JP2024114370A - 冷鍛性と窒化性に優れる窒化用鋼および冷間鍛造窒化部品 - Google Patents
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Abstract
【課題】 冷間鍛造性に優れながら、窒化後の芯部硬さの低減を抑制できる窒化用鋼と冷間鍛造窒化部品の提供
【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．４０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｃｒ：０．５０～２．００％、Ｍｏ：０．０２～０．３０％、Ａｌ：０．０２５～０．３００％、Ｖ：０．０５～０．３０％、Ｎ：０．００４～０．０３０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、式１：０．１５＜０．１０×［Ｃｒ］＋０．６７×［Ａｌ］＋０．２４×［Ｖ］＜０．４３、式２：０．２５＜０．８０×［Ｃ］＋０．１０×［Ｃｒ］＋０．３６×［Ｍｏ］＜０．５０を満足する窒化用鋼であって、窒化前の鋼の組織がフェライト及びパーライトもしくはフェライト及びパーライトにさらにベイナイトを含む組織であって、パーライトの割合が面積率で１０～６０％、ベイナイトの割合が面積率で０～１０％以下であり、さらに硬さがビッカース硬さで１７３Ｈｖ以下である、冷間鍛造用窒化用鋼。
【選択図】 なし
【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．４０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｃｒ：０．５０～２．００％、Ｍｏ：０．０２～０．３０％、Ａｌ：０．０２５～０．３００％、Ｖ：０．０５～０．３０％、Ｎ：０．００４～０．０３０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、式１：０．１５＜０．１０×［Ｃｒ］＋０．６７×［Ａｌ］＋０．２４×［Ｖ］＜０．４３、式２：０．２５＜０．８０×［Ｃ］＋０．１０×［Ｃｒ］＋０．３６×［Ｍｏ］＜０．５０を満足する窒化用鋼であって、窒化前の鋼の組織がフェライト及びパーライトもしくはフェライト及びパーライトにさらにベイナイトを含む組織であって、パーライトの割合が面積率で１０～６０％、ベイナイトの割合が面積率で０～１０％以下であり、さらに硬さがビッカース硬さで１７３Ｈｖ以下である、冷間鍛造用窒化用鋼。
【選択図】 なし
Description
本発明は、冷間鍛造後の鋼部品に、ガス窒化やガス軟窒化などの窒素（Ｎ）を侵入させる表面硬化処理を施して用いる冷間鍛造窒化部品、例えば自動車、建設機械、工作機械などのギアなどの冷間鍛造窒化部品と、それらの素材として好適な冷間鍛造用窒化用鋼に関する。
冷鍛窒化用鋼としては、たとえば、質量％で、Ｃ：０．０１～０．１５％、Ｓｉ：０．１０％未満、Ｍｎ：０．１０～０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．８０～２．０％、Ｖ：０．０３％以上０．１０％未満、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．００８０％以下およびＯ：０．００３０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、式（１）～（３）の値を満足する鋼が提案されている（特許文献１参照。）
この鋼は、ＣとＳｉの添加量を低減することで冷鍛性を高めようとするものであるので、冷間鍛造後の芯部硬さを発現させるためには、
冷鍛条件や時効硬化をさらに工夫する必要がある。
冷鍛条件や時効硬化をさらに工夫する必要がある。
また、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．３０％未満、Ｍｎ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０～１．５０％、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．５０～１．５０％を含有し、かつＴｉ－４×Ｃ－３．４Ｎ≧０．２０を満足し、残部がＦｅ及び不純物元素からなり、窒化処理後における組織が焼もどしマルテンサイト組織からなり、かつ表面硬さがＨｖ６５０以上、内部硬さがＨｖ１５０以上であることを特徴とする短時間の窒化処理で高い表面硬さと深い硬化深さの得られる窒化鋼部品が提案されている（特許文献２参照。）。
もっとも、この鋼を用いた部品の場合は、析出処理を高温とする必要があり、製造条件を適切に制御するためには生産コストが増大する懸念がある。
