JPH11335734A

JPH11335734A - 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

Info

Publication number: JPH11335734A
Application number: JP14719898A
Authority: JP
Inventors: Yasuo Kurokawa; 八寿男黒川; Shoji Nishimura; 彰二西村
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1998-05-28
Filing date: 1998-05-28
Publication date: 1999-12-07

Abstract

(57)【要約】【課題】優れた耐疲労特性、耐摩耗性を呈する軟窒化部
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：0.10超〜0.50
％、Mn：0.2〜2.5％、S：0.002〜0.13％、Cr：0.5〜2.0
％、Nd：0.005〜0.1％、V：0.05〜0.5％、Al：0.005〜
0.3％、Ti：0〜0.2％、Zr：0〜0.2％、Nb：0〜0.2％、P
b：0〜0.35％、Ca：0〜0.01％、残部は Fe及び不純物の
組成からなる鋼を熱間加工後に球状化焼鈍して芯部硬度
をHv180以下とし、次いで冷間加工して芯部硬度をHv250
以上で、脱炭深さを鋼材の表面から0.1〜0.4mmにする。
素材鋼の成分は、Si 以外はのままで、Si：0.05〜
0.50％、Mo+0.5W： 0.02〜 0.3％であっても良い。軟
窒化後の表面硬度がHv600以上、有効硬化深さが0.1mm以
上で、且つ、素材が上記とのいずれかの方法で製造
された軟窒化用鋼材である軟窒化部品。

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、本明細書では、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。

【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ともに耐ピッ
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。した
がって、冷間鍛造などで所望の軟窒化部品の形状に成形
した後、例えば、油穴や部品の軽量化の目的から部品強
度に影響を及ぼさない箇所に穴をあけるというような切
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、低コスト化をはか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】

【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材
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。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）及び（２）に示す被削性に優れた軟窒化用鋼材の
製造方法、並びに（３）に示すその鋼材を用いた軟窒化
部品にある。

【００１４】（１）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５
％、Ｓｉ：０．１０％を超え０．５０％まで、Ｍｎ：
０．２〜２．５％、Ｓ：０．００２〜０．１３％、Ｃ
ｒ：０．５〜２．０％、Ｎｄ：０．００５〜０．１％、
Ｖ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．００５〜０．３
％、Ｔｉ：０〜０．２％、Ｚｒ：０〜０．２％、Ｎｂ：
０〜０．２％、Ｐｂ：０〜０．３５％及びＣａ：０〜
０．０１％を含み、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学
組成からなる鋼を熱間加工後に球状化焼鈍して芯部硬度
をＨｖ１８０以下とし、次いで冷間加工して芯部硬度を
Ｈｖ２５０以上とするとともに、脱炭深さを鋼材の表面
から０．１〜０．４ｍｍ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。

【００１５】（２）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜２．
５％、Ｓ：０．００２〜０．１３％、Ｃｒ：０．５〜
２．０％、Ｎｄ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０５
〜０．５％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｍｏ＋０．
５Ｗ：０．０２〜０．３％、Ｔｉ：０〜０．２％、Ｚ
ｒ：０〜０．２％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｐｂ：０〜
０．３５％及びＣａ：０〜０．０１％を含み、残部はＦ
ｅ及び不可避不純物の化学組成からなる鋼を熱間加工後
に球状化焼鈍して芯部硬度をＨｖ１８０以下とし、次い
で冷間加工して芯部硬度をＨｖ２５０以上とするととも
に、脱炭深さを鋼材の表面から０．１〜０．４ｍｍ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。

【００１６】（３）軟窒化後の表面硬度がＨｖ６００以
上、有効硬化深さが０．１ｍｍ以上で、且つ、素材が上
記（１）又は（２）に記載の方法で製造された軟窒化用
鋼材であることを特徴とする軟窒化部品。

【００１７】なお、「軟窒化用鋼材」とは、冷間加工や
切削加工によって所望の形状に成形されたもの、あるい
はその後で更に研磨などを施されたものなどのことをい
い、これが軟窒化処理に供される。

