(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１４％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．４〜１．０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｃｒ：１．０〜１．５％、Ｍｏ：０．０５％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１０％以上０．１０％未満およびＶ：０．１０〜０．２５％を含有するとともに、下記の(1)式で表されるＦｎ１が２．３０以下であり、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｎ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＯ：０．００３０％以下である化学組成を有することを特徴とする窒化用鋼。
Ｆｎ１＝０．６１Ｍｎ＋１．１１Ｃｒ＋０．３５Ｍｏ＋０．４７Ｖ・・・(1)
ただし、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．２５％以下のうちの１種以上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。
【請求項３】
請求項１または２に記載の化学組成を有し、表面硬さがビッカース硬さで６５０〜９００、芯部硬さがビッカース硬さで１５０以上、有効硬化層深さが０．１５ｍｍ以上であることを特徴とする窒化部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、窒化用鋼および窒化を施された部品（以下、「窒化部品」という。）に関する。詳しくは、窒化前の切削加工が容易で、窒化後に高い曲げ疲労強度と面疲労強度を有し、さらに窒化による膨張（熱処理変形）も抑制できる、自動車用リングギヤなど窒化部品の素材として用いるのに好適な窒化用鋼およびその窒化部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車のトランスミッションに使用される部品には、曲げ疲労強度向上および面疲労強度向上の点から、通常、浸炭焼入、高周波焼入、窒化などの表面硬化処理が施される。
【０００３】
上記のうちで、「浸炭焼入」は、一般的に低炭素鋼を使用し、Ａｃ3点以上の高温のオーステナイト域でＣを侵入・拡散させた後、焼入する処理である。高い表面硬さと深い硬化層深さが得られる長所があるが、変態を伴う処理であるため、熱処理変形が大きくなるという問題がある。したがって、高い部品精度が要求される場合には、浸炭焼入後に研削、ホーニングなどの仕上加工が必要となる。また、表層に生成する粒界酸化層、不完全焼入層などのいわゆる「浸炭異常層」が曲げ疲労などの破壊起点となり、疲労強度を低下させるといった問題もある。
【０００４】
「高周波焼入」は、Ａｃ3点以上の高温のオーステナイト域に急速加熱、冷却して焼入する処理である。硬化層深さの調整が比較的容易であるという長所があるが、浸炭のようにＣを侵入・拡散させる表面硬化処理ではない。このため、必要な表面硬さ、硬化層深さおよび芯部硬さを得るために、浸炭用鋼に比べＣ量が高い中炭素鋼を使用するのが一般的である。しかしながら、中炭素鋼は素材硬さが低炭素鋼に比べ高いため、被削性が低下する問題があった。また、部品ごとに高周波加熱コイルを作製する必要があるという問題もある。
【０００５】
「窒化」は、Ａｃ1点以下の４５０〜６５０℃前後の温度で、Ｎを侵入・拡散させて高い表面硬さと適度な硬化層深さを得る処理である。浸炭焼入や高周波焼入に比べ処理温度が低いため、窒化では、例えば油冷しても熱処理変形が小さいという長所がある。
【０００６】
「窒化」のなかでも「軟窒化」は、Ａｃ1点以下の５００〜６００℃前後の温度で、ＮおよびＣを侵入・拡散させて高い表面硬さを得る処理であり、熱処理変形が小さいだけでなく、Ｎのみを侵入・拡散させる場合に比べて処理時間が数時間と短時間であることから、大量生産に適した処理である。
【０００７】
しかしながら、従来の窒化用鋼には、下記の〈１〉から〈４〉に示すような問題があった。
【０００８】
〈１〉窒化は高温のオーステナイト域からの焼入処理を行なわない処理であるため、マルテンサイト変態を伴う強化が活用できない。したがって、窒化部品に所望の強度を確保するためには窒化する前の硬さを高くする必要がある。しかしながら、多量の合金元素を含有させて硬さを高めた場合には、切削が困難となってしまう。
【０００９】
〈２〉代表的な窒化用鋼であるＪＩＳ  Ｇ  ４０５３（２００８）に規定されているアルミニウムクロムモリブデン鋼（ＳＡＣＭ６４５）はＣｒ、Ａｌなどが表面付近に窒化物を生成するため高い表面硬さを得ることができるものの、硬化層が浅いので、高い面疲労強度を確保することができない。また、表面硬さが高すぎると、相手ギヤへの攻撃性が高くなってしまう。
【００１０】
〈３〉Ｍｏは、窒化温度で鋼中のＣと結合して炭化物を形成し、窒化後の芯部硬さを向上させる元素であるが、Ｍｏは高価な元素であり多量に使用することは経済的に好ましくない。
【００１１】
〈４〉また、窒化は浸炭焼入や高周波焼入に比べ熱処理変形は小さいものの、窒化部品に所望の強度を確保するために合金元素を含有させた場合には、窒化により多量の合金窒化物を生成して窒化部品の表面が膨張し、窒化といえども熱処理変形が大きくなってしまう。特に、自動車用のリングギヤは薄肉の最終形状に機械加工し、歯切り加工を行った後に窒化を行うため、わずかな熱処理変形でも問題になる。
【００１２】
窒化部品用素材としては、例えば特許文献１および特許文献２の技術が提案されている。
【００１３】
すなわち、特許文献１に、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０〜２．００％、Ｖ：０．１５超〜０．５０％、Ａｌ：０．０２〜０．５０％を含有し、必要に応じてさらに、Ｎｉ：２．００％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｓ：０．２０％以下、Ｂｉ：０．３０％以下、Ｓｅ：０．３０％以下、Ｃａ：０．１０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下およびＴｉ：１．００％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物元素からなりフェライト硬さがＨＶ１９０以上のフェライトパーライト組織からなることを特徴とする「ブローチ加工性に優れた窒化部品用素材」およびその素材を用いた「窒化部品の製造方法」が開示されている。