冷間鍛造用の窒化鋼においては、優れた窒化特性が得られること、すなわち窒化後に表面硬さと硬さ深さが十分であることと、加えて芯部硬さと、冷間鍛造性を兼ね備えることが必要となる。もっとも、添加成分によって窒化特性を向上させると、他方で加工性が低下するので、これらのバランスに優れた鋼が安定的に得られていなかった。
たとえば、窒化処理をする場合には、オーステナイト域からの焼き入れ処理がなされないので、マルテンサイト変態による強化を活用することが困難である。すると、窒化部品に所望の芯部硬さを確保させるためには多量の合金元素を含有させる必要があるが、この場合には冷間鍛造性が悪化してしまう。
他方で、冷鍛性を確保するために、Ｃ等の硬さに寄与する合金の含有量を下げた場合には、窒化時に形成される窒化物の量も不足することとなり、表面硬さや硬化層の深さが不足する恐れもある。
また、冷間鍛造では、鍛造による加工硬化が得られるが、冷間鍛造後の窒化処理で、冷間鍛造で得られた加工硬化が失われることも懸念される。
そこで、本発明は、冷間鍛造性に優れながら、窒化後の芯部硬さの低減を抑制できる窒化用鋼とこの鋼を用いた冷間鍛造窒化部品を提供することを目的とする。
そこで、発明者らは、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒの成分バランスを最適化し、鍛造前の組織を適切に制御する事で、冷間鍛造性に優れ、窒化後の硬さに優れる鋼を開発した。窒化による硬さを高く、深くするためにはＣｒ、Ａｌ、Ｖといった合金元素を複合添加することが有効であることから、本発明では、特に窒化の硬さと深さに強い影響を与えるＡｌとＶを添加することに想到したが、もっともＡｌとＶを過剰に添加すると加工性の悪化を招くこととなる。そこで、発明者らは鋭意検討の結果、ＡｌとＶの複合添加に着目しつつ、優れた窒化性及び加工性を発現する成分バランスの窒化用鋼を発明するに至った。
本発明の課題を解決するための第１の手段は、
質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．４０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｃｒ：０．５０～２．００％、Ｍｏ：０．０２～０．３０％、Ａｌ：０．０２５～０．３００％、Ｖ：０．０５～０．３０％、Ｎ：０．００４～０．０３０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
式１：０．１５＜０．１０×［Ｃｒ］＋０．６７×［Ａｌ］＋０．２４×［Ｖ］＜０．４３、及び式２：０．２５＜０．８０×［Ｃ］＋０．１０×［Ｃｒ］＋０．３６×［Ｍｏ］＜０．５０を満足する鋼であって、
窒化前の鋼の組織がフェライト及びパーライトもしくはフェライト及びパーライトにさらにベイナイトを含む組織であって、パーライトの割合が面積率で１０～６０％、ベイナイトの割合が面積率で０～１０％以下であり、さらに硬さがビッカース硬さで１７３Ｈｖ以下である、冷間鍛造用窒化用鋼である。
ただし、式１、式２の［ ］の元素記号には、当該成分の質量％の値を代入する。
質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．４０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｃｒ：０．５０～２．００％、Ｍｏ：０．０２～０．３０％、Ａｌ：０．０２５～０．３００％、Ｖ：０．０５～０．３０％、Ｎ：０．００４～０．０３０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
式１：０．１５＜０．１０×［Ｃｒ］＋０．６７×［Ａｌ］＋０．２４×［Ｖ］＜０．４３、及び式２：０．２５＜０．８０×［Ｃ］＋０．１０×［Ｃｒ］＋０．３６×［Ｍｏ］＜０．５０を満足する鋼であって、
窒化前の鋼の組織がフェライト及びパーライトもしくはフェライト及びパーライトにさらにベイナイトを含む組織であって、パーライトの割合が面積率で１０～６０％、ベイナイトの割合が面積率で０～１０％以下であり、さらに硬さがビッカース硬さで１７３Ｈｖ以下である、冷間鍛造用窒化用鋼である。
ただし、式１、式２の［ ］の元素記号には、当該成分の質量％の値を代入する。
その第２の手段は、質量％で、第１の手段に記載の化学成分であるＣ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．４０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｃｒ：０．５０～２．００％、Ｍｏ：０．０２～０．３０％、Ａｌ：０．０２５～０．３００％、Ｖ：０．０５～０．３０％、Ｎ：０．００４～０．０３０％に加えて、
選択的付加的成分としてＮｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０２０～０．２００％、Ｂ：０．００３０％以下のいずれか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