【００１８】又、既に述べたように、「有効硬化深さ」
とは軟窒化処理後の表面からビッカース硬度（Ｈｖ）５
００の位置までの距離のことをいい、「表面硬度」とは
表面から０．０２５ｍｍの位置におけるビッカース硬度
のことをいう。更に、「芯部」とは軟窒化処理後の表面
硬化されていない部分のことをいう。

【００１９】なお、本発明における「脱炭」とは、「芯
部」のＣ含有量よりも重量％で、０．０５％以上Ｃ含有
量が低下したことをいう。

【００２０】以下において、上記（１）〜（３）に記載
のものをそれぞれ（１）〜（３）の発明という。

【００２１】

【発明の実施の形態】本発明者らは、冷間加工性に優れ
た鋼材を素材とし、冷間加工後に軟窒化処理するだけで
優れた耐疲労特性、耐摩耗性、耐ピッチング性や耐スポ
ーリング性を呈する軟窒化部品を提供するとともに、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を目的として種々の調査・研
究を行った。すなわち、前記した課題を解決するため
に、軟窒化部品の素材となる鋼材の化学組成、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
・研究を重ねた。その結果、下記〜の知見を得た。

【００２２】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。

【００２３】軟窒化処理を施し、表面硬度をＨＶ６０
０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
スポーリング性を高めることができる。

【００２４】鋼材を球状化焼鈍して硬度をＨｖ１８０
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】素材鋼の化学組成を調整して、球状化焼
鈍で硬度をＨｖ１８０以下にした鋼材を冷間加工で加工
硬化させ、Ｈｖ２５０以上の硬度にすれば、これに軟窒
化処理を施しても芯部硬度の低下は極めて小さく、Ｈｖ
２５０以上の値が保てる。

【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や冷間加工後）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】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。

【００２８】鋼に適正量のＮｄとＳとを添加すれば、
溶鋼の比較的高温域でＮｄ₂Ｓ₃が微細に分散して析出
し、このＮｄ₂Ｓ₃がチップブレーカーとしての作用をす
るので、鋼の被削性を高めることができる。

【００２９】次に、本発明者らが重量％で、Ｃ：０．３
０％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．６％及びＡｌ：
０．０３％を基本組成とし、Ｃ含有量だけを０．１５％
から０．４５％まで変化させた鋼材に軟窒化処理を行っ
たところ、軟窒化処理後の有効硬化深さはＣ含有量が低
い鋼材ほど大きくなることがわかった。そこで、前記の
Ｃ含有量を変化させた鋼材を種々の深さまで脱炭させ、
次いで軟窒化処理を行った。この結果、下記に示す重
要な知見が得られた。

【００３０】軟窒化処理前の鋼材の表面を０．１〜
０．４ｍｍ脱炭させて表層部のＣ含有量を芯部のＣ含有
量より低減させた場合に、特に、軟窒化処理後の有効硬
化深さを大きく増大できる。

【００３１】上記の〜から、下記の知見が得られ
た。

【００３２】優れた冷間加工性を有する被削性に優れ
た鋼材を素材とし、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）を維持するか、
硬度低下を小さく抑えることができれば、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。特に、軟窒化前の脱炭深さ
が０．１〜０．４ｍｍの場合には、軟窒化処理後の有効
硬化深さを大きくできるので、軟窒化部品に極めて大き
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。

【００３３】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たものである。

【００３４】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「％」表示は「重量％」
を意味する。

【００３５】（Ａ）素材鋼の化学組成Ｃ：Ｃは、静的強度を確保するために必要な元素であ
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Ｈｖ
２５０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、切削性
や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０．１５〜０．４５％とした。

【００３６】Ｓｉ：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、
（１）の発明に係るＭｏ、Ｗを含まない鋼を素材鋼とす
る軟窒化用鋼材の場合には、Ｓｉの含有量が０．１０％
以下では、又、（２）の発明に係るＭｏの含有量とＷの
含有量の半分との和であるＭｏ＋０．５Ｗの値が０．０
２％以上の鋼を素材鋼とする軟窒化用鋼材の場合には、
Ｓｉの含有量が０．０５％未満では、それぞれ前記した
所望の静的強度を安定して確保できない場合がある。一
方、上記のいずれの発明に係る鋼を素材鋼とする軟窒化
用鋼材の場合にも、Ｓｉの含有量が０．５０％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。

