(57)【要約】    【課題】軟窒化処理前に所望の部品形状への切削加工が容易で、高い疲労強度が要求される部品の素材として好適な軟窒化用鋼の提供。    【解決手段】Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｍｏ：０．８０〜１．５０％、Ｖ：０．１０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ａｌ：０〜０．０５０％を含み、残部はＦｅと不純物で、不純物中のＮ≦０．００７０％、Ｏ≦０．００３０％の軟窒化用鋼。必要に応じて、(1)特定量のＴｉとＢ、(2)特定量のＳ、ＣａとＴｅの１種以上、(3)特定量のＴｉとＢに加えて、特定量のＳ、ＣａとＴｅの１種以上を含んでもよい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｍｏ：０．８０〜１．５０％、Ｖ：０．１０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ａｌ：０〜０．０５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮが０．００７０％以下、Ｏ（酸素）が０．００３０％以下であることを特徴とする軟窒化用鋼。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０１５〜０．１００％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有する請求項１に記載の軟窒化用鋼。
【請求項３】
Ｆｅの一部に代えて、Ｓ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．０１％及びＴｅ：０．００１〜０．１００％から選択される１種以上を含有する請求項１に記載の軟窒化用鋼。
【請求項４】
Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０１５〜０．１００％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有するとともに、Ｓ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．０１％及びＴｅ：０．００１〜０．１００％から選択される１種以上を含有する請求項１に記載の軟窒化用鋼。
【請求項５】
請求項１から４までのいずれかに記載の化学組成を有し、軟窒化後の硬さが下記の式(1)及び式(2)を満たすことを特徴とする軟窒化部品。
１．６≦ＨｖＳ／ＨｖＭ≦２．２・・・・・(1)
５５０≦ＨｖＳ≦７３０・・・・・(2)
但し、式(1)及び(2)におけるＨｖＳは表面から０．０５ｍｍ位置でのビッカース硬さ、ＨｖＭは母材部のビッカース硬さを表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟窒化用鋼及び軟窒化部品に関し、詳しくは、被削性に優れた軟窒化用鋼、及びその鋼を素材とし軟窒化処理後に高い疲労強度を有する軟窒化部品、なかでも、軟窒化クランクシャフトを始めとする円弧部の半径が２〜３ｍｍである自動車用軟窒化部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
高い疲労強度や耐摩耗性が要求されるクランクシャフトを始めとする自動車用部品は、所望の形状まで成形した後に、いわゆる「表面硬化処理」が施される。この表面硬化処理としては、浸炭焼入れ、高周波焼入れ、窒化や軟窒化などの処理が知られている。
【０００３】
上記のうち、浸炭処理は、高温のオーステナイト域においてＣを拡散させた後、焼入れを施す処理であるため、０．５ｍｍ以上の大きな硬化層深さを得ることができる。また、高周波焼入れは、高周波誘導加熱により表層部をオーステナイト化して焼入れを施す処理であり、高周波加熱時のオーステナイト相の深さにも依るが、一般に、１ｍｍ以上の深い硬化層深さを得ることができる。
【０００４】
しかしながら、前記２つの処理は、いずれもオーステナイト状態の高温域から焼入れ、すなわち、急冷して表面を硬化させる処理であるため、高い疲労強度は得られるものの、部品に大きな焼入れ歪が生じてしまう。
【０００５】
このため、所要部品に対して特に低歪であることが要求される場合には、窒化処理や軟窒化処理が施されている。
【０００６】
しかし、一般の窒化処理は、アンモニアの気流中で５００〜５５０℃に２０〜１００時間加熱後徐冷する所謂「ガス窒化」処理であるため、生産性が低くコストも高い。このため、窒化温度が５５０℃前後の「液体窒化法」が開発されているが、この方法の場合にも窒化には１２時間程度を要するため、量産部品を低コストで効率よく製造するのに適した方法とは言えない。
【０００７】
一方、軟窒化処理は、５７０℃程度の温度のシアン系化合物の塩浴、又はＲＸガス（ＲＸガスは吸熱型変成ガスの商標）にアンモニアを添加したガス中に保持することにより、鋼材表面からＮとＣを鋼中に侵入させて表層部を硬化させる方法で、短時間の処理が可能である。そのため、低歪が要求される量産品に適した表面硬化処理として軟窒化処理が重用されている。
