(57)【要約】  本発明は、軟窒化後に水冷しても、６００ＭＰａ以上の曲げ疲労強度と優れた曲げ矯正性を備える軟窒化部品、及び該軟窒化部品の素材として好適な軟窒化用非調質鋼を提供するものであり、軟窒化用非調質鋼は、Ｃ：０．２５〜０．３５％未満、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．８５〜１．２０％、Ｓ≦０．１０％、Ａｌ：０．０１０％超〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％及びＮ：０．０１０〜０．０２０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ≦０．０８％及びＣｒ≦０．１０％で、かつ〔０．０２Ｃ＋０．２２Ｍｎ＋０．８７Ｃｒ＋０．８５Ａｌ＋０．７２≧０．９６〕及び〔２．４０Ｃ−０．５４Ｍｎ−９．２６Ｃｒ−０．０１Ａｌ＋１．５９≧０．９０〕である化学組成を有する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．２５％以上で０．３５％未満、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．８５〜１．２０％、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．０３０％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％およびＮ：０．０１０〜０．０２４％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰおよびＣｒがそれぞれ、Ｐ：０．０８％以下およびＣｒ：０．１０％以下で、かつ、下記の(1)式および(2)式で表されるＰ１およびＰ２がそれぞれ、Ｐ１≧０．９６およびＰ２≧０．９０である化学組成を有する、
ことを特徴とする軟窒化用非調質鋼。
Ｐ１＝０．０２Ｃ＋０．２２Ｍｎ＋０．８７Ｃｒ＋０．８５Ａｌ＋０．７２・・・(1)
Ｐ２＝２．４０Ｃ−０．５４Ｍｎ−９．２６Ｃｒ−０．０１Ａｌ＋１．５９・・・(2)
ただし、上記の(1)式および(2)式におけるＣ、Ｍｎ、ＣｒおよびＡｌは、その元素の質量％での含有量を意味する。
【請求項２】
生地の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２５％以上で０．３５％未満、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．８５〜１．２０％、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．０３０％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％およびＮ：０．０１０〜０．０２４％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰおよびＣｒがそれぞれ、Ｐ：０．０８％以下およびＣｒ：０．１０％以下で、かつ、下記の(1)式および(2)式で表されるＰ１およびＰ２がそれぞれ、Ｐ１≧０．９６およびＰ２≧０．９０であり、
拡散層が、フェライト・パーライト組織からなり、該フェライト中に析出した厚さ５ｎｍ以下、かつ幅２００ｎｍ以下の板状析出物の個数が１３０〜２５０個／μｍ２である、
ことを特徴とする軟窒化部品。
Ｐ１＝０．０２Ｃ＋０．２２Ｍｎ＋０．８７Ｃｒ＋０．８５Ａｌ＋０．７２・・・(1)
Ｐ２＝２．４０Ｃ−０．５４Ｍｎ−９．２６Ｃｒ−０．０１Ａｌ＋１．５９・・・(2)
ただし、上記の(1)式および(2)式におけるＣ、Ｍｎ、ＣｒおよびＡｌは、その元素の質量％での含有量を意味する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟窒化用非調質鋼および軟窒化部品に関する。詳しくは、例えば自動車、建設機械などのエンジン部品であるクランク軸などのような、軟窒化処理を施して使用される部品（以下、「軟窒化部品」という。）および、圧延後に「焼入れ−焼戻し」、「焼ならし」、「焼きなまし」等の熱処理を施さずに該部品の素材として用いるのに適した軟窒化用鋼（以下、「軟窒化用非調質鋼」という。）に関する。より詳しくは、６００ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度および優れた曲げ矯正性を備える軟窒化部品、ならびに曲りの矯正を必要とする軟窒化部品の素材として用いるのに好適で、様々な軟窒化条件、特に軟窒化後の冷却工程において水冷を施した場合でも、軟窒化部品に対して、上記の特性を具備させることができる軟窒化用非調質鋼に関する。【０００２】
上記の「曲げ矯正性」とは、軟窒化処理後の仕上工程において曲げ矯正処理を施した際に、大きな曲げ変位量に到るまで表面の軟窒化層に割れが発生しない特性を指す。
【背景技術】
【０００３】
自動車、建設機械などのクランク軸を始めとして、高い曲げ疲労強度および耐摩耗性が要求される部品は、熱間鍛造および機械加工によって所定の部品粗形状に成形された後に非調質の状態で、高周波焼入れ処理、軟窒化処理など表面硬化処理を施されて製造されることが多い。【０００４】
上記のうちで軟窒化処理は、高周波焼入れ処理に比べて表面硬化処理時に発生する歪が少ないことが大きな特徴である。【０００５】
このため、特に、クランク軸などの部品には軟窒化処理が施されることが多いが、軟窒化処理の場合にも歪を皆無にすることはできない。【０００６】
