳの被削性
向上作用は、切削時の切り屑と工具表面との潤滑性を高
める機能に基づくことが判明した。しかもＭｎＳは巨大
化し、鋼材本体の地疵を大きくし、欠陥となる場合があ
る。本発明におけるＳの被削性改善作用は、適正量のＣ
とＴｉとの複合添加によってＴｉ炭硫化物を形成させる
ことで初めて得られる。このためには、上記したように
０．００２％以上のＳの含有量が必要である。一方、Ｓ
を０．２％を超えて含有させても被削性に与える効果に
変化はないが、鋼中に粗大なＭｎＳが再び生じるように
なり、地疵等の問題が生じる。更に、熱間での加工性が
著しく劣化し熱間での塑性加工が困難になるし、靭性が
低下することもある。したがって、Ｓの含有量を０．０
０２〜０．２％とした。Ｓの好ましい含有量は０．００
４〜０．１％である。

【００４２】Ｃｕ：０．５〜１．５％ Ｃｕは、本発明において重要な元素であって、軟窒化処
理時に微細に析出して鋼を硬化させる作用を有する。こ
のため被処理鋼材は、軟窒化のための加熱で軟化するこ
とがなく軟窒化前の硬度を維持でき、場合によっては逆
に硬化する。前記のＣｕの効果は、特に、球状化焼鈍し
て硬度をＨｖ１８０以下にし、冷間鍛造による加工効果
で硬度をＨｖ２５０以上に上昇させた鋼材において大き
く発揮される。しかし、その含有量が０．５％未満では
充分な量が微細析出しないので添加効果に乏しい。一
方、１．５％を超えて含有させると前記の効果が飽和す
るばかりか熱間加工性の劣化をもたらす。したがって、
Ｃｕ含有量を０．５〜１．５％とした。

【００４３】Ｎｉ：０．２５〜０．７５％ Ｎｉは、上記のＣｕを基地に完全に固溶させて、軟窒化
処理に際しＣｕの析出硬化作用を充分発揮させる効果を
有する。この作用は後述するＣｕ（％）／Ｎｉ（％）の
比が１．８〜２．２の場合に顕著である。しかし、Ｎｉ
の含有量が０．２５％未満では添加効果に乏しく、０．
７５％を超えて含有させても前記の効果は飽和する。こ
のため、Ｎｉの含有量を０．２５〜０．７５％とした。

【００４４】Ｃｕ（％）／Ｎｉ（％）：１．８〜２．２ Ｃｕ（％）／Ｎｉ（％）の値が１．８〜２．２の場合
に、適正量のＣｕとＮｉの複合添加によりＣｕが基地に
完全に固溶して、軟窒化処理に際し析出硬化するＣｕの
作用の発現が顕著となる。したがって、Ｃｕ（％）／Ｎ
ｉ（％）の値を１．８〜２．２とした。なお、Ｃｕ
（％）／Ｎｉ（％）の値は１．９〜２．１とすることが
好ましい。

【００４５】Ｃｒ：０．５〜２％ Ｃｒは、軟窒化時に鋼材表面から侵入してくるＮと結合
して、表面硬度を高めるとともに硬化深さを大きくする
のに極めて有効な元素である。しかし、その含有量が
０．５％未満では上記の作用が期待できない。一方、Ｃ
ｒを２％を超えて含有させると、軟窒化によって表面硬
度が高くなりすぎるために、表面から芯部にかけての硬
度勾配が急激なものとなってしまい、却って耐スポーリ
ング性や耐ピッチング性が劣化してしまう。したがっ
て、Ｃｒの含有量を０．５〜２％とした。

