JP4819201B2 - 軟窒化用鋼、並びに軟窒化鋼部品及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、軟窒化処理を行って使用する鋼部品に使用される、軟窒化用鋼、並びに軟窒化鋼部品及びその製造方法に関する。
本願は、２０１０年３月１６日に、日本に出願された特願２０１０−５９２３０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

自動車、建機、農機、発電用風車、その他の産業機械等に使用されている動力伝達部品（たとえば、歯車、軸受、ＣＶＴシーブ、シャフト等）は、部品の疲労特性の向上、耐磨耗性の向上等の目的から表面硬化処理が施されて使用されることがほとんどである。その各種表面硬化処理の中でも、浸炭処理は、部品表面の硬さ、硬化層の深さ、生産性等の点で他の表面硬化処理よりも優れるため、非常に多くの部品に適用できる。例えば、歯車及び軸受部品の場合、通常はＪＩＳのＳＣＭ４２０、ＳＣＲ４２０、ＳＮＣＭ２２０等の中炭素合金鋼に対して熱間鍛造、冷間鍛造、切削、又はこれらの組み合わせによって所定の形状になるように機械加工を施し、その後浸炭処理または浸炭窒化処理を行っている。しかしながら、浸炭処理では、９３０℃程度に部品を長時間加熱保定した後焼入れを行うので、高温における加熱保定時に部品が変形する。また、昇温時のオーステナイト変態や焼入れ時のマルテンサイト変態等の相変態に伴う体積変化も発生する。このように、浸炭処理後の部品には、熱処理変形が生じるため、機械加工時の部品と比べて浸炭処理後の部品の精度が不可避的に劣化するという欠点がある。

軟窒化処理では、浸炭処理の加熱温度よりも低いＡ_１温度以下のフェライト域に加熱するため、浸炭処理と比べて熱処理変形が極めて小さい。また、最近では、自動車の性能を向上させるために、歯面疲労強度の向上が要求されている。特に、歯車の使用中には、歯面の表面温度が３００℃程度まで上昇するため、３００℃での硬さ（又は３００℃焼戻し後の硬さ、以下３００℃焼戻し硬さという）を向上することが歯面疲労強度の改善に有効である。浸炭歯車（浸炭部品）は、焼戻し温度（通常１５０℃程度）よりも高い温度にさらされると、マルテンサイトが焼戻しを受けて硬さが低下する。しかしながら、通常の軟窒化処理を施した部品は、軟窒化処理時に４００℃以上の温度に既にさらされているので、使用中に３００℃近傍まで温度が上昇しても、ほとんど硬さが低下しない。従って、軟窒化処理が施された部品は、歯面疲労強度の観点からも有利である。

しかしながら、一般に、軟窒化処理が施された部品では、浸炭処理が施された部品よりも硬化層深さが浅いという欠点がある。ここで、「硬化層（析出硬化層）」は、最表面の化合物層ではなく、この化合物層よりも内側に存在し、かつ窒化処理により窒素が拡散した「拡散層」である。従って、浸炭処理が施された部品と同じ硬化層深さを得るためには、軟窒化処理時間を極めて長くする必要がある。そのため、軟窒化処理は、生産性及びコストの点で劣り、あまり普及していなかった。

疲労特性に優れた軟窒化用鋼として、例えば特許文献１〜５には、硬化層を得るために、軟窒化時にＣｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ等の元素と窒化物を形成させる技術が開示されている。しかしながら、これらの技術では、素材の炭素量が多いため、窒化物を形成すべき合金元素が炭化物の形で固定され、硬化層の硬化量及び硬化層深さが不十分である。特許文献６、７には、比較的炭素量が少ない軟窒化用鋼が開示されており、硬化層を得るために、比較的Ａｌの添加量を多くし、軟窒化によりＡｌの窒化物を形成させている。このように、Ａｌの添加量が多いと、硬化層（拡散層）の硬さが増加するが、硬化層深さが顕著に減少する。そのため、これらの技術では、浸炭を代替しうる硬化層深さを得ることが困難である。特許文献８には、比較的炭素量を低減し、析出物としてＭｏ、Ｔｉ等の元素の炭化物を形成させることによって部品の疲労強度を高めることが開示されている。しかしながら、Ｔｉの添加量が少ないために、硬化層の硬化量及び硬化層深さが不十分である。特許文献９〜１１には、窒化物の析出に加えてＣｕの析出も利用することによって部品の疲労強度を高めることが開示されている。しかしながら、Ｔｉの添加量が少ないために、硬化層の硬化量及び硬化層深さが不十分である。特許文献１２には、鋼中にＣｕ、Ｎｉ、Ａｌ等の元素を極めて多量に添加し、表層部の窒化物に加えて心部に金属間化合物を析出させ、疲労強度を高めることが開示されている。しかしながら、窒化物形成元素の添加量が極めて多量であるため、硬化層深さが浅くなるという問題がある。

日本国特許第３８４９２９６号 日本国特許第３３５３６９８号 日本国特開平１１−２２９０３２号公報 日本国特許第３８５５４１８号 日本国特開２００５−２８１８５７号公報 日本国特開平９−２７９２９５号公報 日本国特開平５−５９４８８号公報 日本国特開２００４−３０１０号公報 日本国特許第４２９１９４１号 日本国特開２００２−６９５７１号公報 日本国特開平１０−３０６３４３号公報 日本国特開２０００−３４５２９２号公報

本発明は、上記の実状を鑑み、軟窒化処理後に浸炭部品に匹敵する硬化層硬さ及び硬化層深さが得られ、浸炭部品に比べて熱処理変形が極めて少なく、浸炭部品を代替可能な表面硬化鋼部品を得ることができる軟窒化用鋼を提供することを目的とする。また、浸炭部品を代替でき、かつ加工精度が高い軟窒化鋼部品及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者は、質量％で、Ｃの量が０．１５％未満に制限され、固溶Ｔｉが０．５０％超含まれる鋼材に５５０〜６５０℃の温度域で軟窒化処理を行うことによって、固溶ＴｉがＮと容易に結合して窒化物が析出し、析出硬化層（拡散層）を効率的に硬化させることができることを知見した。また、本発明者は、軟窒化処理を高温で行うほどその効果がより顕著になること及び軟窒化処理の後に拡散処理を追加することによって高温での軟窒化処理と同様の効果が得られることを知見した。本発明者は、上記知見に基づいて本発明を完成し、その要旨は、下記の通りである。