【０００８】
従来、軟窒化用鋼としては、例えば、JIS G 4053(2003)に規定されているクロムモリブデン鋼（ＳＣＭ４３５など）やJIS G 4202(1979)に規定されているアルミニウムクロムモリブデン鋼（ＳＡＣＭ６４５）が多く使用されてきた。
【０００９】
しかしながら、このようなＪＩＳ規格鋼を使用した場合、熱間鍛造後の硬さが高く被削性に劣るため切削加工が困難である。しかも、Ｃｒ、Ａｌなどの窒化物形成元素を多量に含むため、高い表面硬さが得られるものの、大きな軟窒化深さを得ることができないため、熱間鍛造後の硬さが高い割には、疲労強度はあまり高くなく、耐疲労特性の点でも充分に満足できるものではなかった。
【００１０】
そこで、被削性を高めるために、特許文献１及び２に、軟窒化や窒化の前には硬さを低く抑え、軟窒化や窒化の時に金属間化合物やＣｕを析出させて硬さを高め、大きな疲労強度を確保する鋼が、提案されている。
【００１１】
【特許文献１】特開平５−５９４８８号公報
【特許文献２】特開平７−１３８７０１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
軟窒化温度は通常５７０℃程度であり、この温度域では金属間化合物及びＣｕの析出物が粗大になってしまう。このため、前述の特許文献１及び２で開示された鋼の場合、軟窒化時の硬さ上昇効果が小さく、十分な疲労強度が得られない。
【００１３】
本発明の目的は、軟窒化処理前に所望の部品形状への切削加工が容易な被削性に優れる軟窒化用鋼、及びその鋼を素材とし軟窒化処理後に高い疲労強度を有する軟窒化部品を提供することである。具体的には、軟窒化処理前のビッカース硬さ（以下、「Ｈｖ硬さ」という。）が２８０以下で被削性に優れた軟窒化用鋼、及びその鋼を素材とし軟窒化処理後に実応力で８００ＭＰａ以上の大きな疲労強度を有する軟窒化部品、なかでも、円弧部半径が２〜３ｍｍの自動車用軟窒化部品を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、軟窒化処理前の良好な被削性の確保のために熱間鍛造後の硬さをＨｖ２８０以下に保つことができ、しかも、軟窒化処理後に高い疲労強度、特に、実応力で８００ＭＰａ以上という大きな疲労強度を確保することができる鋼について、種々調査・研究を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。
【００１５】
（ａ）５７０℃前後の軟窒化処理によって析出硬化の程度を大きくすることができる最適な析出物は、Ｍｏ2Ｃを主体とする炭化物である。
【００１６】
（ｂ）組織を低Ｃベイナイト組織とし、ＭｏとＶを主体とする炭化物を析出させれば、非常に大きな時効硬化量が得られる。
【００１７】
（ｃ）軟窒化処理の際にＮの拡散速度を増加させて、深い硬化層深さを得るためには、ＣｒやＡｌといった窒化物形成元素の含有量を適正化すればよい。
【００１８】
（ｄ）鋼の化学組成を適正化し、更に、軟窒化後の表面硬さとしての表面から０．０５ｍｍ位置でのＨｖ硬さと軟窒化後の母材部のＨｖ硬さとの比、及び上記軟窒化後の表面から０．０５ｍｍ位置でのＨｖ硬さの値を適正化すれば、円弧部半径が２〜３ｍｍの部品であっても、軟窒化処理後に、実応力で８００ＭＰａ以上の疲労強度が得られる。
【００１９】
なお、軟窒化後の母材部のＨｖ硬さとは、軟窒化処理後の表面硬化されていない部分のＨｖ硬さを指す。
【００２０】
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）〜（４）に示す軟窒化用鋼及び（５）に示す軟窒化部品にある。
【００２１】
（１）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｍｏ：０．８０〜１．５０％、Ｖ：０．１０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ａｌ：０〜０．０５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮが０．００７０％以下、Ｏ（酸素）が０．００３０％以下であることを特徴とする軟窒化用鋼。
【００２２】
（２）Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０１５〜０．１００％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有する上記（１）に記載の軟窒化用鋼。
【００２３】
（３）Ｆｅの一部に代えて、Ｓ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．０１％及びＴｅ：０．００１〜０．１００％から選択される１種以上を含有する上記（１）に記載の軟窒化用鋼。
【００２４】