【００３７】したがって、（１）の発明に関しては、素
材鋼のＳｉ含有量を０．１０％を超え０．５０％までと
した。

【００３８】又、（２）の発明に関しては、素材鋼のＳ
ｉ含有量を０．０５〜０．５０％とした。

【００３９】Ｍｎ：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、Ｍｎ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：Ｓは、ＮｄとともにＮｄ₂Ｓ₃を形成し
てチップブレーカーの作用をし、被削性を向上させる。
しかし、その含有量が０．００２％未満では所望の効果
が得られず、一方、０．１３％を超えるとその効果が飽
和するばかりか、熱間加工性及び冷間加工性の著しい劣
化を招く。したがって、Ｓの含有量を０．００２〜０．
１３％とした。

【００４１】Ｃｒ：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、Ｃｒを２．０％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０．５〜２．０
％とした。

【００４２】Ｎｄ：Ｎｄは、Ｓと結合してＮｄ₂Ｓ₃を形
成してチップブレーカーの作用をし、被削性を向上させ
る。しかし、その含有量が０．００５％未満では前記の
効果が得難く、一方、０．１％を超えるとその効果が飽
和するばかりか疲労特性の劣化を招く。したがって、Ｎ
ｄの含有量を０．００５〜０．１％とした。なお、Ｎｄ
の好ましい含有量は０．００５〜０．０８％である。

【００４３】Ｖ：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０．０
５％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。

【００４４】Ａｌ：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０．００
５％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０．００５〜０．３％とした。な
お、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１５％とすることが
好ましい。

【００４５】Ｍｏ＋０．５Ｗ：ＭｏとＷは、鋼の焼入れ
性を高めて軟窒化時の芯部の軟化抵抗を高め、前記した
所望の静的強度を確保するのに有効な元素である。又、
焼準後の組織をベイナイト含有組織とする効果も有す
る。

【００４６】しかし、（１）の発明に係るＳｉを０．１
０％を超えて含む鋼を素材鋼とする軟窒化用鋼材の場合
には、前記した所望の静的強度を、最終製品である軟窒
化部品に対して容易に付与できるため、Ｍｏ、Ｗを含有
させる必要はない。

【００４７】（２）の発明に関しては、特に０．１０％
以下のＳｉしか含有しない鋼を素材鋼とする軟窒化用鋼
材の場合（この発明にあっては、Ｓｉ：０．０５〜０．
１０％の場合）には、Ｍｏの含有量とＷの含有量の半分
との和であるＭｏ＋０．５Ｗの値が０．０２％未満では
添加効果に乏しい。そのため、Ｍｏ＋０．５Ｗで０．０
２％以上のＭｏとＷを含有させることが必要である。な
お、（２）の発明において、Ｓｉを０．１０％を超えて
含む鋼を素材鋼とする軟窒化用鋼材にあっては、０．０
２％以上のＭｏ＋０．５Ｗが含有されていると、所望の
静的強度を最終製品である軟窒化部品に付与することが
極めて容易となり、又、焼準後の組織も容易にベイナイ
ト含有組織にすることが可能である。

【００４８】一方、（２）の発明に関して、（ａ）Ｓｉ
の含有量が０．１０％以下である鋼を素材鋼とする軟窒
化用鋼材、（ｂ）０．１０％を超えるＳｉを含有する鋼
を素材鋼とする軟窒化用鋼材、のいずれの場合にも、Ｍ
ｏとＷがＭｏ＋０．５Ｗの値で０．３％を超えて含有さ
れていても所望の静的強度確保の効果及び焼準後の組織
をベイナイト含有組織とする効果が飽和してコストが嵩
むばかりとなる。したがって、（２）の発明に関して
は、素材が含有するＭｏ＋０．５Ｗの量を０．０２〜
０．３％とした。なお、（２）の発明においてＷを単独
で添加する場合のＷ含有量の上限は０．５％とすること
が好ましい。