式１：０．１５＜０．１０×［Ｃｒ］＋０．６７×［Ａｌ］＋０．２４×［Ｖ］＜０．４３、及び式２：０．２５＜０．８０×［Ｃ］＋０．１０×［Ｃｒ］＋０．３６×［Ｍｏ］＜０．５０を満足する鋼であって、
窒化前の鋼の組織がフェライト及びパーライトもしくはフェライト及びパーライトにさらにベイナイトを含む組織であって、パーライトの割合が面積率で１０～６０％、ベイナイトの割合が面積率で０～１０％以下であり、さらに硬さがビッカース硬さで１７３Ｈｖ以下である、冷間鍛造用窒化用鋼である。
ただし、式１、式２の［ ］の元素記号には、当該成分の質量％の値を代入する。
選択的付加的成分としてＮｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０２０～０．２００％、Ｂ：０．００３０％以下のいずれか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
式１：０．１５＜０．１０×［Ｃｒ］＋０．６７×［Ａｌ］＋０．２４×［Ｖ］＜０．４３、及び式２：０．２５＜０．８０×［Ｃ］＋０．１０×［Ｃｒ］＋０．３６×［Ｍｏ］＜０．５０を満足する鋼であって、
窒化前の鋼の組織がフェライト及びパーライトもしくはフェライト及びパーライトにさらにベイナイトを含む組織であって、パーライトの割合が面積率で１０～６０％、ベイナイトの割合が面積率で０～１０％以下であり、さらに硬さがビッカース硬さで１７３Ｈｖ以下である、冷間鍛造用窒化用鋼である。
ただし、式１、式２の［ ］の元素記号には、当該成分の質量％の値を代入する。
その第３の手段は、６０％以上の圧縮率で冷間鍛造したときの硬さがビッカース硬さで２５０Ｈｖ以上となることを特徴とする、第１又は第２の手段に記載の冷間鍛造用窒化用鋼である。
その第４の手段は、第１又は第２の手段に記載の冷間鍛造用窒化用鋼を用いた窒化処理された状態の冷間鍛造品であって、表面硬さが６８０Ｈｖ以上、芯部硬さが２３０～４００Ｈｖ、４００Ｈｖ以上である表層部の硬化層深さが０．２５ｍｍ以上である冷間鍛造窒化部品である。
その第５の手段は、第３の手段に記載の冷間鍛造用窒化用鋼を用いた窒化処理された状態の冷間鍛造品であって、表面硬さが６８０Ｈｖ以上、芯部硬さが２３０～４００Ｈｖ、４００Ｈｖ以上である表層部の硬化層深さが０．２５ｍｍ以上である冷間鍛造窒化部品である。
本発明の手段によると、加工性と窒化後の表面硬さと芯部硬さのバランスのよい窒化用鋼が得られる。すなわち、本発明の窒化用鋼は、軟化熱処理後の硬さが１７３Ｈｖ以下であり、冷間鍛造性に優れている。また、冷間加工における圧縮率が６０％以上のときの冷間鍛造後の硬さが２５０Ｈｖ以上とあるから、素材としての硬さに優れており、部品に冷間鍛造しても強度不足とならない実用性を発揮する。また、窒化処理された冷間鍛造部品は、その表面硬さは６８０Ｈｖ以上で、その芯部硬さは２３０～４００Ｈｖで、４００Ｈｖ以上となる表層部の硬化層深さが０．２５ｍｍ以上であるなど、本発明の手段による冷間鍛造窒化部品は、窒化性に優れつつも、窒化後の芯部硬さの低減が抑制されている。そこで、本発明の手段によると、冷間鍛造性に優れながら、窒化特性に優れ、窒化後の芯部硬さの低減を抑制できる窒化用鋼である。
本発明の実施の形態の説明に先立ち、冷間鍛造用窒化用鋼の化学成分を規定する理由について述べる。なお、化学成分の％は質量％である。
Ｃ：０．１５～０．３０％
Ｃは、芯部強度を確保するのに有用な成分である。Ｃが過少であると、窒化後の芯部硬さが低下するので、強度不足を招来するので、Ｃは０．１５％以上とする。他方、Ｃが過多になると、素材硬さが上昇しすぎて加工性（被削性、冷間加工性）が低下するほか、窒素の拡散を阻害することとなり、硬化層深さが低減するので、Ｃは０．３０％以下とする。そこで、Ｃは０．１５～０．３０％とする。
Ｃは、芯部強度を確保するのに有用な成分である。Ｃが過少であると、窒化後の芯部硬さが低下するので、強度不足を招来するので、Ｃは０．１５％以上とする。他方、Ｃが過多になると、素材硬さが上昇しすぎて加工性（被削性、冷間加工性）が低下するほか、窒素の拡散を阻害することとなり、硬化層深さが低減するので、Ｃは０．３０％以下とする。そこで、Ｃは０．１５～０．３０％とする。
Ｓｉ：０．１５～０．４０％
Ｓｉは製造時の脱酸に有用な成分である。Ｓｉが過少であると脱酸不足を招きやすく、介在物品位が低下するので、Ｓｉは０．１５％以上とする。他方、Ｓｉが過多になると素材硬さが上昇し、加工性が低下してしまうので、Ｓｉは０．４０％以下とする。そこで、Ｓｉは、０．１５～０．４０％である。
Ｓｉは製造時の脱酸に有用な成分である。Ｓｉが過少であると脱酸不足を招きやすく、介在物品位が低下するので、Ｓｉは０．１５％以上とする。他方、Ｓｉが過多になると素材硬さが上昇し、加工性が低下してしまうので、Ｓｉは０．４０％以下とする。そこで、Ｓｉは、０．１５～０．４０％である。