したがって、軟窒化処理により歪が発生した軟窒化部品は、軟窒化処理後の仕上工程において曲げ矯正処理を行うことによって、歪を除去することが行われていた。【０００７】
しかし、表層が過度に硬化された軟窒化部品は、曲げ矯正処理を施されると、表面の軟窒化層に割れが発生してしまう場合がある。そして軟窒化層に割れが発生すると、軟窒化部品が曲げ矯正処理の前に本来有していた曲げ疲労強度が大幅に低下してしまう。特に、軟窒化後の冷却工程で、水冷等の冷却速度の速い処理が施された場合は、軟窒化部品の表層硬さが高くなるので、曲げ矯正性の低下が避けられない。したがって、軟窒化部品には、優れた曲げ矯正性も要求される。【０００８】
しかし一方では、安全上の問題あるいは設備的な制約のために、軟窒化後の冷却工程において水冷処理しか施すことができない場合もある。【０００９】
このため、特に、軟窒化後の冷却工程において油冷処理を施した場合はもちろんのこと、水冷処理を施した場合であっても、安定して高い曲げ疲労強度および優れた曲げ矯正性を備える軟窒化部品、および該軟窒化部品の素材として好適な軟窒化用非調質鋼が要望されている。【００１０】
従来は、Ｍｏ等の高価な合金元素を含有させることによって、非調質の状態であっても軟窒化部品に対して高い曲げ疲労強度と優れた曲げ矯正性を両立させることが行われていた。これに対して、素材コスト抑制のために可能な限り高価な合金元素を含有させることなく、軟窒化部品に高い曲げ疲労強度および優れた曲げ矯正性を具備させたいという産業界からの要望が大きくなっている。【００１１】
そこで、前記した要望に応えるべく、特許文献１に「軟窒化用非調質鋼」が、さらに、特許文献２に「軟窒化非調質鋼部材」が開示されている。【００１２】
具体的には、特許文献１に、質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．２５〜１．０％、Ｓ：０．０３〜０．２％、Ｃｒ：０．２％以下、ｓ−Ａｌ：０．０４５％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．０１０％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％およびＯ：０．００１〜０．００５％を含有し、必要に応じてさらに、Ｐｂ：０．０１〜０．４０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％およびＢｉ：０．００５〜０．４０％の内の１種または２種以上を含有し、かつ〔０．１２×Ｔｉ＜Ｏ＜２．５×Ｔｉ〕および〔０．０４×Ｎ＜Ｏ＜０．７×Ｎ〕の条件を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、熱間鍛造後の組織がフェライトとパーライトの混合組織であることを特徴とする「軟窒化用非調質鋼」が開示されている。【００１３】
特許文献２に、表面に軟窒化処理層を有するとともに、軟窒化処理層を除く鋼断面組織がフェライト＋パーライト組織を有する非調質鋼からなり、かつ、前記鋼の組成が、Ｆｅを主成分として  質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．５０〜１．００％、Ｓ：０．０３〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜０．６０％、Ｎｉ：０．０２〜１．００％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％を含有し、必要に応じてさらに、〈１〉Ｔｉ：０．００２０〜０．０１２０％、Ｎ：０．００５０〜０．０２５０％およびＯ：０．０００５〜０．００８％と〈２〉Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％のうちの一方または双方を含み、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒの各含有率をそれぞれＷCu、ＷNiおよびＷCrとして、組成パラメータＦ１およびＦ２をそれぞれ、Ｆ１＝１８５ＷCr＋５０ＷCu、Ｆ２＝８＋４ＷNi＋１．５ＷCu−４４ＷCrとしたとき、〔Ｆ１＞２０〕および〔Ｆ２＞０〕を充足することを特徴とする「軟窒化非調質鋼部材」が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】特開２００２−２２６９３９号公報
【特許文献２】特開２００７−１９７８１２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
前述の特許文献１で開示された技術の場合、曲げ疲労強度が６００ＭＰａに達していない。さらに、特許文献１には、軟窒化後の冷却工程での冷却方法について何ら言及されていない。【００１６】
特許文献２で開示された技術も、上記特許文献１の場合と同様に、曲げ疲労強度が６００ＭＰａに達しておらず、しかも、軟窒化後の冷却工程における冷却手段についての言及もない。【００１７】
そこで、本発明は、特に軟窒化後の冷却工程において水冷を施した場合でも、安定して６００ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度および優れた曲げ矯正性を備える軟窒化部品、ならびに該軟窒化部品の素材として好適な軟窒化用非調質鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の検討を行った。その結果、先ず下記（ａ）〜（ｃ）の事項が明らかになった。【００１９】
