WO2010147224A1 - 窒化用鋼及び窒化処理部品 - Google Patents

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WO2010147224A1
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徹志 千田
敏三 樽井
大輔 平上
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新日本製鐵株式会社
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    • C23C8/48—Nitriding
    • C23C8/50—Nitriding of ferrous surfaces

Definitions

  • the present invention relates to a nitriding steel that secures workability and strength and from which a hard nitrided layer can be obtained by nitriding treatment such as gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding, salt bath soft nitriding, and the nitriding steel.
  • nitriding treatment such as gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding, salt bath soft nitriding, and the nitriding steel.
  • the present invention relates to a nitriding component having a hard nitriding layer on a surface layer subjected to nitriding treatment.
  • Typical surface hardening methods include carburizing, nitriding, induction hardening, and the like.
  • nitriding such as gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding, and salt bath soft nitriding has an advantage that heat treatment distortion can be reduced because it is processed at a low temperature below the transformation point.
  • gas nitriding performed in an ammonia atmosphere can provide high surface hardness but slow diffusion of nitrogen and generally requires a treatment time of 20 hours or longer.
  • a soft nitriding treatment such as gas soft nitriding or salt bath soft nitriding that is performed in a bath or atmosphere containing nitrogen and carbon can increase the diffusion rate of nitrogen.
  • an effective hardened layer depth of 100 ⁇ m or more can be obtained in a few hours. Therefore, soft nitriding is a technique suitable for improving fatigue strength.
  • it is necessary to further deepen the effective hardened layer in order to obtain a part having high fatigue strength, it is necessary to further deepen the effective hardened layer.
  • steels to which a nitride forming alloy is appropriately added have been proposed (for example, Patent Documents 1, 2, 6, and 9).
  • techniques that improve workability and nitriding characteristics by controlling not only the steel components but also the steel structure have been proposed (for example, Patent Documents 3 to 5, 7, and 8).
  • the effective hardened layer depth is insufficient when the steel described in Patent Documents 1 to 4 is subjected to nitriding as compared to the case where carburizing, which is the mainstream fatigue strength improvement technology, is applied to steel.
  • the steel type containing a large amount of carbon increases the hardness of the parts before nitriding. Therefore, the high carbon steel has a problem that the machinability is lowered and the cost for forging and cutting is increased.
  • the steel described in Patent Document 5 has improved workability (broachability), but has caused a decrease in surface hardness.
  • the steel described in Patent Document 6 improves wear resistance and fatigue strength by nitriding treatment, but is inferior in machinability because the fatigue strength is improved by improving the strength inside the steel. There was a problem.
  • Patent Documents 7 to 9 ensure the effective hardened layer depth when the nitriding treatment is performed by defining the component composition and the steel structure, but the effective hardened layer depth is sufficient. It was not.
  • the present invention has been made in order to solve the above-mentioned problems, and while reducing the strength before nitriding to improve the machinability and reduce the manufacturing cost, the effective hardened layer is deepened to improve the fatigue strength. It is an object of the present invention to provide a nitriding steel that can be used, and a nitriding component in which the nitriding steel is subjected to nitriding treatment to increase the hardness and depth of the surface nitriding layer.
  • the inventors of the present invention have studied a composition and a structure capable of obtaining an effective hardened layer deeper than the prior art by nitriding treatment such as gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding, salt bath soft nitriding, and the like, and further nitriding from nitriding steel.
  • nitriding treatment such as gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding, salt bath soft nitriding, and the like.
  • nitriding treatment such as gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding, salt bath soft nitriding, and the like.
  • nitriding treatment such as gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding, salt bath soft nitriding, and the like
  • nitriding treatment such as gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding
  • B 0.0005 to 0.005%
  • the steel for nitriding from which a deep effective hardened layer is obtained by performing nitriding can be provided. Further, according to the present invention, it is possible to obtain a nitriding component that does not require a large number of man-hours for the cutting process before the curing process and that has a small heat distortion caused by the curing process. And since the nitrided layer of the nitriding part of this invention has sufficient hardness and an effective nitrided layer is deep, the fatigue strength of a nitriding part can be raised.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between 1.9Al + Cr and the effective nitrided layer depth.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between 1.9Al + Cr and surface layer (nitride layer) hardness.
  • FIG. 3 is a diagram showing a half cross section of one tooth of a gear component according to an embodiment of the present invention.
  • nitriding steel refers to steel used as a material for nitriding parts.
  • the nitriding steel of the present invention is manufactured by hot working a steel piece.
  • the nitriding steel of the present invention is hot worked, and then nitriding is performed, or a steel piece having components in the same range as the nitriding steel of the present invention is hot worked. Thereafter, it can be obtained by nitriding.
  • the steel for nitriding of the present invention is cold worked and, if necessary, is subjected to cutting or the like to obtain a final product shape, or the steel slab is directly hot worked to the final product shape, or is made into a final product.
  • the “nitriding treatment” means a treatment for diffusing nitrogen in the surface layer of the steel material and hardening the surface layer, and includes “soft nitriding treatment”.
  • the “soft nitriding treatment” is a treatment for diffusing nitrogen and carbon in the surface layer of the steel material and hardening the surface layer.
  • Typical examples of the nitriding treatment include gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding, salt bath soft nitriding, etc.
  • gas soft nitriding and salt bath soft nitriding are soft nitriding treatments.
  • the product is a nitriding part by the fact that the surface layer is cured and the nitrogen concentration of the surface layer is increased.
  • the soft nitriding component has a hardened surface layer of 100 ⁇ m or more and has a deep effective hardened layer.
  • C is an element that enhances hardenability and is effective for improving strength, and further contributes to precipitation strengthening of the nitrided layer by precipitating alloy carbides during nitriding. If C is less than 0.05%, the required strength cannot be obtained, and if it exceeds 0.30%, the strength becomes too high and the workability is impaired. Therefore, the lower limit of the C content is 0.05% and the upper limit is 0.30%. However, from the viewpoint of machinability, the upper limit of the C content is preferably 0.25%, and more preferably 0.20%. Furthermore, in order to easily forge a part by cold working, the upper limit of the C content is preferably set to 0.1%. Mn is an element useful for enhancing the hardenability and ensuring the strength.
  • Mn is less than 0.4%, sufficient strength cannot be secured, and if it exceeds 3.0%, the strength increases excessively and the workability decreases. Therefore, the lower limit of the Mn content is 0.4% and the upper limit is 3.0%.