Ｍｎ：０．５０～１．５０％
Ｍｎは芯部硬さ（素材硬さ）を向上させる成分である。Ｍｎが過少であると芯部硬さが不足するので、０．５０％以上とする。他方Ｍｎが過多になると被削性や鍛造性などの加工性を阻害するので加工性が低下することとなる。そこで、Ｍｎは０．５０～１．５０％とする。
Ｍｎは芯部硬さ（素材硬さ）を向上させる成分である。Ｍｎが過少であると芯部硬さが不足するので、０．５０％以上とする。他方Ｍｎが過多になると被削性や鍛造性などの加工性を阻害するので加工性が低下することとなる。そこで、Ｍｎは０．５０～１．５０％とする。
Ｃｒ：０．５０～２．００％
Ｃｒは、鋼の芯部硬さを向上させ、また鋼を窒化した際の硬さを向上させる成分である。Ｃｒが過少であると、窒化後の硬さが不足することとなり、芯部硬さも不十分なものとなるので、Ｃｒは０．５０％以上とする。他方、Ｃｒが過多であると、素材硬さが上昇することで加工性が低下し、また、窒素の拡散が阻害されることによって、硬化層深さが低減し、窒化が浅くなることから、Ｃｒは２．００％以下とする。そこで、Ｃｒは０．５０～２．００％とする。好ましくは、Ｃｒは０．８０～１．５０％である。
Ｃｒは、鋼の芯部硬さを向上させ、また鋼を窒化した際の硬さを向上させる成分である。Ｃｒが過少であると、窒化後の硬さが不足することとなり、芯部硬さも不十分なものとなるので、Ｃｒは０．５０％以上とする。他方、Ｃｒが過多であると、素材硬さが上昇することで加工性が低下し、また、窒素の拡散が阻害されることによって、硬化層深さが低減し、窒化が浅くなることから、Ｃｒは２．００％以下とする。そこで、Ｃｒは０．５０～２．００％とする。好ましくは、Ｃｒは０．８０～１．５０％である。
Ｍｏ：０．０２～０．３０％
Ｍｏは、素材硬さを向上させる成分である。Ｍｏが０．０２％を下回ると、窒化後の芯部硬さを低下させ、強度不足を招く。他方、Ｍｏが０．３０％を超えると、素材硬さの上昇によりかえって加工性が低下してしまい、被削性、冷間加工性が劣ることとなる。そこで、Ｍｏは０．０２～０．３０％とする。
Ｍｏは、素材硬さを向上させる成分である。Ｍｏが０．０２％を下回ると、窒化後の芯部硬さを低下させ、強度不足を招く。他方、Ｍｏが０．３０％を超えると、素材硬さの上昇によりかえって加工性が低下してしまい、被削性、冷間加工性が劣ることとなる。そこで、Ｍｏは０．０２～０．３０％とする。
Ａｌ：０．０２５～０．３００
Ａｌは製造時の脱酸に有用な成分であり、窒化処理後の表面硬さの向上に有効である。Ａｌは窒化深さが浅くなる傾向を示さないので積極添加を行うことができる。Ａｌが過少であると、製造時の脱酸不足を招きやすく、介在物品位が低下する。また、窒化した後の鋼部品の表面硬さ、硬化層深さも不足することとなる。これらの観点から、Ａｌは０．０２５％以上とする。他方、Ａｌが過多であると、粗大な窒化物（ＡｌＮ）が形成することで、疲労特性や加工性が低下することとなり製造性が悪化する。これらの観点からＡｌは０．３００％以下とする。そこで、Ａｌは０．０２５～０．３００％とする。望ましくはＡｌは０．０５０～０．１５０％である。
Ａｌは製造時の脱酸に有用な成分であり、窒化処理後の表面硬さの向上に有効である。Ａｌは窒化深さが浅くなる傾向を示さないので積極添加を行うことができる。Ａｌが過少であると、製造時の脱酸不足を招きやすく、介在物品位が低下する。また、窒化した後の鋼部品の表面硬さ、硬化層深さも不足することとなる。これらの観点から、Ａｌは０．０２５％以上とする。他方、Ａｌが過多であると、粗大な窒化物（ＡｌＮ）が形成することで、疲労特性や加工性が低下することとなり製造性が悪化する。これらの観点からＡｌは０．３００％以下とする。そこで、Ａｌは０．０２５～０．３００％とする。望ましくはＡｌは０．０５０～０．１５０％である。
Ｖ：０．０５～０．３０％
Ｖは硬化層深さを上昇させるために有用な成分であり、窒素拡散を阻害する影響が小さいので硬化層の深さの減少を防止するためにも有用である。また、ＡｌとＶは複合的に作用して、ＶはＮとのクラスターを形成しＮの拡散を担保し、そこにＡｌとＮの窒化物が発生することで、硬化層深さが大きく向上する。Ｖが過少であると硬化層深さが不足するので、Ｖは０．０５％以上とする。他方、Ｖが過多であると、加工性が悪化するほか、Ｖ成分に起因してコストが増加するので、Ｖは０．３０％以上とする。そこで、Ｖは０．０５～０．３０％とする。
Ｖは硬化層深さを上昇させるために有用な成分であり、窒素拡散を阻害する影響が小さいので硬化層の深さの減少を防止するためにも有用である。また、ＡｌとＶは複合的に作用して、ＶはＮとのクラスターを形成しＮの拡散を担保し、そこにＡｌとＮの窒化物が発生することで、硬化層深さが大きく向上する。Ｖが過少であると硬化層深さが不足するので、Ｖは０．０５％以上とする。他方、Ｖが過多であると、加工性が悪化するほか、Ｖ成分に起因してコストが増加するので、Ｖは０．３０％以上とする。そこで、Ｖは０．０５～０．３０％とする。
