(57)【要約】  化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０９〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：２．２０％を超えて３．５０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００１〜０．１００％、Ｃｒ：０．０２〜０．８０％、Ｖ：０．１０〜０．４０％、Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、Ｎ：０．０２５０％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０〜０．０５０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｍｏ：０〜０．１０％、Ｃｕ：０〜０．３０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｂｉ：０〜０．３５％、Ｂ：０〜０．００５０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、金属組織が、全体の平均面積％で、初析フェライトおよびパーライトの合計が３５％以上である、窒化用棒鋼。【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０９〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：２．２０％を超えて３．５０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００１〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０２〜０．８０％、
Ｖ：０．１０〜０．４０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、
Ｎ：０．０２５０％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｍｏ：０〜０．１０％、
Ｃｕ：０〜０．３０％、
Ｎｉ：０〜０．３０％、
Ｂｉ：０〜０．３５％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、全体の平均面積％で、
初析フェライトおよびパーライトの合計が３５％以上である、
窒化用棒鋼。
【請求項２】
前記金属組織が、全体の平均面積％で、
初析フェライトおよびパーライトの合計が５０％以上である、
請求項１に記載の窒化用棒鋼。
【請求項３】
前記棒鋼が丸鋼であり、当該丸鋼の直径が７０ｍｍ以上である、
請求項１または請求項２に記載の窒化用棒鋼。
【請求項４】
表面に硬化層を有する機械部品であって、
前記硬化層を除く領域における化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０９〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：２．２０％を超えて３．５０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００１〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０２〜０．８０％、
Ｖ：０．１０〜０．４０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、
Ｎ：０．０２５０％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｍｏ：０〜０．１０％、
Ｃｕ：０〜０．３０％、
Ｎｉ：０〜０．３０％、
Ｂｉ：０〜０．３５％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
前記表面から深さ方向に２ｍｍの位置までで、かつ前記硬化層を除く領域に、平均面積％で、初析フェライトおよびパーライトの合計が４０％以下となる領域を有し、
硬化深さが０．２６ｍｍ超である、
機械部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、窒化用棒鋼およびそれを用いた機械部品に関する。【０００２】
自動車、産業機械および建設機械などに用いられる機械部品には、疲労強度を向上させる目的で、窒化処理が施されることがある。窒化処理は、他の表面硬化手法である浸炭処理または高周波焼入れ処理と比較すると、処理温度が低温であるため、ひずみが極めて小さいという特徴がある。【０００３】
一方、窒化処理は、他の表面硬化手法と比較して、硬化深さが浅いという欠点がある。これは、通常の窒化鋼に含まれるＣｒが窒化処理時に窒素をトラップして拡散を阻害するためである。窒化鋼の表層硬さを高めるためにＣｒの含有量を増やせば増やすほど、硬化層は浅くなるため、部品の形状によっては、疲労強度を十分に高くすることが困難になる。【０００４】
そこで、Ｃｒを含む鋼に、窒素との相互作用の強いＴｉおよびＶを複合的に含有させることで、窒化後の表層硬さと硬化深さとを両立する種々の技術が開発されている。【０００５】
特許文献１では、ＣｒおよびＴｉを複合的に含有させた鋼を高温で窒化することで、短時間の窒化処理で深い硬化層を得ることができる技術が開示されている。【０００６】
特許文献２では、Ｖ、ＣｒおよびＭｏを複合的に含有させ、それらの合金元素を含む複合窒化物を析出させることで、深い硬化層を得ることができる技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００８−１３８０７号公報
【特許文献２】特開２００６−２２３５０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特許文献１では、窒化層を強化するために多量のＴｉが含有されている。多量のＴｉが含まれているため、ＳはＴｉと結合することになり、被削性、切断性に寄与するＭｎＳが生成しない。【０００９】
特許文献２が開示するように、Ｃｒ，Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏといった元素を含有させた場合、これらの合金元素が含まれることによって鋼の硬さが高まる。さらに、これらの元素は焼入れ性を高める元素であるため、これらの元素を多く含有する鋼ではフェライトまたはパーライトといった柔らかい組織の形成が阻害され、硬い過冷組織（ベイナイト、マルテンサイト等）が形成されやすい。【００１０】