（１）本発明の一態様に係る軟窒化用鋼は、質量％で、Ｃ：０％以上かつ０．１５％未満、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｓ：０．０００１〜０．０５０％、Ａｌ：０．０００１〜０．０５０％、Ｔｉ：０．５０％超かつ１．５０％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｐ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００６０％以下に制限し、かつＴｉ量［Ｔｉ％］と、Ｃ量［Ｃ％］と、Ｎ量［Ｎ％］と、Ｓ量［Ｓ％］とが、０．４８＜［Ｔｉ％］−４７．９×（［Ｃ％］／１２＋［Ｎ％］／１４＋［Ｓ％］／３２）≦１．２０を満足する。

（２）上記（１）に記載の軟窒化用鋼は、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上かつ０．３０％未満、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｃｕ：０．０５〜２．００％、Ｎｉ：０．０５％以上かつ２．００％未満、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％の内の１種以上をさらに含有してもよい。

（３）本発明の一態様に係る軟窒化鋼部品は、軟窒化処理が施された鋼部品であって、表面に存在する軟窒化部と；この軟窒化部に囲まれる非軟窒化部とを含み、前記非軟窒化部が、質量％で、Ｃ：０％以上かつ０．１５％未満、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｓ：０．０００１〜０．０５０％、Ａｌ：０．０００１〜０．０５０％、Ｔｉ：０．５０％超かつ１．５０％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｐ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００６０％以下に制限し、かつＴｉ量［Ｔｉ％］と、Ｃ量［Ｃ％］と、Ｎ量［Ｎ％］と、Ｓ量［Ｓ％］とが、０．４８＜［Ｔｉ％］−４７．９×（［Ｃ％］／１２＋［Ｎ％］／１４＋［Ｓ％］／３２）≦１．２０を満足し、前記軟窒化部では、表面から５０μｍ離れた深さ位置の硬さがＨＶ６００〜１０５０であり、硬さがＨＶ５５０になる深さ位置が０．４ｍｍ以上であり、かつ、針状化合物層の厚さが３０μｍ以下である。

（４）上記（３）に記載の軟窒化鋼部品では、前記非軟窒化部が、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上かつ０．３０％未満、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｃｕ：０．０５〜２．００％、Ｎｉ：０．０５％以上かつ２．００％未満、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％の内の１種以上をさらに含有してもよい。

（５）本発明の一態様に係る軟窒化鋼部品の製造方法では、上記（１）または（２）に記載の鋼成分を有する鋼を、所望の部品形状に加工した後、５５０〜６５０℃で６０分以上保持しながら軟窒化処理を行う。

（６）上記（５）に記載の軟窒化鋼部品の製造方法では、前記軟窒化処理の後に、さらに、窒化雰囲気以外の雰囲気中で５８０〜７００℃で５分以上保持してもよい。

本発明によれば、軟窒化処理後に浸炭部品に匹敵する硬化層硬さ及び硬化層深さが得られて浸炭部品を代替することができ、浸炭部品に比べて熱処理変形が極めて少ない表面硬化鋼部品を得ることができる軟窒化用鋼を提供することができる。さらに、本発明によれば、浸炭部品を代替でき、かつ加工精度が高い軟窒化鋼部品及びその製造方法を提供することができる。

実施例における軟窒化処理の条件を示す図である。 実施例における軟窒化処理の条件を示す図である。 実施例における軟窒化処理の条件を示す図である。 実施例における軟窒化処理及び軟窒化処理後の加熱保持の条件を示す図である。 実施例における軟窒化処理及び軟窒化処理後の加熱保持の条件を示す図である。 実施例における軟窒化処理及び軟窒化処理後の加熱保持の条件を示す図である。 比較例における軟窒化処理の条件を示す図である。 比較例における軟窒化処理の条件を示す図である。 比較例における軟窒化処理の条件を示す図である。 通常の軟窒化処理後の鋼部品の表層部における断面組織の一例を示す顕微鏡写真である。 針状の化合物が生成した鋼部品の表層部における断面組織の一例を示す顕微鏡写真である。 軟窒化処理後、窒化雰囲気以外の雰囲気中で加熱保持した場合における鋼部品の表層部における断面組織の一例を示す顕微鏡写真である。 図１Ｂの処理を行ったときの固溶Ｔｉ量と表層硬さとの関係を示す図である。 図１Ｂの処理を行ったときの固溶Ｔｉ量と有効硬化層深さとの関係を示す図である。 図１Ｂの処理を行ったときの有効硬化層深さと表層硬さとの関係を示す図である。

本発明者は、軟窒化処理における硬化層の硬化挙動に及ぼす各種因子について鋭意検討し、以下の知見を得た。

（ａ）従来、軟窒化処理用鋼に主成分として添加されてきたＡｌ、Ｃｒは、いずれも硬化層の硬さを向上させるが、硬化層の深さを大きく減少させる。そのため、必要量以上のＡｌ、Ｃｒの添加は、硬化層深さの観点から不利である。

（ｂ）鋼中に固溶状態のＴｉ（固溶Ｔｉ）が所定量以上存在している場合、軟窒化処理時にＴｉがＮと容易に結合してＴｉとＮとのクラスターを形成したり、ＴｉＮとして析出したりするので、析出硬化層（拡散層）を硬くかつ深くすることができ、効率的に軟窒化処理を行うことができる。鋼中のＴｉは、固溶状態においてこのような効果を持つ。そのため、軟窒化処理の前に予めＴｉがＴｉ_４Ｃ_２Ｓ_２、ＴｉＣ、ＴｉＮ、又はＴｉ（ＣＮ）の形で炭素、硫黄、窒素と結合していたり、Ｔｉと結合する可能性のある固溶炭素及び固溶窒素が鋼中に多量に存在していたりすると、このような効果を得ることができない。

（ｃ）軟窒化処理温度が高いほど、拡散層の窒素の拡散が促進され、かつＴｉＮクラスターの生成及びＴｉＮの析出が促進される。また、ＴｉＮは、高温でも粗大化し難いため、軟窒化処理温度を高くしても硬化層が軟化しにくい。これにより、硬化層硬さと硬化層深さとの両立が可能である。これに対して、ＡｌＮ及びＣｒＮは、軟窒化処理温度を高くすると容易に粗大化するため、硬化層硬さが低下し、硬化層硬さと硬化層深さとを両立する上では不利である。

（ｄ）軟窒化処理に引き続いて加熱保持を行ったり、軟窒化処理後に軟窒化処理温度よりも低い温度まで冷却してから再加熱を行ったりすると、窒素が部品の内部へ拡散するため、更に硬化層の深さを増加させることができる。