Ｎ：０．００４～０．０３０％
Ｎは炭窒化物を形成する成分である。Ｎが過少であると炭窒化物が不足し、結晶粒が粗大化するので、靭性や疲労特性が低下しやすくなる。他方、Ｎが過多であると、粗大な炭窒化物が形成される結果、疲労特性や加工性が低下し、またピン止め効果のある微細な炭窒化物が減少することからピンニング効果が発揮されず、結晶粒が粗大化する。そこで、Ｎは０．００４～０．０３０％とする。
Ｎは炭窒化物を形成する成分である。Ｎが過少であると炭窒化物が不足し、結晶粒が粗大化するので、靭性や疲労特性が低下しやすくなる。他方、Ｎが過多であると、粗大な炭窒化物が形成される結果、疲労特性や加工性が低下し、またピン止め効果のある微細な炭窒化物が減少することからピンニング効果が発揮されず、結晶粒が粗大化する。そこで、Ｎは０．００４～０．０３０％とする。
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
残部はＦｅ及び不可避不純物である。なお、ＰとＳはいずれも不可避的不純物として含有される場合があるところ、次のとおり上限を規定することが好ましい。
残部はＦｅ及び不可避不純物である。なお、ＰとＳはいずれも不可避的不純物として含有される場合があるところ、次のとおり上限を規定することが好ましい。
Ｐ（不可避不純物）：０．０３０％以下
Ｐは粒界偏析を助長し、靭性を低下させるので、不可避的な不純物のＰの含有は０．０３０％以下に低減することが望ましい。
Ｐは粒界偏析を助長し、靭性を低下させるので、不可避的な不純物のＰの含有は０．０３０％以下に低減することが望ましい。
Ｓ（不可避不純物）：０．０３０％以下
Ｓが過剰であると粗大なＭｎＳを多量に形成し、靱性及び疲労強度が低下することとなるので、不可避的な不純物のＳの含有は０．０３０％以下に低減することが望ましい。
Ｓが過剰であると粗大なＭｎＳを多量に形成し、靱性及び疲労強度が低下することとなるので、不可避的な不純物のＳの含有は０．０３０％以下に低減することが望ましい。
選択的付加的成分について
本発明における選択的付加的成分について説明する。本発明の鋼の成分に、Ｆｅの一部に代えて、さらにＮｂ、Ｔｉ、Ｂのうちいずれか１種もしくは２種以上を次の範囲で含有させることができる。
本発明における選択的付加的成分について説明する。本発明の鋼の成分に、Ｆｅの一部に代えて、さらにＮｂ、Ｔｉ、Ｂのうちいずれか１種もしくは２種以上を次の範囲で含有させることができる。
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは硬さを向上させる成分であるが、過多になると硬さの上昇に伴って加工性が悪化してしまう。そこで、Ｎｂを含有する場合は、０．１０％以下までとする。
Ｎｂは硬さを向上させる成分であるが、過多になると硬さの上昇に伴って加工性が悪化してしまう。そこで、Ｎｂを含有する場合は、０．１０％以下までとする。
Ｔｉ：０．０２０～０．２００％
Ｔｉは窒化物や炭窒化物の析出により硬度を向上させる成分である。Ｔｉが０．０２０％を下回ると、微細な窒化物量に不足するので、Ｔｉによって曲げ疲労強度の強化が十分に得られることはない。他方、Ｔｉが過多であると、粗大な炭窒化物が増加することから、曲げ疲労強度が低下することとなる。そこで、Ｔｉを添加する場合は、０．０２０～０．２００％とする。
Ｔｉは窒化物や炭窒化物の析出により硬度を向上させる成分である。Ｔｉが０．０２０％を下回ると、微細な窒化物量に不足するので、Ｔｉによって曲げ疲労強度の強化が十分に得られることはない。他方、Ｔｉが過多であると、粗大な炭窒化物が増加することから、曲げ疲労強度が低下することとなる。そこで、Ｔｉを添加する場合は、０．０２０～０．２００％とする。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは素材硬さを上昇させる成分であるが、０．００３０％を超えると、素材硬さの上昇に伴い加工性が低下してしまう。また、炭ホウ化物形成による脆化も招来してしまう。そこで、Ｂを添加する場合は、０．００３０％以下とする。
Ｂは素材硬さを上昇させる成分であるが、０．００３０％を超えると、素材硬さの上昇に伴い加工性が低下してしまう。また、炭ホウ化物形成による脆化も招来してしまう。そこで、Ｂを添加する場合は、０．００３０％以下とする。
式１：０．１５＜０．１０×［Ｃｒ］＋０．６７×［Ａｌ］＋０．２４×［Ｖ］＜０．４３
式２：０．２５＜０．８０×［Ｃ］＋０．１０×［Ｃｒ］＋０．３６×［Ｍｏ］＜０．５０
次に式１、式２を規定する理由について説明する。なお、式１、式２の［ ］の元素記号には、該当する鋼成分の質量％の値を代入する。