窒化処理を施す前の窒化用棒鋼には、製造コスト低減の観点から、冷間での優れた切断性が要求される。すなわち、棒鋼の段階では硬さが低く、その後、機械部品とした際に所望の硬さとなる窒化用棒鋼が求められている。特許文献１および２では、棒鋼の冷間での切断性（以下、単に「切断性」という。）については一切検討がなされておらず、棒鋼の切断性には改善の余地があった。【００１１】
本発明は、上記課題を解決し、棒鋼としての切断性に優れ、かつ、高い硬化深さおよび優れた疲労強度を有する機械部品を得ることが可能な窒化用棒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】
【００１２】
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記の窒化用棒鋼および機械部品を要旨とする。【００１３】
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０９〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：２．２０％を超えて３．５０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００１〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０２〜０．８０％、
Ｖ：０．１０〜０．４０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、
Ｎ：０．０２５０％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｍｏ：０〜０．１０％、
Ｃｕ：０〜０．３０％、
Ｎｉ：０〜０．３０％、
Ｂｉ：０〜０．３５％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、全体の平均面積％で、
初析フェライトおよびパーライトの合計が３５％以上である、
窒化用棒鋼。【００１４】
（２）前記金属組織が、全体の平均面積％で、
初析フェライトおよびパーライトの合計が５０％以上である、
上記（１）に記載の窒化用棒鋼。【００１５】
（３）前記棒鋼が丸鋼であり、当該丸鋼の直径が７０ｍｍ以上である、
上記（１）または（２）に記載の窒化用棒鋼。【００１６】
（４）表面に硬化層を有する機械部品であって、
前記硬化層を除く領域における化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０９〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：２．２０％を超えて３．５０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００１〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０２〜０．８０％、
Ｖ：０．１０〜０．４０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、
Ｎ：０．０２５０％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｍｏ：０〜０．１０％、
Ｃｕ：０〜０．３０％、
Ｎｉ：０〜０．３０％、
Ｂｉ：０〜０．３５％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
前記表面から深さ方向に２ｍｍの位置までで、かつ前記硬化層を除く領域に、平均面積％で、初析フェライトおよびパーライトの合計が４０％以下となる領域を有し、
硬化深さが０．２６ｍｍ超である、
機械部品。
【発明の効果】
【００１７】
本発明に係る窒化用棒鋼は、切断性に優れるため、製造コストを低減することが可能になる。加えて、本発明の窒化用棒鋼に加工を施してから窒化処理を施すことによって、高い硬化深さおよび優れた疲労強度を有する機械部品を得ることが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】小野式回転曲げ疲労試験片Ａの形状を示す図である。
【図２】小野式回転曲げ疲労試験片Ｂの形状を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明者らは、Ｖを含有させた鋼をベースに、他の窒化物形成元素量を種々に変化させることによって、棒鋼としての切断性に優れ、かつ、機械部品とした際に、窒化層の表層硬さを低下させることなく、硬化深さを増大させる方法について検討を行った。その結果、下記（ａ）〜（ｆ）の知見を得た。
【００２０】
（ａ）Ｃｒ、ＴｉおよびＡｌをＶと複合的に含有させると、表層硬さが増加する。しかし、十分に高い表層硬さを得るために、多量のＣｒ、ＴｉおよびＡｌを加えると、窒素の拡散が阻害され、機械部品における硬化深さを十分に深くすることが困難になる。
【００２１】
（ｂ）Ｍｎは窒素との結合力が比較的弱いため、Ｍｎを単独で鋼に含有させても、窒化物の形成駆動力が小さく、十分に窒化層を強化できない。しかし、窒化物形成の駆動力が大きなＶと複合的に含有させると、生成する窒化物のサイズが微細化し、Ｍｎによる強化能が大きくなる。
【００２２】
（ｃ）Ｍｎは窒素との結合力が比較的弱いため、窒素の拡散を阻害しにくい。Ｖのみで表層硬さを高めた鋼と、Ｖの一部をＭｎで置換した鋼を比較すると、後者の方が窒化時の硬化深さは大きくなる。
【００２３】
（ｄ）Ｖを含む鋼にＭｎを複合的に含有させた場合の表層硬さの上昇量には、Ｍｎの含有量および、他の窒化物形成元素の含有量が影響する。
【００２４】
（ｅ）ＭｎおよびＶの複合添加により表層硬さが大きく増大するための条件の一つは、Ｍｎ含有量を一定量以上とすることである。通常の機械構造用炭素鋼に含有される程度の量のＭｎを含有させても、窒化層の硬さへの影響は小さい。
【００２５】
（ｆ）ＭｎおよびＶの複合添加により表層硬さが大きく増大するための条件のもう一つは、Ｖ以外の窒化物形成元素の含有量が多すぎないことである。例えば、１．５％Ｃｒと０．５％Ｖとを共に含む鋼にＭｎを含有させても表層の硬さの変化量は小さい。
【００２６】
（ｇ）表層硬さを増大させるため焼入れ性を過度に高めると、棒鋼段階での切断性が劣化する。切断性を確保するためには、棒鋼の金属組織中に含まれる初析フェライトおよびパーライトの合計面積率を所定量以上とする必要がある。