  • the upper limit of Mn content shall be 2.5% or less.
  • a more preferable upper limit of the Mn content is 2.0%.
  • Cr is an extremely effective element that forms carbonitrides with N intruding during nitriding and C in steel, and significantly increases the hardness of the nitrided layer on the surface by precipitation strengthening. However, when Cr is excessively contained, the effective hardened layer depth may become shallow.
  • the Cr content is less than 0.2%, a sufficient effective hardened layer cannot be obtained.
  • the Cr content exceeds 0.9%, the effect of precipitation strengthening is saturated, and the effective hardened layer depth decreases. Therefore, the lower limit of the Cr content is 0.2% and the upper limit is 0.9%.
  • the Cr content is preferably 0.3% at the lower limit and 0.8% at the upper limit.
  • Al is an element that forms N and nitride that penetrates during nitriding, increases the hardness of the nitrided layer, and is effective in obtaining a deeper effective hardened layer depth, and is particularly effective in improving the surface hardness. is there. However, when Al is added excessively, the effective hardened layer depth may become shallow.
  • the lower limit of the Al content is 0.19% and the upper limit is 0.70%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.50%, and more preferably 0.30%.
  • the inventors of the present invention manufactured a cold forged part using a steel material in which the content of Al and the content of Cr were changed as raw materials, applied nitriding treatment, and measured the surface hardness and the effective hardened layer depth.
  • the surface layer hardness was measured according to JIS Z 2244 at HV0.3 (2.9 N) at a position 50 ⁇ m inside from the surface in the steel cross section.
  • the effective hardened layer depth was made into the distance from the surface layer to the position where HV becomes 550 with reference to JISG0557.
  • the relationship between the Al content and the Cr content needs to be controlled.
  • the effective hardened layer depth of the nitride layer has a correlation with the sum of the atomic concentrations of Al and Cr. Since the atomic weight of Cr is 52 and the atomic weight of Al is 27, the relationship between the effective hardened layer depth and the surface hardness of the nitrided layer can be arranged by 1.9 Al + Cr in mass%. In the formula of “1.9 Al + Cr”, Al and Cr are defined as the Al content (mass%) and the Cr content (mass%) in the steel material.
  • FIG. 1 shows the relationship between 1.9Al + Cr and effective hardened layer depth.
  • the surface hardness is the hardness at a position of 50 ⁇ m from the surface of the steel cross section.
  • the surface hardness is the hardness at a position of 50 ⁇ m from the surface of the steel cross section.
  • FIG. 1 when 1.9Al + Cr is less than 0.5% and more than 1.8%, a sufficient effective hardened layer depth cannot be obtained.
  • the reason why the effective hardened layer depth decreases when 1.9Al + Cr is less than 0.5% is considered to be because precipitation strengthening by Cr carbonitride and Al nitride cannot be sufficiently obtained. Therefore, as shown in FIG. 2, when 1.9Al + Cr is less than 0.5%, the surface layer hardness is also lowered.
  • the reason why the effective hardened layer becomes shallow when 1.9Al + Cr exceeds 1.8% is considered to be because diffusion of nitrogen in the steel is inhibited in the nitriding treatment. Therefore, the range of 1.9Al + Cr has a lower limit of 0.5% and an upper limit of 1.8%.
  • V is an element that enhances hardenability, generates carbonitrides, and contributes to the strength of steel.
  • the present invention forms composite carbonitrides with Cr and Al, similar to Mo, and is extremely effective for hardening the nitride layer. When the V content is 0.05% or more, the surface layer hardness and the effective hardened layer depth are remarkably improved.
  • the lower limit of the V content is 0.05% and the upper limit is 1.0%.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.75%, and more preferably 0.50%.
  • Mo is an element that improves hardenability, mainly generates carbides, and contributes to the strength of steel.
  • a composite carbonitride is formed with Cr or Al, which is extremely effective for hardening the nitride layer.
  • the Mo content is 0.05% or more, the surface layer hardness and the effective hardened layer depth are remarkably improved.
  • the lower limit of the Mo content is 0.05% and the upper limit is 0.50%.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.25%.
  • Si is an element useful as a deoxidizer, but does not contribute to the improvement of the surface layer hardness in the nitriding treatment, and reduces the effective hardened layer depth. Therefore, it is preferable to limit the Si content to 0.50% or less. In order to obtain a deeper effective hardened layer, the upper limit of the Si content is preferably 0.1%.
  • Ti and Nb are elements that form carbonitrides with N and N in steel that enter during nitriding, and it is preferable to add one or both.
  • each of Ti and Nb is preferably contained in an amount of 0.01% or more.
  • the effects of increasing the hardness of the nitrided layer and increasing the effective hardened layer depth are saturated even if each of Ti and Nb exceeding 0.3% is contained. 3% is preferable.
  • the steel structure of the nitriding steel is preferably one or both of bainite and martensite. Bainite and martensite have a large amount of solid solution of alloy elements necessary for precipitation strengthening during nitriding.
  • the hardness of the nitrided layer of the steel material after nitriding treatment can be effectively increased by precipitation strengthening during nitriding treatment.
  • the total area ratio of one or both of bainite and martensite of the nitriding steel is preferably 50% or more.
  • the total area ratio of one or both of bainite and martensite is more preferably 70% or more.
  • the steel structure of the nitriding component is preferably 50% or more in total area ratio of one or both of bainite and martensite in order to increase the hardness of the nitrided layer, similarly to the nitriding steel.
  • the total area ratio of one or both of bainite and martensite is more preferably 70% or more.
  • the structures other than bainite and martensite are preferably ferrite and pearlite.
  • the bainite of the steel structure can be evaluated by optical microscope observation after etching with a nital solution after mirror polishing. Observation is performed before cold forging or after hot forging, and the observation site is preferably a position of 1/4 of the diameter if it is a steel bar.
  • the position indicated by reference numeral 2 in FIG. For example, in the case of a gear, the position indicated by reference numeral 2 in FIG.
  • For the area ratio of the steel structure observe the 5 fields of view with an optical microscope at 500 times each, take a photograph, determine the bainite part by visual observation, and analyze the area ratio of the bainite part in the entire photograph. It is recommended to use it.
  • the nitriding steel of the present invention may be subjected to nitriding treatment after forming a final product shape by cold working, cutting, or the like, without performing hot working. In this case, it is preferable that the total area ratio of one or both of bainite and martensite is 50% or more at the stage of nitriding steel.