まず、式１は、ＣｒとＡｌとＶを用いた指標で、窒化硬さと硬化層深さに関わる指標である。式１の数値が０．１５以下であると、窒化硬さに不足したり、硬化層深さが不足することとなる。０．４３以上である場合表面硬さが過剰となりピッチング等を起こしやすくなる。
式２：０．２５＜０．８０×［Ｃ］＋０．１０×［Ｃｒ］＋０．３６×［Ｍｏ］＜０．５０
次に式１、式２を規定する理由について説明する。なお、式１、式２の［ ］の元素記号には、該当する鋼成分の質量％の値を代入する。
まず、式１は、ＣｒとＡｌとＶを用いた指標で、窒化硬さと硬化層深さに関わる指標である。式１の数値が０．１５以下であると、窒化硬さに不足したり、硬化層深さが不足することとなる。０．４３以上である場合表面硬さが過剰となりピッチング等を起こしやすくなる。
式２はＣとＣｒとＭｏを用いた指標で、窒化後の芯部硬さや素材硬さに関わる指標である。式２の値が０．２５以下であると、芯部硬さが不足し、強度不足を招来する。式２の値が０．５０以上であると、素材硬さが高すぎて部品の加工性（被削性や冷間加工性）が悪くなることとなる。
（窒化前の鋼の組織がフェライト及びパーライト組織であって、パーライトの割合が面積率で１０～６０％であること、もしくは、
フェライト及びパーライトにさらにベイナイトを含む組織であって、パーライトの割合が面積率で１０～６０％、ベイナイトが面積率で１０％以下であること）
本発明の窒化用鋼は、フェライト＋パーライト組織もしくはフェライト＋パーライトにさらにベイナイトを含む組織であって、その組織中におけるパーライトの割合が面積率で１０～６０％であること、ベイナイトの割合は面積率で０～１０％以下である。
パーライトの割合が１０％未満であると、軟質なフェライトが主となる組織となり、切りくずが切断されにくくなるため、被削性が低下する。パーライトの割合が６０％を超えると、硬さが過剰となり被削性が低下する。
また、ベイナイトの割合が１０％超であると、芯部硬さが高くなり、加工性が悪くなってくる。そこで、ベイナイトは０％でもよく、ベイナイトを含む場合もその割合は面積率で１０％以下とする。
フェライト及びパーライトにさらにベイナイトを含む組織であって、パーライトの割合が面積率で１０～６０％、ベイナイトが面積率で１０％以下であること）
本発明の窒化用鋼は、フェライト＋パーライト組織もしくはフェライト＋パーライトにさらにベイナイトを含む組織であって、その組織中におけるパーライトの割合が面積率で１０～６０％であること、ベイナイトの割合は面積率で０～１０％以下である。
パーライトの割合が１０％未満であると、軟質なフェライトが主となる組織となり、切りくずが切断されにくくなるため、被削性が低下する。パーライトの割合が６０％を超えると、硬さが過剰となり被削性が低下する。
また、ベイナイトの割合が１０％超であると、芯部硬さが高くなり、加工性が悪くなってくる。そこで、ベイナイトは０％でもよく、ベイナイトを含む場合もその割合は面積率で１０％以下とする。
本発明の窒化用鋼は、軟化熱処理後の硬さがビッカース硬さで１７３Ｈｖ以下であり、加工性に優れている。素材硬さが高すぎると、加工性に劣るため、冷間鍛造の加工性が劣ることとなる。
（６０％以上の圧縮率で冷間鍛造したときの硬さがビッカース硬さで２５０Ｈｖ以上となること）
本発明の窒化用鋼を冷間鍛造で６０％の圧縮率で加工した場合に、冷間加工によって素材硬さが加工後に実用的に得られていることは、ギアなどの部品全体の強度に不足することがないこととなる。
本発明の窒化用鋼を冷間鍛造で６０％の圧縮率で加工した場合に、冷間加工によって素材硬さが加工後に実用的に得られていることは、ギアなどの部品全体の強度に不足することがないこととなる。
（表面硬さが６８０Ｈｖ以上であること）
冷間鍛造後に窒化処理をした部品の表面硬さは、６８０Ｈｖ以上とする。表面が十分に硬いことは、ギアなどの冷間鍛造窒化部品においては重要な特性である。
冷間鍛造後に窒化処理をした部品の表面硬さは、６８０Ｈｖ以上とする。表面が十分に硬いことは、ギアなどの冷間鍛造窒化部品においては重要な特性である。
（芯部硬さが２３０～４００Ｈｖであること）
窒化後の芯部硬さが不足すると、ギアなどの部品全体の強度に不足することともなる。そこで、芯部硬さは２３０～４００Ｈｖとする。
窒化後の芯部硬さが不足すると、ギアなどの部品全体の強度に不足することともなる。そこで、芯部硬さは２３０～４００Ｈｖとする。
（表層部の４００Ｈｖ以上の硬さの硬化層の深さが０．２５ｍｍ以上であること）
表面からの硬さ分布をＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定し、４００Ｈｖ以上の硬さを維持している領域を硬化層深さとしたとき、硬化層深さが０．２５ｍｍ以上あれば、ギアなどの冷間鍛造窒化部品の損耗にも強く耐久性を備えることとなる。