【００２７】
（ｈ）棒鋼の硬さを低減させ切断性を向上させた場合であっても、上述のようにＭｎおよびＶの複合添加により、窒化後には高い表層硬さが得られる。加えて、十分な量のＶを固溶させておくことによって、窒化時に窒素が拡散しない芯部においてＶ炭化物が析出し、芯部硬さを高めることができる。
【００２８】
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００２９】
１．化学組成
本発明に係る棒鋼において、各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
【００３０】
Ｃ：０．０９〜０．３０％
Ｃは、鋼に含まれることで鋼の硬度を高めるため、棒鋼および機械部品の硬さを制御するうえで重要な元素である。本発明に係る棒鋼は、棒鋼の段階では硬さが低く、一方で機械部品とした際に所望の硬さとなるために、Ｃを適切な範囲で含む。Ｃは、窒化処理の際に、芯部ではＶとともにＶ炭化物を形成して析出することで、機械部品となった後の芯部硬さの向上にも寄与する。また、Ｃ含有量は、比較的硬さの低い組織である初析フェライトおよびパーライトの面積率に影響を与える。すなわち、Ｃ含有量が過少である鋼は、棒鋼の段階ではフェライトおよびパーライトを多く含み、硬さが低く切断性に優れるが、機械部品の段階では硬度が不十分となる。このような観点から、本発明ではＣ含有量を０．０９％以上とする。反面、Ｃ含有量が過大である鋼は、機械部品の段階では十分な硬度を有するが、棒鋼の段階では焼入れ性が高いために初析フェライトおよびパーライトが少なくなり、切断性が悪くなる。このような観点から、Ｃ含有量を０．３０％以下に限定する。Ｃ含有量は０．１０％以上であることが好ましく、０．１１％以上であることがより好ましい。また、Ｃ含有量は、０．２７％以下であることが好ましく、０．２５％以下であることがより好ましく、０．２２％以下であることがさらに好ましい。
【００３１】
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として必要な元素である。この効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、固溶強化により棒鋼での硬さが高くなりすぎ、切断性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５０％とする。Ｓｉ含有量は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、Ｓｉ含有量は、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。
【００３２】
Ｍｎ：２．２０％を超えて３．５０％以下
Ｍｎは、鋼に含まれることで鋼の硬度を高める元素であり、含有量が適切な範囲に制御されることが必要である。またＭｎは、窒化処理によってＶおよびＣｒと複合窒化物を形成し、窒化後の表層硬さの増大と硬化深さの深化との両立に寄与する。これらの効果を適切に得るためには、Ｍｎ含有量を２．２０％超とする必要がある。反面、Ｍｎは焼入れ性を高める元素であり、過度に含有された場合には初析フェライトおよびパーライトの生成を抑制し、棒鋼において過冷組織を生じて硬さを高める。すなわち、Ｍｎ含有量が３．５０％を超えると、棒鋼の切断性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は２．２０％を超えて３．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は２．３０％以上であることが好ましい。また、Ｍｎ含有量は、３．００％以下であることが好ましく、２．８０％以下であることがより好ましい。
【００３３】
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、不純物元素である。Ｐは結晶粒界に偏析し、粒界脆化割れを引き起こす。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方がよい。そのため、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は０．０４０％以下であるのが好ましい。
【００３４】
Ｓ：０．００１〜０．１００％
Ｓは、鋼中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼の切断性および被削性を高める。この効果を得るためには、Ｓ含有量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｓ含有量が０．１００％を超えると、粗大なＭｎＳが形成され、疲労強度が劣化する。したがって、Ｓ含有量は０．００１〜０．１００％とする。なお、Ｓ含有量は０．００５％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、Ｓ含有量は、０．０８０％以下であることが好ましく、０．０７０％以下であることがより好ましい。
【００３５】
Ｃｒ：０．０２〜０．８０％
Ｃｒは、窒化処理によってＭｎおよびＶと複合窒化物を形成し、窒化後の表層硬さの増大と硬化深さの深化の両立に寄与する。この効果を得るためには、Ｃｒ含有量を０．０２％以上とする必要がある。一方、Ｃｒ含有量が過度であると、窒化処理の際に窒素の拡散を阻害する作用が顕著になり、硬化深さが浅くなる。さらに、Ｃｒは焼入れ性を高める元素であるため、過度に含有された場合には棒鋼での初析フェライトおよびパーライトの生成を抑制する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０２〜０．８０％とする。Ｃｒ含有量は、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％を超えることがさらに好ましい。また、Ｃｒ含有量は、０．６０％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。
【００３６】
Ｖ：０．１０〜０．４０％