（４）Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０１５〜０．１００％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有するとともに、Ｓ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．０１％及びＴｅ：０．００１〜０．１００％から選択される１種以上を含有する上記（１）に記載の軟窒化用鋼。
【００２５】
（５）上記（１）から（４）までのいずれかに記載の化学組成を有し、軟窒化後の硬さが下記の式(1)及び式(2)を満たすことを特徴とする軟窒化部品。
１．６≦ＨｖＳ／ＨｖＭ≦２．２・・・・・(1)、
５５０≦ＨｖＳ≦７３０・・・・・(2)
但し、式(1)及び(2)におけるＨｖＳは表面から０．０５ｍｍ位置でのＨｖ硬さ、ＨｖＭは母材部のＨｖ硬さを表す。
【００２６】
以下、上記（１）〜（４）の軟窒化用鋼に係る発明及び（５）の軟窒化部品に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（５）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
【発明の効果】
【００２７】
本発明の軟窒化用鋼は、被削性に優れるため軟窒化処理前に所望の部品形状への切削加工が容易に行え、しかも、軟窒化処理後には実応力で８００ＭＰａ以上の大きな疲労強度を有するので、軟窒化部品、なかでも、軟窒化クランクシャフトを始めとする自動車用軟窒化部品の素材として用いることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００２９】
（Ａ）化学組成
Ｃ：０．０４〜０．２０％
Ｃは、鋼の母材部硬さ確保のために、また、軟窒化処理の温度域でＶ及びＭｏと結合して炭化物を形成し、軟窒化処理によって十分な硬化部品を得るために必須の元素である。しかし、その含有量が、０．０４％未満では十分な母材部硬さが得られず、しかも、軟窒化処理による硬化も不十分である。一方、Ｃの含有量が０．２０％を超えると、熱間鍛造後の硬さをＨｖ硬さで２８０以下にすることができないので、被削性が大きく低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０４〜０．２０％とした。なお、Ｃの含有量は０．１０〜０．２０％にすることが好ましい。
【００３０】
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として必要な元素であり、また、鋼の焼入れ性を高める作用を有する。その効果を十分に得るためには、Ｓｉは０．０５％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｓｉの含有量が多くなり、特に、Ｓｉの含有量が０．５０％を超えると、軟窒化処理時にスケールが生成して、硬化層深さが浅くなってしまう。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜０．５０％とした。なお、Ｓｉの含有量は０．１５〜０．３０％にすることが好ましい。
【００３１】
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％
Ｍｎは、脱酸剤として必要な元素であり、また、鋼の焼入れ性を高める作用を有する。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．５０％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｍｎを１．５０％を超えて含有させても前記の効果が飽和してコストが嵩むうえに、熱間鍛造後の硬さがＨｖ硬さで２８０を超えてしまうので、被削性が大きく低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．５０〜１．５０％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．５０〜１．００％にすることが好ましい。
【００３２】
Ｍｏ：０．８０〜１．５０％
Ｍｏは、軟窒化処理の温度域でＣと結合して炭化物を形成し、軟窒化処理後の硬さを高めるのに重要な元素である。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．８０％未満では十分な硬化作用が得られない。一方、Ｍｏの含有量が１．５０％を超えると、熱間鍛造の加熱時にＭｏが素地に十分に固溶しないため、前記の効果が飽和してコストが嵩む。更に、焼入れ性が高くなりすぎて、熱間鍛造後の硬さがＨｖ硬さで２８０を超えてしまうので、被削性が大きく低下する。したがって、Ｍｏの含有量を０．８０〜１．５０％とした。なお、Ｍｏの含有量は０．９０〜１．２０％にすることが好ましい。
【００３３】
Ｖ：０．１０〜０．３０％