【００４９】Ｔｉ：Ｔｉは添加しなくても良い。添加す
れば窒化物や炭窒化物として析出し、軟窒化時の芯部の
軟化抵抗を高める作用を有するので、前記した所望の静
的強度が安定して確保できる。上記の効果を確実に得る
には、Ｔｉは０．０１％以上の含有量とすることが好ま
しい。しかし、Ｔｉを０．２％を超えて含有させると靭
性の劣化をきたす。したがって、Ｔｉの含有量を０〜
０．２％とした。

【００５０】Ｚｒ：Ｚｒは添加しなくても良い。添加す
れば窒化物や炭窒化物として析出し、軟窒化時の芯部の
軟化抵抗を高める作用を有するので、前記した所望の静
的強度が安定して確保できる。上記の効果を確実に得る
には、Ｚｒは０．０１％以上の含有量とすることが好ま
しい。しかし、Ｚｒを０．２％を超えて含有させると靭
性の劣化をきたす。したがって、Ｚｒの含有量を０〜
０．２％とした。

【００５１】Ｎｂ：Ｎｂは添加しなくても良い。添加す
れば窒化物や炭窒化物として析出して軟窒化時の芯部の
軟化抵抗を高め、更に組織を微細化するので、前記した
所望の静的強度が安定して確保できる。上記の効果を確
実に得るには、Ｎｂは０．０１％以上の含有量とするこ
とが好ましい。しかし、Ｎｂを０．２％を超えて含有さ
せると靭性の劣化をきたす。したがって、Ｎｂの含有量
を０〜０．２％とした。

【００５２】Ｐｂ：Ｐｂは添加しなくても良い。添加す
れば冷間鍛造などで所望の軟窒化部品の形状に成形した
後、油穴や部品の軽量化の目的から部品強度に影響を及
ぼさない箇所に穴をあけるというような切削加工を一段
と容易にする効果を有する。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。したがって、Ｐｂの含有量を０
〜０．３５％とした。

【００５３】Ｃａ：Ｃａも添加しなくても良い。添加す
れば冷間鍛造などで所望の軟窒化部品の形状に成形した
後、油穴や部品の軽量化の目的から部品強度に影響を及
ぼさない箇所に穴をあけるというような切削加工を一段
と容易にする効果を有する。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）球状化焼鈍球状化焼鈍は上記（Ａ）に示した化学組成を有する鋼材
を熱間加工（例えば熱間圧延）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。
又、球状化焼鈍は鋼材に対して後述する所定の脱炭深さ
を付与するためにも必須の処理である。

【００５５】球状化焼鈍後の硬度、特に芯部硬度がＨｖ
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、球状化焼鈍後の芯部硬度
はＨｖ１８０以下としなければならない。球状化焼鈍後
の硬度の下限値については特に制限する必要はない。

【００５６】なお、鋼材に対する球状化焼鈍は熱間加工
した後そのまま行っても良いし、熱間加工後に焼準を施
してから行っても良い。更に、球状化焼鈍は、その処理
後に所望のＨｖ１８０以下の芯部硬度、及び０．１ｍｍ
以上の脱炭深さが得られさえすれば何ら特殊な方法で行
う必要はなく、通常の方法で行えば良い。予備テストに
よって、球状化焼鈍前に行った熱間加工の条件及び焼準
条件との関係で球状化焼鈍後の脱炭深さを求めておくこ
とによって、球状化焼鈍の詳細なヒートパターンを決定
することが可能である。