【００１４】
特許文献２に、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％未満、Ｃｒ：０．３０〜２．００％、Ａｌ：０．０２〜０．５０％を含有し、必要に応じてさらに、Ｎｉ：２．００％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｓ：０．２０％以下、Ｂｉ：０．３０％以下、Ｓｅ：０．３０％以下、Ｃａ：０．１０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｔｉ：１．００％以下およびＶ：０．５０％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物元素からなり硬さがＨＶ２１０以上であるベイナイト組織からなることを特徴とする「ブローチ加工性に優れた窒化部品用素材」およびその素材を用いた「窒化部品の製造方法」が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特開２００５−２８１８５７号公報
【特許文献２】特開２００６−２４９５０４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
前述の特許文献１で提案された窒化部品用素材は、その実施例に示されているように、窒化処理前のフェライト硬さがビッカース硬さ（以下、「ビッカース硬さ」を「ＨＶ」ということがある。）で１９２以上と高く、切削速度が高い場合での被削性が良好であるとはいいがたい。
【００１７】
特許文献２で提案された窒化部品用素材についても、その実施例に示されているように、窒化処理前のベイナイト硬さがビッカース硬さで２１８以上と高く、切削速度が高い場合での被削性が良好であるとはいいがたい。
【００１８】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、窒化前の切削加工が容易で、しかも、高価な元素であるＭｏの含有量を質量％で、０．０５％以下に制限しても、窒化後に高い曲げ疲労強度と面疲労強度を有し、さらに窒化による膨張（熱処理変形）も抑制できる、窒化部品の素材として用いるのに好適な窒化用鋼および窒化部品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】
【００１９】
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、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。
【００２０】
（ａ）Ｃ含有量を極力低減するとともに、Ｍｏ含有量を低く抑えることによって、窒化処理前の被削性が向上する。
【００２１】
（ｂ）Ｃ含有量を低くしたことで低下する強度は、Ｍｎ含有量やＣｒ含有量を多くするとともに、Ｖを含有させることによって補うことができる。
【００２２】
（ｃ）Ｔｉ含有量およびＮ含有量を制限することにより、曲げ疲労強度と面疲労強度に悪影響を及ぼす硬質介在物（ＴｉＮ）の生成を抑制することができる。
【００２３】
（ｄ）窒化で生成する合金窒化物によって結晶格子がひずみ、部品表面が膨張して熱処理変形を生じる。この窒化による膨張（熱処理変形）は、窒化時に合金窒化物を形成するＭｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を適切に調整することによって抑制することができる。
【００２４】
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）および（２）に示す窒化用鋼、ならびに（３）に示す窒化部品にある。
【００２５】
（１）質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１４％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．４〜１．０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｃｒ：１．０〜１．５％、Ｍｏ：０．０５％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１０％以上０．１０％未満およびＶ：０．１０〜０．２５％を含有するとともに、下記の(1)式で表されるＦｎ１が２．３０以下であり、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｎ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＯ：０．００３０％以下である化学組成を有することを特徴とする窒化用鋼。
Ｆｎ１＝０．６１Ｍｎ＋１．１１Ｃｒ＋０．３５Ｍｏ＋０．４７Ｖ・・・(1)
ただし、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【００２６】
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．２５％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の窒化用鋼。
【００２７】
（３）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有し、表面硬さがビッカース硬さで６５０〜９００、芯部硬さがビッカース硬さで１５０以上、有効硬化層深さが０．１５ｍｍ以上であることを特徴とする窒化部品。
【００２８】
本発明において「窒化」とはＮのみを侵入・拡散させる処理だけでなく、ＮおよびＣを侵入・拡散させる処理である「軟窒化」をも含む。すなわち、本発明においての「窒化」とは、ＪＩＳ  Ｂ  ６９０５（１９９５）に規定された「２４１１  窒化」だけでなく、「２４２１  軟窒化」をも含む。
【００２９】
なお、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。
【００３０】