Ｖは、Ｍｏと同様に軟窒化処理の温度域でＣと結合して炭化物を形成し、軟窒化処理後の硬さを高めるのに重要な元素である。しかしながら、Ｖの含有量が０．１０％未満では十分な硬化作用が得られない。一方、Ｖの含有量が０．３０％を超えると、熱間鍛造の加熱時にＶが素地に十分に固溶しないため、前記の効果が飽和してコストが嵩む。更に、焼入れ性が高くなりすぎて、熱間鍛造後の硬さがＨｖ硬さで２８０を超えてしまうので、被削性が大きく低下する。したがって、Ｖの含有量を０．１０〜０．３０％とした。なお、Ｖの含有量は０．１５〜０．２５％にすることが好ましい。
【００３４】
Ｃｒ：０〜０．５０％
Ｃｒの添加は任意である。添加すれば、軟窒化処理の際に鋼材表面から進入するＮと結合して、表面硬さを高める作用を有する。しかしながら、Ｃｒの含有量が多くなり、特に、Ｃｒの含有量が０．５０％を超えると、軟窒化処理による硬化層深さが浅くなって内部破壊を生じるため疲労強度が低下する。したがって、Ｃｒの含有量を０〜０．５０％とした。なお、Ｃｒの含有量は０．０５〜０．３０％にすることが好ましい。
【００３５】
Ｎｂ：０〜０．０５％
Ｎｂの添加は任意である。添加すれば、結晶粒を微細化して鋼の延性及び靱性を高める作用を有する。しかしながら、Ｎｂを０．０５％を超えて含有させても前記の効果は飽和してコストが嵩むばかりである。したがって、Ｎｂの含有量を０〜０．０５％とした。なお、Ｎｂの含有量は０．０１〜０．０３％にすることが好ましい。
【００３６】
Ａｌ：０〜０．０５０％
Ａｌの添加は任意である。添加すれば、脱酸作用に加えて、結晶粒を微細化して鋼の延性及び靱性を高める作用を有する。しかしながら、Ａｌを０．０５０％を超えて含有させても前記の効果は飽和してコストが嵩む。更に、軟窒化処理による硬化層深さが浅くなって内部破壊を生じるため疲労強度が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０〜０．０５０％とした。なお、Ａｌの含有量は０．００１〜０．０３５％にすることが好ましい。
【００３７】
本発明（１）に係る軟窒化用鋼においては、不純物中のＮ及びＯ（酸素）の含有量を下記のとおりに制限する。
【００３８】
Ｎ：０．００７０％以下
Ｎは、ＣとともにＶと結合してＶＣＮを形成しやすく、特に、Ｎの含有量が多くなって０．００７０％を超えると容易にＶＣＮを形成し、熱間鍛造の加熱時にＶが素地に十分に固溶しないため、軟窒化処理後に十分な硬化作用が得られない。更に、Ｎの含有量が多くなって０．００７０％を超える場合には、Ｔｉを添加した場合、ＴｉＮが多量に生成し、フィッシュアイなどの介在物の起点となり、疲労強度の低下を招いてしまう。したがって、不純物中のＮの含有量を０．００７０％以下とした。
【００３９】
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、酸化物系介在物を形成しやすく、フィッシュアイなどの介在物起因の破壊起点となり、疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が多くなって０．００３０％を超えると、疲労強度の低下が顕著になる。したがって、不純物中のＯの含有量を０．００３０％以下とした。なお、Ｏの含有量は可及的に少なくすることが望ましい。
【００４０】
上記の理由から、本発明（１）に係る軟窒化用鋼は、上述した範囲のＣからＡｌまでの元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮが０．００７０％以下、Ｏ（酸素）が０．００３０％以下であることと規定した。
【００４１】
なお、本発明に係る軟窒化用鋼は、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、後述する第１群に示される元素を任意添加元素として添加し、含有させたものでもよい。また、第２群から選択される少なくとも１種以上の元素を任意添加元素として添加し、含有させたものでもよい。更に、第１群に示される元素と第２群から選択される少なくとも１種以上の元素との両方を任意添加元素として添加し、含有させたものでもよい。
【００４２】
以下、上記第１群及び第２群の任意添加元素に関して説明する。
【００４３】
第１群：Ｔｉ：０．０１５〜０．１００％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％
Ｔｉは、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、後述するＢの焼入れ性効果を確保するために添加する。しかしながら、その含有量が０．０１５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｔｉを０．１００％を超えて含有させても前記の効果が飽和してコストが嵩むばかりである。しかも、過剰のＴｉが軟窒化時に侵入したＮと結びつき、表面硬さを過度に上昇させて硬化層深さが浅くなる。このため、内部破壊を生じ疲労強度の低下を招いてしまう。したがって、添加する場合のＴｉの含有量を０．０１５〜０．１００％とした。
【００４４】