  • the total area ratio of both is preferably 50% or more. This is because it is easy to make the total area ratio of one or both of bainite and martensite 50% or more by final hot working.
  • a nitriding component obtained by subjecting the nitriding steel defined in the present invention to hot working or cold working and further performing cutting or the like as necessary to perform nitriding treatment similarly exhibits the effects of the present invention. Is.
  • a steel piece having the same composition as the above-mentioned nitriding steel is subjected to hot working such as hot forging and further subjected to cutting or the like as necessary to obtain a final product shape, followed by nitriding treatment.
  • a nitriding component may be used.
  • the total area ratio of one or both of bainite and martensite need not be 50% or more at the stage of the steel slab.
  • the steel slab may be cast as it is, or may be subjected to hot working such as hot forging or hot rolling after casting.
  • the nitriding part of the present invention is subjected to nitriding such as gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding, salt bath soft nitriding, etc., so that the effective hardened layer depth is 300 ⁇ m or more, and the surface hardness is 700 HV or more. Has excellent properties. Moreover, it is preferable that the effective hardened layer depth of the nitriding part of this invention shall be 450 micrometers or less. This is because even if the effective effect layer depth exceeds 450 ⁇ m, the fatigue strength of the nitriding component is saturated only by increasing the nitriding time.
  • nitriding such as gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding, salt bath soft nitriding, etc.
  • the upper limit of the surface hardness of the nitriding component of the present invention is not particularly limited, but is preferably 1000 HV. This is because even if the surface hardness is over 1000 HV, the improvement in fatigue strength of the nitriding component is saturated.
  • the surface hardness is Vickers hardness and is measured according to JIS Z 2244. According to the nitrocarburizing treatment, if the part has a normal size, excellent properties such as an effective hardened layer depth of 300 ⁇ m or more and a surface hardness of 700 HV or more can be obtained in a processing time of 10 hours or less. .
  • the effective hardened layer depth is 300 ⁇ m or more and the surface hardness is about one week.
  • An excellent characteristic of 700 HV or higher can be obtained.
  • Nitriding steel is mainly manufactured by hot rolling.
  • the nitriding component is mainly manufactured by hot forging. And when making the total area ratio of one or both of bainite and martensite 50% or more, the heating temperature and cooling rate of hot rolling or hot forging are controlled.
  • the heating temperature before hot rolling or hot forging is less than 1000 ° C.
  • deformation resistance increases and the cost may increase.
  • the added alloy element is not sufficiently solutionized, the hardenability is lowered and there is a concern that the bainite fraction is lowered. Therefore, it is preferable to set the heating temperature before rolling or forging to 1000 ° C. or higher.
  • the heating temperature exceeds 1300 ° C., the austenite grain boundary becomes coarse, and therefore the heating temperature is preferably 1300 ° C. or less.
  • the cooling rate until cooling to 500 ° C. or less after hot rolling or hot forging is in the range of 0.1 to 10 ° C.
  • a nitrided component can be manufactured by cold working (for example, cold forging, cutting) on a component having a predetermined shape.
  • cold working for example, cold forging, cutting
  • the excellent hardened layer depth is 300 ⁇ m or more and the surface layer hardness is 700 HV or more while suppressing heat treatment distortion. It is possible to obtain a nitrided component having a surface hardened layer.
  • the nitriding part provided with the surface hardened layer having such excellent characteristics is also excellent in fatigue strength.
  • nitriding treatment examples include gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding, and salt bath soft nitriding.
  • gas nitriding plasma nitriding
  • gas soft nitriding gas soft nitriding
  • salt bath soft nitriding examples include ammonia atmosphere at 540 ° C. for 20 hours or more.
  • the nitriding treatment for example, when a general gas soft nitriding treatment using a mixed gas of N 2 + NH 3 + CO 2 at 570 ° C. is used, the aforementioned nitride layer can be obtained in a treatment time of about 10 hours.
  • parts made of the nitriding steel of the present invention, and parts obtained by hot working a steel slab having components in the same range as the nitriding steel of the present invention are soft nitrided in an industrially practical time.
  • a sufficient surface hardness and a deeper effective hardened layer can be obtained as compared with the case where the conventional nitriding steel is subjected to the soft nitriding treatment for the same time.
  • a hot forged product having a shape was produced.
  • the hardness of the round bar manufactured by hot rolling and the hot forged product was measured according to JIS Z 2244. The measurement location was cut and polished so that the L cross section of the test piece appeared, and HV0.3 (2.9 N) was measured at a position of 1/4 of the diameter. Moreover, HV0.3 measured the hardness after hot forging about the position of the code
  • the area ratio of bainite and martensite in round bars and hot forged products manufactured by hot rolling is mirror-polished, etched with nital liquid, and the area corresponding to the position where the hardness was measured with an optical microscope. Photographs were taken by observing 5 fields of view at 500 times, and the bainite portion and martensite portion were determined by visual observation, and those portions were subjected to image analysis to determine the area ratio. Further, a cold forged part having a diameter of 14 mm and a thickness of 10 mm was manufactured using a round bar after hot rolling as a raw material, and gas soft nitriding treatment was performed. The hot forged product was cut to clean the gear-shaped surface and subjected to gas nitriding.
  • the surface hardness was measured.
  • the surface layer hardness was HV0.3 (2.9 N) at a position 50 ⁇ m inside from the surface, and was measured according to JIS Z 2244.
  • the effective hardened layer depth measured the distance from the surface layer to the position where HV becomes 550 based on JISG0557.
  • Table 2 the hardness after hot working in Table 2 is an average value of the hardness after hot rolling and the hardness after hot forging.
  • the surface layer hardness and the effective hardened layer depth are the results measured after the soft nitriding treatment.
  • Table 2 No. In all of the inventive examples 1 to 15, it was confirmed that the surface layer hardness was 700 HV or more and the effective hardened layer depth was 300 ⁇ m or more.
  • the steel for nitriding from which a deep effective hardened layer is obtained by nitriding can be provided, and there can exist an outstanding effect industrially.
  • the present invention when manufacturing a nitrided part having a nitrided layer with sufficient hardness and a deep effective nitrided layer, it is possible to reduce the man-hours for cutting before nitriding and to reduce the heat treatment strain during the curing process. Thus, the manufacturing cost of nitriding parts having high fatigue strength can be reduced.
  • the present invention has high industrial utility value.