本発明者は、上記知見に基づいて本発明を完成させた。

以下、本発明の一実施形態について詳細に説明する。まず、成分の限定理由について説明する。なお、成分の含有量について、％は、質量％を意味する。

Ｃ：０％以上０．１５％未満
鋼中に固溶状態のＴｉを確保するためには、Ｃ量をできる限り低減することが望ましい。特に、Ｃ量が多い場合には、固溶ＴｉがＴｉＣとして固定されるため、Ｔｉ量を増加させる必要がある。従って、添加したＴｉを軟窒化処理で有効に利用するためには、Ｃ量を０．１５％未満にする必要がある。また、Ｃ量を所定値以下に低減すれば、Ｔｉ量に応じて固溶Ｔｉの固定化の影響が実質無視し得るため、Ｃ量を０．１２％未満にすることが好ましく、０．１０％未満にすることがより好ましい。Ｃ量の下限は、０％である。しかしながら、Ｃ量を低減するためには、コストが著しく上昇するので、０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがより好ましい。

Ｓｉ：０．０１〜１．００％
Ｓｉは、固溶強化によってフェライトの硬さを増加させる元素である。Ｓｉ量が０．０１％以上であれば、固溶強化の効果を十分に発揮させることができる。しかしながら、鋼中に１．００％超のＳｉを添加すると、軟窒化処理時に拡散層において窒化物を形成し、硬化層深さが浅くなる。そのため、Ｓｉ量を０．０１％以上１．００％以下にする必要がある。他の固溶強化元素の量を考慮しながらフェライトの硬さをさらに増加させるために、Ｓｉ量は、０．０１５％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましい。また、軟窒化処理時の窒化物の形成を無視できる量まで低下させるために、Ｓｉ量は、０．８０％以下であることが好ましく、０．５０％以下であることがより好ましい。

Ｍｎ：０．０１〜１．００％
Ｍｎは、固溶強化によってフェライトの硬さを増加させる元素である。Ｍｎ量が０．０１％以上であれば、固溶強化の効果を十分に発揮させることができる。しかしながら、鋼中に１．００％超のＭｎを添加すると、軟窒化処理時に拡散層において窒化物を形成し、硬化層深さが浅くなる。そのため、Ｍｎ量を０．０１％以上１．００％以下にする必要がある。他の固溶強化元素の量を考慮しながらフェライトの硬さをさらに増加させるために、Ｍｎ量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがより好ましい。また、軟窒化処理時の窒化物の形成を無視できる量まで低下させるために、Ｍｎ量は、０．８０％以下であることが好ましく、０．５０％以下であることがより好ましい。

Ｓ：０．０００１〜０．０５０％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、添加量の増加に応じて被削性を向上させる効果を有する。そのため、鋼中にＳを０．０００１％以上含有させる。しかしながら、鋼中に０．０５０％超のＳを添加すると、Ｔｉ_４Ｃ_２Ｓ_２等の被削性に寄与しない粗大析出物を形成し、加工性が劣化する場合がある。さらに、一部のＴｉがＴｉ_４Ｃ_２Ｓ_２の形で固定されてしまうため、軟窒化時に析出強化に寄与する固溶Ｔｉ量が減少する。そのため、Ｓ量を０．０００１〜０．０５０％の範囲にする必要がある。被削性を十分に確保する必要がある場合には、Ｓ量は、０．０００２％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。また、粗大析出物の形成を十分に抑制して、加工性を十分に確保するために、Ｓ量は、０．０４０％以下であることが好ましく、０．０３０％以下であることがより好ましい。加えて、Ｓ量を所定値以下に低減すれば、Ｔｉ量に応じて固溶Ｔｉの固定化の影響が実質無視しうるため、Ｓ量は、０．０１５％以下であることが最も好ましい。

Ａｌ：０．０００１〜０．０５０％
Ａｌは、鋼の脱酸のために有効な元素である。そのため、Ａｌ量は、０．０００１％以上必要である。しかしながら、鋼中に０．０５０％超のＡｌを添加すると、軟窒化処理時に拡散層において窒化物を形成し、硬化層の硬さを顕著に増加させる一方、硬化層の深さを顕著に減少させる。したがって、Ａｌ量を０．０００１〜０．０５０％の範囲にする必要がある。また、軟窒化処理時の窒化物の形成を無視できる量まで低下させるために、Ａｌ量は、０．０４０％以下であることが好ましく、０．０３０％以下であることがより好ましい。

Ｔｉ：０．５０％超１．５０％以下
鋼中に固溶状態のＴｉが０．５０％を超えて存在している場合、軟窒化処理時にＴｉがＮと容易に結合してＴｉとＮとのクラスターを形成したり、ＴｉＮとして析出したりするので、析出硬化層（拡散層）を硬くかつ深くすることができ、効率的に軟窒化処理を行うことができる。鋼中のＴｉは、固溶状態においてこのような効果を持つ。軟窒化処理の前に予めＴｉがＴｉ_４Ｃ_２Ｓ_２、ＴｉＣ、ＴｉＮ、又はＴｉ（ＣＮ）の形で炭素、硫黄、窒素と結合している場合には、このような効果を得ることができないので、鋼中に比較的多量のＴｉを添加する必要がある。しかしながら、鋼中に１．５０％超のＴｉを添加すると、硬化層の硬さが必要以上に増加し、硬化層深さが浅くなる。そのため、Ｔｉ量を０．５０％超１．５０％以下の範囲にする必要がある。析出硬化層（拡散層）をより硬くかつより深くするためには、Ｔｉ量は、０．６０％以上であることが好ましく、０．７０％以上であることがより好ましい。また、所定の軟窒化処理の条件において、硬化層の深さを十分に確保するためには、Ｔｉ量は、１．２０％以下であることが好ましく、１．００％以下であることがより好ましい。

Ｎ：０．０００５〜０．０１００％
Ｎは、鋼中でＡｌ、Ｔｉ等の窒化物形成元素と結合して窒化物を形成する。しかしながら、鋼中に固溶状態のＴｉを確保するためには、Ｎ量をできる限り低減することが望ましい。特に、Ｎ量が多い場合には、固溶ＴｉがＴｉＮとして固定されるため、Ｔｉ量を増加させる必要がある。従って、添加したＴｉを軟窒化処理で有効に利用するためには、Ｎ量を０．０１００％以下にする必要がある。また、不可避的に含まれるＮ量を低減するためには、コストが著しく上昇するので、Ｎ量を０．０００５％以上にする必要がある。Ｎ量を所定値以下に低減すれば、Ｔｉ量に応じて固溶Ｔｉの固定化の影響が実質無視し得るため、Ｎ量は、０．００８％以下であることが好ましく、０．００６０％以下であることがより好ましい。また、Ｎ量を低減するためには、コストが著しく上昇するため、Ｎ量は、０．００１０％以上であることが好ましく、０．００１５％以上であることがより好ましい。

Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、不純物として鋼中に含有され、粒界に偏析して粒界を脆化させ、粒界割れの原因になる。そのため、Ｐ量をできるだけ低減することが望ましい。したがって、Ｐ量を０．０５０％以下にする必要がある。粒界割れをより確実に防止するためには、Ｐ量は、０．０３０％以下であることが好ましく、０．０１５％以下であることがより好ましい。また、Ｐ量の下限は、０％である。

Ｏ：０．００６０％以下
Ｏは、鋼中に不可避的に含有され、酸化物系介在物を形成する。Ｏの含有量が多い場合には、疲労破壊の起点として作用する大きな介在物が増加し、この介在物が疲労特性の低下の原因になるので、Ｏ量をできるだけ低減することが望ましい。そのため、Ｏ量を０．００６０％以下に制限する必要がある。より疲労特性を改善するためには、Ｏ量を０．００５０％以下に制限することが好ましく、０．００４０％以下に制限することがより好ましい。また、Ｏ量の下限は、０％である。

さらに、上記の成分に加え、選択的に添加する成分の限定理由について説明する。

Ｃｒ：０．０１％以上０．３０％未満
Ｃｒは、軟窒化処理時に窒化物を生成させることによって硬化層を硬くする元素である。そのため、硬化層の硬さをより増加させる場合には、０．０１％以上のＣｒ量が必要である。しかしながら、鋼中に０．３０％以上のＣｒを添加すると、窒化物の生成量が過大になり、硬化層の深さが顕著に減少する。したがって、Ｃｒ量を０．０１％以上０．３０％未満の範囲にする必要がある。なお、硬化層の硬さを上げるためには窒化物を形成するＡｌ、Ｃｒ、Ｔｉ等の合金元素の添加量を増加させる必要がある。しかしながら、これら合金元素の添加量の増加に伴って硬化層の深さが減少する。Ｃｒの添加効果とＴｉの添加効果とを比較するために、Ｃｒが添加された鋼とＴｉが添加された鋼とを用いて同じ硬化層の硬さを有する軟窒化鋼を得た場合には、Ｔｉが添加された軟窒化鋼に比べて、Ｃｒが添加された軟窒化鋼の硬化層の深さが浅くなる。そのため、Ｃｒの添加量を制限して、Ｔｉの添加効果を高めることが硬化層の硬さと深さとを両立するために有利である。したがって、Ｃｒ量は、０．１５％未満であることが好ましい。特に、硬化層の深さの低下を無視できるＣｒ量を考慮すると、Ｃｒ量は、０．１０％未満であることがより好ましい。

Ｍｏ：０．０１〜１．００％
Ｍｏは、軟窒化処理時に窒化物を生成させることによって硬化層を硬くするために有効な元素である。そのため、硬化層の硬さをより増加させる場合には、０．０１％以上のＭｏ量が必要である。しかしながら、鋼中に１．００％超のＭｏを添加すると、窒化物の生成量が過大になり、硬化層の深さが顕著に減少する。したがって、Ｍｏ量を０．０１〜１．００％の範囲にする必要がある。硬化層の硬さをさらに増加させる場合には、Ｍｏ量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがより好ましく、０．１５％以上であることが最も好ましい。また、硬化層の深さをより確実に確保するためには、Ｍｏ量は、０．８０％以下であることが好ましく、０．６０％以下であることがより好ましい。

Ｖ：０．００５〜０．５０％
Ｖは、軟窒化処理時に窒化物を生成させることによって硬化層を硬くする元素である。そのため、硬化層の硬さをより増加させる場合には、０．００５％以上のＶ量が必要である。しかしながら、鋼中に０．５０％超のＶを添加すると、窒化物の生成量が過大になり、硬化層の深さが顕著に減少する。したがって、Ｖ量を０．００５〜０．５０％の範囲にする必要がある。硬化層の硬さをさらに増加させる場合には、Ｖ量は、０．０１％以上であることが好ましく、０．０５％以上であることがより好ましい。また、硬化層の深さをより確実に確保するためには、Ｖ量は、０．４０％以下であることが好ましく、０．３０％以下であることがより好ましい。

Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ｎｂは、軟窒化処理時に窒化物を生成させることによって硬化層を硬くする元素である。そのため、硬化層の硬さをより増加させる場合には、０．００５％以上のＮｂ量が必要である。しかしながら、鋼中に０．１０％超のＮｂを添加すると、窒化物の生成量が過大になり、硬化層の深さが顕著に減少する。したがって、Ｎｂ量を０．００５〜０．１０％の範囲にする必要がある。硬化層の硬さをさらに増加させる場合には、Ｎｂ量は、０．００８％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがより好ましい。また、硬化層の深さをより確実に確保するためには、Ｎｂ量は、０．０８０％以下であることが好ましく、０．０５０％以下であることがより好ましい。

Ｃｕ：０．０５〜２．００％
Ｃｕは、軟窒化処理時に析出し、部品の心部硬さを高める効果がある。Ｃｕ量が０．０５％以上であれば、その効果が発揮される。しかしながら、鋼中に２．００％超のＳｉを添加すると、１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造及び熱間圧延時の歩留まりが低下する。そのため、Ｃｕ量を０．０５〜２．００％の範囲にする必要がある。部品の心部硬さをより高めるために、Ｃｕ量は、０．０８％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがより好ましい。また、連続鋳造及び熱間圧延時の歩留まりの低下を抑えるために、Ｃｕ量は、１．５０％以下であることが好ましく、１．００％以下であることがより好ましい。なお、Ｃｕを添加する場合には、高温域における延性を改善するために、Ｎｉ量がＣｕ量の１/２以上になるようにＮｉを添加することが望ましい。