表面からの硬さ分布をＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定し、４００Ｈｖ以上の硬さを維持している領域を硬化層深さとしたとき、硬化層深さが０．２５ｍｍ以上あれば、ギアなどの冷間鍛造窒化部品の損耗にも強く耐久性を備えることとなる。
表１に記載の化学成分と残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる本発明の実施例である開発鋼Ｎｏ．１～３０と、表２に記載の化学成分と残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるその比較鋼Ｎｏ．１～５のそれぞれの鋼について、１００ｋｇを真空溶解炉で溶製した。次いで、熱間鍛造により径４０ｍｍの棒鋼を作製し、その後、軟化熱処理として７６０～８４０℃の温度で２～１３時間保持後、６００℃程度まで炉冷し、その後空冷した。
軟化熱処理はカンタル炉を用い、以下の手順で実施した。
まず、所定の保持温度に設定した炉内に、上記の成分の各供試材を投入し、供試材の昇温時間を３０分確保する。その後、任意の時間保持してから、炉冷、空冷もしくは水冷を実施する。保持時間の選定については炉に装入する鋼材の量や寸法を考慮するものとする。
まず、所定の保持温度に設定した炉内に、上記の成分の各供試材を投入し、供試材の昇温時間を３０分確保する。その後、任意の時間保持してから、炉冷、空冷もしくは水冷を実施する。保持時間の選定については炉に装入する鋼材の量や寸法を考慮するものとする。
また、軟化処理後の鋼のパーライトの面積率（％）、ベイナイトの面積率（％）、硬さ（Ｈｖ）を表３、表４に示す。
次に、冷間鍛造として、φ１４×２１ｍｍの円柱状の試験片を圧縮速度１０ｍｍ／ｍｉｎで圧縮率７０％まで圧縮した。圧縮率７０％で冷間加工した後、これらに対して５７０℃で８時間の窒化処理を実施した。
冷鍛後の硬さ（Ｈｖ）と、窒化後の表面硬さ（Ｈｖ）、窒化後の硬化層深さ（ｍｍ）及び芯部硬さ（Ｈｖ）を次の手順で測定し、表３，表４に示した。
＜評価方法＞
表１、表２の各鋼の表面からの硬さ分布をＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定し、軟化熱処理後の表面硬さ、冷間鍛造後の硬さ、窒化後の硬さと有効硬化層の深さを表３，表４に示す。
（１）表面硬さ
表面硬さは、表面から０．０５ｍｍの深さ位置における硬さとし、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定した。
（２）表面硬化層深さ
窒化処理後の表面からの硬さ分布をＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定し、４００Ｈｖ以上の硬さを維持している領域を硬化層深さとした。
（３）冷間鍛造後の硬さ、窒化後の芯部硬さ
冷間鍛造後及び窒化後の硬さについては、それぞれ試験片を切断し断面の芯部硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定した。
表１、表２の各鋼の表面からの硬さ分布をＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定し、軟化熱処理後の表面硬さ、冷間鍛造後の硬さ、窒化後の硬さと有効硬化層の深さを表３，表４に示す。
（１）表面硬さ
表面硬さは、表面から０．０５ｍｍの深さ位置における硬さとし、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定した。
（２）表面硬化層深さ
窒化処理後の表面からの硬さ分布をＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定し、４００Ｈｖ以上の硬さを維持している領域を硬化層深さとした。
（３）冷間鍛造後の硬さ、窒化後の芯部硬さ
冷間鍛造後及び窒化後の硬さについては、それぞれ試験片を切断し断面の芯部硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠してビッカース硬度計にて測定した。
また、軟化熱処理後の各鋼の組織については、鏡面研磨し、ナイタール液でエッチングした後、光学顕微鏡で観察し、各組織を特定し、判別した。判別された各組織については、撮像された顕微鏡画像について画像処理ソフトで当該ピクセル数をカウントするなどして、組織毎の比率を求め、全組織中におけるパーライトの面積率、ベイナイトの面積率を％で表３、表４に示した。
開発鋼Ｎｏ．１～３０の各鋼は、本発明の成分と、式１，式２の値を満足する鋼であり、軟化熱処理後のパーライト率は面積率で１０～６０％であり、ベイナイト率は面積率で０～１０％以下で、硬さは、１７３Ｈｖ以下であった。そこで、冷間鍛造性に優れるものとなっている。さらに、冷間鍛造後の硬さは、２６５Ｈｖ以上であり、部品全体の強度を確保することができるものとなっている。加えて、窒化後の表面硬さは、７００Ｈｖ以上あり、硬化層深さも０．３０ｍｍ以上あり、実用的な強度の窒化層が形成されている。また、窒化後の芯部硬さも２３０以上の硬さを備えており、冷間鍛造後の硬さと比べても、窒化処理による芯部硬さの低下は抑制されている。