（ａ）Ｍｎは、Ｍｏ、Ｖ等の高価な合金元素を含有させることなく安価に、軟窒化部品に対して高い曲げ疲労強度を具備させることができる元素である。【００２０】
（ｂ）しかし、鋼にＭｎが含有されていると、軟窒化の際に表層に多くの窒素が侵入するため、軟窒化部品の表層が過度に硬化し、曲げ矯正性が低下しやすい。【００２１】
（ｃ）Ｃｒは不純物として鋼に含有され、その含有量は軟窒化部品の曲げ疲労強度および曲げ矯正性に大きく影響する。【００２２】
そこで、本発明者らはさらに検討を加えた。その結果、下記（ｄ）〜（ｉ）の知見を得た。【００２３】
（ｄ）Ｍｎの含有量を低く制御することによって、軟窒化部品の表層が過度に硬化することを避け、曲げ矯正性の低下を防止することができる。しかしながら、その場合、曲げ疲労強度が低下してしまう。【００２４】
（ｅ）Ｍｎの含有量が多くても、Ｃの含有量が特定の範囲に制御された鋼を用いれば、軟窒化部品に高い曲げ疲労強度と優れた曲げ矯正性を具備させることが可能である。【００２５】
（ｆ）不純物としてのＣｒの含有量を低く制御することによって、軟窒化部品の表層が過度に硬化することを避け、曲げ矯正性の低下を防止することができる。【００２６】
（ｇ）特定量のＡｌを含有させれば、軟窒化部品の表層を過度に硬化させることなく、拡散層深さを増加させることができる。これにより、軟窒化部品に高い曲げ疲労強度と優れた曲げ矯正性を具備させることが可能である。【００２７】
（ｈ）Ｃ、Ｍｎ、ＣｒおよびＡｌの含有量を極めて適正な範囲に制御することによって、様々な軟窒化条件、特に軟窒化後の冷却工程において水冷を施した場合でも、軟窒化部品の表層を過度に硬化させることなく、拡散層深さを増加させることができる。【００２８】
（ｉ）Ｍｎは固溶窒素を増加させて表層を強化するのみならず、微細なＭｎ窒化物を形成することによっても表層を強化する。具体的には、Ｍｎ含有量を高めた非調質鋼を用いて軟窒化を施した場合には、厚さ５ｎｍ以下、幅２００ｎｍ以下の、板状の微細なη-Ｍｎ３Ｎ２が、拡散層を構成するフェライトとパーライトの混合組織（以下、「フェライト・パーライト組織」という。）のフェライト中に整合な状態を保って析出する。このように生地であるフェライト中に整合析出した微細な板状析出物は、軟窒化部品の強度を向上させ、曲げ疲労強度の向上に寄与する。そして、この微細な板状析出物の析出は、軟窒化時の高温に保持される間にほぼ完了するため、軟窒化後の冷却工程での冷却速度の影響も小さい。したがって、軟窒化後の冷却工程において水冷処理を施しても、軟窒化部品に高い曲げ疲労強度と優れた曲げ矯正性を安定的に具備させることができる。【００２９】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）に示す軟窒化用非調質鋼および（２）に示す軟窒化部品にある。【００３０】
（１）質量％で、Ｃ：０．２５％以上で０．３５％未満、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．８５〜１．２０％、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．０３０％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％およびＮ：０．０１０〜０．０２４％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰおよびＣｒがそれぞれ、Ｐ：０．０８％以下およびＣｒ：０．１０％以下で、かつ、下記の(1)式および(2)式で表されるＰ１およびＰ２がそれぞれ、Ｐ１≧０．９６およびＰ２≧０．９０である化学組成を有する、
ことを特徴とする軟窒化用非調質鋼。
Ｐ１＝０．０２Ｃ＋０．２２Ｍｎ＋０．８７Ｃｒ＋０．８５Ａｌ＋０．７２・・・(1)
Ｐ２＝２．４０Ｃ−０．５４Ｍｎ−９．２６Ｃｒ−０．０１Ａｌ＋１．５９・・・(2)
ただし、上記の(1)式および(2)式におけるＣ、Ｍｎ、ＣｒおよびＡｌは、その元素の質量％での含有量を意味する。【００３１】
（２）生地の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２５％以上で０．３５％未満、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．８５〜１．２０％、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．０３０％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％およびＮ：０．０１０〜０．０２４％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰおよびＣｒがそれぞれ、Ｐ：０．０８％以下およびＣｒ：０．１０％以下で、かつ、下記の(1)式および(2)式で表されるＰ１およびＰ２がそれぞれ、Ｐ１≧０．９６およびＰ２≧０．９０であり、
拡散層が、フェライト・パーライト組織からなり、該フェライト中に析出した厚さ５ｎｍ以下、かつ幅２００ｎｍ以下の板状析出物の個数が１３０〜２５０個／μｍ２である、
ことを特徴とする軟窒化部品。
Ｐ１＝０．０２Ｃ＋０．２２Ｍｎ＋０．８７Ｃｒ＋０．８５Ａｌ＋０．７２・・・(1)
Ｐ２＝２．４０Ｃ−０．５４Ｍｎ−９．２６Ｃｒ−０．０１Ａｌ＋１．５９・・・(2)