Ｎｉ：０．０５％以上２．００％未満
Ｎｉは、鋼の靭性を改善する効果があるので、部品の靭性を改善する必要がある場合に鋼中にＮｉを添加する。そのため、鋼の靭性を改善する場合には、０．０５％以上のＮｉ量が必要である。また、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｕに起因する熱間脆化を軽減する働きがあるため、Ｎｉ量がＣｕ量の１/２以上になるようにＮｉを添加することが望ましい。しかしながら、鋼中にＮｉを過剰に添加すると、鋼のコストが上昇するので、Ｎｉ量を２．００％未満にする必要がある。より確実に鋼の靭性を改善するためには、Ｎｉ量は、０．２０％以上であることが好ましく、０．４０％以上であることがより好ましい。また、軟窒化鋼部品としての鋼のコストを考慮すると、Ｎｉ量は、１．５０％以下であることが好ましく、１．００％以下であることがより好ましい。

Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、粒界に偏析することによって粒界強化に寄与する元素である。Ｂ量が０．０００５％以上であれば、その効果が発揮される。しかしながら、鋼中に０．００５０％超のＢを添加しても、０．００５０％のＢ量でその効果が飽和する。そのため、Ｂ量を０．０００５〜０．００５０％の範囲にする必要がある。粒界をより強化する必要がある場合には、Ｂ量は、０．０００８％以上であることが好ましく、０．００１０％以上であることがより好ましい。また、粒界強化のために添加されるＢの単位量当りの効果を十分に発揮させるために、Ｂ量は、０．００４０％以下であることが好ましく、０．００２５％以下であることがより好ましい。

本実施形態では、上記成分に加え、本発明の効果を損なわない範囲で、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｔｅ、Ｚｎ、Ｓｎ等の元素を含有させることができる。例えば、鋼中にＣａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｔｅ、Ｚｎ、Ｓｎが、それぞれ０．０００２％以上０．００５０％以下含まれてもよい。

さらに、本実施形態では、Ｔｉ量［Ｔｉ％］、Ｃ量［Ｃ％］、Ｎ量［Ｎ％］及びＳ量［Ｓ％］が下記（１）式を満足するように、鋼中にＴｉを添加し、鋼中のＣ量、Ｎ量及びＳ量を制限する。
０．４８＜［Ｔｉ％］−４７．９×（［Ｃ％］／１２＋［Ｎ％］／１４＋[Ｓ％]／３２）≦１．２０ ・・・（１）
上述したように、鋼中に固溶状態のＴｉが所定量以上存在している場合、軟窒化処理時にＴｉがＮと容易に結合してＴｉとＮとのクラスターを形成したり、ＴｉＮとして析出したりするので、析出硬化層（拡散層）を硬くかつ深くすることができ、効率的に軟窒化処理を行うことができる。固溶状態にあるＴｉの量（固溶Ｔｉ量）は、全Ｔｉ量から化合物として生成するＴｉ_４Ｃ_２Ｓ_２、ＴｉＣ、ＴｉＮに対応するＴｉ量を引いた量に相当するので、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ及びＳの原子量を考慮して［Ｔｉ％］−４７．９×（［Ｃ％］／１２＋［Ｎ％］／１４＋[Ｓ％]／３２）の形で表現できる。この固溶Ｔｉ量が少ない場合には、硬化層の硬さが不足する。しかしながら、鋼中にＴｉを過剰に添加すると、窒化物の生成量が過大になり、硬化層の深さが減少する傾向を示す。したがって、固溶Ｔｉ量（［Ｔｉ％］−４７．９×（［Ｃ％］／１２＋［Ｎ％］／１４＋[Ｓ％]／３２））を０．４８％超１．２０％以下の範囲にする必要がある。硬化層の深さをより確実に増加させるために、この固溶Ｔｉ量は、１．００％以下であることが好ましく、０．８０％以下であることがより好ましい。硬化層の硬さをより増加させるために、この固溶Ｔｉ量は、０．５０％超であることが好ましく、０．５５％超であることがより好ましく、０．６０％超であることが最も好ましい。なお、上記（１）式中の［Ｔｉ％］、［Ｃ％］、［Ｎ％］及び［Ｓ％］は、鋼中に含有される各元素（Ｔｉ、Ｃ、Ｎ及びＳ）の質量百分率（質量％）である。

また、本発明の一実施形態に係る軟窒化鋼部品は、上記実施形態の軟窒化用鋼を軟窒化処理して製造され、部品の表面に存在する軟窒化部と、この軟窒化部の内部に存在する非軟窒化部とを有している。そのため、この非軟窒化部は、軟窒化部に囲まれており、非軟窒化部の鋼成分は、上記実施形態の軟窒化用鋼の鋼成分の範囲内である。加えて、軟窒化部は、硬化層（拡散層）を有している。さらに、本実施形態の軟窒化鋼部品は、軟窒化部について、表面から５０μｍ離れた深さ位置（軟窒化鋼部品の表面からこの表面に対して垂直な方向かつ軟窒化鋼部品の心部に向かう方向の距離）の硬さ（５０μｍ深さ位置硬さ）がＨＶ６００〜１０５０であり、硬さがＨＶ５５０になる深さ位置が０．４ｍｍ以上である必要がある。

これらの条件は、いずれも、浸炭部品に匹敵する疲労強度を得るために必要な条件である。部品の表面から５０μｍ離れた深さ位置の硬さがＨＶ６００未満であると、所望の歯面疲労強度及び歯元疲労強度が得られない。また、硬さがＨＶ５５０になる深さ位置が０．４ｍｍ未満であると、所望の歯元疲労強度が得られず、スポーリング等の内部起点破壊が発生しやすくなる。一方、部品の表面から５０μｍ離れた深さ位置の硬さがＨＶ１０５０を超えると、硬化層の靭性及び延性が低下し、軟窒化によって発生する残留応力によって硬化層にクラックが生じることがある。そのため、部品の表面から５０μｍ離れた深さ位置の硬さをＨＶ１０５０に抑える必要がある。歯面疲労強度をより高めるために、５０μｍ深さ位置硬さは、ＨＶ６５０以上であることが好ましい。加えて、より厳しい条件における軟窒化処理においても硬化層中のクラックの発生を確実に防止するために、５０μｍ深さ位置硬さは、ＨＶ１０００以下であることが好ましく、ＨＶ９００以下であることがより好ましい。また、より厳しい使用条件であっても内部起点破壊の発生を確実に防止するために、硬さがＨＶ５５０になる深さ位置は、０．４２ｍｍ以上であることが好ましい。さらに、所定の歯元疲労強度を得る効果が飽和するため、硬さがＨＶ５５０になる深さ位置は、１．５ｍｍ以下であることが好ましい。