Abstract

本発明は、窒化前の強度を低下させて切削性を改善する一方で、疲労強度向上のために窒化層の有効硬化層を深くするものであり、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：０．００３～０．５０％、Ｍｎ：０．４～３．０％、Ｃｒ：０．２～０．９％、Ａｌ：０．１９～０．７０％、Ｖ：０．０５～１．０％及びＭｏ：０．０５～０．５０％を含有し、Ａｌ及びＣｒの含有量が、０．５％≦１．９Ａｌ＋Ｃｒ≦１．８％を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする窒化用鋼である。

Description

窒化用鋼及び窒化処理部品
　本発明は、加工性及び強度を確保し、かつガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化などの窒化処理によって硬質の窒化層が得られる窒化用鋼、及び、その窒化用鋼に窒化処理を施した、表層に硬質の窒化層を有する窒化処理部品に関するものである。
　自動車や各種産業機械には、疲労強度改善を目的とし、表面硬化処理を施した部品が数多く使用されている。代表的な表面硬化処理方法として、浸炭、窒化、高周波焼入れ等が挙げられる。ガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化などの窒化処理は、他の方法と異なり変態点以下の低温で処理されるため、熱処理歪みを小さくすることができるという利点を有する。
　窒化処理のうちアンモニア雰囲気で行われるガス窒化は、高い表面硬度が得られるが、窒素の拡散が遅く、一般的に２０時間以上の処理時間が必要である。
　また、ガス軟窒化、塩浴軟窒化など、窒素と共に炭素を含む浴又は雰囲気にて処理される軟窒化処理は、窒素の拡散速度を増すことができる。その結果、軟窒化処理によれば、数時間で１００μｍ以上の有効硬化層深さを得ることができる。したがって、軟窒化処理は、疲労強度改善に適した手法である。
　しかし、疲労強度の高い部品を得るためには、有効硬化層を、より一層、深くする必要がある。このような問題に対して、有効硬化層硬さ及び深さを増加させるために窒化物形成合金を適宜添加した鋼が提案されている（例えば、特許文献１、２、６、９）。
　また、鋼の成分だけではなく鋼組織を制御することによって、加工性、窒化特性を向上させた技術が提案されている（例えば、特許文献３~５、７、８）。
特開昭５８−７１３５７号公報 特開平４−８３８４９号公報 特開平７−１５７８４２号公報 特開２００７−１４６２３２号公報 特開２００６−２４９５０４号公報 特開平０５−０２５５３８号公報 特開２００６−０２２３５０号公報 特開８−１７６７３２号公報 特開平７−２８６２５６号公報
　しかし、現在主流の疲労強度改善技術である浸炭処理を鋼材に施す場合と比較して、特許文献１~４に記載される鋼に窒化処理を施した場合には、有効硬化層深さが不足していた。また、炭素を多く含む鋼種は、窒化前に、部品の硬度が高くなる。そのため、高炭素鋼は切削加工性が低下し、鍛造や切削加工時のコストが高くなるという問題があった。
　特許文献５に記載される鋼は、加工性（ブローチ加工性）が向上する反面、表層硬さの低下を招いていた。
　特許文献６に記載される鋼は、窒化処理によって耐摩耗性と疲労強度を向上させるものであるが、鋼内部の強度を向上させることで疲労強度を向上させているため、切削加工性に劣る問題があった。
　特許文献７~９に記載される鋼は、成分組成と鋼組織を規定することで窒化処理を施したときの有効硬化層深さを確保するものであるが、その有効硬化層深さは十分でなかった。
　本発明は、上記の課題を解決するためになされたもので、窒化前の強度を低下させて切削加工性を改善し製造コスト削減する一方で、疲労強度向上のために有効硬化層を深くすることが可能な窒化用鋼、及びその窒化用鋼に窒化処理を施して表層の窒化層の硬さと深さを増加させた窒化処理部品を提供することを目的とする。
　本発明者らは、ガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化などの窒化処理によって、従来技術よりも深い有効硬化層が得られる組成と組織を検討し、さらに窒化用鋼から窒化処理部品を製造する際の切削加工性及び最終部品の硬さ等を検討した。
　その結果、Ｃｒ及びＡｌが窒化処理時に析出物を生じ、表層硬さの向上に寄与すること、特にＡｌの添加が表層硬さを向上させること、一方、Ｃｒ及びＡｌを過剰に含有させると有効硬化層深さが低下し始めること、有効硬化層深さを大きくするためには、Ｃｒ及びＡｌの含有量を適正な関係に制御する必要があること、などを見出した。
　本発明は、これらの知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％で、
　Ｃ　：０．０５~０．３０％、
　Ｓｉ：０．００３~０．５０％、
　Ｍｎ：０．４~３．０％、
　Ｃｒ：０．２~０．９％、
　Ａｌ：０．１９~０．７０％、
　Ｖ　：０．０５~１．０％及び
　Ｍｏ：０．０５~０．５０％
を含有し、Ａｌ及びＣｒの含有量が、
０．５％≦１．９Ａｌ＋Ｃｒ≦１．８％
を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする窒化用鋼。
（２）さらに質量％で、
　Ｔｉ：０．０１~０．３％及び
　Ｎｂ：０．０１~０．３％
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）に記載の窒化用鋼。
（３）さらに質量％で、
　Ｂ：０．０００５~０．００５％
を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の窒化用鋼。
（４）ベイナイト、マルテンサイトの一方、又は双方の合計の面積率が５０％以上であることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の窒化用鋼。
（５）ベイナイト、マルテンサイトの一方、又は双方の合計の面積率が５０％以上であることを特徴とする上記（３）に記載の窒化用鋼。
（６）質量％で、
　Ｃ　：０．０５~０．３０％、
　Ｓｉ：０．００３~０．５０％
　Ｍｎ：０．４~３．０％、
　Ｃｒ：０．２~０．９％、
　Ａｌ：０．１９~０．７０％、
　Ｖ　：０．０５~１．０％及び
　Ｍｏ：０．０５~０．５０％
を含有し、Ａｌ及びＣｒの含有量が、
０．５％≦１．９Ａｌ＋Ｃｒ≦１．８％