このように本発明の窒化用鋼は、冷間鍛造性に優れており、この窒化用鋼を用いて冷間鍛造した窒化部品は、芯部硬さが過度に低下することもなく、有効な窒化層が十分に形成されることから、窒化後の表面硬さと芯部硬さのバランスに優れる部品が得られる。
このように本発明の窒化用鋼は、冷間鍛造性に優れており、この窒化用鋼を用いて冷間鍛造した窒化部品は、芯部硬さが過度に低下することもなく、有効な窒化層が十分に形成されることから、窒化後の表面硬さと芯部硬さのバランスに優れる部品が得られる。
比較例１は、Ｃが過多であり、式２も０．５０より高いことから、素材硬さが上昇しすぎて加工性（被削性、冷間加工性）が低下している。
比較例２は、ＣとＡｌとＶが過少であることから、硬化層深さが不足することとなっている。
比較例３は、Ｃが過少で、式１，式２も値が低く外れているので、冷鍛後の硬さが不足して強度不足となっており、また窒化後の表面硬さも不足している。
比較例４はＶが過少であることから、窒化後の硬化層深さが不足している。
比較例５は式１の値が低く外れているので、窒化後の表面硬さが不足するものとなっている。
比較例２は、ＣとＡｌとＶが過少であることから、硬化層深さが不足することとなっている。
比較例３は、Ｃが過少で、式１，式２も値が低く外れているので、冷鍛後の硬さが不足して強度不足となっており、また窒化後の表面硬さも不足している。
比較例４はＶが過少であることから、窒化後の硬化層深さが不足している。
比較例５は式１の値が低く外れているので、窒化後の表面硬さが不足するものとなっている。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．１５～０．３０％、
Ｓｉ：０．１５～０．４０％、
Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
Ｃｒ：０．５０～２．００％、
Ｍｏ：０．０２～０．３０％、
Ａｌ：０．０２５～０．３００％、
Ｖ：０．０５～０．３０％、
Ｎ：０．００４～０．０３０％、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
式１：０．１５＜０．１０×［Ｃｒ］＋０．６７×［Ａｌ］＋０．２４×［Ｖ］＜０．４３、
式２：０．２５＜０．８０×［Ｃ］＋０．１０×［Ｃｒ］＋０．３６×［Ｍｏ］＜０．５０
を満足する窒化用鋼であって、
窒化前の鋼の組織がフェライト及びパーライトもしくはフェライト及びパーライトにさらにベイナイトを含む組織であって、
パーライトの割合が面積率で１０～６０％、ベイナイトの割合が面積率で０～１０％以下であり、
さらに硬さがビッカース硬さで１７３Ｈｖ以下である、
冷間鍛造用窒化用鋼。
ただし、式１、式２の［ ］の元素記号には、当該成分の質量％の値を代入する。 - 請求項１に記載の化学成分に加え、質量％で、選択的付加的成分としてＮｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０２０～０．２００％、Ｂ：０．００３０％以下のいずれか１種又は２種以上を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
式１：０．１５＜０．１０×［Ｃｒ］＋０．６７×［Ａｌ］＋０．２４×［Ｖ］＜０．４３、
式２：０．２５＜０．８０×［Ｃ］＋０．１０×［Ｃｒ］＋０．３６×［Ｍｏ］＜０．５０
を満足する窒化用鋼であって、
窒化前の鋼の組織がフェライト及びパーライトもしくはフェライト及びパーライトにさらにベイナイトを含む組織であって、
パーライトの割合が面積率で１０～６０％、ベイナイトの割合が面積率で０～１０％以下であり、
さらに硬さがビッカース硬さで１７３Ｈｖ以下である、
冷間鍛造用窒化用鋼。
ただし、式１、式２の［ ］の元素記号には、当該成分の質量％の値を代入する。 - ６０％以上の圧縮率で冷間鍛造したときの硬さがビッカース硬さで２５０Ｈｖ以上となることを特徴とする、
請求項１または請求項２に記載の冷間鍛造用窒化用鋼。 - 請求項１又は請求項２に記載の冷間鍛造用窒化用鋼を用いた窒化処理された状態の冷間鍛造品であって、表面硬さが６８０Ｈｖ以上、芯部硬さが２３０～４００Ｈｖ、４００Ｈｖ以上である表層部の硬化層深さが０．２５ｍｍ以上である冷間鍛造窒化部品。
- 請求項３に記載の冷間鍛造用窒化用鋼を用いた窒化処理された状態の冷間鍛造品であって、表面硬さが６８０Ｈｖ以上、芯部硬さが２３０～４００Ｈｖ、４００Ｈｖ以上である表層部の硬化層深さが０．２５ｍｍ以上である冷間鍛造窒化部品。
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