Ｂは、焼入れ性を高めて、焼入れ深さを確保する作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０００５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｂを０．００３０％を超えて含有させても前記の効果が飽和してコストが嵩むばかりか、鋳片に割れが生じやすくなって、生産性の低下をきたす。したがって、添加する場合のＢの含有量を０．０００５〜０．００３０％とした。
【００４５】
なお、上記のＴｉ及びＢは、２種を複合して添加することで、焼入れを高めて十分な母材部硬さを確保することが可能となる。このため、質量効果が大きい軟窒化部品、なかでも、軟窒化クランクシャフトを始めとする自動車用軟窒化部品の素材として、ＴｉとＢの２種を複合して添加することができる。
【００４６】
第２群：Ｓ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．０１％及びＴｅ：０．００１〜０．１００％
Ｓは、被削性を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．００５％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｓを０．１００％を超えて含有させても被削性の更なる向上が認められなくなるばかりか、疲労強度の低下を招くことがある。したがって、添加する場合のＳの含有量を０．００５〜０．１００％とした。
【００４７】
Ｃａは、被削性を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．００１％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｃａを０．０１％を超えて含有させても被削性の更なる向上が認められなくなるばかりか、疲労強度の低下を招くことがある。したがって、添加する場合のＣａの含有量を０．００１〜０．０１％とした。
【００４８】
Ｔｅも、被削性を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．００１％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｔｅを０．１００％を超えて含有させても被削性の更なる向上が認められなくなるばかりか、疲労強度の低下を招くことがある。したがって、添加する場合のＴｅの含有量を０．００１〜０．１００％とした。
【００４９】
上記のＳ、Ｃａ及びＴｅはいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で添加することができる。
【００５０】
上記の理由から、本発明（２）に係る軟窒化用鋼は、本発明（１）における軟窒化用鋼のＦｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０１５〜０．１００％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有することと規定した。
【００５１】
また、本発明（３）に係る軟窒化用鋼は、本発明（１）における軟窒化用鋼のＦｅの一部に代えて、Ｓ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．０１％及びＴｅ：０．００１〜０．１００％から選択される１種以上を含有することと規定した。
【００５２】
更に、本発明（４）に係る軟窒化用鋼は、本発明（１）における軟窒化用鋼のＦｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０１５〜０．１００％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有するとともに、Ｓ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．０１％及びＴｅ：０．００１〜０．１００％から選択される１種以上を含有することと規定した。
【００５３】
前述の本発明（１）から本発明（４）までのいずれかに記載の軟窒化用鋼を素材とすることによって、所望形状の軟窒化部品への切削加工を容易にして、しかも、軟窒化処理後に耐疲労特性を高めることができる。
【００５４】
したがって、本発明（５）に係る軟窒化部品は、前記本発明（１）から本発明（４）までのいずれかに記載の化学組成を有するものと規定した。
【００５５】
（Ｂ）軟窒化部品の硬さ
前記本発明（１）〜本発明（４）の軟窒化用鋼を素材とする軟窒化部品のうちで、特に、円弧部半径が２〜３ｍｍであるものが、実応力で８００ＭＰａ以上という大きな疲労強度を有するためには、ＨｖＳを軟窒化後の表面から０．０５ｍｍ位置でのＨｖ硬さ、ＨｖＭを軟窒化後の母材部のＨｖ硬さとして、前記の式(1)及び式(2)、つまり、
１．６≦ＨｖＳ／ＨｖＭ≦２．２・・・・・(1)、
５５０≦ＨｖＳ≦７３０・・・・・(2)、
を満たす必要がある。以下、このことについて説明する。
【００５６】