Ｖは、窒化処理前の時点では固溶の状態で存在し、窒化処理によってＭｎおよびＣｒと微細な複合窒化物を形成して析出し、表層硬さの増大と硬化深さの深化との両方に寄与する。また、Ｖは、複合窒化物の核生成頻度を高め、そのサイズを微細化させる効果を有する。さらに、窒化処理による窒素の侵入が届かない深部においても、窒化処理による加熱によってＣと結合してＶ炭化物を形成し、芯部硬さを増大させる効果も有する。この効果を得るためには、Ｖ含有量を０．１０％以上とする必要がある。一方、Ｖ含有量が０．４０％を超えると、合金コストが上昇し、経済性が劣化する。したがって、Ｖ含有量は０．１０〜０．４０％とする。なお、Ｖ含有量は０．１３％以上であるのが好ましく、０．１５％以上であることがより好ましい。また、Ｖ含有量は、０．３０％以下であることが好ましく、０．２５％以下であることがより好ましい。
【００３７】
Ａｌ：０．００１〜０．０８０％
Ａｌは、鋼の脱酸に用いられる元素である。一方、Ａｌ含有量が高すぎると、窒素の拡散が阻害され、硬化深さが浅くなる。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０８０％とする。Ａｌ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１０％以上であるのがより好ましい。また、Ａｌ含有量は０．０６０％以下であるのが好ましく、０．０５０％以下であるのがより好ましく、０．０４０％以下であるのがさらに好ましい。
【００３８】
Ｎ：０．０２５０％以下
Ｎは、不純物として鋼に混入する元素である。Ｎ含有量が高すぎれば、熱間鍛造中にＶが窒化物として析出し、窒化時の硬化に寄与する固溶Ｖが減少する。したがって、Ｎ含有量は０．０２５０％以下とする。なお、Ｎ含有量は０．０２００％以下であることが好ましく、０．０１５０％以下であることがより好ましく、０．００８０％未満であることがさらに好ましい。なお、窒化処理によって窒素が表層から侵入するため、窒化処理がなされた後の機械部品は、後述する窒素化合物層および窒素拡散層において上記上限以上のＮを含有しうる。機械部品においても、硬化層よりも深い位置においては、棒鋼と同様にＮ含有量は０．０２５０％以下となる。
【００３９】
Ｏ：０．００５０％以下
Ｏは、不純物として鋼に混入する元素である。Ｏ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物が形成され、疲労破壊の起点となることで疲労特性が劣化する。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下とする。なお、Ｏ含有量は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。
【００４０】
Ｔｉ：０〜０．０５０％
Ｔｉは、母材中のＮと結合してＴｉＮを形成し、熱間鍛造時の結晶粒の粗大化を抑制する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、ＴｉＣが生成して鋼の硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．０４０％以下であるのが好ましく、０．０３０％以下であるのがより好ましい。なお、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１０％以上であるのがより好ましい。
【００４１】
Ｎｂ：０〜０．０５％
Ｎｂは母材中のＮと結合してＮｂＮを形成し、熱間鍛造時の再結晶を遅滞させ、結晶粒の粗大化を抑制する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、ＮｂＣが生成して鋼の硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０４％以下であるのが好ましく、０．０３％以下であるのがより好ましい。なお、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
【００４２】
Ｍｏ：０〜０．１０％
Ｍｏは鋼の焼入れ性を高めて鋼の強度および疲労強度を高める。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、鋼の製造コストが増加する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０％以下とする。Ｍｏ含有量は０．０９％以下であるのが好ましく、０．０８％以下であるのがより好ましい。なお、上記効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．０３％以上であるのがより好ましい。
【００４３】
Ｃｕ：０〜０．３０％
Ｃｕはフェライトに固溶して鋼の強度および疲労強度を高める。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕ含有量が過剰になると、熱間鍛造時に鋼の粒界に偏析して熱間割れを誘起する。したがって、Ｃｕ含有量は０．３０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．２５％以下であるのが好ましく、０．２０％以下であるのがより好ましい。なお、上記効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
【００４４】
Ｎｉ：０〜０．３０％
Ｎｉはフェライトに固溶して鋼の強度および疲労強度を高める。Ｎｉはさらに、鋼がＣｕを含有する場合に、Ｃｕに起因する熱間割れを抑制する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉ含有量が過剰になると、その効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０．３０％以下とする。Ｎｉ含有量は０．２５％以下であるのが好ましく、０．２０％以下であるのがより好ましい。なお、上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
【００４５】
Ｂｉ：０〜０．３５％
Ｂｉは、切削抵抗を低下させ工具寿命を長寿命化させる作用を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂｉ含有量が過剰になると、熱間圧延時に割れや疵が生じやすくなる。したがって、Ｂｉ含有量は０．３５％以下とする。Ｂｉ含有量は０．３０％以下であるのが好ましく、０．２５％以下であるのがより好ましい。なお、上記効果を得るためには、Ｂｉ含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。
【００４６】
Ｂ：０〜０．００５０％