【００５７】（Ｃ）冷間加工球状化焼鈍して芯部硬度をＨｖ１８０以下に調整した上
記（Ｂ）の鋼材を、次に冷間加工して所望の軟窒化部品
の形状に仕上げる。

【００５８】なお、既に述べたように（１）及び（２）
の発明に係る「軟窒化用鋼材」とは、軟窒化処理に供さ
れる前のものをいう。

【００５９】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、加工した部品の芯部硬度をＨｖ２５０以上にする必
要がある。何故ならば、芯部硬度をＨｖ１８０以下に調
整された上記（Ｂ）の鋼材は、冷間での加工を受けて芯
部硬度がＨｖ２５０以上に上昇すれば、これに軟窒化処
理を施しても、軟窒化時の加熱による芯部硬度の低下は
極めて小さく、Ｈｖ２５０以上の値が保てるからであ
る。そして、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が生ずることはない。

【００６０】上記（Ｂ）に示した球状化焼鈍して芯部硬
度をＨｖ１８０以下に調整した鋼材を冷間加工して、芯
部硬度を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して寸法調整しておけば良い。

【００６１】なお、冷間加工後の芯部硬度の上限値は特
に制限する必要はない。すなわち、次に述べる鋼材の表
面からの脱炭深さとして０．１〜０．４ｍｍが得られさ
えすれば、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。但し、極め
て良好な衝撃特性が求められる用途の場合には、冷間加
工後の芯部硬度の上限値をＨｖ４００に制限することが
好ましい。

【００６２】（Ｄ）脱炭深さ軟窒化処理前の鋼材の表面を０．１〜０．４ｍｍ脱炭さ
せて表層部のＣ含有量を芯部のＣ含有量より低減させた
場合に、特に、軟窒化処理後の有効硬化深さを大きく増
大できる。そして、軟窒化前の脱炭深さが０．１〜０．
４ｍｍで、且つ、芯部硬度がＨｖ２５０以上の場合に
は、軟窒化後に極めて大きな耐疲労特性、耐摩耗性、耐
ピッチング性及び耐スポーリング性が得られる。

【００６３】なお、本発明における「脱炭」とは既に述
べたように、「芯部」のＣ含有量よりも０．０５％以上
Ｃ含有量が低下したことをいう。この「脱炭」は熱間加
工、焼準及び球状化焼鈍時に生じさせることができる。
脱炭量は、鋼材表面から０．１ｍｍの深さの位置でのＣ
含有量が、「芯部」におけるＣ含有量の半分以下となる
ことが好ましい。

【００６４】脱炭深さが、鋼材表面から０．１ｍｍ未満
の場合には、軟窒化による充分な有効硬化深さが得られ
ない。一方、脱炭深さが鋼材表面から０．４ｍｍを超え
た場合には、軟窒化処理すると、軟窒化硬化層と芯部と
の境界にＣ含有量の低い軟化層が残存したままとなるた
め、前記の境界付近から剥離を生じてしまう。したがっ
て、脱炭深さを鋼材の表面から０．１〜０．４ｍｍと規
定した。

【００６５】なお、本発明で規定する脱炭深さは、軟窒
化処理に供する前のものであるので、前記（Ｃ）の冷間
加工を受けた鋼材が所定の脱炭深さを有しておれば、脱
炭深さを調整することなくその鋼材を軟窒化処理すれば
良い。一方、前記（Ｃ）の冷間加工した鋼材の脱炭深さ
が０．４ｍｍを超える場合には、切削や研磨によって所
定の脱炭深さに調整してから鋼材を軟窒化処理すれば良
い。なお、研削や研磨を行った後の寸法が、所望の軟窒
化部品の寸法よりも小さくなる場合には、研削代や研磨
代を加味して冷間加工時の寸法調整をしておけば良い。

【００６６】（Ｂ）の球状化焼鈍の項でも述べたが、予
備テストによって、球状化焼鈍前に行った熱間加工の条
件及び焼準条件との関係で球状化焼鈍後の脱炭深さを求
めておけば、前記（Ｃ）の冷間加工した鋼材の脱炭深さ
を０．１〜０．４ｍｍに調整することは比較的容易であ
る。

【００６７】これまで述べてきた製造方法によって、
（１）及び（２）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、
（３）の発明に係る軟窒化部品となる。

【００６８】（Ｅ）軟窒化軟窒化用鋼材に施す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０．１ｍｍ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高めることができる
のである。