ただし、上記の(1)式および(2)式におけるＣ、Ｍｎ、ＣｒおよびＡｌは、その元素の質量％での含有量を意味する。【００３２】
残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
【発明の効果】
【００３３】
本発明の軟窒化部品は、様々な軟窒化条件、特に軟窒化後の冷却工程において水冷を施した場合でも、安定して６００ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度および優れた曲げ矯正性を備えるので、自動車などのクランク軸として好適である。本発明の軟窒化用非調質鋼を素材とすれば、該軟窒化部品を容易に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】小野式回転曲げ疲労試験片の形状を示す図である。図中の数値の単位はｍｍである。
【図２】鋼ＡＡ〜ＡＦについて、曲げ疲労強度とＰ１（＝０．０２Ｃ＋０．２２Ｍｎ＋０．８７Ｃｒ＋０．８５Ａｌ＋０．７２）の関係を整理して示す図である。
【図３】曲げ矯正性測定用の４点曲げ試験片の形状を示す図である。図中の数値の単位はｍｍである。
【図４】鋼ＢＡ〜ＢＦについて、曲げ矯正性の指標である矯正可能歪量とＰ２（＝２．４０Ｃ−０．５４Ｍｎ−９．２６Ｃｒ−０．０１Ａｌ＋１．５９）の関係を整理して示す図である。
【図５】軟窒化処理した図３に示す形状の４点曲げ試験片から、透過電子顕微鏡観察用の試料を切出す方法を模式的に説明する図である。
【図６】軟窒化後の拡散層のフェライト・パーライト組織におけるフェライト内部を透過電子顕微鏡で観察した場合の明視野像の一例を示す図であり、図中に白矢印で示したものが、η-Ｍｎ３Ｎ２である。本図は、電子線の入射方向を［００１］α−Ｆｅとした状態で、析出物の周囲等に存在する歪の影響を極力低減し、より鮮明な観察結果を得るために、ｇ＝（０２０）α−Ｆｅの系統反射を励起して観察したものである。図中の黒矢印は、励起した系統反射のｇベクトルの、逆格子空間における向きを示す。
【図７】透過電子顕微鏡で観察した場合の図６と同視野の電子線回折図形を示す図である。図中のスポット状のものがα-Ｆｅの回折図形であり、縦、横にストリーク状に伸びたものがη-Ｍｎ３Ｎ２の回折図形である。このようにストリーク状に伸びた回折図形が得られるのは、薄い板状析出物に特有のものである。
【発明を実施するための形態】
【００３５】
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「％」は「質量％」を意味する。
【００３６】
（Ａ）軟窒化用非調質鋼および軟窒化部品の生地の化学組成：
Ｃ：０．２５％以上で０．３５％未満
Ｃは、軟窒化後の曲げ疲労強度を確保するのに有効な元素であり、６００ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を得るために求められる生地の強度を確保するには、０．２５％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が過剰になると、表層硬さが過度に高くなってしまう。さらに、フェライトの面積分率が低くなり、フェライト・パーライト組織が粗大化する。このため、十分な曲げ矯正性が得られない。したがって、Ｃの含有量を０．２５％以上で０．３５％未満とした。
【００３７】
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％
Ｓｉは、溶製時の脱酸用として必要な元素であり、この効果を得るために少なくとも０．１５％の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｓｉの多量の含有は曲げ矯正性の過度の低下を招くため、Ｓｉの含有量を０．１５〜０．３５％とした。Ｓｉの含有量は０．１５％以上とすることが好ましく、また０．３０％以下とすることが好ましい。
【００３８】
Ｍｎ：０．８５〜１．２０％
Ｍｎは、上記Ｓｉと同様に鋼の脱酸に有効な元素である。Ｍｎは、軟窒化時に軟窒化層の固溶窒素量を増加させ、さらに、侵入した窒素と微細な板状のＭｎ窒化物を形成し、該窒化物が生地中に整合析出することによって、曲げ疲労強度を向上させる。上記の各効果を得るためにはＭｎの含有量は０．８５％以上とする必要がある。一方、Ｍｎの含有量が１．２０％を超えると、固溶窒素量およびＭｎ窒化物の析出量の過度な増加を招き、表層硬さが過度に高くなるため、曲げ矯正性が低下する。そこで、Ｍｎの含有量は０．８５〜１．２０％とした。Ｍｎの含有量は０．９０％以上とすることが好ましい。
【００３９】
Ｓ：０．１０％以下
Ｓは、不純物として含有される。また、添加すれば被削性を改善する作用を有する。しかしながら、添加した結果Ｓの含有量が多くなって０．１０％を超えると、曲げ疲労強度と曲げ矯正性の著しい低下をきたす。したがって、Ｓの含有量を０．１０％以下とした。Ｓの含有量は、０．０８％以下とすることが好ましい。被削性向上効果を得るためには、Ｓの含有量は０．０４％以上とすることが好ましい。
【００４０】
Ａｌ：０．０１０％を超えて０．０３０％以下
Ａｌは、軟窒化時に拡散層深さを増加させ、曲げ疲労強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには、０．０１０％を超えるＡｌ含有量が必要である。しかしながら、Ａｌの含有量が過剰になると、表層硬さが過度に高くなるので、曲げ矯正性が低下する。このため、Ａｌの含有量を０．０１０％を超えて０．０３０％以下とした。