【００４６】Ｖ：０．０５〜０．５％ Ｖは、軟窒化処理時に鋼材表面から侵入してくるＮ及び
Ｃと結合して微細なバナジウム炭窒化物として析出する
ことにより、表面硬度を高め、更に、硬化深さを大きく
する作用を有する。Ｖ添加鋼においては上記のＣｒ添加
の場合に比べて、表面硬度の上昇割合が小さいのに対し
て硬化深さの増大割合は極めて大きく、且つ前記炭窒化
物が析出して芯部硬度を高めるため、硬化深さの大き
い、表面から芯部への硬度勾配が緩やかな硬化曲線が得
られる。しかし、Ｖ含有量が０．０５％未満では添加効
果に乏しく、一方、０．５％を超えて含有させても前記
の効果が飽和してコストが嵩むばかりか、却って脆化現
象の発現をきたすようになる。したがって、Ｖ含有量を
０．０５〜０．５％とした。なお、Ｖ含有量は０．１〜
０．３％とすることが好ましい。

【００４７】Ｔｉ：０．０４〜１．０％ Ｔｉは、本発明において介在物を制御するための重要な
合金元素である。その含有量が０．０４％未満ではＳを
充分Ｔｉ炭硫化物に変えることができないので、被削性
を高めることができない。一方、１．０％を超えて含有
させても、被削性改善効果が飽和してコストが嵩むばか
りか、靭性及び熱間加工性が著しく劣化してしまう。し
たがって、Ｔｉ含有量を０．０４〜１．０％とした。な
お、良好な被削性と靭性を安定して得るためには、Ｔｉ
の含有量を０．０６〜０．８％とすることが好ましい。

【００４８】Ａｌ：０．０１〜０．３％ Ａｌは、鋼の脱酸の安定化及び均質化を図る作用があ
る。更に、侵入Ｎと結合して表面硬度を高める効果を有
する。しかし、その含有量が０．０１％未満では上記の
作用が期待できない。一方、０．３％を超えると硬化深
さを小さくしてしまう。したがって、Ａｌの含有量を
０．０１〜０．３％とした。なお、Ａｌ含有量は０．０
１〜０．１５とすることが好ましい。

【００４９】Ｎ：０．００８％以下 本発明においてはＮの含有量を低く制御することが極め
て重要である。すなわち、ＮはＴｉとの親和力が大きい
ために容易にＴｉと結合してＴｉＮを生成し、Ｔｉを固
定してしまうので、Ｎを多量に含有する場合には前記し
たＴｉの炭硫化物の被削性向上効果が充分に発揮できな
いこととなる。更に、粗大なＴｉＮは靭性及び被削性を
低下させてしまう。したがって、Ｎ含有量を０．００８
％以下とした。なお、Ｔｉ炭硫化物の効果を高めるため
にＮ含有量の上限は０．００６％とすることが好まし
い。

【００５０】Ｍｏ：０〜０．３％ Ｍｏは添加しなくても良い。添加すれば、鋼の焼入れ性
を高めるとともに軟窒化時の芯部の軟化抵抗を高める作
用を有する。この効果を確実に得るには、Ｍｏは０．０
２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その
含有量が０．３％を超えると前記効果が飽和し、コスト
が嵩むばかりである。したがって、Ｍｏの含有量を０〜
０．３％とした。

【００５１】Ｗ：０〜０．５％ Ｗは添加しなくても良い。添加すれば、鋼の焼入れ性を
高めるとともに軟窒化時の芯部の軟化抵抗を高める作用
を有する。この効果を確実に得るには、Ｗは０．０５％
以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有
量が０．５％を超えると前記効果が飽和し、コストが嵩
むばかりである。したがって、Ｗの含有量を０〜０．５
％とした。

【００５２】Ｐｂ：０〜０．３５％ Ｐｂは添加しなくても良い。添加すれば、鋼の被削性を
一段と高める作用を有する。この効果を確実に得るに
は、Ｐｂは０．０３％以上の含有量とすることが好まし
い。しかし、Ｐｂを０．３５％を超えて含有させると熱
間加工性が劣化して熱間圧延や熱間鍛造などの熱間加工
時に割れの発生を招くことが多くなる。したがって、Ｐ
ｂの含有量を０〜０．３５％とした。