【００６９】既に述べた軟窒化用鋼材を軟窒化して表面
硬度をＨｖ６００以上、有効硬化深さを０．１ｍｍ以上
とするには、たとえば、その軟窒化用鋼材を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。

【００７０】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。

【００７１】（３）の発明に係る軟窒化部品は、素材鋼
である上記（Ａ）の化学組成を有する鋼を、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、（Ｂ）に示した球状化焼鈍を行
い、次いで、（Ｃ）に示した冷間加工によって、あるい
は、（Ｃ）に示した冷間加工と切削加工（例えば、油穴
や部品の軽量化の目的から部品強度に影響を及ぼさない
箇所に穴をあけるような加工）によって所望の部品形状
に成形するとともに表面からの脱炭深さを調整し、更に
必要に応じて表面からの脱炭深さ調整のための切削や研
磨を行っ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。

【００７２】ここで、本発明が対象とする化学組成を有
する素材鋼材においては、熱間加工後に焼準して、ベイ
ナイトを含む組織としておけば、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。冷間加工前の鋼材の硬度を下げるこ
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）及び（２）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。

【００７３】

【実施例】表１及び表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。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、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であ
る。比較例に係る鋼のうち鋼１９及び鋼２０はそれぞれ
ＪＩＳ規格のＳＣＭ４３５及びＳＡＣＭ６４５に相当す
る鋼にＮｄを添加したものである。

【００７４】

【表１】

【００７５】

【表２】

【００７６】次いで、これらの鋼を通常の方法によって
鋼片とした後、１２５０℃に加熱してから、１２５０〜
９５０℃の温度で熱間鍛造して、直径３２ｍｍとし、更
に、ピーリング加工して黒皮を取り除き、直径３０ｍｍ
の丸棒とした。

【００７７】鋼６及び鋼９については、上記と同じ条件
で熱間鍛造して直径４０ｍｍの丸棒も作製した。なお、
この直径４０ｍｍの丸棒は、後述するようにピーリング
代を大きくするためために準備したものである。

【００７８】こうして得られた直径３０ｍｍと４０ｍｍ
の丸棒を、８７０〜９２５℃の各種温度で焼準し、次い
で、図１に示すヒートパターンで球状化焼鈍し、脱炭深
さを変化させた。

【００７９】なお、鋼２及び鋼９については、比較のた
めに、直径３２ｍｍに熱間鍛造後、直径３０ｍｍにピー
リング加工したまま、つまり焼準を行わないで球状化焼
鈍するものも加えた。

【００８０】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。

【００８１】先ず、焼準ままの丸棒からは、直径が３０
ｍｍで厚さが２０ｍｍの試験片を切り出し、倍率４００
倍で光学顕微鏡による中心部の組織観察を行った。

【００８２】一方、球状化焼鈍後の各丸棒からは、直径
が３０ｍｍで厚さが２０ｍｍの硬度試験片と直径が１５
ｍｍで長さが２２．５ｍｍの冷間加工用試験片を作製し
た。

【００８３】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硬度測定を行った。

【００８４】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。

【００８５】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、通常の方法により冷間
（室温）で直径２５ｍｍ（減面率３０．６％）までドロ
ー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５７
０℃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。

【００８６】引き抜きままの丸棒からは、直径が２５ｍ
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、直径が２５ｍｍで厚さが５ｍｍの試験片を切り出
し、ＥＰＭＡを用いてＣ元素の線分析を行うことによ
り、表面からの脱炭深さを測定した。

【００８７】軟窒化処理した丸棒からも、直径が２５ｍ
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。

【００８８】鋼６及び鋼９の球状化焼鈍した直径が４０
ｍｍの丸棒を用いた下記の各種調査も行った。

【００８９】すなわち、直径４０ｍｍの丸棒から、直径
が２５ｍｍで長さが１５ｍｍの硬度試験片と直径が１５
ｍｍで長さが２２．５ｍｍの冷間加工用試験片を作製し
た。

【００９０】こうして得た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硬度測定を行った。

【００９１】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。

【００９２】一方、球状化焼鈍後の直径４０ｍｍの丸棒
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％）までドローベンチを用いて引き抜き加工し
た。次いで、前述の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。