【００４１】
Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％
Ｔｉは、結晶粒の粗大化を抑制し、結晶粒を微細化するとともに、曲げ疲労強度を向上させる元素である。こうした効果を得るためには、０．００３％以上のＴｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０２０％を超えると曲げ矯正性が低下する。そこで、Ｔｉの含有量は０．００３〜０．０２０％とした。Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、また０．０１５％以下とすることが好ましい。
【００４２】
Ｎ：０．０１０〜０．０２４％
Ｎは、曲げ疲労強度および曲げ矯正性を向上させる元素である。こうした効果を得るためには、０．０１０％以上のＮ含有量が必要である。一方、Ｎを０．０２４％を超えて含有させても前記の効果は飽和する。したがって、Ｎの含有量は０．０１０〜０．０２４％とした。Ｎの含有量は０．０１２％以上とすることが好ましく、また０．０２２％以下とすることが好ましい。
【００４３】
本発明に係る軟窒化用非調質鋼および軟窒化部品の生地においては、不純物中のＰおよびＣｒの含有量を、それぞれ、以下に述べる範囲に制限する必要がある。
【００４４】
既に述べたように、「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
【００４５】
Ｐ：０．０８％以下
Ｐは、不純物であり、曲げ疲労強度を低下させてしまう好ましくない元素である。特に、その含有量が０．０８％を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＰの含有量を０．０８％以下とした。不純物中のＰの含有量は０．０３％以下とすることが好ましい。
【００４６】
Ｃｒ：０．１０％以下
Ｃｒは、不純物として鋼に含有され、その含有量は曲げ疲労強度および曲げ矯正性に大きく影響する。特に、Ｃｒの含有量が０．１０％を超えると、曲げ矯正性が著しく低下する。したがって、不純物中のＣｒの含有量を０．１０％以下とした。
【００４７】
Ｐ１：０．９６以上
本発明の軟窒化用非調質鋼および軟窒化部品の生地は、
Ｐ１＝０．０２Ｃ＋０．２２Ｍｎ＋０．８７Ｃｒ＋０．８５Ａｌ＋０．７２・・・(1)で表されるＰ１が、Ｐ１≧０．９６を満たす必要がある。ただし、上記の(1)式におけるＣ、Ｍｎ、ＣｒおよびＡｌは、その元素の質量％での含有量を意味する。
【００４８】
化学成分が上記した範囲にあれば、曲げ疲労強度は上記のＰ１で整理できる。そして、Ｐ１が０．９６以上である場合に、６００ＭＰａ以上の曲げ疲労強度が得られる。以下、このことについて説明する。
【００４９】
表１に示す化学組成を有する鋼ＡＡ〜ＡＦを７０トン転炉で溶製し、断面の寸法が１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片に分塊圧延した。
【００５０】
【表１】
2012070349.tif 000002
【００５１】
上記の鋼を直径９０ｍｍの棒鋼に鍛造し、さらに、加熱温度１２００℃、仕上温度１０００〜１０５０℃の条件で直径５０ｍｍの棒鋼に鍛造した。鍛造後は大気中で放冷して室温まで冷却した。
【００５２】
上記のようにして得た直径５０ｍｍの各棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）から、図１に示す形状の小野式回転曲げ疲労試験片を採取し、ＮＨ３ガス：ＲＸガス＝１：１の雰囲気中にて均熱温度６００℃、均熱時間１５０分の条件で軟窒化処理し、その後水冷した。上記図１に示した小野式回転曲げ疲労試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」である。
【００５３】
上記のようにして得た小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、室温、大気雰囲気にて、回転数３０００ｒｐｍの両振りの条件で疲労試験を行い、曲げ疲労強度を調査した。
【００５４】
表１に、上記の小野式回転曲げ疲労試験結果を併せて示す。また、図２にＰ１と曲げ疲労強度の関係を示す。
【００５５】
図２から明らかなように、Ｐ１が０．９６以上である場合に、６００ＭＰａ以上の曲げ疲労強度が得られる。
【００５６】
Ｐ１は(1)式に規定される元素の含有量として、Ｃが０．３５％に近い値、Ｍｎが１．２０％、Ｃｒが０．１０％およびＡｌが０．０３０％の場合の１．１０に近い値であってもよい。
【００５７】
Ｐ２：０．９０以上
本発明の軟窒化用非調質鋼および軟窒化部品の生地は、
Ｐ２＝２．４０Ｃ−０．５４Ｍｎ−９．２６Ｃｒ−０．０１Ａｌ＋１．５９・・・(2)で表されるＰ２が、Ｐ２≧０．９０を満たす必要がある。ただし、上記の(2)式におけるＣ、Ｍｎ、ＣｒおよびＡｌは、その元素の質量％での含有量を意味する。
【００５８】
化学成分が上記した範囲にあれば、曲げ矯正性は上記のＰ２で整理できる。そして、Ｐ２が０．９０以上である場合に、良好な曲げ矯正性が得られる。以下、このことについて説明する。
【００５９】
表２に示す化学組成を有する鋼ＢＡ〜ＢＦを７０トン転炉で溶製し、断面の寸法が１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片に分塊圧延した。
【００６０】
【表２】
2012070349.tif 000003