【００５３】Ｃａ：０〜０．０１％ Ｃａは添加しなくても良い。添加すれば、鋼の被削性を
一段と高める作用を有する。この効果を確実に得るに
は、Ｃａは０．００１％以上の含有量とすることが好ま
しい。一方、Ｃａを０．０１％を超えて含有させるには
特殊な溶製技術や設備を要してコストが嵩む。したがっ
て、Ｃａの含有量を０〜０．０１％とした。

【００５４】（Ｂ）Ｔｉ炭硫化物のサイズと清浄度 上記の化学組成を有する鋼の被削性をＴｉ炭硫化物によ
って高めるとともに大きな強度をも確保するためには、
Ｔｉ炭硫化物のサイズと清浄度を適正化しておくことが
重要である。

【００５５】Ｔｉ炭硫化物の最大粒径が１０μｍを超え
ると疲労強度が低下してしまう。なお、Ｔｉ炭硫化物の
最大直径は７μｍ以下とすることが好ましい。このＴｉ
炭硫化物の最大直径が小さすぎると被削性向上効果が小
さくなってしまうので、Ｔｉ炭硫化物の最大直径の下限
値は０．５μｍ程度とすることが好ましい。

【００５６】最大直径が１０μｍ以下のＴｉ炭硫化物の
量が清浄度で０．０５％未満の場合には、Ｔｉ炭硫化物
による被削性向上効果が発揮できない。前記の清浄度は
０．０８％以上とすることが好ましい。上記のＴｉ炭硫
化物の清浄度の値が大きすぎると疲労強度が低下する場
合があるので、上記のＴｉ炭硫化物の清浄度の上限値は
２．０％程度とすることが好ましい。

【００５７】Ｔｉ炭硫化物のサイズと清浄度を前記の値
とするためには、Ｔｉの酸化物が過剰に生成することを
防ぐことが重要である。このための製鋼法としては、例
えば、Ｓｉ及びＡｌで充分脱酸し、最後にＴｉを添加す
る方法がある。

【００５８】なお、Ｔｉ炭硫化物は、鋼材から採取した
試験片を鏡面研磨し、その研磨面を被検面として倍率４
００倍以上で光学顕微鏡観察すれば、色と形状から容易
に他の介在物と識別できる。すなわち、前記の条件で光
学顕微鏡観察すれば、Ｔｉ炭硫化物の「色」は極めて薄
い灰色で、「形状」はＪＩＳのＢ系介在物に相当する粒
状（球状）として認められる。Ｔｉ炭硫化物の詳細判定
は前記の被検面をＥＤＸ（エネルギ−分散型Ｘ線分析装
置）などの分析機能を備えた顕微鏡で観察することによ
って行うこともできる。

【００５９】前記のＴｉ炭硫化物の清浄度は、既に述べ
たように、光学顕微鏡の倍率を４００倍として、JIS G
0555に規定された「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方
法」によって６０視野測定した値をいう。

【００６０】（Ｃ）球状化焼鈍 球状化焼鈍は前記（Ａ）に示した化学組成と、上記
（Ｂ）に示したＴｉ炭硫化物のサイズと清浄度をもつ鋼
材を、熱間加工（例えば熱間圧延や熱間鍛造など）した
後に、その硬度を低下させて冷間加工性を高めるととも
に、それによって金型寿命を大幅に改善し、最終製品で
ある所要の軟窒化部品の製造コストを低く抑えるのに必
須の処理である。

【００６１】球状化焼鈍後の硬度がＨｖで１８０を超え
ると、金型の寿命が大幅に低下してしまうため、最終製
品である所望の軟窒化部品の製造コストが著しく高くな
る。したがって、球状化焼鈍後の硬度はＨｖ１８０以下
としなければならない。なお、球状化焼鈍の硬度の下限
値については、特に制限する必要はない。