本実施形態の軟窒化鋼部品は、軟窒化部における表層部（部品表面と拡散層との間の部分）に生成する針状化合物層の長さ（厚さ）が３０μｍ以下であることが必要である。ここで、針状化合物層は、軟窒化鋼部品の表面の化合物層から針状の化合物が拡散層に向かって突き出す形態を示しており、化合物層から連続的に生成している粗大な針状の化合物層に相当する。このような粗大な針状の化合物層が存在すると、疲労特性が顕著に低下するので、この針状化合物層の生成を防止したり、生成した針状化合物層を熱処理等の方法によって分解させたりするべきである。図２Ａは、通常の軟窒化処理後の鋼部品の組織の一例を示す顕微鏡写真であり、図２Ｂは、針状の化合物が生成した鋼部品の組織の一例を示す顕微鏡写真である。図２Ａ中の拡散層（表面の化合物層より内部のマトリックス）に生成している針状の析出物は、Ｆｅ_４Ｎであり、このようなＦｅ_４Ｎは、層状でなく、疲労特性に対して影響を与えないため、針状化合物層に含めない。疲労特性に対して有害な針状化合物の層は、図２Ｂに示すように、化合物層から連続的に生成している粗大な針状の化合物層である。この粗大な針状の化合物層の厚さ（深さ方向の長さ）が３０μｍを超えると、疲労特性が顕著に低下する。そのため、針状化合物層が存在する場合には、針状化合物層の厚さが、３０μｍ以下である必要がある。この針状化合物層は、できるだけ小さいほど望ましい。特に、疲労特性を改善するために、針状化合物層の厚さは、１５μｍ以下であることが好ましい。加えて、この針状化合物層は、光学顕微鏡で確認できないほど小さいことが望ましく、存在する必要がない。したがって、針状化合物層の厚さの下限は、０μｍである。

次に、本発明の一実施形態に係る軟窒化鋼部品の製造方法の限定理由について説明する。
〔所望の部品形状に加工した後、５５０〜６５０℃で６０分以上保持しながら軟窒化処理〕
本実施形態では、上記実施形態の軟窒化用鋼を、例えば、熱間加工、冷間加工、切削加工、または、これらを組み合わせた加工を用いて所望の部品形状に加工した後、軟窒化処理を施す。通常の軟窒化処理は、４００〜５８０℃程度の処理温度で実施される。処理温度を高く設定すると、拡散層における窒素の拡散を促進し、深い硬化層が得られるとともに、ＴｉとＮとのクラスター又はＴｉＮの生成を促進し、硬い硬化層が得られる。そのため、本実施形態では、軟窒化の処理温度を５５０℃以上にする必要がある。また、処理時間が６０分に満たない場合には、十分な硬化層深さを得ることができない。軟窒化の処理温度が６５０℃を超えると、通常の鋼種の場合、表層部の窒素濃度が高いため、組織がオーステナイト化し、硬さがかえって減少する。しかしながら、上記実施形態のように固溶Ｔｉ量が多い鋼種の場合には、Ｔｉが窒素（固溶窒素）を固定するため、通常よりも高い温度での処理が可能である。処理温度が高すぎる場合には、組織がオーステナイト化するだけでなく、最表層に生成する化合物層の厚みが過大になったり、前述のように針状の化合物が化合物層から拡散層に向かって突き出し、この針状化合物層が疲労特性に対して有害な働きをしたりする。そのため、処理温度を５５０〜６５０℃の範囲にする必要がある。より硬くかつより深い硬化層を得るために、処理温度は、５６０℃以上であることが好ましく、５７０℃以上であることがより好ましい。また、また、寸法精度及び疲労特性をさらに改善するために、処理温度は、６４０℃以下であることが好ましく、６３０℃以下であることがより好ましい。加えて、硬化層深さをさらに確保するために、処理時間は、１２０分以上であることが好ましく、１８０分以上であることがより好ましい。硬化層深さを確保する効果は、３６０分で飽和するため、この処理時間は、３６０分以下であることが好ましい。

なお、軟窒化処理の方法は、アンモニアガスと、ＣＯ_２又はＲＸガス等の炭化水素の変成ガスとを主体とする雰囲気を使用するガス軟窒化法であっても良いし、塩浴軟窒化法、プラズマ（イオン）窒化法であっても良い。あるいは、これらのバリエーションである浸硫窒化法または酸窒化法を軟窒化処理に組み合わせても良い。

〔軟窒化処理後、窒化雰囲気以外の雰囲気中において５８０〜７００℃で５分以上保持〕
硬化層の深さをさらに増加させたり、軟窒化部の組織を改善したりする必要がある場合には、上記軟窒化処理後、窒化雰囲気以外の雰囲気中で５８０〜７００℃で５分以上保持（加熱保持）することが好ましい。
すなわち、軟窒化処理後に加熱を行うことによって窒素が内部へ拡散するため、更に硬化層の深さを増加させることができる。それに加え、窒化雰囲気以外の雰囲気で加熱するため、軟窒化処理時に最表層に生成した化合物層が窒素の供給源になり、窒素が化合物層から鋼中に向けてさらに浸入し引き続き拡散層の形成に寄与する。また、同時に、高温の軟窒化処理で生成する厚い化合物層及び針状化合物層が分解するので、部品の表層の性状を改善することができ、疲労強度を向上することができる。そのため、加熱温度を５８０℃以上にする必要がある。また、加熱時間が５分に満たない場合には、上記の効果を十分に得ることができない。また、加熱温度が７００℃を超えると、表面の組織がオーステナイト化し、硬さがかえって減少する場合がある。したがって、加熱温度を５８０〜７００℃の範囲にし、加熱時間を５分以上にする必要がある。この加熱後の組織の例を図２Ｃに示す。この図２Ｃ中の組織を図２Ａ中の組織と比較すると、窒化雰囲気以外の雰囲気での加熱により化合物層及び拡散層中のＦｅ_４Ｎが分解していることが分かる。部品の表層の性状をより改善するために、加熱温度は、５９０℃以上であることが好ましい。また、寸法精度及び硬さをより確実に確保するために、この加熱温度は、６８０℃以下であることが好ましく、６５０℃以下であることがより好ましい。さらに、加熱による効果をより確実に得るためには、加熱時間は、１０分以上であることが好ましい。加熱による効果は、１５０分で飽和するため、加熱時間は、１５０分以下であることが好ましい。