Ｂは、機械部品の組織のフェライトおよびパーライトの面積率を低下させる作用を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になると、棒鋼の状態における組織のフェライトおよびパーライトの面積率を大きくすることができない。したがって、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は０．００４０％以下であるのが好ましく、０．００３０％以下であるのがより好ましい。なお、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。
【００４７】
本発明の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで、不純物とは、鋼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されるものであって、本発明の窒化用棒鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００４８】
なお、不純物として鋼中に混入しうる元素として、例えば、Ｐｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｗ、Ｓｂ、Ｃｏ、ＴａおよびＲＥＭが挙げられる。これらの元素を含む場合であっても、その含有量が、それぞれ、Ｐｂ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００１％以下、Ｍｇ：０．００１％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｓｂ：０．００５％以下、Ｃｏ：０．１０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、およびＲＥＭ：０．００１％以下であれば、問題なく本発明を実施することができる。
【００４９】
２．窒化用棒鋼の金属組織
本発明に係る棒鋼は、焼入れ性を高める元素であるＭｎおよびＣｒを多く含むため、ベイナイトの生成は避けられない。しかしながら、棒鋼段階での切断性を確保するためには、棒鋼の金属組織を適切に制御する必要がある。具体的には、棒鋼の金属組織中に含まれる初析フェライトおよびパーライトの合計面積率を３５％以上とする必要がある。切断性のさらなる改善のためには、上記の合計面積率は５０％以上であることが好ましい。
【００５０】
なお、本発明において、組織全体での平均面積率は、以下の手順により求めるものとする。まず、鋼の長手方向に垂直な断面を切り出した後、ナイタルで腐食し、組織を現出させる。そして、棒鋼が、丸棒状の場合には、丸棒の半径をＲとした場合に、丸棒の中心位置、ならびに、丸棒の中心から半径方向の距離が、（３／４）×Ｒ、（２／４）×Ｒ、および（１／４）×Ｒとなる位置を中心として、観察用試験片を合計４つ採取する。
【００５１】
また、棒鋼が、角棒状の場合には、角棒の厚さをｔとした場合に、角棒の厚さ方向中心位置、ならびに、（１／８）×ｔ、（２／８）×ｔ、および（３／８）×ｔとなる位置を中心として、観察用試験片を合計４つ採取する。
【００５２】
その後、それぞれの観察用試験片を用いて倍率５００倍の光学顕微鏡写真（視野：２１０μｍ×１６０μｍ）を撮影し、画像解析から初析フェライトおよびパーライトの合計面積率を求める。そして、上記の４箇所から撮影した写真から個々に求めた初析フェライトおよびパーライトの合計面積率の算術平均を、その棒鋼全体における初析フェライトおよびパーライトの合計の平均面積率とする。
【００５３】
なお、棒鋼には、断面が円形の丸鋼、断面が正方形状の角鋼、断面が長方形状の平鋼、断面が六角形の六角鋼、断面が八角形の八角鋼などが含まれる。丸鋼の場合には、丸鋼の長手方向に垂直な断面の半径がＲである。一方、角鋼の場合には断面の一辺の長さ、平鋼の場合には断面の短辺の長さ、六角鋼または八角鋼の場合には断面の対辺の距離を、それぞれ棒鋼の厚さｔとする。
【００５４】
３．窒化用棒鋼の寸法
上述のように、棒鋼には、丸鋼、角鋼、平鋼、六角鋼、八角鋼などが含まれる。本発明に係る窒化用棒鋼を素材として製造される機械部品は、産業機械および建設機械などに用いられる。そのため、窒化用棒鋼の直径または厚さは所定の値より大きいことが望ましい。具体的には、窒化用棒鋼の直径または厚さは、７０ｍｍ以上であることが好ましく、７５ｍｍ以上であることが好ましい。また、平鋼の場合には、断面の短辺に対する長辺の比が１．０を超えて２．５以下であることが好ましい。
【００５５】
４．機械部品
上記の窒化用棒鋼から得られる機械部品は、表面に窒素化合物層および窒素拡散層からなる硬化層を有する。窒素化合物層とは、窒化処理により形成された、鉄窒化物（Ｆｅ３ＮまたはＦｅ４Ｎ等）を主体とする厚さ数μｍ程度の層のことである。窒素拡散層とは、母材が侵入した窒素元素により強化された層のことを指す。なお一般に、窒化処理によって機械部品の表面に窒素化合物層が形成され、窒素化合物層よりも深い位置に窒素拡散層が形成される。また、本発明の一実施形態に係る機械部品の、硬化層を除く領域における化学組成については、上記の窒化用棒鋼と同じであるため、説明は省略する。
【００５６】
また、機械部品の組織においては、高い表層硬さを確保するため、表層部における組織を制御する必要がある。具体的には、使用時に高い応力が負荷される部位である表面から深さ方向に２ｍｍの位置までで、かつ硬化層を除く領域において、初析フェライトおよびパーライトの合計面積率が平均で４０％以下である領域を有する。上記面積率は、３０％以下であるのが好ましく、２０％以下であるのがより好ましい。
【００５７】
なお、初析フェライトおよびパーライトの合計面積率を測定する上記の領域は、少なくとも２１０μｍ×１６０μｍの面積を有することが好ましい。また、本実施形態に係る機械部品においては、表面から深さ方向に２ｍｍの位置までで、かつ硬化層を除く領域において、初析フェライトおよびパーライトの合計面積率を平均で４０％以下、３０％以下、または２０％以下としてもよい。
【００５８】
本発明において、表面から深さ方向に２ｍｍの位置までで、かつ硬化層を除く領域での初析フェライトおよびパーライトの平均面積率は、以下の手順により求めるものとする。
【００５９】