【００６２】この球状化焼鈍は、通常の方法で行えば良
い。

【００６３】（Ｄ）冷間加工 球状化焼鈍して硬度をＨｖ１８０以下に調整した上記
（Ｃ）の鋼材を、次に冷間加工して所望の軟窒化部品の
粗形状に仕上げ、更に切削加工して所望の軟窒化部品の
形状に仕上げる。勿論、精密冷間加工して切削加工せず
に所望の軟窒化部品の形状に仕上げても良いし、球状化
焼鈍後に冷間加工の前あるいは前後で切削加工を行って
所望の軟窒化部品の形状に仕上げても良い。

【００６４】なお、（１）の発明にかかわる「軟窒化用
鋼材」とは、前記冷間加工と切削加工（あるいは精密冷
間加工）によって所望形状に成形されたもののことで、
軟窒化される前のものをいう。

【００６５】上記の冷間加工は、例えば、冷間鍛造、冷
間転造や冷間引き抜きなど、通常の方法で行えば良い
が、加工した部品の硬度をＨｖ２５０以上にする必要が
ある。なぜならば、硬度をＨｖ１８０以下に調整された
上記（Ｃ）の鋼材は、冷間での加工を受けて硬度がＨｖ
２５０以上に上昇すれば、これに軟窒化処理を施しても
芯部硬度は低下せず軟窒化前の硬度が維持でき、あるい
は軟窒化前の硬度を高めることさえできるからである。

【００６６】軟窒化後の芯部硬度がＨｖ２５０以上であ
れば、既に述べたように、例えば、自動車のミッション
ギアのように高い負荷が加わる部品においても、部品内
部を起点として曲げ疲労を生ずることはない。

【００６７】上記（Ｃ）に示した球状化焼鈍して硬度を
Ｈｖ１８０以下に調整した鋼材を冷間加工して、硬度を
Ｈｖ２５０以上とするには、減面率で２０％以上の加工
が加わるように寸法調整しておけば良い。

【００６８】なお、冷間加工後の硬度の上限値は特に制
限する必要はない。すなわち、設備上加えることが可能
な最高の減面率で加工して、極めて大きな硬度となって
も良い。

【００６９】これまでに述べた製造方法によって、
（１）の発明に係る「軟窒化用鋼材」が得られる。この
鋼材は、次に述べる軟窒化処理を施されて、（２）の発
明に係る軟窒化部品となる。

【００７０】（Ｅ）軟窒化 上記（Ｄ）の冷間加工を行って、あるいは、冷間加工と
その前又は／及びその後で切削加工を行って所要形状に
成形した部品（軟窒化用鋼材）には、この後更に、軟窒
化処理が施される。この軟窒化の方法は何ら制限しなく
ても良く、通常の方法で行えば良い。軟窒化処理を施
し、表面硬度をＨｖ６００以上、有効硬化深さを０．１
ｍｍ以上とすれば、軟窒化部品の耐疲労特性、耐摩耗
性、耐ピッチング性及び耐スポーリング性を著しく高め
ることができるのである。

【００７１】上記（Ｄ）に示した冷間加工、あるいは、
冷間加工とその前又は／及びその後で切削加工を施され
た部品（軟窒化用鋼材）を軟窒化して表面硬度をＨｖ６
００以上、有効硬化深さを０．１ｍｍ以上とするには、
例えば、当該部品を５７０℃程度の温度の、ＲＸガスに
アンモニアを添加したガス中に３〜９時間保持し、その
後油中に冷却すれば良い。

【００７２】なお、軟窒化後の表面硬度及び有効硬化深
さの上限値は特に制限しなくても良い。しかし、軟窒化
後の表面硬度については、Ｈｖ９００程度を上限とする
ことが好ましい。

【００７３】（２）の発明に係る軟窒化部品は、素材鋼
である前記（Ａ）の化学組成と（Ｂ）に示すＴｉ炭硫化
物のサイズと清浄度をもつ鋼を、例えば、通常の方法に
よって溶製した後、熱間で圧延又は鍛造し、必要に応じ
て焼準を施し、（Ｃ）に示した球状化焼鈍を行い、次い
で（Ｄ）に示した冷間加工によって、あるいは、（Ｄ）
に示した冷間加工とその前又は／及びその後の切削加工
によって、所望の部品形状に成形してから、軟窒化処理
し、この後更に必要に応じて研削や研磨を施して製造さ
れる。