【００９３】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
ロビッカース硬度計を用いて中央部の硬度測定を行っ
た。

【００９４】軟窒化処理した丸棒からも、直径が２０．
９ｍｍで厚さが２０ｍｍの硬度試験片を作製し、マイク
ロビッカース硬度計により表面硬度（表面から０．０２
５ｍｍ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。

【００９５】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ストレートシャン
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。

【００９６】表３及び表４に各種の試験結果をまとめて
示す。

【００９７】

【表３】

【００９８】

【表４】

【００９９】表３から、本発明例の場合には、球状化焼
鈍後の芯部硬度はいずれもＨｖで１８０を下回り、限界
据え込み率は８０％を超えている。そして、減面率で３
０．６％の冷間加工（引き抜き加工）によって、容易に
Ｈｖ２５０を超える芯部硬度が得られている。更に、軟
窒化処理後にはＨｖ６００を超える表面硬度と、０．１
ｍｍ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Ｈｖ２５０を超える値に維持され
ている。更に、被削性も良好である。

【０１００】一方、表４から下記の事項が明らかであ
る。

【０１０１】すなわち、化学組成が本発明例に係る鋼
（鋼６及び鋼９）であっても、脱炭深さが表面から０．
１ｍｍ未満の場合には、有効硬化深さが０．１ｍｍに達
していない。

【０１０２】又、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に係る鋼の場合には、
（イ）球状化焼鈍後の芯部硬度がＨｖ１８０を超えて限
界据え込み率が低い、（ロ）冷間加工後の芯部硬度が低
いために軟窒化後の芯部硬度も低い、（ハ）冷間加工後
の芯部硬度はＨｖ２５０を超えるものの軟窒化後の芯部
硬度が大きく低下する、（ニ）軟窒化後の表面硬度がＨ
ｖ６００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、冷間加工時の金型
寿命が短くて金型コストが嵩んだり切削加工のコストが
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。

【０１０３】

【発明の効果】本発明の軟窒化部品には、Ｈｖ２５０を
超える芯部硬度、Ｈｖ６００を超える表面硬度及び０．
１ｍｍを超える有効硬化深さが得られる。このため、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。したがって、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。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。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓ
ｉ：０．１０％を超え０．５０％まで、Ｍｎ：０．２〜
２．５％、Ｓ：０．００２〜０．１３％、Ｃｒ：０．５
〜２．０％、Ｎｄ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０
５〜０．５％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０
〜０．２％、Ｚｒ：０〜０．２％、Ｎｂ：０〜０．２
％、Ｐｂ：０〜０．３５％及びＣａ：０〜０．０１％を
含み、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成からなる
鋼を熱間加工後に球状化焼鈍して芯部硬度をＨｖ１８０
以下とし、次いで冷間加工して芯部硬度をＨｖ２５０以
上とするとともに、脱炭深さを鋼材の表面から０．１〜
０．４ｍｍ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。
【請求項２】重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、
Ｓ：０．００２〜０．１３％、Ｃｒ：０．５〜２．０
％、Ｎｄ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０５〜０．
５％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｍｏ＋０．５Ｗ：
０．０２〜０．３％、Ｔｉ：０〜０．２％、Ｚｒ：０〜
０．２％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｐｂ：０〜０．３５％
及びＣａ：０〜０．０１％を含み、残部はＦｅ及び不可
避不純物の化学組成からなる鋼を熱間加工後に球状化焼
鈍して芯部硬度をＨｖ１８０以下とし、次いで冷間加工
して芯部硬度をＨｖ２５０以上とするとともに、脱炭深
さを鋼材の表面から０．１〜０．４ｍｍ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。
【請求項３】軟窒化後の表面硬度がＨｖ６００以上、有
効硬化深さが０．１ｍｍ以上で、且つ、素材が請求項１
又は請求項２に記載の方法で製造された軟窒化用鋼材で
あることを特徴とする軟窒化部品。