まず、機械部品の表面から深さ方向に１ｍｍの位置が被検面の中心になるように試験片を切り出し、断面をナイタルで腐食し、組織を現出させる。その後、上記被検面の中心からφ２．０ｍｍの範囲から、硬化層を含まないように異なる視野をランダムに４箇所選び、倍率５００倍の光学顕微鏡写真（視野：２１０μｍ×１６０μｍ）を撮影し、画像解析から初析フェライトおよびパーライトの合計面積率を求める。そして、初析フェライトおよびパーライトの合計面積率が所定値以下である領域が少なくとも１箇所存在する場合に、初析フェライトおよびパーライトの合計面積率が所定値以下である領域を有すると判断する。
【００６０】
また、上記の４箇所から撮影した写真から個々に求めた初析フェライトおよびパーライトの合計の算術平均を、表面から深さ方向に２ｍｍの位置までで、かつ硬化層を除く領域での初析フェライトおよびパーライトの合計での平均面積率とする。
【００６１】
さらに、窒化後の機械部品は、０．２６ｍｍを超える硬化深さを有する。上述のように、棒鋼中のＣｒ含有量を所定値以下に制限するとともに、ＭｎおよびＶを複合添加することにより、深い硬化深さを確保することが可能となる。硬化深さは０．３０ｍｍ以上であるのが好ましい。
【００６２】
なお、前述したとおり、本発明の機械部品の表面には、窒化処理により表層から侵入した窒素により硬化層が形成される。言い換えると、硬化層は窒化処理によって窒素が表層から侵入した領域を指す。硬化深さとは、表層から、硬化層内部のうち、十分な硬さが形成された深さまでの距離を指す。
【００６３】
より具体的には、機械部品の硬化深さは、以下の手順により測定する。まず、窒化後の機械部品を窒化処理面と垂直に切断し、当該窒化処理面を含む切断面を観察できるように樹脂に埋め込み、硬さ測定用のサンプルを作製する。
【００６４】
続いて、作製したサンプルの表面（窒化処理面）から深さ方向に、０．０５ｍｍピッチでＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に基づくビッカース硬さの測定を行う。試験力は２．９４Ｎとする。測定深さ位置ごとに試験を３回行い、得られた３つのビッカース硬さの平均値を、その深さ位置の硬さと定義する。測定点間の硬さは、その深さ位置を挟む二つの測定点の硬さを結ぶ直線上に乗ると仮定する。
【００６５】
また、サンプルの中央付近の硬さを試験力２．９４Ｎで各５点測定し、得られた５つのビッカース硬さの平均値を、窒化後の芯部硬さと定義する。さらに、窒化層のうち、その硬さが芯部硬さよりも５０ＨＶ高くなる点までの、表面からの距離を硬化深さと定義する。
【００６６】
５．窒化用棒鋼の製造方法
窒化用棒鋼の製造方法については特に制限は設けないが、例えば、以下の方法により製造が可能である。
【００６７】
上述の化学組成を満たす溶鋼を製造する。そして、製造された溶鋼を、鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム）にするか、または、造塊法によりインゴットにする。さらに必要に応じて、上記の鋳片またはインゴットに熱間加工を施して、ビレットを製造する。そして、上記の鋳片もしくはインゴット、またはビレットに熱間圧延を加えることにより、窒化用棒鋼を作製する。
【００６８】
上記の熱間圧延における条件について、特に制限は設けないが、棒鋼の金属組織中に含まれる初析フェライトおよびパーライトの合計面積率を所定量以上とするためには、熱間圧延後の５００℃までの平均冷却速度を０．４０℃／秒以下とすることが好ましい。平均冷却速度が０．４０℃／秒超では、初析フェライトの量を十分に確保することができなくなり、棒鋼の切断性が劣化するおそれがある。
【００６９】
以上の製造工程により製造された窒化用棒鋼は、硬さが低く切断性に優れる。
【００７０】
６．機械部品の製造方法
機械部品の製造方法についても特に制限は設けないが、例えば、上記の窒化用棒鋼に対して、熱間加工および切削加工を施し、素形材とした後に窒化処理を行うことで製造することができる。以下、それぞれの工程について説明する。
【００７１】
６−１．熱間加工工程
製造された上記棒鋼を加熱する。加熱温度が低すぎれば、熱間加工装置に過度の負荷がかかる。一方、加熱温度が高すぎれば、スケールロスが大きい。したがって、加熱温度は１０００〜１３００℃とするのが好ましい。また、上記加熱温度での保持時間は、３０〜１０００分とするのが好ましい。
【００７２】
加熱後の上記棒鋼に対して、熱間加工を実施する。熱間加工は例えば、熱間鍛造である。以下、本工程での熱間加工を熱間鍛造として説明を続ける。
【００７３】
熱間鍛造の好ましい仕上げ温度は９００℃以上である。仕上げ温度が低すぎれば、熱間鍛造装置の金型への負担が大きくなるためである。一方、仕上げ温度の好ましい上限は、１２５０℃である。
【００７４】
熱間鍛造後に、組織の均質化を図るため、例えば、４００〜７００℃の温度域で３０〜３００分保持した後、放冷する熱処理を行ってもよい。
【００７５】
６−２．切削加工
上述の熱間加工後の棒鋼に対して、切削加工を実施して所定の形状の素形材にする。
【００７６】
６−３．窒化処理
切削加工された素形材に対して、窒化処理を実施する。本実施形態では、周知の窒化処理が採用される。窒化処理は例えば、ガス窒化、塩浴窒化、イオン窒化等である。窒化中に炉内に導入するガスは、ＮＨ３のみであってもよいし、ＮＨ３と、Ｎ２および／またはＨ２とを含有する混合気体であってもよい。また、これらのガスに、浸炭性のガスを含有して、軟窒化処理を実施してもよい。したがって、本明細書にいう「窒化」とは「軟窒化」も含む。
【００７７】
ガス軟窒化処理を実施する場合、例えば、吸熱型変成ガス（ＲＸガス）とアンモニアガスとを１：１に混合した雰囲気中で、均熱温度を５５０〜６２０℃にして１〜３時間均熱すればよい。
【００７８】
以上の製造工程により製造された機械部品は、優れた疲労強度を有する。
【００７９】
以下、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】
【００８０】
まず、表１に示す化学組成を有する鋼種のインゴットを作製した。【００８１】
【表１】
2020003425.tif 000002
【００８２】
そして、上記インゴットを１２５０℃に加熱してから熱間圧延を施して、円形の断面を持つ丸棒を製造し、試験材とした。試験Ｎｏ．１〜２６では、直径７５ｍｍの試験材とし、試験Ｎｏ．２７では、直径５０ｍｍの試験材とした。熱間圧延後の５００℃までの平均冷却速度を表２に示す。【００８３】