を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、表面に窒化層を有し、表層硬さが７００ＨＶ以上であることを特徴とする窒化処理部品。
（７）さらに質量％で、
　Ｔｉ：０．０１~０．３％及び
　Ｎｂ：０．０１~０．３％
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（６）に記載の窒化処理部品。
（８）さらに質量％で、
　Ｂ：０．０００５~０．００５％
を含有することを特徴とする上記（６）又は（７）に記載の窒化処理部品。
（９）ベイナイト、マルテンサイトの一方、または双方の合計の面積率が５０％以上であることを特徴とする上記（６）又は（７）に記載の窒化処理部品。
（１０）ベイナイト、マルテンサイトの一方、または双方の合計の面積率が５０％以上であることを特徴とする上記（８）に記載の窒化処理部品。
（１１）前記窒化層の有効硬化層深さが３００~４５０μｍであることを特徴とする上記（６）、（７）、（１０）のいずれかに記載の窒化処理部品。
（１２）前記窒化層の有効硬化層深さが３００~４５０μｍであることを特徴とする上記（８）に記載の窒化処理部品。
（１３）前記窒化層の有効硬化層深さが３００~４５０μｍであることを特徴とする上記（９）に記載の窒化処理部品。
　本発明によれば、窒化処理を施すことによって深い有効硬化層が得られる窒化用鋼を提供することができる。
　また、本発明によれば、硬化処理前の切削加工に多くの工数を要することなく、かつ、硬化処理に伴う熱処理歪みが小さい窒化処理部品を得ることができる。
　そして、本発明の窒化処理部品の窒化層は、十分な硬度を有し、有効窒化層が深いため、窒化処理部品の疲労強度を高めることができる。
　図１は、１．９Ａｌ＋Ｃｒと有効窒化層深さとの関係を示す図である。
　図２は、１．９Ａｌ＋Ｃｒと表層（窒化層）硬さとの関係を示す図である。
　図３は、本発明の一実施形態である歯車部品の一つの歯の１／２断面を示す図である。
　本発明において、窒化用鋼とは、窒化処理部品の素材として用いられる鋼のことをいう。
　本発明の窒化用鋼は、鋼片を熱間加工して製造される。本発明の窒化処理部品は、本発明の窒化用鋼を熱間加工した後、窒化処理するか、あるいは、本発明の窒化用鋼と同一の範囲内の成分を有する鋼片を熱間加工した後、窒化処理して得ることができる。
　本発明の窒化用鋼を冷間加工し、必要に応じて切削加工などを行って最終製品形状とするか、あるいは鋼片を、直接、最終製品形状に熱間加工し、又は、最終製品に近い形状に熱間加工し、切削加工を行って最終製品形状とし、その後窒化処理を行うことにより、窒化処理部品となる。
　本発明において、「窒化処理」とは、鉄鋼材料の表面層に窒素を拡散させ、表面層を硬化する処理を意味し、「軟窒化処理」も含まれるものとする。
　「軟窒化処理」は、鉄鋼材料の表面層に窒素と炭素を拡散させ、表面層を硬化する処理である。
　窒化処理として代表的なものに、ガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化等が挙げられ、このうちガス軟窒化、塩浴軟窒化は軟窒化処理である。
　また、製品が窒化処理部品であることは、表層が硬化していること、表層の窒素濃度が上昇していることで確認することができる。特に、軟窒化処理部品は、硬化した表層が１００μｍ以上であり、深い有効硬化層を有する。
　まず、本発明において、鋼材の化学成分を限定した理由について説明する。化学成分の限定に関しては、本発明の窒化用鋼と窒化処理部品のいずれにも適用される。
　Ｃは、焼入れ性を高め、強度の向上に有効な元素であり、さらに窒化処理中に合金炭化物を析出させ、窒化層の析出強化にも寄与する元素である。Ｃが、０．０５％未満では必要な強度が得られず、０．３０％を超えると強度が高くなり過ぎて加工性を損なう。したがって、Ｃの含有量は、下限を０．０５％、上限を０．３０％とする。ただし、切削加工性の観点から、Ｃの含有量の上限は０．２５％が好ましく、０．２０％がより好ましい。さらに、冷間加工によって部品を容易に鍛造するためには、Ｃの含有量の上限を０．１％とすることが好ましい。
　Ｍｎは、焼入れ性を高め、強度を確保するために有用な元素である。Ｍｎが０．４％未満では十分な強度が確保できず、３．０％を超えると強度が過剰に上昇して加工性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、下限を０．４％、上限を３．０％とする。なお、過剰なＭｎの含有によって、有効硬化層深さが減少することがあるため、Ｍｎの含有量の上限は２．５％以下とすることが好ましい。より好ましいＭｎの含有量の上限は２．０％である。
　Ｃｒは、窒化処理時に浸入するＮ及び鋼中のＣと炭窒化物を形成し、その析出強化によって表面の窒化層硬度を著しく上昇させる極めて有効な元素である。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると有効硬化層深さが浅くなることがある。Ｃｒの含有量が０．２％未満では十分な有効硬化層を得ることができない。一方、Ｃｒの含有量が０．９％を超えると析出強化の効果が飽和し、有効硬化層深さが減少する。したがって、Ｃｒの含有量は、下限を０．２％、上限を０．９％とする。また、Ｃｒの含有量は、下限は０．３％、上限を０．８％とすることが好ましい。
　Ａｌは、窒化時に浸入するＮと窒化物を形成し、窒化層の硬さを高め、より深い有効硬化層深さを得るのに有効であり、特に表層硬さの向上に効果的な元素である。しかし、Ａｌを過剰に添加すると有効硬化層深さが浅くなることがある。Ａｌの含有量が０．１９％未満であると十分な表層硬さが得られず、０．７０％を超えて含有させても添加の効果は飽和し、有効硬化層深さが減少する。したがって、Ａｌの含有量は、下限を０．１９％、上限を０．７０％とする。また、Ａｌ含有量の上限は、０．５０％とすることが好ましく、０．３０％とすることがより好ましい。
　本発明者らは、Ａｌ及びＣｒが窒化層の硬化に有効であるとともに、一方では、過剰に添加すると有効硬化層深さを減少させるという知見に基づいて、さらに検討を行った。
　本発明者らは、Ａｌの含有量及びＣｒの含有量を変化させた鋼材を素材として、冷間鍛造部品を製造し、窒化処理を施し、表層硬さ及び有効硬化層深さを測定した。
　窒化処理は、体積分率でＮＨ３：Ｎ２：ＣＯ２＝５０：４５：５の混合ガスの雰囲気中で、温度を５７０℃、保持時間を１０時間として行った。
　表層硬さは、鋼断面における表面から５０μｍ内部の位置におけるＨＶ０．３（２．９Ｎ）で、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に従って測定した。また、有効硬化層深さは、ＪＩＳ　Ｇ　０５５７を参考に、表層からＨＶが５５０となる位置までの距離とした。