また、「表面硬さ」とは、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、試験片の表面から０．０３ｍｍの深さ位置における任意の１０点でのビッカース硬さを、試験力を０．９８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定した値の算術平均値を指す。
【００３１】
「有効硬化層深さ」とは、試験力を１．９６Ｎとして試験片表面から所定の間隔で測定した時のビッカース硬さの分布図（つまり、ビッカース硬さの推移曲線）を用いて求めた、ビッカース硬さが４２０となる位置までの表面からの距離を指す。
【発明の効果】
【００３２】
本発明の窒化用鋼は、窒化前の切削加工が容易であり、また窒化による膨張量が小さい。しかも、この鋼を素材とする窒化部品は、高価な元素であるＭｏの含有量が質量％で、０．０５％以下と少ないにもかかわらず、高い曲げ疲労強度と面疲労強度を具備している。
【図面の簡単な説明】
【００３３】
【図１】実施例で用いた膨張量測定用試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。
【図２】実施例で用いた切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片の棒鋼から切り出したままの粗形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。
【図３】実施例で用いたローラーピッチング小ローラー試験片の棒鋼から切り出したままの粗形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。
【図４】実施例で用いたローラーピッチング大ローラー試験片の棒鋼から切り出したままの粗形状を示す図である。この図４において、（ａ）は粗形状のローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。
【図５】実施例において、鋼１〜１２を素材とする図１〜３に示す試験片に施した「ガス軟窒化」とその後の冷却のヒートパターンを示す図である。
【図６】実施例において、鋼１３を素材とする図１〜３に示す試験片に施した「浸炭焼入−焼戻し」のヒートパターンを示す図である。
【図７】実施例において、鋼１３を素材とする図４に示す試験片に施した「浸炭焼入−焼戻し」のヒートパターンを示す図である。
【図８】実施例で用いた切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片の仕上形状を示す図である。
【図９】実施例で用いたローラーピッチング小ローラー試験片の仕上形状を示す図である。
【図１０】実施例で用いたローラーピッチング大ローラー試験片の仕上形状を示す図である。この図１０において、（ａ）はローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。
【図１１】実施例における「ガス軟窒化」または「浸炭焼入−焼戻し」に伴う、膨張量測定のために実施した調査の方法を説明する図である。この図１１において、（ａ）は「ガス軟窒化」または「浸炭」の前の状態を、（ｂ）は「ガス軟窒化」してから油冷した状態または「浸炭焼入−焼戻し」した後の状態を示す。
【発明を実施するための形態】
【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「％」は「質量％」を意味する。
【００３５】
（Ａ）鋼の化学組成
Ｃ：０．０７〜０．１４％
Ｃは、窒化部品の強度確保のために必須の元素であり、０．０７％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｃの含有量が多くなって０．１４％を超えると、窒化前の硬さが高くなって被削性の低下をきたす。このため、Ｃの含有量を０．０７〜０．１４％とした。窒化部品の強度をより安定して確保するためには、Ｃの含有量は０．０９％以上とすることが好ましい。また、被削性がより重視されるときには、Ｃの含有量は０．１２％以下とすることが好ましい。
【００３６】
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％
Ｓｉは、脱酸作用を有する。この効果を得るには、０．１０％以上のＳｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｓｉの含有量が多くなって０．３０％を超えると、窒化前の硬さが高くなって被削性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量を０．１０〜０．３０％とした。Ｓｉの含有量は０．１２％以上とすることが好ましく、また０．２５％以下とすることが好ましい。
【００３７】
Ｍｎ：０．４〜１．０％
Ｍｎは、窒化部品の曲げ疲労強度および面疲労強度を確保する作用、ならびに脱酸作用を有する。これらの効果を得るには、０．４％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｍｎの含有量が多くなって１．０％を超えると、窒化前の硬さが高くなりすぎて被削性が低下する。このため、Ｍｎの含有量を０．４〜１．０％とした。窒化部品の強度をより安定して確保するためには、Ｍｎの含有量は０．５％以上とすることが好ましい。また、被削性がより重視されるときには、Ｍｎの含有量は０．６％以下とすることが好ましい。
【００３８】
Ｓ：０．００５〜０．０３０％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる作用がある。しかしながら、Ｓの含有量が０．００５％未満では、前記の効果が得がたい。一方、Ｓの含有量が０．０３０％を超えると、粗大なＭｎＳを形成して、熱間鍛造性および曲げ疲労強度が低下する。そのため、Ｓの含有量を０．００５〜０．０３０％とした。より安定して被削性を確保するためには、Ｓの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。また、熱間鍛造性および曲げ疲労強度がより重視される場合には、Ｓの含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。
【００３９】
Ｃｒ：１．０〜１．５％
Ｃｒは、窒化での表面硬さおよび芯部硬さを高め、部品の曲げ疲労強度および面疲労強度を確保する作用を有する。しかしながら、Ｃｒの含有量が１．０％未満では前記の効果を得ることができない。一方、Ｃｒの含有量が多くなって１．５％を超えると、窒化前の硬さが高くなって被削性が低下する。したがって、Ｃｒの含有量を１．０〜１．５％とした。窒化での表面硬さおよび芯部硬さをより安定して高めるためには、Ｃｒの含有量は１．１％以上とすることが好ましい。また、被削性がより重視されるときには、Ｃｒの含有量は１．４％以下とすることが好ましい。