なお、加熱の方法については、特に制限されない。例えば、軟窒化処理に引き続いて、冷却することなしに加熱（または、保持）を行っても良いし、ある程度冷却した後再加熱を行なっても良い。もちろん、一旦室温まで冷却した後、再加熱を行なっても良い。また、上記結果が同様に得られるため、加熱を何回か繰り返してもよい。「軟窒化雰囲気以外の雰囲気」の例として、大気雰囲気、窒素雰囲気、アルゴン雰囲気、変成ガス（ＲＸガス、ＤＸガス等）雰囲気、又はこれらの混合ガスの雰囲気等のガス雰囲気を用いても良いし、油、ソルト、鉛等の液体中の雰囲気を用いても良い。なお、ガス軟窒化処理に引き続いて、同一の炉内でこの加熱を行う場合には、ガス中に少量のアンモニアが混入することがある。しかしながら、炉中のアンモニアの濃度（又は窒化ポテンシャル）が軟窒化雰囲気まで達していない場合には、炉内の雰囲気を軟窒化雰囲気以外の雰囲気として評価する。軟窒化処理直後の冷却については、油冷、水冷、空冷、炉冷、ガス冷のいずれを採用しても良い。また、軟窒化処理後、窒化雰囲気以外の雰囲気中において５８０〜７００℃で５分以上加熱する処理の後に行う冷却についても、油冷、水冷、空冷、炉冷、ガス冷のいずれを採用しても良い。

上記実施形態の軟窒化用鋼及び軟窒化鋼部品では、鋼組織を規定していない。しかしながら、上記実施形態の成分を用いて加工及び熱処理（例えば、熱間鍛造、焼準、焼鈍）を施すと、軟窒化用鋼及び軟窒化鋼部品の非軟窒化部では、フェライトが主体の組織（例えば、９０％以上１００％以下のフェライト）を有している。このフェライト中には、粒状セメンタイトもしくは少量のパーライトが含まれることがあり、ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＭｎＳ、Ｔｉ炭硫化物等の析出物が分散している。

以下に、実施例により本発明を更に説明する。

表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて、均熱拡散処理、分塊圧延を行い、１６２ｍｍ角の圧延素材を製造した。さらに、この圧延素材を熱間圧延し、直径が３５ｍｍの棒鋼（熱間圧延鋼材）を製造した。表１の下線部分の値は、本発明の成分範囲を満たさないことを示す。

次に、歯車の製造工程（熱履歴）をシミュレートするため、熱間圧延鋼材に対して１２５０℃で３０分間の加熱後空冷を行う条件で熱間鍛造シミュレートを行い、引き続いて９２５℃で６０分間の加熱後徐冷を行う条件で焼準処理を行った。こうして作製した素材から、大径部（試験部）が２６φのローラーピッチング試験片及び平滑部が８φの平滑小野式回転曲げ疲労試験片を機械加工によりそれぞれ２０本作製した。

作製した試験片について、図１Ａ〜１Ｉのパターンのガス軟窒化処理を含む熱処理を行った。特に、図１Ｄ〜１Ｆでは、ガス軟窒化処理後に、窒化雰囲気以外の雰囲気中で加熱保持を行っている。なお、ガス軟窒化処理の雰囲気には、ＮＨ_３：Ｎ_２：ＣＯ_２＝５０：４５：５の組成の混合ガスを用いた。ここで、図１Ａ〜１Ｆは、上述のガス軟窒化処理の条件を満足する処理パターンであり、図１Ｇ〜１Ｉは、上述のガス軟窒化処理の条件を満足しない処理パターンである。引き続いて、疲労試験の試験精度を向上させるため、ローラーピッチング試験片及び平滑小野式回転曲げ疲労試験片のつかみ部に仕上げ加工を施した。

各試験水準のローラーピッチング試験片のうち、１本の大径部を切断し、断面の組織観察を行なった。組織観察では、断面を鏡面研磨した後にナイタル腐食を行い、４００〜１０００倍の倍率の光学顕微鏡写真を撮影し、化合物層の形態を観察した。針状の化合物が表面から内部に突き出した形態で生成している針状化合物層について、視野中で最も厚い針状化合物層の厚さを測定した。針状化合物層の厚さが３０μｍを超える場合には、針状化合物層を「あり」と判定した。また、針状化合物層の厚さが３０μｍ以下である場合には、針状化合物層を「なし」と判定した。針状化合物層の観察例を図２Ａ〜２Ｃに示す。また、表面からの距離が５０μｍの位置（５０μｍ深さ位置）から深さ方向に５０μｍピッチでビッカース硬さの分布を測定した。さらに、硬化層（拡散層）と非硬化層（非軟窒化部）との境界付近において、硬さがＨＶ５５０になる位置（すなわち、硬化層においてＨＶ５５０以上の硬さが得られる深さ）を求めた。以下では、５０μｍ深さ位置の硬さを「表層硬さ」と表し、硬さがＨＶ５５０になる位置を、「有効硬化層深さ」と表した。ここで、表層硬さがＨＶ６００に達しない場合、及び有効硬化層深さが０．４０ｍｍに達しない場合には、表層硬さ及び有効硬化層深さがそれぞれ目標を達成していないと判断した。

ローラーピッチング試験では、大ローラーとしてクラウニング１５０ＲのＳＣＭ４２０浸炭品を、潤滑油として、油温８０℃のトランスミッション油を用いた。また、すべり率を−４０％に設定し、大ローラーを２０００ｒｐｍの回転数で最大１０００万回回転させた。これらの条件でローラーピッチング試験を行い、Ｓ−Ｎ線図を作成して疲労限を求め、ローラーピッチング疲労強度を評価した。ローラーピッチング疲労強度が２６００ＭＰａに達しない場合には、歯面疲労強度が劣ると判定した。また、平滑小野式回転曲げ疲労試験を、３０００ｒｐｍの回転数で行い、Ｓ−Ｎ線図を作成して疲労限を求め、回転曲げ疲労強度を評価した。この回転曲げ疲労強度が５５０ＭＰａに達しない場合には、歯元曲げ疲労強度が劣ると判定した。

これらの評価結果を表２に示す。製造Ｎｏ．１〜１９の実施例では、いずれも表層硬さ及び有効硬化層深さが十分であるため、破面疲労強度及び回転曲げ疲労強度も十分であった。