　検討の結果、Ａｌの含有量とＣｒの含有量との関係を制御する必要があることを見出した。具体的には、窒化層の有効硬化層深さは、Ａｌ及びＣｒの原子濃度の合計と相関を有していることが判った。
　Ｃｒの原子量は５２、Ａｌの原子量は２７であるから、質量％では、１．９Ａｌ＋Ｃｒによって、窒化層の有効硬化層深さ及び表層硬さとの関係を整理することができる。なお、「１．９Ａｌ＋Ｃｒ」の式中、Ａｌ及びＣｒは鋼材中のＡｌの含有量（質量％）及びＣｒの含有量（質量％）とする。
　図１は、１．９Ａｌ＋Ｃｒと有効硬化層深さとの関係を示す。また、図２は、１．９Ａｌ＋Ｃｒと表層硬さとの関係を示す。ここで、表層硬さは、鋼断面における表面から５０μｍ位置の硬さである。
　図１に示したように、１．９Ａｌ＋Ｃｒが０．５％未満、１．８％超では、十分な有効硬化層深さが得られない。
　１．９Ａｌ＋Ｃｒが０．５％未満で、有効硬化層深さが減少するのは、Ｃｒの炭窒化物及びＡｌの窒化物による析出強化を十分に得ることができないためであると考えられる。そのため、図２に示したように、１．９Ａｌ＋Ｃｒが０．５％未満であると、表層硬さも低下している。
　一方、１．９Ａｌ＋Ｃｒが１．８％を超えると有効硬化層が浅くなるのは、窒化処理において鋼中の窒素の拡散が阻害されるためであると考えられる。
　したがって、１．９Ａｌ＋Ｃｒの範囲は、下限を０．５％、上限を１．８％とする。
　Ｖは、焼入れ性を高め、炭窒化物を生成し、鋼の強度に寄与する元素である。特に、本発明では、Ｍｏと同様、ＣｒやＡｌと複合炭窒化物を形成し、窒化層の硬化に極めて有効である。Ｖの含有量が０．０５％以上となると、表層硬さ及び有効硬化層深さが顕著に向上する。一方、Ｖの含有量が１．０％超では、表層硬さ及び有効硬化層深さを増加させる効果が飽和する。したがって、Ｖの含有量は、下限を０．０５％、上限を１．０％とする。また、Ｖの含有量の上限は、０．７５％とすることが好ましく、０．５０％とすることがより好ましい。
　Ｍｏは焼入れ性を高め、主に、炭化物を生成し、鋼の強度に寄与する元素である。特に、本発明では、ＣｒやＡｌと複合炭窒化物を形成し、窒化層の硬化に極めて有効である。Ｍｏの含有量を０．０５％以上とすると、表層硬さ及び有効硬化層深さが顕著に向上する。−方、Ｍｏの含有量が０．５０％超では、表層硬さ及び有効硬化層深さを増加させる効果が製造コストに見合わない。したがって、Ｍｏの含有量は、下限を０．０５％、上限を０．５０％とする。また、Ｍｏの含有量は、上限を０．２５％とすることが好ましい。
　Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素である反面、窒化処理においては表層硬さの向上に寄与せず、有効硬化層深さを浅くする。そのため、Ｓｉの含有量を０．５０％以下に制限することが好ましい。さらに深い有効硬化層を得るためには、Ｓｉの含有量の上限は０．１％とすることが好ましい。一方、Ｓｉの含有量を著しく低減させるためには製造コストの上昇を招くため、Ｓｉの含有量の下限は０．００３％とする。
　Ｔｉ及びＮｂは、窒化時に浸入するＮ及び鋼中のＣと炭窒化物を形成する元素であり、一方又は双方を添加することが好ましい。窒化層の硬さを高め、有効硬化層深さを増加させるには、Ｔｉ、Ｎｂを、それぞれ、０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、０．３％超のＴｉ、Ｎｂを、それぞれ含有させても、窒化層の硬さを高め、有効硬化層深さを増加させる効果は飽和するため、Ｔｉ、Ｎｂの上限は、０．３％とすることが好ましい。
　Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、強度を高めるために、０．０００５％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｂの含有量が０．００５％を超えても、焼入れ性向上の効果は飽和するため、Ｂの含有量の上限は０．００５％とすることが好ましい。
　本発明において、窒化処理部品の強度を全体的に上昇させるために、窒化用鋼の鋼組織は、ベイナイト、マルテンサイトの一方、又は双方であることが好ましい。
　ベイナイト、マルテンサイトは、窒化処理時の析出強化に必要な合金元素の固溶量が多い。したがって、窒化処理前の素材の鋼組織を、ベイナイト及びマルテンサイトを多く含むものとしておくことで、窒化処理時の析出強化により、窒化処理後の鋼材の窒化層の硬さを効果的に高めることができる。
　析出強化の効果を十分に得るためには、窒化用鋼のベイナイト、マルテンサイトの一方、または双方の合計の面積率を５０％以上とすることが好ましい。より効果的に析出強化させるためには、ベイナイト、マルテンサイトの一方、または双方の合計の面積率を７０％以上とすることがより好ましい。
　また、窒化処理部品の鋼組織も、窒化用鋼と同様、窒化層の硬さを高めるために、ベイナイト、マルテンサイトの一方、または双方の合計の面積率を５０％以上とすることが好ましい。より効果的に析出強化させるためには、ベイナイト、マルテンサイトの一方、または双方の合計の面積率を７０％以上とすることがより好ましい。
　ここで、ベイナイト、マルテンサイト以外の組織は、フェライト、パーライトとすることが好ましい。
　鋼組織のベイナイト評価は、鏡面研磨後、ナイタール液でエッチングを行い、光学顕微鏡観察にて評価することができる。観察は冷間鍛造前又は熱間鍛造後に行い、観察部位は、棒鋼であれば直径の１／４の位置とするのがよい。例えば、歯車の場合であれば、図３の符号２の位置がよい。
　鋼組織の面積率は、光学顕微鏡にて５視野を、それぞれ５００倍で観察して写真を撮影し、目視にてベイナイト部分を決定して、写真全体に占めるベイナイト部分の面積率を画像解析を利用して求めるとよい。マルテンサイトの面積率も同様である。
　なお、本発明の窒化用鋼に熱間加工を行わず、冷間加工や切削加工等で最終製品形状とした上で窒化処理を行って窒化処理部品としてもよい。この場合には、窒化用鋼の段階で、ベイナイト、マルテンサイトの一方、または双方の合計の面積率が５０％以上であることが好ましい。
　また、窒化用鋼に熱間鍛造などの熱間加工を行い、さらに必要に応じて切削加工等を行って最終製品形状とする場合においても、窒化用鋼の段階でベイナイト、マルテンサイトの一方、または双方の合計の面積率が５０％以上である方が好ましい。