【００４０】
Ｍｏ：０．０５％以下（０％を含む）
Ｍｏは含有していなくともよい。Ｍｏを含有すると、Ｍｏが窒化温度で鋼中のＣと結合して炭化物を形成するので、窒化後の芯部硬さが向上する。しかしながら、Ｍｏの含有量が多くなって０．０５％を超えると、原料コストが高くなるだけでなく、窒化前の硬さが高くなって被削性が低下する。そのため、Ｍｏの含有量を０．０５％以下とした。なお、被削性が重視される場合は、Ｍｏの含有量を０．０３％以下とすることが好ましい。
【００４１】
Ａｌ：０．０１０％以上０．１０％未満
Ａｌは、脱酸作用を有する。また、窒化時に表面から侵入・拡散するＮと結合してＡｌＮを形成し、表面硬さを向上させる作用を有する。これらの効果を得るには、Ａｌを０．０１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌの含有量が多くなって０．１０％以上になると、硬質のＡｌ2Ｏ3を形成して被削性が低下するばかりか、窒化での硬化層が浅くなって曲げ疲労強度や面疲労強度が低下する問題が生じる。そのため、Ａｌの含有量を０．０１０％以上０．１０％未満とした。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、また好ましい上限は０．０７０％である。
【００４２】
Ｖ：０．１０〜０．２５％
Ｖは、Ｍｏと同じく、窒化温度で鋼中のＣと結合して炭化物を形成し、窒化後の芯部硬さを向上させる作用を有する。また、窒化時に表面から侵入・拡散するＮやＣと結合して窒化物や炭窒化物を形成し、表面硬さを向上させる作用も有する。これらの効果を得るには０．１０％以上のＶを含有する必要がある。しかしながら、Ｖの含有量が多くなって０．２５％を超えると、窒化前の硬さが高くなりすぎて被削性が低下するばかりか、熱間鍛造やその後の焼準でマトリックス中にＶが固溶しなくなるため、前記の効果が飽和する。そのため、Ｖの含有量を０．１０〜０．２５％とした。Ｖの含有量は０．１５％以上とすることが好ましく、また０．２０％以下とすることが好ましい。
【００４３】
Ｆｎ１：２．３０以下
窒素と親和力が強い合金元素は、窒化時に窒素と結合して表層部に合金窒化物を生成する。合金窒化物は結晶格子をひずませるため、部品表面が膨張して熱処理変形を生じる。特に、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは表層部に合金窒化物を析出しやすいので、これらの元素の含有量がたとえ上述した範囲にあっても、窒化による膨張（熱処理変形）を抑制できない場合がある。しかしながら、式中の元素記号をその元素の質量％での含有量として、
Ｆｎ１＝０．６１Ｍｎ＋１．１１Ｃｒ＋０．３５Ｍｏ＋０．４７Ｖ・・・(1)
の(1)式で表されるＦｎ１が２．３０以下であれば、窒化での過剰な合金窒化物の析出が抑制されるため、窒化での膨張量が小さくなって熱処理変形を抑制することができる。
【００４４】
したがって、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの合金量について、既に述べた範囲内としたうえで、上記のＦｎ１が２．３０以下であることとした。Ｆｎ１は、１．５０以上であることが好ましく、また２．２０以下であることが好ましい。
【００４５】
本発明の窒化用鋼の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｎ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＯ：０．００３０％以下のものである。
【００４６】
以下、不純物中のＰ、Ｎ、ＴｉおよびＯについて説明する。
【００４７】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、鋼に含有される不純物であり、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させ、特に、その含有量が０．０３０％を超えると、脆化の程度が著しくなる場合がある。したがって、本発明においては、不純物中のＰの含有量を０．０３０％以下とした。なお、不純物中のＰの含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。
【００４８】
Ｎ：０．００８％以下
鋼中のＮは、ＣおよびＶなどの元素と結合して炭窒化物を形成しやすく、窒化前にＶＣＮなどの炭窒化物を形成すると硬さが高くなって、被削性が低下するため、本発明においてはＮは好ましくない元素である。また、この炭窒化物は固溶温度が高いため、熱間鍛造やその後の焼準での加熱でＶがマトリックスに固溶しにくくなり、鋼中のＮ含有量が高いと窒化による前記Ｖの効果が十分に得られない。そのため、本発明においては、不純物中のＮの含有量を０．００８％以下とした。なお、不純物中のＮの好ましい含有量は０．００６％以下である。
【００４９】
Ｔｉ：０．００５％以下
Ｔｉは、Ｎとの親和性が高く、鋼中のＮと結び付いて硬質の窒化物であるＴｉＮを生成しやすい。Ｔｉの含有量が０．００５％を超える場合には、生成した粗大なＴｉＮが曲げ疲労強度や面疲労強度を低下させてしまう。したがって、本発明においては、不純物中のＴｉの含有量を０．００５％以下とした。なお、不純物中のＴｉの好ましい含有量は０．００３％以下である。
【００５０】
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、介在物起点の疲労破壊の原因となる酸化物系の介在物を形成して、曲げ疲労強度や面疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が０．００３０％を超えると、上記疲労強度の低下が著しくなる。そのため、本発明においては、不純物中のＯの含有量を０．００３０％以下とした。なお、不純物中のＯの好ましい含有量は０．００２０％以下である。
【００５１】
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。
【００５２】
本発明の窒化用鋼の他の一つは、Ｆｅの一部に代えて、ＣｕおよびＮｉのうちの１種以上の元素を含有するものである。
【００５３】