【００６１】
上記の鋼を直径９０ｍｍの棒鋼に鍛造し、さらに、加熱温度１２００℃、仕上温度１０００〜１０５０℃の条件で直径５０ｍｍの棒鋼に鍛造した。鍛造後は大気中で放冷して室温まで冷却した。
【００６２】
上記のようにして得た直径５０ｍｍの各棒鋼のＲ／２部から、図３に示す形状の曲げ矯正性測定用４点曲げ試験片を採取し、ＮＨ３ガス：ＲＸガス＝１：１の雰囲気中にて均熱温度６００℃、均熱時間１５０分の条件で軟窒化処理し、その後水冷した。上記図３に示した４点曲げ試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」である。
【００６３】
上記のようにして得た４点曲げ試験片の切欠き底に２ｍｍの歪ゲージを接着し、歪ゲージが断線するまで曲げ矯正歪を付与した。軟窒化層に割れが発生すると、表層に接着した歪ゲージが断線するため、歪ゲージが断線した時点での歪量、すなわち曲げ矯正可能歪量で曲げ矯正性を評価した。歪ゲージが断線した４点曲げ試験片はいずれも、４点曲げ試験片のＲ３のノッチ底縦断部位が被検面になるようにして樹脂に埋め込んだ後、前記の面が鏡面仕上げになるように研磨し、光学顕微鏡を使用して軟窒化層に割れがあることを確認した。
【００６４】
曲げ矯正性の目標は、上記の曲げ矯正可能歪量が２００００με以上であることとした。
【００６５】
表２に、上記の曲げ矯正性の指標である曲げ矯正可能歪量を併せて示す。また、図４にＰ２と曲げ矯正可能歪量の関係を示す。
【００６６】
図４から明らかなように、Ｐ２が０．９０以上である場合に、２００００με以上の曲げ矯正可能歪量が得られる。
【００６７】
Ｐ２は(2)式に規定される元素の含有量として、Ｃが０．３５％に近い値、Ｍｎが０．８５％、Ｃｒが０％に近い値およびＡｌが０．０１０％に近い値の場合の１．９７に近い値であってもよい。
【００６８】
上述した化学組成を有する本発明の軟窒化用非調質鋼を、通常の熱間鍛造条件、例えば、加熱温度を１２００〜１３００℃、仕上温度を９００〜１１００℃とする条件で鍛造し、その後大気中で放冷して室温まで冷却すれば、フェライトの面積分率が３０〜８０％で残部がパーライトであるフェライト・パーライト組織の非調質鋼材が得られる。
【００６９】
（Ｂ）軟窒化部品の拡散層：
本発明の軟窒化部品は、上述した非調質鋼材を、機械加工によって部品形状に成形した後、均熱温度４５０〜６５０℃、均熱時間３０分以上の条件で軟窒化処理を行うことによって得られる。上述の均熱温度は、鋼のＡ３変態点よりも十分に低いため、該非調質鋼材の生地および拡散層は、軟窒化処理中に相変態することはなく、軟窒化部品の組織は軟窒化処理前の非調質鋼材と同様のフェライト・パーライト組織となる。そのため、本発明の軟窒化部品の拡散層は、フェライト・パーライト組織からなる。
【００７０】
次に、本発明の軟窒化部品は、上記拡散層のフェライト・パーライト組織におけるフェライト中に、厚さ５ｎｍ以下、かつ幅２００ｎｍ以下の板状析出物が１３０〜２５０個／μｍ２存在するものである。フェライト中に、上記の板状析出物が存在しておれば、軟窒化部品に、６００ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度と、曲げ矯正可能歪量で２００００με以上という目標の曲げ矯正性とを兼備させることができるからである。
【００７１】
微細にかつ生地に対して整合析出した化合物は、析出強化因子として生地の強度を向上させ、析出量が多くなるほど、またサイズは小さいほど、析出強化への寄与が大きい。逆にいえば、少なくとも厚さと幅のいずれかが、上記の値を超えるようなサイズの大きい析出物は、本発明の軟窒化部品の強化にほとんど寄与しない。そして、上述した厚さ５ｎｍ以下、かつ幅２００ｎｍ以下の板状析出物がフェライト中に１３０個／μｍ２以上存在する場合に安定して６００ＭＰａ以上の曲げ疲労強度を確保することができる。一方、上記サイズの板状析出物がフェライト中に２５０個／μｍ２を超えて存在すると、表層が過度に強化されるため、曲げ矯正性の指標となる曲げ矯正可能歪量が２００００μεに達しない。
【００７２】
上記フェライト中に存在する板状析出物の厚さおよび幅は、それぞれ、３ｎｍ以下および１００ｎｍ以下であることが好ましい。透過電子顕微鏡（以下、「ＴＥＭ」という。）など観察機器の性能にもよるが、倍率２０００００倍でＴＥＭ観察する場合には、厚さ１ｎｍ、幅１０ｎｍの析出物が観察限界になる。
【００７３】
この（Ｂ）項で述べた軟窒化部品の拡散層は、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を用いて、均熱温度４５０〜６５０℃、均熱時間３０分以上の条件で軟窒化処理を行うことによって得ることができる。また、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を用いた場合、部品特性に対する軟窒化処理後の冷却速度の影響は、過度に大きいものではなく、何れの冷却方法を採った場合でも目標を満足する。このため、軟窒化後の冷却は、適宜の方法で行えばよい。
【００７４】
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。
【実施例】
【００７５】
表３に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｎを７０トン転炉で溶製し、断面の寸法が１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片に分塊圧延した。【００７６】