一方、製造Ｎｏ．２０では、軟窒化処理温度が低いため、有効硬化層深さが浅く、回転曲げ疲労強度が不十分であった。製造Ｎｏ．２１では、軟窒化処理時間が短すぎるため、有効硬化層深さが浅く、回転曲げ疲労強度が不十分であった。製造Ｎｏ．２２では、軟窒化処理温度が高すぎるため、大きな有効硬化層深さが得られたが、表層部に針状化合物層が生成するため、ローラーピッチング疲労強度、回転曲げ疲労強度ともに著しく低下していた。製造Ｎｏ．２３では、Ｃの添加量が多すぎるため、鋼中に多量のＴｉを添加しても所定の固溶Ｔｉ量（［Ｔｉ％］−４７．９×（［Ｃ％］／１２＋［Ｎ％］／１４＋[Ｓ％]／３２））を確保することができなかった。そのため、この製造Ｎｏ．２３では、表層硬さが低く、ローラーピッチング疲労強度が不十分であった。製造Ｎｏ．２４では、Ａｌの添加量が多すぎるため、表層にＡｌＮが多量に生成して表層硬さが高くなるが、硬化層深さが浅くなり、回転曲げ疲労強度が不十分であった。製造Ｎｏ．２５では、Ｔｉの添加量が少なすぎるため、所定の固溶Ｔｉ量を確保することができず、表層硬さが低くなり、ローラーピッチング疲労強度が不十分であった。製造Ｎｏ．２６では、Ｔｉの添加量が多すぎるため、表層硬さが非常に高いが、有効硬化層深さが浅くなり、回転曲げ疲労強度が不十分であった。製造Ｎｏ．２７では、固溶Ｔｉ量が１．２％以上であるため、表層硬さが非常に高いが、有効硬化層深さが浅くなり、回転曲げ疲労強度が不十分であった。製造Ｎｏ．２８では、Ｃｒの添加量が多すぎるため、表層にＣｒＮが多量に生成して表層硬さが高くなるが、硬化層深さが浅くなり、回転曲げ疲労強度が不十分であった。

図３に、図１Ｂの処理を行ったときの固溶Ｔｉ量と表層硬さとの関係を示す。図３から、固溶Ｔｉ量が多いほど高い表層硬さが得られることが分かる。

図４に、固溶Ｔｉ量と有効硬化層深さとの関係を示す。図４から、基本的には、固溶Ｔｉ量が多いほど有効硬化層深さが浅くなることが分かる。しかしながら、固溶Ｔｉ以外の成分（特に、Ａｌ、Ｃｒ）の影響も大きいため、固溶Ｔｉのみでは整理することは難しい。そのため、有効硬化層深さを十分に確保するためには、Ａｌ、Ｃｒ量の上限も重要である。例えば、製造Ｎｏ．２と製造Ｎｏ．１２とを比較すると、固溶Ｔｉが少ない場合であっても、Ｃｒ量を制限することにより有効硬化層深さをより改善することができる。特に、固溶Ｔｉの量が少ない場合には、Ａｌ、Ｃｒ量の添加量を制限することが望ましい。

図５に有効硬化層深さと表層硬さとの関係を示す。実施例は、全て上記目標を満たしていることが分かる。

軟窒化処理後に浸炭部品に匹敵する硬化層硬さ及び硬化層深さが得られて浸炭部品を代替することができ、浸炭部品に比べて熱処理変形が極めて少ない表面硬化鋼部品を得ることができる軟窒化用鋼、並びに軟窒化鋼部品及びその製造方法を提供する。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ：０％以上かつ０．１５％未満、
   Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
   Ｍｎ：０．０１〜１．００％、
   Ｓ：０．０００１〜０．０５０％、
   Ａｌ：０．０００１〜０．０５０％、
   Ｔｉ：０．５０％超かつ１．５０％以下、
   Ｎ：０．０００５〜０．０１００％
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｏ：０．００６０％以下
   に制限し、
   かつＴｉ量［Ｔｉ％］と、Ｃ量［Ｃ％］と、Ｎ量［Ｎ％］と、Ｓ量［Ｓ％］とが、０．４８＜［Ｔｉ％］−４７．９×（［Ｃ％］／１２＋［Ｎ％］／１４＋［Ｓ％］／３２）≦１．２０を満足する
   ことを特徴とする軟窒化用鋼。
2. 質量％で、
   Ｃｒ：０．０１％以上かつ０．３０％未満、
   Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
   Ｖ：０．００５〜０．５０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
   Ｃｕ：０．０５〜２．００％、
   Ｎｉ：０．０５％以上かつ２．００％未満、
   Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
   の内の１種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の軟窒化用鋼。
3. 軟窒化処理が施された鋼部品であって、
   表面に存在する軟窒化部と；
   この軟窒化部に囲まれる非軟窒化部と；
   を含み、
   前記非軟窒化部が、質量％で、
   Ｃ：０％以上かつ０．１５％未満、
   Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
   Ｍｎ：０．０１〜１．００％、
   Ｓ：０．０００１〜０．０５０％、
   Ａｌ：０．０００１〜０．０５０％、
   Ｔｉ：０．５０％超かつ１．５０％以下、
   Ｎ：０．０００５〜０．０１００％
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｏ：０．００６０％以下
   に制限し、
   かつＴｉ量［Ｔｉ％］と、Ｃ量［Ｃ％］と、Ｎ量［Ｎ％］と、Ｓ量［Ｓ％］とが、０．４８＜［Ｔｉ％］−４７．９×（［Ｃ％］／１２＋［Ｎ％］／１４＋［Ｓ％］／３２）≦１．２０を満足し、
   前記軟窒化部では、表面から５０μｍ離れた深さ位置の硬さがＨＶ６００〜１０５０であり、硬さがＨＶ５５０になる深さ位置が０．４ｍｍ以上であり、かつ、針状化合物層の厚さが３０μｍ以下である
   ことを特徴とする軟窒化鋼部品。
4. 前記非軟窒化部が、質量％で、
   Ｃｒ：０．０１％以上かつ０．３０％未満、
   Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
   Ｖ：０．００５〜０．５０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
   Ｃｕ：０．０５〜２．００％、
   Ｎｉ：０．０５％以上かつ２．００％未満、
   Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
   の内の１種以上をさらに含有することを特徴とする請求項３に記載の軟窒化鋼部品。
5. 請求項１または２に記載の鋼成分を有する鋼を、所望の部品形状に加工した後、５５０〜６５０℃で６０分以上保持しながら軟窒化処理を行うことを特徴とする軟窒化鋼部品の製造方法。
6. 前記軟窒化処理の後に、さらに、窒化雰囲気以外の雰囲気中で５８０〜７００℃で５分以上保持することを特徴とする請求項５に記載の軟窒化鋼部品の製造方法。