以下、任意元素である上記ＣｕおよびＮｉの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
【００５４】
Ｃｕ：０．３０％以下
Ｃｕは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、この効果を得るためにＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が多くなると、被削性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｕの含有量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＣｕの含有量は０．２０％以下であることが好ましい。
【００５５】
一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの含有量は０．１０％以上であることが好ましく、０．１５％以上であれば一層好ましい。
【００５６】
Ｎｉ：０．２５％以下
Ｎｉは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、この効果を得るためにＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が多くなると、被削性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｉの含有量に上限を設け、０．２５％以下とした。含有させる場合のＮｉの含有量は０．２０％以下であることが好ましい。
【００５７】
一方、前記したＮｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの含有量は０．０５％以上であることが好ましく、０．１０％以上であれば一層好ましい。
【００５８】
上記のＣｕおよびＮｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は０．５５％以下であってもよいが、０．５０％以下とすることが好ましい。
【００５９】
（Ｂ）窒化部品の表面硬さ
窒化部品、すなわち、窒化を施された部品は、その表面硬さが低いと、曲げ疲労強度、面疲労強度および耐摩耗性が低下してしまうが、表面硬さがＨＶで６５０以上であれば、窒化部品に所望の強度を具備させることができる。一方、表面硬さが高くなって、特に、ＨＶで９００を超えると、相手ギヤに対する攻撃性が高くなってしまう。したがって、窒化部品は、表面硬さがＨＶで６５０〜９００であることとした。なお、表面硬さの好ましい下限はＨＶで７００であり、また、好ましい上限はＨＶで８００である。
【００６０】
（Ｃ）窒化部品の芯部硬さ
窒化部品の芯部硬さが低いと、負荷が加わった際に内部で塑性変形が生じ、内部で発生した亀裂によりピッチングが発生し、面疲労強度が低下してしまう。窒化部品で内部の塑性変形を抑制するには、ＨＶで１５０以上の芯部硬さが必要である。そのため、本発明の窒化部品の芯部硬さはＨＶで１５０以上とした。芯部硬さの好ましい下限はＨＶで１７０である。
【００６１】
なお、芯部硬さの上限は特に規定する必要はないが、本発明の窒化用鋼を焼入れを行なわずに窒化した場合に到達できる芯部硬さの上限はＨＶで２５０程度である。
【００６２】
（Ｄ）窒化部品の有効硬化層深さ
窒化部品の有効硬化層深さが浅いと、内部起点の破壊を引き起こし、曲げ疲労強度および面疲労強度を低下させてしまう。内部起点の破壊を抑制するためには、有効硬化層深さを０．１５ｍｍ以上とする必要がある。そのため、本発明の窒化部品の有効硬化層深さは、０．１５ｍｍ以上とした。有効硬化層深さの好ましい下限は０．２０ｍｍである。
【００６３】
なお、有効硬化層深さの上限は特に規定する必要はないが、有効硬化層深さを深くするには窒化処理時間を長くする必要があるためコストが嵩んでしまう。したがって、有効硬化層深さは０．５０ｍｍ以下とするのが好ましく、０．４５ｍｍ以下とするのがより好ましい。
【００６４】
（Ｅ）窒化部品の製造方法
本発明の窒化部品は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼を用いて、例えば次のような条件で加工および熱処理し、窒化処理を行うことで製造することができる。
【００６５】
（Ｅ−１）熱間鍛造
前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼の鋼片や棒鋼等を切断した後、１０００〜１２７０℃に加熱して粗形状に熱間鍛造する。
【００６６】
（Ｅ−２）焼準
本発明の窒化部品は、熱間鍛造のまま切削加工し、窒化処理を施して製造してもよいが、必要に応じて焼準を行えば結晶粒をより微細にすることができる。この場合、焼準処理は８５０〜９７０℃の温度で行うことが好ましい。
【００６７】
焼準後の冷却で、炉冷などの徐冷を行なうと、冷却過程でＶＣＮなどの炭窒化物が析出して硬さが高くなって、被削性が低下する場合がある。したがって、焼準後の冷却においては、風冷など適宜の手段を講じることによって、冷却過程におけるＶＣＮなどの析出を抑止することが好ましい。
【００６８】
なお、冷却過程におけるＶＣＮなどの析出を抑止して被削性を維持するためには、冷却速度の下限は０．５℃／秒であることが好ましく、また、上限は５℃／秒であることが好ましい。
【００６９】
（Ｅ−３）切削加工
焼準後の粗形品を、旋盤などで切削加工した後、ブローチ盤、ギヤシェイパーなどの加工機械によって窒化部品の形状に加工する。
【００７０】
（Ｅ−４）窒化処理
本発明の窒化部品を得るための窒化処理方法は、特に規定されるものではなく、ガス窒化処理、塩浴窒化処理、イオン窒化処理等を用いることができる。窒化処理の処理温度は５００〜６５０℃が好ましい。軟窒化処理の場合には、例えばＮＨ3に加えてＲＸガスを併用し、ＮＨ3とＲＸガスが１：１の雰囲気において処理を行えばよい。
【００７１】
処理時間は処理温度により異なるが、軟窒化処理を５６０℃で行う場合には９時間で、所望の表面硬さ、芯部硬さおよび有効硬化層深さを得ることができる。
【００７２】
また、脆弱な化合物の形成を抑制したい場合には、ＮＨ3での窒化処理の前処理としてフッ素ガスを使用したり、窒化処理にＮＨ3とＨ2との混合ガスを使用することが好ましい。
【００７３】
窒化処理した後の冷却は、炉中冷却、油冷など適宜の方法で行えばよい。
【００７４】
以下、ガス軟窒化で処理した実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【００７５】