図１及び図２中の破線及び実線は、それぞれ、軟窒化部品の半径２〜３ｍｍの円弧部における表面からの距離と疲労強度との関係及び前記の距離と部品に作用する応力との関係を模式的に示す図である。つまり、図１及び図２は、軟窒化部品における疲労強度分布（破線）及び部品に作用する応力分布（実線）を模式的に示す図である。
【００５７】
なお、上記の図１及び図２における疲労強度は括弧内の「Ｈｖ硬さ×１．６」として示した。これは、鉄鋼材料の場合、疲労強度（疲労限度）σｗとＨｖ硬さとの間にほぼ下記の式(3)で表される関係のあることが知られているためである。
σｗ＝Ｈｖ硬さ×１．６・・・・・(3)。
【００５８】
上記２つの図のうち、図１は素材がJIS G 4202(1979)に記載されたＳＡＣＭ６４５のように窒化物形成元素を多量に含む場合を示し、また、図２は素材が窒化物形成元素であるＣｒ、Ａｌ、Ｖ、ＭｏやＴｉをほとんど含まない場合を示している。
【００５９】
図１にみられるように、窒化物形成元素を多量に含む場合、母材部硬さである内部硬さに比べて表面硬さが高くなるものの軟窒化の硬化層の深さが小さいので、部品は内部から疲労破壊を生じてしまう。このため、表面硬さが高い割には、所望の大きな疲労強度を得ることができない。
【００６０】
一方、図２にみられるように、窒化物形成元素をほとんど含まない場合、軟窒化の硬化層の深さは大きいものの、表面硬さが母材部硬さである内部硬さに比べて低すぎるので、部品表面で疲労破壊を生じてしまう。このため、所望の大きな疲労強度を得ることができない。
【００６１】
そこで、本発明者らは、半径２〜３ｍｍの円弧部を有する軟窒化部品の内部からの疲労破壊を防止するとともに、表面における疲労破壊をも防止するための条件について種々検討を行った。
【００６２】
その結果、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を素材とする軟窒化部品は、軟窒化後の「ＨｖＳ／ＨｖＭ」の値及び「ＨｖＳ」の値が、それぞれ、特定の範囲にある場合に大きな疲労強度を有することが判明した。
【００６３】
そこで、更に検討を加えた結果、半径２〜３ｍｍの円弧部を有する軟窒化部品が使用される際の応力勾配に見合うものとして「ＨｖＳ／ＨｖＭ」の値を１．６〜２．２に制御するとともに、ＨｖＳの値を５５０〜７３０とすることによって、前記軟窒化部品に所望の良好な耐疲労特性、すなわち、実応力で８００ＭＰａ以上の大きな疲労強度を付与できることが判明した。
【００６４】
したがって、本発明（５）に係る軟窒化部品は、軟窒化後の硬さが前記の式(1)及び式(2)を満たすことと規定した。
【００６５】
なお、軟窒化後の硬さが前記の式(1)を満たす、つまり、「ＨｖＳ／ＨｖＭ」の値が１．６〜２．２となる範囲においては、同一の母材部硬さを有する場合であっても大きな疲労強度が得られるので、被削性及びコストの面でも有利である。
【００６６】
軟窒化後の硬さが前記の式(1)及び式(2)を満たす軟窒化部品は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する軟窒化用鋼を、例えば、「１０５０〜１２５０℃に加熱した後、鍛造仕上げ温度を１２００〜９００℃として熱間鍛造し、次いで、切削加工して半径２〜３ｍｍの円弧部を有する所望の軟窒化部品の形状に仕上げてから、５７０〜６２０℃で軟窒化処理する」ことによって比較的容易に製造することができる。
【００６７】
以下、軟窒化後の硬さが前記の式(1)及び式(2)を満たす軟窒化部品の製造方法の一例として挙げた上記の内容に関して説明する。
【００６８】
・熱間鍛造の加熱温度：１０５０〜１２５０℃
熱間鍛造のための加熱温度が１０５０℃を下回った場合、ＶＣやＭｏ2Ｃが素地に十分に固溶しないために、軟窒化処理後の母材部硬さが十分ではなく、疲労強度の低下を招くことがある。一方、鍛造加熱温度が１２５０℃を超える場合には、結晶粒が粗大化して、疲労強度の低下を招くことがある。このため、熱間鍛造のための加熱温度は１０５０〜１２５０℃とするのが好ましい。
【００６９】
・熱間鍛造の仕上げ温度：１２００〜９００℃
熱間鍛造の仕上げ温度は結晶粒の微細効果を得るために１２００℃以下の温度とするのがよい。しかしながら、９００℃未満の温度では、鍛造加工性が劣化することがある。したがって、熱間鍛造の仕上げ温度は１２００〜９００℃とするのが好ましい。なお、熱間鍛造の仕上げ温度は１１００〜９５０℃とするのが一層好ましい。
【００７０】
上述の「１０５０〜１２５０℃に加熱した後、鍛造仕上げ温度を１２００〜９００℃として熱間鍛造」することによって、オーステナイト結晶粒は安定して１００μｍ以下のサイズになる。
【００７１】
・切削加工
上記のようにして得た熱間鍛造材を所望の軟窒化部品の形状に仕上げる切削加工の方法は、部品形状に合わせて適宜選択すればよいものである。
【００７２】
・軟窒化処理温度：５７０〜６２０℃