次に、各試験材を用いて、金属組織観察および切断性評価試験を実施した。まず、各試験材の長手方向に垂直な断面を切り出した後、ナイタルで腐食し、組織を現出させた。そして、丸棒状の試験材の半径をＲとした場合に、丸棒の中心位置、ならびに、丸棒の中心から半径方向の距離が、（３／４）×Ｒ、（２／４）×Ｒ、および（１／４）×Ｒとなる位置を中心として、観察用試験片（計４か所）を採取した。その後、それぞれの観察用試験片を用いて倍率５００倍の光学顕微鏡写真（視野：２１０μｍ×１６０μｍ）を撮影し、画像解析から初析フェライトおよびパーライトの合計面積率を求め、平均値を算出した。【００８４】
続いて、各試験材を切断し、バンドソーによる切断時の電流値を測定することで、切断性を評価した。各丸棒を約２００秒で切断できるように鋸刃の送り速度を一定に定め、比較材として同径のＳＣｒ４２０の焼きならし材を切断し、その際の最大の電力値を記録した。各試験材を同じ条件で切断し、最大の電力値がＳＣｒ４２０を切断した際の最大の電力値の１．３倍以下である場合、切断性が特に優れ、１．３倍を超え１．５倍以下である場合、切断性が優れ、１．５倍を超える場合、切断性に劣るとみなし、試験を中断して、切削速度を落として切断した。切断性が特に優れるものを評価Ａ、切断性が優れるものを評価Ｂ、切断性が劣るものを評価Ｃとした。切断性が劣る結果となった試験材については、以降の試験を行わなかった。【００８５】
その後、各試験材を１２５０℃に加熱し、仕上げ温度がおよそ１０００℃程度となる条件で、減面率５１〜５６％となる条件でより小さい丸棒に熱間鍛造し、室温まで放冷した。具体的には、直径７５ｍｍの試験材は直径５０ｍｍの丸棒に熱間鍛造した。直径５０ｍｍの試験材は直径３５ｍｍの丸棒に熱間鍛造する予定であったが、上述の通り直径５０ｍｍの試験材は切断性が劣る結果となったため、熱間鍛造は行わなかった。なお、放冷時の冷却速度は、直径５０ｍｍの丸棒の場合は０．６０℃／ｓとなった。【００８６】
表２に示すように、熱間鍛造後の丸棒の一部には、組織の均質化を図るために、５５０〜６２０℃で６０分保持して、その後に室温まで放冷する熱処理を施した。試験Ｎｏ．２６のみは、上記工程のとおり丸棒に鍛造した後、室温まで冷却する際にセラミックスシートをかぶせて冷却速度が遅い状態で室温まで冷却した。この時の冷却速度は、０．２５℃／ｓとなった。【００８７】
＜硬さ測定用試験片、小野式回転曲げ疲労試験片の作製＞
φ５０の各試験材の丸棒から、元の丸棒の中心と表面とを結ぶ直線の中点を中心とした１辺の長さが１３ｍｍの正方形の断面を持つ、長さ１００ｍｍの硬さ測定用の試験片を切削加工により作製した。すなわち、硬さ測定用の試験片（正方形）の中心は、元のφ５０の試験材である丸棒において、中心と表面との中間地点、すなわちＲ／２の位置に対応する。【００８８】
さらに、各試験材から、図１に示す小野式回転曲げ疲労試験片Ａを複数採取した。試験片中央部の平滑部の直径は１０ｍｍであり、長さ方向の中心には、深さ１ｍｍ、曲率半径３ｍｍの切欠きを設けた。疲労試験片Ａは、その回転軸が、元の試験材におけるＲ／２の位置から１．０ｍｍ以内の位置となるように、切削加工により採取した。【００８９】
さらに、各試験材から、図２に示す小野式回転曲げ疲労試験片Ｂを複数採取した。試験片中央部の平滑部の直径は８ｍｍであった。疲労試験片Ｂも、その回転軸が、元の試験材におけるＲ／２の位置から１．０ｍｍ以内の位置となるように、切削加工により採取した。【００９０】
採取された硬さ測定用の試験片、および２種類の形状の小野式回転曲げ疲労試験片に対して、６００℃で２時間の窒化処理を実施した。窒化処理は、アンモニアガスおよびＲＸガスを流量が１：１になるようにして炉内に導入することで行った。６００℃での保持時間が２時間となった後、試験片を熱処理炉から取り出し、１００℃の油で急冷した。【００９１】
＜窒化後の硬さ測定および組織観察＞
窒化後の硬さ測定用の試験片の端部から１０ｍｍ位置を切断し、切断面を観察できるように樹脂に埋め込み、硬さ測定用のサンプルを作製した。作製したサンプルの表面から０．０５ｍｍピッチでＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に基づくビッカース硬さの測定を行った。試験力は２．９４Ｎとした。測定深さ位置ごとに試験を３回行い、得られた３つのビッカース硬さの平均値を、その深さ位置の硬さと定義した。測定点間の硬さは、その深さ位置を挟む二つの測定点の硬さを結ぶ直線上に乗ると仮定した。そして、表面から０．０５ｍｍ深さ位置の硬さを窒化後の表層硬さと定義した。【００９２】
また、各埋め込みサンプルの中央付近の硬さを試験力２．９４Ｎで各５点測定し、得られた５つのビッカース硬さの平均値を、窒化後の芯部硬さと定義した。さらに、窒化層のうち、その硬さが芯部硬さよりも５０ＨＶ高くなる点までの、表面からの距離を硬化深さと定義し、硬化深さを求めた。【００９３】
続いて、硬さ測定後のサンプルをナイタルで腐食し、組織を現出させた。被検面の中心（すなわち、熱間鍛造後のφ５０丸棒のＲ／２の位置）からφ２．０ｍｍの範囲から、異なる視野をランダムに４箇所選び、倍率５００倍の光学顕微鏡写真（視野：２１０μｍ×１６０μｍ）を撮影し、画像解析から初析フェライトおよびパーライトの合計面積率を求めた。上記の４箇所から撮影した写真から個々に求めた初析フェライトおよびパーライトの合計面積率の算術平均を、表面から深さ方向に２ｍｍの位置までで、かつ硬化層を除く領域での初析フェライトおよびパーライトの合計での平均面積率とした。【００９４】
なお、組織観察に用いた視野は、鍛造後の丸棒の横断面において、表面から１２．５ｍｍ深さ位置付近である。切削加工を模擬して丸棒の表面を５ｍｍ削ったとしても、上記組織観察に用いた視野は、表面から７．５ｍｍ深さ位置付近となる。上記組織観察に用いた視野の組織は、その視野よりも表層に近い組織と比べて鍛造後の冷却時の冷却速度が遅いため、その視野よりも表層に近い組織のフェライトおよびパーライトの面積率は、上記組織観察に用いた視野の組織よりも小さい。また、疲労試験片Ａおよび疲労試験Ｂにおいても、その中心軸が元の試験材におけるＲ／２位置付近に位置する。そのため、いずれの疲労試験片にも、表層に、元の試験材におけるＲ／２位置よりも初析フェライトおよびパーライトの面積率の合計が少ない領域が存在する。【００９５】
＜小野式回転曲げ疲労試験＞
上述の窒化処理がされた２種類の形状の小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。ＪＩＳ  Ｚ  ２２７４（１９７８）に準拠した回転曲げ疲労試験を室温（２５℃）の大気雰囲気中において実施した。試験は、回転数３０００ｒｐｍの両振り条件で実施した。繰り返し数１．０×１０７回まで破断しなかった試験片のうち、最も高い応力を、その試験番号の疲労強度（ＭＰａ）と定義した。２種類の試験片を用いた試験において、疲労強度がいずれも６００ＭＰａ以上である場合、疲労強度に優れると判断した。【００９６】