【００７４】ここで、本発明が対象とする化学組成を有
する素材鋼においては、熱間加工後に焼準して、少なく
とも表層から０．５ｍｍを超える深さまでの領域の組織
をベイナイトを含む組織（ベイナイト単相組織、あるい
はベイナイト、並びに、フェライト、パーライト及びマ
ルテンサイトの１種以上の混合組織）とすれば、球状化
焼鈍後の炭化物（主としてセメンタイト）の球状化率が
向上する。したがって、球状化焼鈍で冷間加工前の硬度
を大きく低下させることができる。冷間加工前の鋼の硬
度を下げることは、冷間加工性の向上につながり、金型
寿命が延びて金型コストの削減が図れる。更に、球状化
焼鈍時間を短縮することができて、生産性の向上と製造
コストの低減が図れる。このため、（１）の発明の軟窒
化用鋼材の製造方法においては、熱間加工後に焼準して
から球状化焼鈍することが好ましい。

【００７５】

【実施例】表１、表２に示す化学組成を有する鋼を通常
の方法によって１８０ｋｇ真空溶製した。なお、鋼１８
を除いて、Ｔｉ酸化物の生成を防ぐために、Ｓｉ及びＡ
ｌで充分脱酸し種々の元素を添加した最後にＴｉを添加
して、Ｔｉ炭硫化物のサイズと清浄度を調整するように
した。鋼１８についてはＳｉ及びＡｌで脱酸する際に同
時にＴｉを添加した。

【００７６】表１における鋼１〜９は化学組成が本発明
で規定する範囲内にある本発明例の鋼、表２における鋼
１０〜２０は成分のいずれかが本発明で規定する含有量
の範囲から外れた比較例の鋼である。比較例の鋼のうち
鋼１９及び２０はそれぞれＪＩＳ規格のＳＣＭ４３５及
びＳＡＣＭ６４５に相当する鋼にＴｉを添加したもので
ある。

【００７７】

【表１】

【００７８】

【表２】

【００７９】次いで、これらの鋼を通常の方法によって
鋼片にした後、１２５０℃に加熱してから、１２５０〜
９５０℃の温度で熱間鍛造して、直径３０ｍｍ及び３８
ｍｍの丸棒とした。この後、Ｃ含有量に応じて８７０〜
９２５℃で焼準し、次いで図１に示すヒートパターンで
球状化焼鈍した。

【００８０】なお、鋼３及び９については、比較のため
に、熱間鍛造のままで、すなわち熱間鍛造後に焼準を行
わないで球状化焼鈍したものも準備した。

【００８１】（実施例１）上記のようにして得られた直
径が３０ｍｍの丸棒を用いて、下記の各種調査を行っ
た。

【００８２】すなわち、熱間鍛造のままの丸棒から、JI
S G 0555の図１に則って試験片を採取し、鏡面研磨した
幅が１５ｍｍで高さが２０ｍｍの被検面を、倍率が４０
０倍の光学顕微鏡で６０視野観察して、Ｔｉ炭硫化物を
他の介在物と区分しながらその清浄度を測定した。Ｔｉ
炭硫化物の最大直径も、倍率が４００倍の光学顕微鏡で
６０視野観察して調査した。

【００８３】焼準のままの丸棒からは、直径が３０ｍｍ
で厚さが２０ｍｍの試験片を切り出し、ナイタルで腐食
して倍率４００倍の光学顕微鏡による組織観察を行っ
た。

【００８４】球状化焼鈍後の各丸棒からは、直径が３０
ｍｍで厚さが２０ｍｍの硬度試験片と直径が１０ｍｍで
長さが１５ｍｍの冷間加工用試験片を作製した。

【００８５】上記の硬度試験片を用いて、マイクロビッ
カース硬度計により中央部のＨｖ硬度測定を行った。

【００８６】又、上記の冷間加工用試験片を用いて、５
００ｔ高速プレス機による通常の方法で冷間（室温）拘
束型据え込み試験を行い、限界据え込み率を測定した。
なお、各条件ごとに３回の据え込み試験を行い、３個の
試験片のすべてに割れが発生しない最大加工率（減面
率）を限界据え込み率として評価した。