表１に示す化学組成を有する鋼１〜１３を真空溶解炉、大気溶解炉または転炉によって溶解し、インゴットまたは鋳片を作製した。
【００７６】
具体的には、鋼１〜９、鋼１１および鋼１２については、１８０ｋｇ真空溶解炉によって溶製後、造塊してインゴットを作製した。
【００７７】
鋼１０については、１８０ｋｇ大気溶解炉によって溶製後、造塊してインゴットを作製した。
【００７８】
鋼１３については、７０トン転炉によって溶製後、連続鋳造して鋳片を作製した。
【００７９】
なお、表１中の鋼１〜５は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼であり、一方、鋼６〜１３は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
【００８０】
上記の比較例の鋼のうちで鋼１３は、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５２（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０Ｈに相当する鋼である。
【００８１】
【表１】
0005597563.tif 000002
【００８２】
上記の鋼１〜１２のインゴットは、１２５０℃で５時間保持する均質化処理を施した後、１２００℃に加熱して熱間鍛造を行って、直径がそれぞれ、２５ｍｍ、３５ｍｍおよび６０ｍｍで、長さがいずれも１０００ｍｍの棒鋼を作製した。
【００８３】
また、上記の鋼１３の鋳片は、１２５０℃で３時間加熱して分塊圧延して鋼片とした後、１２００℃に加熱して熱間鍛造を行って、直径がそれぞれ、２５ｍｍ、３５ｍｍ、６０ｍｍおよび１４０ｍｍで、長さがいずれも１０００ｍｍの棒鋼を作製した。
【００８４】
上記の各棒鋼のうち、鋼３〜１３の直径２５ｍｍ、直径３５ｍｍおよび直径６０ｍｍの棒鋼については、９２０℃で１時間保持してから風冷する「焼準」を施した。
【００８５】
また、鋼１３の直径１４０ｍｍの棒鋼については、９００℃で４時間保持してから放冷する「焼準」を施した。
【００８６】
上記のようにして作製した、熱間鍛造ままの鋼１および鋼２の棒鋼、ならびに焼準を施した鋼３〜１３の棒鋼から、各種の試験片を採取した。面疲労強度は、ローラーピッチング試験により評価した。
【００８７】
具体的には、まず、直径２５ｍｍの棒鋼を、いわゆる「横断」、すなわち、軸方向（長さ方向）に対して垂直に切断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、切断面が鏡面仕上になるように研磨して、熱間鍛造ままの、または焼準後の、ビッカース硬さ試験片およびミクロ組織観察試料とした。
【００８８】
また、直径６０ｍｍの棒鋼から、直径５０ｍｍで長さが４９０ｍｍの旋削試験片を採取した。
【００８９】
さらに、直径２５ｍｍの棒鋼の中心部から、軸方向に平行に図１に示す膨張量測定用試験片と図２に示す粗形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片を切り出し、同様に、直径３５ｍｍの棒鋼の中心部から、軸方向に平行に図３に示す粗形状のローラーピッチング小ローラー試験片を切り出した。
【００９０】
また、鋼１３の直径１４０ｍｍの棒鋼の中心部から、軸方向に平行に図４に示す粗形状のローラーピッチング大ローラー試験片を切り出した。図４において、（ａ）は粗形状のローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。
【００９１】
なお、図１〜４中に示した上記の各切り出し試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」であり、図中の仕上記号「▽」、「▽▽」および「▽▽▽」は、ＪＩＳ  Ｂ  ０６０１（１９８２）の解説表１の表面粗さを示す「三角記号」である。
【００９２】
また、「▽▽▽」に付した「Ｇ」はＪＩＳ  Ｂ  ０１２２（１９７８）に規定の「研削」を示す加工方法の略号であることを意味する。
【００９３】
上記のようにして作製した試験片のうち、鋼１〜１２の粗形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片および粗形状のローラーピッチング小ローラー試験片に対して、図５に示すヒートパターンで「ガス軟窒化」と「油冷」（以下、「ガス軟窒化・油冷」という。）を施した。なお、「１２０℃油冷却」は油温１２０℃の油中に投入して冷却したことを示す。
【００９４】
また、鋼１〜１２の膨張量測定試験片については、後述するように総計３２箇所にビッカース硬さ試験機で圧痕を設けた後、図５に示すヒートパターンによる「ガス軟窒化・油冷」を施した。
【００９５】
一方、鋼１３の粗形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片および粗形状のローラーピッチング小ローラー試験片に対しては、図６に示すヒートパターンによる「浸炭焼入−焼戻し」を施した。なお、図６中の「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを表す。また、「１２０℃油焼入」は油温１２０℃の油中に投入して焼入したことを、さらに「ＡＣ」は空冷したことを表す。
【００９６】
また、鋼１３の膨張量測定試験片については、後述するように総計３２箇所にビッカース硬さ試験機で圧痕を設けた後、図６に示すヒートパターンで「浸炭焼入−焼戻し」を施した。
【００９７】
さらに、鋼１３の粗形状のローラーピッチング大ローラー試験片に対しては、図７に示すヒートパターンによる「浸炭焼入−焼戻し」を施した。なお、図７においても図６と同様に、「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを、また、「５０℃油焼入」は油温５０℃の油中に投入して焼入したことを、さらに「ＡＣ」は空冷したことを表す。
【００９８】
上記の「ガス軟窒化・油冷」または「浸炭焼入−焼戻し」した粗形状の各試験片を仕上加工して、図８に示す切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片、図９に示すローラーピッチング小ローラー試験片および図１０に示すローラーピッチング大ローラー試験片を作製した。図１０において、（ａ）はローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。