表２に試験結果を示す。【００９７】
【表２】
2020003425.tif 000003
【００９８】
なお、表２中の「疲労強度Ａ」は小野式回転曲げ疲労試験片Ａを用いて行った試験で得られた疲労強度（ＭＰａ）を意味し、「疲労強度Ｂ」は小野式回転曲げ疲労試験片Ｂを用いて行った試験で得られた疲労強度（ＭＰａ）を意味する。【００９９】
表２を参照して、試験Ｎｏ．１〜１８は、棒鋼の化学組成および金属組織が規定を満足する本発明例である。そのため、これらの鋼は、良好な切断性を有する。また、窒化後には、硬化深さが０．２６ｍｍを超えていた。その結果、疲労強度Ａが６２０ＭＰａ以上であり、疲労強度Ｂが６１０ＭＰａ以上であるため、種々の応力勾配形状の部品となっても高い疲労強度を得ることが期待できる。【０１００】
これに対して、本発明の規定から外れた試験Ｎｏ．１９〜２７の比較例の場合には、目標とする性能が得られていない。【０１０１】
試験Ｎｏ．１９では、Ｍｎ含有量が本発明の規定範囲よりも低いため、窒化後の芯部硬さおよび表層硬さが低かった。そのため、疲労強度Ａが５５５ＭＰａ、疲労強度Ｂが５７０ＭＰａと低くなった。【０１０２】
試験Ｎｏ．２０では、Ｍｎ含有量が本発明の規定範囲よりも高いため、棒鋼中に初析フェライトおよびパーライトが含まれず、切断性が劣る結果となった。【０１０３】
試験Ｎｏ．２１では、Ｃ含有量が本発明の規定範囲よりも低いため、窒化後の芯部硬さが低かった。そのため、硬化深さは深いものの内部破壊を抑制できず、疲労強度Ｂが５９０ＭＰａと低くなった。【０１０４】
試験Ｎｏ．２２では、Ｃ含有量が本発明の規定範囲よりも高いため、棒鋼中に初析フェライトおよびパーライトの合計面積率が低くなり、切断性が劣る結果となった。【０１０５】
試験Ｎｏ．２３では、Ｖ含有量が本発明の規定範囲よりも低いため、窒化後の芯部硬さと表層硬さが低かった。そのため、疲労強度Ａが５６０ＭＰａ、疲労強度Ｂが５５０ＭＰａと低くなった。【０１０６】
試験Ｎｏ．２４では、Ｃｒ含有量が本発明の規定範囲よりも高いため、硬化深さが浅かった。そのため、内部破壊が抑制できず疲労強度Ｂが５６０ＭＰａと低くなった。【０１０７】
試験Ｎｏ．２５で用いた鋼Ｗは、一般的な低合金鋼であるＳＣＭ４２０に相当するものである。Ｖを含まず、Ｍｎ含有量が本発明の規定範囲よりも低く、さらに、Ｃｒ含有量が本発明の規定範囲よりも高いため、窒化後の芯部硬さが低く、硬化深さも浅かった。そのため、疲労強度Ｂが４９０ＭＰａと低くなった。【０１０８】
試験Ｎｏ．２６では、鋼Ａを用いており、化学組成は本発明の規定範囲内であるが、窒化処理後の金属組織中のフェライトおよびパーライトの合計面積率が高いため、Ｖが有効に作用せず、表層硬さが低く、硬化深さも浅かった。そのため、疲労強度Ａが５３０ＭＰａと低くなった。【０１０９】
試験Ｎｏ．２７では、棒鋼製造時における熱間鍛造後の平均冷却速度が０．４℃／秒を超えているため、棒鋼中に初析フェライトおよびパーライトが含まれず、切断性が劣る結果となった。
【図１】
2020003425.tif 000004
【図２】
2020003425.tif 000005
【手続補正書】
【提出日】平成31年3月27日(2019.3.27)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０９〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：２．２０％を超えて３．５０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００１〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０２〜０．８０％、
Ｖ：０．１０〜０．４０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、
Ｎ：０．０２５０％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｍｏ：０〜０．１０％、
Ｃｕ：０〜０．３０％、
Ｎｉ：０〜０．３０％、
Ｂｉ：０〜０．３５％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、全体の平均面積％で、
初析フェライトおよびパーライトの合計が３５％以上である、
窒化用棒鋼。
【請求項２】
前記金属組織が、全体の平均面積％で、
初析フェライトおよびパーライトの合計が５０％以上である、
請求項１に記載の窒化用棒鋼。
【請求項３】
前記棒鋼が丸鋼であり、当該丸鋼の直径が７０ｍｍ以上である、
請求項１または請求項２に記載の窒化用棒鋼。
【請求項４】
表面に窒素化合物層および窒素拡散層からなる硬化層を有する機械部品であって、
前記硬化層を除く領域における化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０９〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：２．２０％を超えて３．５０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００１〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０２〜０．８０％、
Ｖ：０．１０〜０．４０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、
Ｎ：０．０２５０％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｍｏ：０〜０．１０％、
Ｃｕ：０〜０．３０％、
Ｎｉ：０〜０．３０％、
Ｂｉ：０〜０．３５％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
前記表面から深さ方向に２ｍｍの位置までで、かつ前記硬化層を除く領域に、平均面積％で、初析フェライトおよびパーライトの合計が４０％以下となる領域を有し、
硬化深さが０．２６ｍｍ超である、
機械部品。
【国際調査報告】
2020003425.tif 000006
2020003425.tif 000007
2020003425.tif 000008
2020003425.tif 000009