切削加工して所望の形状に仕上げた部品には、この後更に、軟窒化処理が施される。なお、Ｍｏ2ＣやＶＣなどの析出硬化量を最大限確保して軟窒化処理後の母材部硬さを高めるために、軟窒化処理の温度は、５７０〜６２０℃とするのがよい。軟窒化処理の温度を高くすることによって、Ｎの拡散が促進され、短時間で大きな軟窒化の硬化層の深さを得ることができるものの、６２０℃を超えると、析出硬化のピークをすぎることとなって、母材部硬さの低下を招くことがある。一方、５７０℃を下回る温度では、析出硬化量が確保できずに十分な母材部硬さを得られないことがある。したがって、軟窒化処理温度は５７０〜６２０℃とするのが好ましい。なお、軟窒化処理温度は５９０〜６１０℃とするのが一層好ましい。この軟窒化処理の方法は、通常の方法で行えばよい。
【００７３】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【実施例】
【００７４】
［実施例１］
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｓを溶製後、熱間で各々直径８０ｍｍの丸棒に圧延した。なお、表１における鋼Ａ〜Ｉ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る。一方、表１における鋼Ｊ〜Ｓは本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
【００７５】
【表１】
2006328457.tif 000002
【００７６】
次いで、直径８０ｍｍの丸棒について、表２に示す鍛造加熱温度及び鍛造仕上げ温度で熱間鍛造し、直径５０ｍｍの丸棒を作製した。
【００７７】
熱間鍛造後の冷却は空冷とした。なお、空冷の冷却速度は、９００℃から５００℃の範囲で４０℃／分である。
【００７８】
このようにして得た直径５０ｍｍの各丸棒から、硬さ試験片と切削加工用試験片を採取して、硬さと被削性を調査した。
【００７９】
硬さ試験は、直径５０ｍｍの丸棒のＲ／２の部位（但し、「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）から１５ｍｍ角の寸法の試験片を採取し、試験力９．８Ｎで５点ずつＨｖ硬さを測定し、各５点の平均値をその試験片のＨｖ硬さとし、２８０以下を目標とした。
【００８０】
被削性の調査は、直径５０ｍｍの丸棒から「直径５０ｍｍ×長さ４００ｍｍ」の試験片を採取し、下記の条件で切削加工して実施した。
【００８１】
・「切削方法」：外周乾式旋削、
・「チップ」：超硬工具Ｐ２０、
・「送り」：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
・「周速」：１５０ｍ／分、
・「切り込み量」：２．０ｍｍ。
【００８２】
なお、被削性は逃げ面磨耗量が０．２ｍｍに達するまでの工具寿命で評価し、２０分以上の工具寿命を有することを目標とした。
【００８３】
表２に、前記の硬さ試験の結果と被削性の調査結果を併せて示す。なお、直径５０ｍｍの丸棒から採取した試験片の硬さを「鍛造後のＨｖ硬さ」として示した。
【００８４】
また、直径５０ｍｍの各丸棒から、図３に示す形状のノッチ底の半径が３．２ｍｍの疲労試験片を採取し、ＲＸガスにアンモニアを１：１の割合で混合した雰囲気中で、表２に「軟窒化温度」として併記した温度に２時間保持して軟窒化処理を施し、その後油中へ冷却した。
【００８５】
次いで、回転速度を３０００ｒｐｍとした小野式回転曲げ疲労試験機を用いて、上記の軟窒化処理した疲労試験片の曲げ疲労強度を求めた。なお、曲げ疲労強度は、切欠部の実応力を、歪みゲージを貼付して求めた。なお、曲げ疲労強度は８００ＭＰａ以上を目標とした。
【００８６】
更に、軟窒化処理した疲労試験片を用いて、試験力４．９Ｎで、表面から０．０５ｍｍ位置でのＨｖ硬さ（ＨｖＳ）及び母材部硬さ（ＨｖＭ）を測定した。
【００８７】
表２に、上記のようにして求めた曲げ疲労強度と軟窒化処理後の硬さも併せて示した。
【００８８】
【表２】
2006328457.tif 000003
【００８９】
表２から、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Ａ〜Ｉを用いた試験番号１〜９の場合は、いずれも、工具寿命が２０分を超えて被削性に優れ、また、疲労強度も８００ＭＰａを超える大きな値で耐疲労特性にも優れていることが明らかである。
【００９０】
これに対して、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Ｊ〜Ｓを用いた試験番号１０〜１９の場合は、被削性と耐疲労特性のいずれか又は双方に劣っている。
【００９１】
すなわち、試験番号１０及び試験番号１７の場合は、工具寿命が２０分に達せず被削性に劣っている。
【００９２】
また、試験番号１４の場合は、工具寿命が２０分に達せず被削性に劣るとともに、疲労強度が８００ＭＰａに達せず耐疲労特性にも劣っている。
【００９３】
更に、試験番号１１〜１３、試験番号１５、試験番号１６、試験番号１８及び試験番号１９の場合は、疲労強度が８００ＭＰａに達せず耐疲労特性に劣っている。
【００９４】
［実施例２］