【００９９】
なお、図８〜１０に示した前述の各試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」であり、上記各図における仕上記号「▽」および「▽▽▽」は先の図１〜４におけると同様、それぞれ、ＪＩＳ  Ｂ  ０６０１（１９８２）の解説表１の表面粗さを示す「三角記号」である。
【０１００】
また、「▽▽▽」に付した「Ｇ」はＪＩＳ  Ｂ  ０１２２（１９７８）に規定の「研削」を示す加工方法の略号であることを意味する。
【０１０１】
さらに、「〜」は「波形記号」であり、生地であること、すなわち、前記の「ガス軟窒化・油冷」あるいは「浸炭焼入−焼戻し」した表面のままであることを意味する。
【０１０２】
上記のようにして作製した各試験片を用いて、下記《１》〜《７》に示す試験を行った。
【０１０３】
《１》熱間鍛造ままの、または焼準後の、ビッカース硬さ試験
熱間鍛造ままの、または焼準後の、ビッカース硬さ試験片の中心部１点とＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）４点の計５点のＨＶ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、試験力を９．８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、５点の算術平均値を熱間鍛造ままの、または焼準後の、ＨＶとした。
【０１０４】
《２》熱間鍛造ままの、または焼準後の、ミクロ組織観察
熱間鍛造ままの、または焼準後の、ミクロ組織観察試料をナイタルで腐食し、倍率を４００倍として光学顕微鏡でＲ／２部を観察した。
【０１０５】
その結果、ミクロ組織はベイナイト、フェライトとベイナイトからなる２相混合組織、フェライトとパーライトからなる２相混合組織、フェライト、パーライトとベイナイトからなる３相混合組織のいずれかであった。
【０１０６】
《３》旋削試験
旋削試験片を用いて、
・工具：超硬工具（材種記号：ＣＡ５５２５）、
・周速：３６０ｍ／分、
・送り：０．４ｍｍ／ｒｅｖ、
・切込：１ｍｍ、
・潤滑剤：水溶性潤滑剤、
の条件で旋削試験を行った。なお、旋削加工時の切削抵抗を測定して、切削抵抗が７５０Ｎ以下である場合に、被削性が良好であると評価した。
【０１０７】
さらに、旋削した際の切屑についても評価し、切屑が小さく分断されて被試験材に巻きつきなどの不具合が生じない場合を「切屑処理性が良好」とし、一方、切屑が長く被試験材に巻きつく不具合が生じた場合を「切屑処理性が不良」とした。
【０１０８】
《４》「ガス軟窒化・油冷」または「浸炭焼入−焼戻し」に伴う、膨張量の測定
まず、図１１の（ａ）に示すように、図１に示す膨張量試験片の基準表面からの深さが５０μｍで各間隔が２００μｍである位置番号１Ａ〜１６Ａの１６箇所および、上記各位置番号からさらに２００μｍ深い位置で各間隔が２００μｍである位置番号１Ｂ〜１６Ｂの１６箇所の総計３２箇所に、ビッカース硬さ試験機を用いて、０．９８Ｎの試験力で圧痕を設けた。なお、図１１では位置番号である「１〜１６」のみを表示し、深さ位置を示す「Ａ」と「Ｂ」の記号は省略した。
【０１０９】
次いで、鋼１〜１２の上記圧痕を設けた試験片には、図５に示すヒートパターンによる「ガス軟窒化・油冷」を施し、また、鋼１３の上記圧痕を設けた試験片には、図６に示すヒートパターンによる「浸炭焼入−焼戻し」を施した。
【０１１０】
上記の「ガス軟窒化・油冷」または「浸炭焼入−焼戻し」を行った後、各試験片について、位置番号ｎＡと位置番号ｎＢ（ただし、ｎは１〜１６の整数を示す。）に設けた１６箇所の圧痕間の距離ｄ（ｎ）を測定した。なお、「ガス軟窒化・油冷」後または「浸炭焼入−焼戻し」後の圧痕が見えにくい場合は、調査面を軽くバフ研磨してから圧痕間の距離ｄ（ｎ）を測定した。
【０１１１】
膨張量は、
［｛（ｄ（１）＋ｄ（２）＋・・・＋ｄ（１６）｝−１６×２００］／１６
によって算出した。
【０１１２】
《５》「ガス軟窒化・油冷」または「浸炭焼入−焼戻し」後の、表面硬さ、芯部硬さおよび有効硬化層深さの測定
「ガス軟窒化・油冷」または「浸炭焼入−焼戻し」後に仕上加工した試験前のローラーピッチング小ローラー試験片を用いて、その直径２６ｍｍの部分を横断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、前記面が鏡面仕上になるように研磨し、ビッカース硬さ試験機を使用して表面硬さ、芯部硬さおよび有効硬化層深さを調査した。
【０１１３】
具体的には、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、試験片の表面から０．０３ｍｍの深さ位置における任意の１０点でのＨＶを、試験力を０．９８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、その値を算術平均して「表面硬さ」とした。
【０１１４】
また、同じ埋め込み試料を用いて、上記の場合と同様に、試験片の表面から２ｍｍの深さ位置における任意の１０点でのＨＶを、試験力を１．９６Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、その値を算術平均して「芯部硬さ」とした。
【０１１５】
さらに、同じ埋め込み試料を用いて、上記の場合と同様に、試験片の表面から中心に向かう方向について、ビッカース硬さ試験機で試験力を１．９６Ｎとして、所定の間隔でＨＶを測定し、ＨＶの分布図を作成した。そして、ＨＶで４２０となる位置までの表面からの距離を「有効硬化層深さ」とした。
【０１１６】
《６》小野式回転曲げ疲労試験
仕上加工した小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、下記の試験条件によって小野式回転曲げ疲労試験を実施し、繰返し数が１０7回において破断しない最大の強度で「回転曲げ疲労強度」を評価した。
【０１１７】
ＪＩＳ  Ｇ  ４０５２（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０Ｈに相当する鋼１３を用いて「浸炭焼入−焼戻し」した試験番号１３の場合と同等以上の回転曲げ疲労強度を有する場合に、曲げ疲労強度が優れるとした。
【０１１８】
・温度：室温、
・雰囲気：大気中、
・回転数：３０００ｒｐｍ。
【０１１９】
《７》ローラーピッチング試験