表３における鋼Ａ〜Ｅは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｆ〜Ｎは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。【００７７】
【表３】
2012070349.tif 000004
【００７８】
上記の鋼を直径９０ｍｍの棒鋼に鍛造し、さらに、加熱温度１２００℃、仕上温度１０００〜１０５０℃の条件で直径５０ｍｍの棒鋼に鍛造した。鍛造後は大気中で放冷して室温まで冷却した。【００７９】
上記のようにして得た直径５０ｍｍの各棒鋼のＲ／２部から、図１に示す形状の小野式回転曲げ疲労試験片および図３に示す形状の曲げ矯正性測定用４点曲げ試験片を採取した。【００８０】
先ず、上記のようにして得た４点曲げ試験片を用いて軟窒化処理前の組織調査を実施した。【００８１】
具体的には、４点曲げ試験片のＲ３の溝底縦断部位が被検面になるようにして樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、ナイタールで腐食して組織を現出させた。その後、１００倍の倍率で光学顕微鏡によって表層から１ｍｍ深さの位置の部位を任意に５視野観察して、相を同定し、さらに、フェライトの面積分率（％）を測定した。【００８２】
次に、小野式回転曲げ疲労試験片および４点曲げ試験片を、ＮＨ３ガス：ＲＸガス＝１：１の雰囲気中にて均熱温度６００℃、均熱時間１５０分の条件で軟窒化処理し、鋼Ｃおよび鋼Ｄについては、均熱温度６５０℃、均熱時間１８０分の条件でも軟窒化処理した。軟窒化後は、いずれも水冷した。【００８３】
先ず、上記の軟窒化処理後に水冷した４点曲げ試験片を用いて拡散層についての調査を実施した。具体的には、４点曲げ試験片のＲ３の溝底縦断部位が被検面になるようにして樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、ナイタールで腐食して洗浄した。その後、１００倍の倍率で光学顕微鏡によって表層から深さ１ｍｍまでの連続する位置を、任意に５箇所観察して、表面近傍の腐食されなかった部分、つまり、表層に形成された化合物層の深さを調査するとともに、該化合物層よりも深い腐食された領域における相を同定した。【００８４】
次いで、任意の３か所について、深さ０．０５ｍｍから１ｍｍまでの連続する位置のビッカース硬さを、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して測定し、同一深さの値を平均して硬さ分布として硬さ推移曲線を作成し、化合物層と拡散層の深さの和である窒化層の深さを調査した。ここで、ビッカース硬さの測定は、試験力が２．９４Ｎ、深さ方向の測定間隔が０．０５ｍｍの条件で行った。窒化層の定義はＪＩＳ  Ｇ  ０５６２（１９９３）に準拠し、窒化層深さは、生地と比較して硬さの差異が区別できない点に至るまでの表面からの距離を指す。【００８５】
後述の表４に示すように、窒化層深さは０．５５〜０．８０ｍｍであることが判明した。そこでさらに、上記の軟窒化処理後に水冷した４点曲げ試験片について、拡散層の内部組織を調査した。具体的には、図５に示すように、上記４点曲げ試験片から、平滑部表面を含む厚さ１ｍｍの板状試験片を切り出した。次いで、該厚さ１ｍｍの板状試験片を、平滑部表面からの深さ方向に厚みが減ずるよう、両面から機械研磨して、平滑部表面からの深さで３０〜９０μｍの位置のみを含む板状試験片に加工した。その後、該板状試験片を、過塩素酸−メタノール混合液を用いたツインジェット方式の電解研磨により、さらに薄膜化し、走査透過型電子顕微鏡を用いたエネルギー分散形Ｘ線分光法（ＳＴＥＭ−ＥＤＳ）による元素分析、およびＴＥＭ観察に供した。ＳＴＥＭ−ＥＤＳ分析およびＴＥＭ観察における加速電圧は、いずれも３００ｋＶである。ＴＥＭによって、何れもフェライト・パーライト組織におけるフェライト部が観察できた。したがって、上記の薄膜試験片は化合物層ではなく、拡散層から採取されたものであることが確認できたので、ＴＥＭ観察によって、析出物の形状の特徴および析出形態を調査するとともに、ＳＴＥＭ−ＥＤＳによって、該析出物を構成する元素を調査した。【００８６】
拡散層のフェライト・パーライト組織におけるフェライト内部の組織をＴＥＭ観察した結果の一例として、図６および図７に、鋼Ａを用いた試験番号１についての結果を示す。図６は明視野像、図７は同視野の電子線回折図形である。図６に示すように、フェライト中には白矢印で示すような析出物が観察された。そして、ＳＴＥＭ−ＥＤＳ分析およびＴＥＭ観察の結果から、該析出物は、η-Ｍｎ３Ｎ２であり、生地であるフェライトとの方位関係が［数１］かつ［数２］である板状と判明した。したがって、［数３］または［数４］となるよう析出しているη-Ｍｎ３Ｎ２は、電子線入射方向を［００１］α−Ｆｅとした場合、板を水平方向から眺めるように観察することとなり、観察例のように直線状のコントラストとして観察される。ここで、直線状のコントラストの太さを板状析出物の厚さ、長さを幅とした場合、倍率２０００００倍のＴＥＭ観察では、厚さ１ｎｍ、幅１０ｎｍのη-Ｍｎ３Ｎ２が観察限界であった。
【００８７】
【数１】
2012070349.tif 000005
【００８８】
【数２】
2012070349.tif 000006
【００８９】
【数３】
2012070349.tif 000007
【００９０】
【数４】