　これは、最終的な熱間加工によって、ベイナイト、マルテンサイトの一方、または双方の合計の面積率を５０％以上にすることが容易になるためである。
　本発明に規定する窒化用鋼を熱間加工又は冷間加工した後、さらに必要に応じて切削加工等を行い、窒化処理を施して得た窒化処理部品は、同様に本発明の効果を奏するものである。
　また、上述の窒化用鋼と同様の成分組成を有する鋼片に熱間鍛造などの熱間加工を行い、さらに必要に応じて切削加工等を行って最終製品形状とし、その後窒化処理を行って窒化処理部品としてもよい。この場合には、鋼片の段階ではベイナイト、マルテンサイトの一方、または双方の合計の面積率が５０％以上である必要はない。なお、鋼片は、鋳造ままでもよく、鋳造後、熱間鍛造や熱間圧延などの熱間加工を施してもよい。
　本発明の窒化処理部品は、ガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化などの窒化処理が行われることによって有効硬化層深さが３００μｍ以上になり、表層硬さが７００ＨＶ以上という、優れた特性を有する。
　また、本発明の窒化処理部品の有効硬化層深さは４５０μｍ以下とすることが好ましい。有効効果層深さを４５０μｍ超としても、窒化処理時間が長くなるだけで、窒化処理部品の疲労強度向上は飽和するからである。
　そして、本発明の窒化処理部品の表層硬さの上限は特に限定されないが、１０００ＨＶとすることが好ましい。表層硬さを１０００ＨＶ超としても、窒化処理部品の疲労強度向上は飽和するからである。
　なお、表層硬さは、ビッカース硬さであり、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠して測定する。
　軟窒化処理によれば、通常の大きさの部品であれば、１０時間以内の処理時間によって、有効硬化層深さが３００μｍ以上、表層硬さが７００ＨＶ以上という、優れた特性を得ることができる。
　また、従来、窒化処理では数週間の処理時間を要していた大型の部品であっても、軟窒化処理を用いることにより、１週間程度で有効硬化層深さが３００μｍ以上、表層硬さが７００ＨＶ以上という、優れた特性を得ることができる。
　次に、本発明の窒化用鋼及び窒化処理部品の製造方法について説明する。
　窒化用鋼は、主に、熱間圧延によって製造される。また、窒化処理部品は、主に、熱間鍛造によって製造される。そして、ベイナイト、マルテンサイトの一方、または双方の合計の面積率を５０％以上にする場合は、熱間圧延又は熱間鍛造の加熱温度及び冷却速度を制御する。
　熱間圧延又は熱間鍛造前の加熱温度は１０００℃未満であると、変形抵抗が大きくなり、コストが高くなる可能性がある。また、添加した合金元素が十分に溶体化されないと、焼入れ性が低くなり、ベイナイト分率の低下も懸念される。したがって、圧延前又は鍛造前の加熱温度を１０００℃以上にすることが好ましい。
　一方、加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイト粒界が粗大化するため、加熱温度は１３００℃以下が好ましい。
　さらに、ベイナイト及びマルテンサイトの分率の低下を防止し、フェライト・パーライト組織の生成を抑制するためには、熱間圧延又は熱間鍛造後、５００℃以下までの冷却速度を制御することが好ましい。
　５００℃以下までの冷却速度の下限が０．１℃／ｓ未満になると、ベイナイト、マルテンサイトの面積率が低下し、フェライト・パーライト組織になる可能性がある。
　また、５００℃以下までの冷却速度の上限は、マルテンサイトの面積率を高めるためには速い方が好ましい。ただし、加工性の観点から、マルテンサイトの生成を抑制する場合には、冷却速度の上限を１０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　したがって、熱間圧延又は熱間鍛造後、５００℃以下に冷却されるまでの冷却速度は、０．１~１０℃の範囲とすることが好ましい。
　また、熱間圧延によって製造した本発明の窒化用鋼を用いて、所定の形状の部品に冷間加工（例えば冷間鍛造、切削加工）して窒化処理部品を製造することができる。
　本発明の窒化用鋼を用いた、例えば、歯車のような部品に窒化処理を行うことで、熱処理歪を抑えつつ、有効硬化層深さが３００μｍ以上、表層硬さが７００ＨＶ以上の優れた特性の表面硬化層を具えた窒化処理部品を得ることができる。
　このような優れた特性の表面硬化層を備えた窒化処理部品は、疲労強度にも優れるものである。
　窒化処理として、ガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化を挙げることができる。
　表層硬さが７００ＨＶ以上、有効硬化層深さが３００μｍ以上という窒化層を得るためには、ガス窒化を行う場合は、例えば、５４０℃のアンモニア雰囲気で、２０時間以上保持する。
　特に、窒化処理として、例えば、５７０℃のＮ２＋ＮＨ３＋ＣＯ２混合ガスによる一般的なガス軟窒化処理を用いる場合には、１０時間程度の処理時間で前述の窒化層を得ることができる。
　すなわち、本発明の窒化用鋼を素材とする部品や、本発明の窒化用鋼と同一の範囲内の成分を有する鋼片を熱間加工した部品は、工業上、実用的な時間で軟窒化処理を施すことにより、従来の窒化用鋼材に軟窒化処理を同じ時間施した場合と比較して、十分な表層硬さと、より深い有効硬化層を得ることができる。
　次に、本発明を実施例でさらに説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　先ず、表１に示す化学成分を有する鋼を溶製した。表１において下線を付した数値は本発明の範囲外であることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　これらの鋼の一部を熱間圧延して直径１０ｍｍの丸棒を得た。また、一部の鋼は、直径２５ｍｍの鋼片を、１２００~１２５０℃に加熱し、熱間鍛造した後、１~１０℃／ｓの冷速で冷却し、厚さ１０ｍｍ、直径３５ｍｍの歯車形状を有する熱間鍛造品を製造した。
　熱間圧延によって製造した丸棒及び熱間鍛造品の硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に従って測定した。測定箇所は、その試験片のＬ断面が現れるように切断、研磨し、直径の１／４の位置にて、ＨＶ０．３（２．９Ｎ）を測定した。
　また、熱間鍛造後硬さは、図３の符号２の位置についてＨＶ０．３を測定した。