仕上加工したローラーピッチング小ローラー試験片およびローラーピッチング大ローラー試験片を用いて、下記の試験条件でローラーピッチング試験を実施し、長径が１ｍｍ以上の大きさのピッチングが発生したときの寿命を測定した。上記の試験を３回行なって、３回の平均寿命を「ピッチング寿命」とした。なお、評価した繰返し数は最大で１×１０7回とした。
【０１２０】
ＪＩＳ  Ｇ  ４０５２（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０Ｈに相当する鋼１３を用いて「浸炭焼入−焼戻し」した試験番号１３の場合と同等の１×１０7回を超えるピッチング寿命を有する場合に、高い面疲労強度を有するとした。
【０１２１】
・すべり率：４０％、
・面圧：１６００ＭＰａ、
・小ローラー試験片の回転数：１０００ｒｐｍ、
・潤滑：油温１００℃のオートマチックトランスミッション用潤滑油を、２リットル／分の割合で、ローラーピッチング小ローラー試験片とローラーピッチング大ローラー試験片の接触部に噴出させて実施。
【０１２２】
ただし、上記の「すべり率」は、「Ｖ１」をローラーピッチング小ローラー試験片表面の接線速度、「Ｖ２」をローラーピッチング大ローラー試験片表面の接線速度として、下記の式で計算される値を指す。
｛（Ｖ２−Ｖ１）／Ｖ１｝×１００。
【０１２３】
表２に、熱間鍛造ままの状態から採取した試験片、または「焼準」後に採取した試験片を用いて調査した各試験結果をまとめて示す。
【０１２４】
なお、表２の「ミクロ組織」欄における「Ｂ」、「Ｆ」および「Ｐ」はそれぞれ、ベイナイト、フェライトおよびパーライトを意味する。また、「切屑処理性」欄における「○」および「×」はそれぞれ、切屑が小さく分断されて被試験材に巻きつきなどの不具合が生じず「切屑処理性が良好」であったことおよび、切屑が長く被試験材に巻きつく不具合が生じて「切屑処理性が不良」であったことを示す。
【０１２５】
表３に、「ガス軟窒化・油冷」または「浸炭焼入−焼戻し」後に仕上加工した試験片を用いて試験した各試験結果をまとめて示す。
【０１２６】
【表２】
0005597563.tif 000003
【０１２７】
【表３】
0005597563.tif 000004
【０１２８】
表２および表３から、素材として本発明で規定する条件を満たす鋼１〜５を用いた試験番号１〜５の場合、軟窒化前の被削性は良好であり、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５２（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０Ｈに相当する鋼１３を用いて「浸炭焼入−焼戻し」した試験番号１３の４３０ＭＰａを超える回転曲げ疲労強度および試験番号１３と同等のピッチング寿命を有しており、軟窒化後に高い曲げ疲労強度を有するとともに耐ピッチング性にも優れていることが明らかである。
【０１２９】
これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号６〜１２の場合、被削性の低下が生じたり、窒化での膨張量が大きくなったり、あるいは、回転曲げ疲労強度およびピッチング寿命が、上記鋼１３を用いた試験番号１３の場合に比べて劣っている。
【０１３０】
具体的には、試験番号６の場合、用いた鋼６のＦｎ１が２．３８と大きく本発明で規定する値を超えるため、窒化での膨張量が２．６μｍと大きい。
【０１３１】
試験番号７の場合、用いた鋼７のＣおよびＭｎ含有量が本発明で規定する値より多く、焼準後のＨＶが高い。このため、切削抵抗が８２５Ｎであり、被削性に劣っている。さらに、鋼７のＦｎ１が２．８２と大きく本発明で規定する値を超えるため、窒化での膨張量が３．０μｍと大きい。
【０１３２】
試験番号８の場合、用いた鋼８のＣおよびＣｒ含有量が本発明で規定する値より少ないため、回転曲げ疲労強度およびピッチング寿命はそれぞれ、３５０ＭＰａおよび１．５×１０5回であって、鋼１３を用いた試験番号１３の場合に比べて劣っている。また、鋼８のＳ含有量が本発明で規定する範囲より少ないため、切屑処理性に劣る。
【０１３３】
試験番号９の場合、用いた鋼９のＣｒの含有量が本発明で規定する値より少ないため、回転曲げ疲労強度およびピッチング寿命はそれぞれ、３９０ＭＰａおよび２．０×１０6回であって、鋼１３を用いた試験番号１３の場合に比べて劣っている。
【０１３４】
試験番号１０の場合、用いた鋼１０のＴｉ、ＮおよびＯの含有量が本発明で規定する値より多いため、曲げ疲労強度が４２０ＭＰａ、ピッチング寿命が５．８×１０6回であって、鋼１３を用いた試験番号１３の場合に比べて劣っている。また、Ｎの含有量が本発明で規定する値より高いため、切削抵抗が７７５Ｎであり、被削性にも劣っている。
【０１３５】
試験番号１１の場合、用いた鋼１１のＶの含有量が本発明で規定する値より少ないため、回転曲げ疲労強度およびピッチング寿命はそれぞれ、４００ＭＰａおよび６．１×１０6回であって、鋼１３を用いた試験番号１３の場合に比べて劣っている。
【０１３６】
試験番号１２の場合、用いた鋼１２のＭｎおよびＭｏ含有量が本発明で規定する値より多く、焼準後のＨＶが高い。このため、切削抵抗が８０５Ｎであり、被削性に劣っている。
【産業上の利用可能性】
【０１３７】
本発明の窒化用鋼は、窒化前の切削加工が容易であり、しかも、この窒化用鋼を素材とする窒化部品は、高価な元素であるＭｏの含有量が質量％で、０．０５％以下と少ないにもかかわらず、高い曲げ疲労強度と面疲労強度を具備している。このため、本発明の窒化用鋼は、高い曲げ疲労強度と面疲労強度が要求される窒化部品の素材として用いるのに好適である。さらに、本発明の窒化用鋼は、窒化による膨張量が小さいため、自動車用のリングギヤのような薄肉の窒化部品の素材として最適である。
【図１】
0005597563.tif 000005
【図２】
0005597563.tif 000006
【図３】
0005597563.tif 000007
【図４】
0005597563.tif 000008
【図５】
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【図６】
0005597563.tif 000010
【図７】
0005597563.tif 000011
【図８】
0005597563.tif 000012
【図９】
0005597563.tif 000013
【図１０】
0005597563.tif 000014
【図１１】
0005597563.tif 000015