実施例１で作製した鋼Ａ及び鋼Ｂの直径８０ｍｍの丸棒について、表３に示す鍛造加熱温度及び鍛造仕上げ温度で熱間鍛造し、直径５０ｍｍの丸棒を作製した。
【００９５】
熱間鍛造後の冷却は空冷とした。なお、空冷の冷却速度は、９００℃から５００℃の範囲で４０℃／分である。
【００９６】
このようにして得た直径５０ｍｍの各丸棒から、硬さ試験片と切削加工用試験片を採取して、硬さと被削性を調査した。
【００９７】
硬さ試験は、直径５０ｍｍの丸棒のＲ／２の部位（但し、「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）から１５ｍｍ角の寸法の試験片を採取し、試験力９．８Ｎで５点ずつＨｖ硬さを測定し、各５点の平均値をその試験片のＨｖ硬さとし、２８０以下を目標とした。
【００９８】
被削性の調査は、直径５０ｍｍの丸棒から「直径５０ｍｍ×長さ４００ｍｍ」の試験片を採取し、下記の条件で切削加工して実施した。
【００９９】
・「切削方法」：外周乾式旋削、
・「チップ」：超硬工具Ｐ２０、
・「送り」：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
・「周速」：１５０ｍ／分、
・「切り込み量」：２．０ｍｍ。
【０１００】
なお、被削性は逃げ面磨耗量が０．２ｍｍに達するまでの工具寿命で評価し、２０分以上の工具寿命を有することを目標とした。
【０１０１】
表３に、前記の硬さ試験の結果と被削性の調査結果を併せて示す。なお、直径５０ｍｍの丸棒から採取した試験片の硬さを「鍛造後のＨｖ硬さ」として示した。
【０１０２】
また、直径５０ｍｍの各丸棒から、図４に示す形状のノッチ底の半径が２．５ｍｍの疲労試験片を採取し、ＲＸガスにアンモニアを１：１の割合で混合した雰囲気中で、表３に「軟窒化温度」として併記した温度に２時間保持して軟窒化処理を施し、その後油中へ冷却した。
【０１０３】
次いで、回転速度を３０００ｒｐｍとした小野式回転曲げ疲労試験機を用いて、上記の軟窒化処理した疲労試験片の曲げ疲労強度を求めた。なお、曲げ疲労強度は、切欠部の実応力を、歪みゲージを貼付して求めた。なお、曲げ疲労強度は８００ＭＰａ以上を目標とした。
【０１０４】
更に、軟窒化処理した疲労試験片を用いて、試験力４．９Ｎで、表面から０．０５ｍｍ位置でのＨｖ硬さ（ＨｖＳ）及び母材部の硬さ（ＨｖＭ）を測定した。
【０１０５】
表３に、上記のようにして求めた曲げ疲労強度と軟窒化処理後の硬さも併せて示した。
【０１０６】
【表３】
2006328457.tif 000004
【０１０７】
表３から、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Ａ及び鋼Ｂを用いた試験番号２０〜２７の場合は、いずれも、工具寿命が２０分を超えて被削性に優れている。
【０１０８】
しかしながら、試験番号２１、試験番号２３、試験番号２４、試験番号２６及び試験番号２７の場合、軟窒化後の硬さが前記の式(1)から外れている、つまり、「ＨｖＳ／ＨｖＭ」の値が、それぞれ、２．４６、２．２６、２．３４、２．２４及び１．４１であるため、ノッチ底の半径が２．５ｍｍの疲労試験片を用いた場合の疲労強度は目標に達していない。
【０１０９】
これに対して、本発明（５）で規定する条件を満たす試験番号２０、試験番号２２及び試験番号２５の場合、ノッチ底の半径が２．５ｍｍの疲労試験片を用いた場合であってもその疲労強度は８００ＭＰａを超える大きな値で耐疲労特性にも優れていることが明らかである。
【産業上の利用可能性】
【０１１０】
本発明の軟窒化用鋼は、被削性に優れるため軟窒化処理前に所望の部品形状への切削加工が容易に行え、しかも、軟窒化処理後には実応力で８００ＭＰａ以上の大きな疲労強度を有するので、軟窒化部品、なかでも、軟窒化クランクシャフトを始めとする自動車用軟窒化部品の素材として用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【０１１１】
【図１】素材がJIS G 4202(1979)に記載されたＳＡＣＭ６４５のように窒化物形成元素を多量に含む場合における、軟窒化部品の半径２〜３ｍｍの円弧部における表面からの距離と疲労強度との関係（図中の破線）及び前記の距離と部品に作用する応力との関係（図中の実線）を模式的に示す図である。なお、疲労強度は「Ｈｖ硬さ×１．６」で示した。
【図２】素材が窒化物形成元素をほとんど含まない場合における、軟窒化部品の半径２〜３ｍｍの円弧部における表面からの距離と疲労強度との関係（図中の破線）及び前記の距離と部品に作用する応力との関係（図中の実線）を模式的に示す図である。なお、疲労強度は「Ｈｖ硬さ×１．６」で示した。
【図３】実施例で用いたノッチ底の半径が３．２ｍｍの疲労試験片の形状を示す図である。
【図４】実施例で用いたノッチ底の半径が２．５ｍｍの疲労試験片の形状を示す図である。
【図１】
2006328457.tif 000005
【図２】
2006328457.tif 000006
【図３】
2006328457.tif 000007
【図４】
2006328457.tif 000008