2012070349.tif 000008
【００９１】
各薄膜試験片について、ＴＥＭ観察における電子線入射方向を＜００１＞α−Ｆｅとし、上記形状の析出物を板状析出物として、厚さ５ｎｍ以下、かつ幅２００ｎｍ以下の板状析出物の個数を調査した。すなわち、拡散層のフェライト・パーライト組織におけるフェライトを２０００００倍でＴＥＭ観察し、２５０ｎｍ×３５０ｎｍの視野中に含まれる上記サイズの板状析出物の個数を求めた。これを任意５視野について繰り返し、求めた個数の５視野の総数を観察した５視野の総面積で除することにより、単位面積あたりに含まれる厚さ５ｎｍ以下、かつ幅２００ｎｍ以下の板状析出物の個数を算出した。【００９２】
さらに、前記の軟窒化処理後に水冷した小野式回転曲げ疲労試験片および４点曲げ試験片を用いて、曲げ疲労強度と曲げ矯正性を調査した。【００９３】
すなわち、前記の軟窒化処理後に水冷した小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、室温、大気雰囲気にて、回転数３０００ｒｐｍの両振りの条件で疲労試験を行い、曲げ疲労強度を調査した。曲げ疲労強度の目標は６００ＭＰａ以上である。【００９４】
また、軟窒化処理後に水冷した４点曲げ試験片の切欠き底に２ｍｍの歪ゲージを接着し、歪ゲージが断線するまで曲げ矯正歪を付与した。前述のように、歪ゲージが断線した場合には軟窒化層に割れが生じていたので、歪ゲージが断線した時点での歪量、すなわち曲げ矯正可能歪量で曲げ矯正性を評価した。曲げ矯正性の指標となる曲げ矯正可能歪量の目標は２００００με以上である。【００９５】
表４に、上記の試験結果を整理して示す。【００９６】
【表４】
2012070349.tif 000009
【００９７】
表４から、本発明で規定する条件を満たす「本発明例」に係る試験番号１〜７は、曲げ疲労強度が６００ＭＰａ以上および曲げ矯正可能歪量が２００００με以上という目標を達成しており、高い曲げ疲労強度に加えて優れた曲げ矯正性を有することが明らかである。【００９８】
これに対して、試験番号８は、鋼ＦのＣ含有量が０．２０％と低く、本発明で規定する条件から外れている。このため、拡散層のフェライト中に析出した厚さ５ｎｍ以下、かつ幅２００ｎｍ以下の板状窒化物の個数は１７６個/μｍ２で本発明の規定を満たしているものの、生地の強度が不足し、軟窒化部品としての曲げ疲労強度が目標に未達であった。【００９９】
試験番号９は、鋼ＧのＭｎ含有量が０．８０％と低く、本発明で規定する条件から外れている。しかも、拡散層のフェライト中に析出した厚さ５ｎｍ以下、かつ幅２００ｎｍ以下の板状析出物の個数も１１２個/μｍ２と少なく、本発明で規定する条件から外れている。このため、軟窒化部品としての曲げ疲労強度が目標に未達であった。【０１００】
試験番号１０は、鋼ＨのＡｌ含有量が０．００３％と低く、本発明で規定する条件から外れている。このため、軟窒化時に拡散層深さが増加せず、軟窒化部品としての曲げ疲労強度が目標に未達であった。【０１０１】
試験番号１１は、鋼ＩのパラメータＰ１が０．９５で本発明で規定する範囲よりも低い。このため、軟窒化部品としての曲げ疲労強度が目標に未達であった。【０１０２】
試験番号１２は、鋼ＪのＭｎ含有量が１．２５％と高く、本発明で規定する条件から外れている。しかも、拡散層のフェライト中に析出した厚さ５ｎｍ以下、かつ幅２００ｎｍ以下の板状析出物の個数も２５７個／μｍ２と多く、本発明で規定する条件から外れている。このため、軟窒化部品としての曲げ矯正可能歪量が目標に未達で、曲げ矯正性に劣っていた。【０１０３】
試験番号１３は、鋼ＫのＣｒ含有量が０．１１％と高く、本発明で規定する条件から外れている。このため、軟窒化部品としての曲げ矯正可能歪量が目標に未達で、曲げ矯正性に劣っていた。【０１０４】
試験番号１４は、鋼ＬのＡｌ含有量が０．０６０％と高く、本発明で規定する条件から外れている。このため、軟窒化部品としての曲げ矯正可能歪量が目標に未達で、曲げ矯正性に劣っていた。【０１０５】
試験番号１５は、鋼ＭのパラメータＰ２が０．８９で本発明で規定する範囲よりも低い。このため、軟窒化部品としての曲げ矯正可能歪量が目標に未達で、曲げ矯正性に劣っていた。【０１０６】
試験番号１６は、鋼ＮのＣ含有量が０．４２％と高く、本発明で規定する条件から外れている。このため、軟窒化部品としての曲げ矯正可能歪量が目標に未達で、曲げ矯正性に劣っていた。
【産業上の利用可能性】
【０１０７】
本発明の軟窒化部品は、様々な軟窒化条件、特に軟窒化後の冷却工程において水冷を施した場合でも、安定して６００ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度および優れた曲げ矯正性を備えるので、自動車などのクランク軸として好適である。本発明の軟窒化用非調質鋼を素材とすれば、該軟窒化部品を容易に製造することができる。
【図１】
2012070349.tif 000010
【図２】
2012070349.tif 000011
【図３】
2012070349.tif 000012
【図４】
2012070349.tif 000013
【図５】
2012070349.tif 000014
【図６】
2012070349.tif 000015
【図７】
2012070349.tif 000016
【国際調査報告】
2012070349.tif 000017
2012070349.tif 000018
2012070349.tif 000019
2012070349.tif 000020