　熱間圧延によって製造した丸棒及び熱間鍛造品のベイナイトとマルテンサイトの面積率は、鏡面研磨後、ナイタール液でエッチングを行い、光学顕微鏡にて上記硬さを測定した位置に相当する領域の５視野を５００倍で観察して写真を撮影し、目視にてベイナイト部分とマルテンサイト部を決定し、それらの部分を画像解析して面積率を求めた。
　更に、熱間圧延後の丸棒を素材として、直径１４ｍｍ、厚さ１０ｍｍの冷間鍛造部品を製造し、ガス軟窒化処理を実施した。
　熱間鍛造品は、歯車形状の表面をきれいにするための切削を行い、ガス窒化処理を実施した。ガス軟窒化処理の条件は、雰囲気を体積分率でＮＨ３：Ｎ２：ＣＯ２＝５０：４５：５の混合ガス、温度を５７０℃、保持時間を１０時間とした。
　軟窒化処理後、表層硬さを測定した。表層硬さは、表面から５０μｍ内部の位置におけるＨＶ０．３（２．９Ｎ）で、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠して測定した。
　また、有効硬化層深さは、ＪＩＳ　Ｇ　０５５７に準拠し、表層からＨＶが５５０となる位置までの距離を測定した。
　結果を表２に示す。ここで、表２の熱間加工後硬さは、熱間圧延後の硬さ及び熱間鍛造後の硬さの平均値である。また、表層硬さ及び有効硬化層深さは、軟窒化処理後に測定した結果である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　表２中、Ｎｏ．１~１５の本発明例は、いずれも、表層硬さが７００ＨＶ以上、有効硬化層深さが３００μｍ以上であることを確認した。
　これに対し、比較例であるＮｏ．１６、１８は、それぞれＣの含有量量、Ｍｎの含有量が本発明の下限より少ないため、熱間加工後の硬さが２００ＨＶを下回っており、十分な強度が得られていない。
　Ｎｏ．１７、１９はそれぞれＣの含有量、Ｍｎの含有量が本発明の上限を超えているため、熱間加工後の硬さが５００ＨＶを超えており、加工性に問題がある。
　Ｎｏ．２０、２２はＣｒの含有量が、Ｎｏ．２１、２５はＡｌの含有量が、本発明の範囲外であるため、有効硬化層が浅く、３００μｍ未満である。
　Ｎｏ．２６は、１．９Ａｌ＋Ｃｒが１．８を超えているため、有効硬化層が浅くなっている。
　Ｎｏ．２３は、ＶとＭｏの含有量が本発明の下限より少なく、Ｎｏ．２４はＳｉの含有量が本発明の上限を超えているため、それぞれ有効硬化層深さが浅くなっている。
　なお、上述したところは、本発明の実施形態を例示したものにすぎず、本発明は、請求の範囲の記載範囲内において種々変更を加えることができる。
　本発明によれば、窒化処理によって深い有効硬化層が得られる窒化用鋼を提供することができ、工業上、顕著な効果を奏することができる。
　また、本発明によれば、硬度が十分で有効窒化層が深い窒化層を有する窒化処理部品を製造する際、窒化処理前の切削加工工数の低減、及び硬化処理時の熱処理歪の低減を可能とし、高い疲労強度を有する窒化処理部品の製造コストを低減することができる。本発明は、工業上の利用価値が高いものである。
　１　歯車部品における一つの歯
　２　熱間鍛造後の硬さ測定位置

Claims (13)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．０５~０．３０％、
    　Ｓｉ：０．００３~０．５０％、
    　Ｍｎ：０．４~３．０％、
    　Ｃｒ：０．２~０．９％、
    　Ａｌ：０．１９~０．７０％、
    　Ｖ　：０．０５~１．０％及び
    　Ｍｏ：０．０５~０．５０％、
    を含有し、Ａｌ及びＣｒの含有量が、
    ０．５％≦１．９Ａｌ＋Ｃｒ≦１．８％
    を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする窒化用鋼。
  2. 　さらに質量％で、
    　Ｔｉ：０．０１~０．３％及び
    　Ｎｂ：０．０１~０．３％
    の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１に記載の窒化用鋼。
  3. 　さらに質量％で、
    　Ｂ：０．０００５~０．００５％
    を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の窒化用鋼。
  4. 　ベイナイト、マルテンサイトの一方、又は双方の合計の面積率が５０％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の窒化用鋼。
  5. 　ベイナイト、マルテンサイトの一方、又は双方の合計の面積率が５０％以上であることを特徴とする請求項３に記載の窒化用鋼。
  6. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．０５~０．３０％、
    　Ｓｉ：０．００３~０．５０％
    　Ｍｎ：０．４~３．０％、
    　Ｃｒ：０．２~０．９％、
    　Ａｌ：０．１９~０．７０％、
    　Ｖ　：０．０５~１．０％及び
    　Ｍｏ：０．０５~０．５０％、
    を含有し、Ａｌ及びＣｒの含有量が、
    ０．５％≦１．９Ａｌ＋Ｃｒ≦１．８％
    を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、表層に窒化層を有し、表層硬さが７００ＨＶ以上であることを特徴とする窒化処理部品。
  7. 　さらに質量％で、
    　Ｔｉ：０．０１~０．３％及び
    　Ｎｂ：０．０１~０．３％
    の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項６に記載の窒化処理部品。
  8. 　さらに質量％で、
    　Ｂ：０．０００５~０．００５％
    を含有することを特徴とする請求項６又は７に記載の窒化処理部品。
  9. 　ベイナイト、マルテンサイトの一方、または双方の合計の面積率が５０％以上であることを特徴とする請求項６又は７に記載の窒化処理部品。
  10. 　ベイナイト、マルテンサイトの一方、または双方の合計の面積率が５０％以上であることを特徴とする請求項８に記載の窒化処理部品。
  11. 　前記窒化層の有効硬化層深さが３００~４５０μｍであることを特徴とする請求項６、７、１０のいずれか１項に記載の窒化処理部品。
  12. 　前記窒化層の有効硬化層深さが３００~４５０μｍであることを特徴とする請求項８に記載の窒化処理部品。
  13. 　前記窒化層の有効硬化層深さが３００~４５０μｍであることを特徴とする請求項９に記載の窒化処理部品。
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