【００８７】一方、前記のようにして得られた球状化焼
鈍後の直径３０ｍｍの各丸棒を、直径２５ｍｍにピーリ
ング加工し、この後、通常の方法によって冷間（室温）
で直径２０．９ｍｍ（減面率３０．１％）までドロ−ベ
ンチを用いて引き抜き加工した。次いで、ＲＸガスにア
ンモニアガスを１：１の割合で添加した温度が５７０℃
のガス中で６時間保持して軟窒化処理を施し、その後油
中へ冷却した。

【００８８】引き抜きままの丸棒からは、直径が２０．
９ｍｍで厚さが２０ｍｍの硬度試験片を作製し、マイク
ロビッカ−ス硬度計を用いて中央部の硬度測定を行っ
た。又、軟窒化処理した丸棒からも、直径が２０．９ｍ
ｍで厚さが２０ｍｍの硬度試験片を作製し、マイクロビ
ッカ−ス硬度計により表面硬度（表面から０．０２５ｍ
ｍの位置におけるＨｖ硬度）、有効硬化深さ（表面から
Ｈｖ５００の位置までの距離）及び中央部硬度の測定を
行った。

【００８９】被削性評価のため、ドリル穿孔試験も実施
した。すなわち、既に述べた球状化焼鈍後の直径３０ｍ
ｍの丸棒及び引き抜き加工後の直径２０．９ｍｍの丸棒
を２５ｍｍの長さに輪切りにしたものを用いて、Ｒ／２
部（Ｒは丸棒の半径）についてその長さ方向に貫通孔を
あけ、刃先摩損により穿孔不能となったときの貫通孔の
個数を数え、被削性の評価を行った。穿孔条件は、ＪＩ
Ｓ高速度工具鋼ＳＫＨ５１のφ５ｍｍストレ−トシャン
クドリルを使用し、水溶性の潤滑剤を用いて、送り０．
１５ｍｍ／ｒｅｖ、回転数９８０ｒｐｍで行った。

【００９０】表３に各種の試験結果をまとめて示す。

【００９１】

【表３】

【００９２】表３から、化学組成及び最大直径が１０μ
ｍ以下のＴｉ炭硫化物の清浄度が本発明で規定する範囲
内にある本発明例の鋼１〜９を素材とするものは、球状
化焼鈍後の硬度はいずれもＨｖで１８０を下回るもの
で、限界据え込み率は８０％を超えているし、被削性も
良好である。そして、減面率３０．１％の冷間加工（引
き抜き加工）によって、容易にＨｖ２５０を超える硬度
が得られているし、冷間引き抜き後の被削性も良好であ
る。更に、軟窒化後にはＨｖ６００を超える表面硬度
と、０．１ｍｍを超える有効硬化深さが得られており、
しかも軟窒化のための５７０℃での６時間の熱処理を受
けても、中央部硬度（芯部硬度）は軟窒化前のレベルに
維持されているか、あるいは軟窒化前の硬度より高くな
っている。

【００９３】これに対して比較例の鋼を素材とする場合
には、（イ）球状化焼鈍後の硬度がＨｖ１８０を超え
る、（ロ）冷間加工後の硬度が低いために軟窒化後の芯
部硬度も低い、（ハ）冷間加工後の硬度はＨｖ２５０を
超えるものの軟窒化後の芯部硬度はＨｖ２５０を下回
る、（ニ）軟窒化後の表面硬度がＨｖ６００を下回る、
（ホ）軟窒化後の有効硬化深さが０．１ｍｍを下回る、
（ヘ）ドリル穿孔試験における貫通孔個数が１００を大
きく下回り被削性に劣る、のいずれか１つ以上に該当す
る。このため、冷間鍛造時の金型寿命が短くて金型コス
トが嵩むし、所望の軟窒化部品の形状に成形するための
切削加工のコストも嵩むので、所望の軟窒化部品の製造
コストは極めて高いものとなってしまう。あるいは、製
造コストは低くても軟窒化部品の耐疲労特性、耐摩耗
性、耐ピッチング性及び耐スポーリング性は劣ったもの
となってしまう。

【００９４】（実施例２）前記のようにして得られた直
径が３８ｍｍの丸棒を用いて、下記の各種調査を行っ
た。

【００９５】すなわち、実施例１の場合と同様に、熱間
鍛造のままの丸棒から、JIS G 0555の図１に則って試験
片を採取し、鏡面研磨した幅が１５ｍｍで高さが２０ｍ
ｍの被検面を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０視野
観察して、Ｔｉ炭硫化物を他の介在物と区分しながらそ
の清浄度を測定した。Ｔｉ炭硫化物の最大直径も、倍率
が４００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査した。

【００９６】球状化焼鈍後の各丸棒からは、直径が３８
ｍｍで厚さが２０ｍｍの硬度試験片を作製し、これを用
いて、マイクロビッカース硬度計により中央部のＨｖ硬
度測定を行った。

【００９７】更に、球状化焼鈍後の直径３８ｍｍの各丸
棒を、直径３６ｍｍにピーリング加工し、この後、通常
の方法によって冷間（室温）で直径３０ｍｍ（減面率３
０．６％）までドロ−ベンチを用いて引き抜き加工し
た。この後、図２に示す転動疲労試験片（小ロ−ラー）
と環状半円溝付きの小野式回転曲げ疲労試験片（JIS Z2
274のＤ＝１０ｍｍ、ｄ＝８ｍｍ、ρ＝ｔ＝１ｍｍ、Ｄ₀
＝１２ｍｍの試験片）を作製した。

【００９８】次いで、前記の各試験片を、ＲＸガスにア
ンモニアガスを１：１の割合で添加した温度が５７０℃
のガス中で６時間保持して軟窒化処理を施し、その後油
中へ冷却した。なお、直径３０ｍｍ×長さ１００ｍｍの
冷間引き抜きままのものに対しても、同時に上記の処理
を施した。

【００９９】引き抜きままの丸棒からは、直径が３０ｍ
ｍで厚さが２０ｍｍの硬度試験片を作製し、マイクロビ
ッカース硬度計を用いて中央部の硬度測定を行った。
又、軟窒化処理した丸棒からも、直径が３０ｍｍで厚さ
が２０ｍｍの硬度試験片を作製し、マイクロビッカース
硬度計により表面硬度（表面から０．０２５ｍｍの位置
におけるＨｖ硬度）、有効硬化深さ（表面からＨｖ５０
０の位置までの距離）及び中央部硬度の測定を行った。

【０１００】一方、軟窒化処理した小野式回転曲げ疲労
試験片と転動疲労試験片を用いて、疲労特性を調査し
た。

【０１０１】すなわち、常温（室温）、大気中、回転数
３０００ｒｐｍの条件で小野式回転曲げ疲労試験を行
い、曲げ疲労強度（疲労限）を求めた。

【０１０２】又、回転数１０００ｒｐｍ、潤滑油の温度
８０℃、すべり率４０％の条件でロ−ラーピッチング試
験機を用いて、面疲労強度を求めた。なお、相手材とな
る大ローラーには、ＪＩＳのＳＵＪ２を用いて硬度をロ
ックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）で６１に調整し、外径１３
０ｍｍ、内径４５ｍｍ、厚さ１８ｍｍに加工したものを
使用した。そして、前記の試験条件で１０⁷ 回の回転が
可能な面圧を「面疲労強度」として評価した。

【０１０３】表４に各種の試験結果をまとめて示す。

【０１０４】

【表４】

【０１０５】表４から、化学組成及び最大直径が１０μ
ｍ以下のＴｉ炭硫化物の清浄度が本発明で規定する範囲
内にある本発明例の鋼１〜９を素材とするものは、前記
の実施例１におけると同様に、球状化焼鈍後の硬度はい
ずれもＨｖで１８０を下回っている。そして、減面率で
３０．６％の冷間加工（引き抜き加工）によって、容易
にＨｖ２５０を超える硬度が得られている。更に、軟窒
化後にはＨｖ６００を超える表面硬度と、０．１ｍｍを
超える有効硬化深さが得られており、しかも軟窒化のた
めの５７０℃での６時間の熱処理を受けても、中央部硬
度（芯部硬度）は軟窒化前のレベルに維持されている
か、あるいは軟窒化前の硬度より高くなっている。

【０１０６】更に、曲げ疲労強度は５５ｋｇｆ／ｍｍ²
以上の値を有し、面疲労強度も２４５ｋｇｆ／ｍｍ² を
超える値が得られている。

【０１０７】これに対して比較例の鋼を素材とする場合
には、（イ）球状化焼鈍後の硬度がＨｖ１８０を超え
る、（ロ）冷間加工後の硬度が低いために軟窒化後の芯
部硬度も低い、（ハ）冷間加工後の硬度はＨｖ２５０を
超えるものの軟窒化後の芯部硬度はＨｖ２５０を下回
る、（ニ）軟窒化後の表面硬度がＨｖ６００を下回る、
（ホ）軟窒化後の有効硬化深さが０．１ｍｍを下回る、
のいずれか１つ以上に該当する。更に、曲げ疲労強度も
高々４６ｋｇｆ／ｍｍ² で、本発明例の鋼材を素材とす
る場合と比較して明らかに劣っている。

【０１０８】

【発明の効果】本発明の軟窒化部品は、耐疲労特性、耐
摩耗性、耐ピッチング性及び耐スポーリング性に優れる
ことから、自動車用や産業機械用の歯車など大きな疲労
強度や耐摩耗性が要求される部品として利用することが
できる。なお、Ｈｖ２５０以上の高い芯部硬度が安定し
て確保できるので、特に大きな曲げ疲労強度が要求され
る部品にも用いることができる。この軟窒化部品の素材
となる被削性に優れた軟窒化用鋼材は、本発明の方法に
よって比較的容易に製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例における球状化焼鈍のヒートパターンを
示す図である。

【図２】実施例で用いた転動疲労試験片の形状を示す図
である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 ＦＩ Ｃ２３Ｃ 8/32 Ｃ２３Ｃ 8/32

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓ
   ｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、
   Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｃｕ：０．５〜１．５％、
   Ｎｉ：０．２５〜０．７５％で、且つ１．８≦Ｃｕ
   （％）／Ｎｉ（％）≦２．２、Ｃｒ：０．５〜２％、
   Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０４〜１．０％、
   Ａｌ：０．０１〜０．３％、Ｎ：０．００８％以下、Ｍ
   ｏ：０〜０．３％、Ｗ：０〜０．５％、Ｐｂ：０〜０．
   ３５％、Ｃａ：０〜０．０１％、残部はＦｅ及び不可避
   不純物からなる化学組成で、鋼中のＴｉ炭硫化物の最大
   直径が１０μｍ以下で、且つ、その量が清浄度で０．０
   ５％以上である鋼を、熱間加工後に球状化焼鈍して硬度
   をＨｖ１８０以下とし、次いで冷間加工して硬度をＨｖ
   ２５０以上にすることを特徴とする被削性に優れた軟窒
   化用鋼材の製造方法。
2. 【請求項２】素材が請求項１に記載の方法で製造された
   軟窒化用鋼材であり、軟窒化後の表面硬度がＨｖ６００
   以上、且つ、有効硬化深さが０．１ｍｍ以上であること
   を特徴とする軟窒化部品。