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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024127805
(43)【公開日】2024-09-20
(54)【発明の名称】窒化用粗形鋼材及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240912BHJP
C22C 38/32 20060101ALI20240912BHJP
C21D 1/06 20060101ALI20240912BHJP
C21D 8/06 20060101ALI20240912BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301N
C22C38/32
C21D1/06 A
C21D8/06 A
【審査請求】未請求
【請求項の数】3
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2024027776
(22)【出願日】2024-02-27
(31)【優先権主張番号】P 2023036664
(32)【優先日】2023-03-09
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(71)【出願人】
【識別番号】000116655
【氏名又は名称】愛知製鋼株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110000648
【氏名又は名称】弁理士法人あいち国際特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】牧野 孔明
(72)【発明者】
【氏名】高尾 亮太
(72)【発明者】
【氏名】金岡 光春
【テーマコード（参考）】
4K032
【Ｆターム（参考）】
4K032AA01
4K032AA02
4K032AA04
4K032AA05
4K032AA08
4K032AA12
4K032AA16
4K032AA19
4K032AA21
4K032AA22
4K032AA31
4K032AA35
4K032AA36
4K032BA02
4K032CD01
4K032CD02
(57)【要約】
【課題】窒化前に切削性を確保でき、窒化後に疲労強度を従来よりも高めることができると共に静的強度も兼ね備えた特性が得られる窒化用粗形鋼材を提供すること。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．９０～１．５０％、Ｃｒ：１．３１～２．００％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｖ：０．１０～０．７０％、Ｍｏ：０．０５～０．３０％、Ｎ：０．００２０～０．０１８０％を含有し、式１～式３を満足する。フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下であると共に、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の存在が、１０００μｍ2の範囲内に１０個以下である、内部金属組織を有する。５８０℃に５時間保持した後において２８０ＨＶ以上の内部硬さを有する。
【選択図】図３
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．９０～１．５０％、Ｃｒ：１．３１～２．００％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｖ：０．１０～０．７０％、Ｍｏ：０．０５～０．３０％、Ｎ：０．００２０～０．０１８０％を含有し、式１～式３を満足する。フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下であると共に、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の存在が、１０００μｍ2の範囲内に１０個以下である、内部金属組織を有する。５８０℃に５時間保持した後において２８０ＨＶ以上の内部硬さを有する。
【選択図】図３
【特許請求の範囲】
【請求項1】
窒化処理による表面硬化層を形成することが予定された熱間鍛造材からなる窒化用粗形鋼材であって、
質量％で、必須元素として、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．９０～１．５０％、Ｃｒ：１．３１～２．００％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｖ：０．１０～０．７０％、Ｍｏ：０．０５～０．３０％、及びＮ：０．００２０～０．０１８０％を含有し、
任意元素として、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、及びＴｉ：０．０１～０．１０％の少なくとも１種を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１～式３を満足する化学成分組成を有し、
フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下であると共に、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の存在が、１０００μｍ2の範囲内に１０個以下である、内部金属組織を有し、
５８０℃に５時間保持した後において２８０ＨＶ以上の内部硬さを有する、窒化用粗形鋼材。
式１：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧７．０、
式２：２．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０、
式３：２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ＋９００≦１１５０、
（ただし、式１～式３における元素記号は、各元素の含有率（質量％）の値を示す。）
質量％で、必須元素として、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．９０～１．５０％、Ｃｒ：１．３１～２．００％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｖ：０．１０～０．７０％、Ｍｏ：０．０５～０．３０％、及びＮ：０．００２０～０．０１８０％を含有し、
任意元素として、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、及びＴｉ：０．０１～０．１０％の少なくとも１種を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１～式３を満足する化学成分組成を有し、
フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下であると共に、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の存在が、１０００μｍ2の範囲内に１０個以下である、内部金属組織を有し、
５８０℃に５時間保持した後において２８０ＨＶ以上の内部硬さを有する、窒化用粗形鋼材。
式１：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧７．０、
式２：２．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０、
式３：２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ＋９００≦１１５０、
（ただし、式１～式３における元素記号は、各元素の含有率（質量％）の値を示す。）
【請求項2】
窒化処理による表面硬化層を形成することが予定された熱間鍛造材からなる窒化用粗形鋼材であって、
質量％で、必須元素として、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｃｒ：１．３１～２．００％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｖ：０．１０～０．７０％、Ｎ：０．００２０～０．０１８０％、及びＢ：０．０００５～０．００５０％を含有し、
任意元素として、Ｍｏ：０．００～０．３０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、及びＴｉ：０．０１～０．１０％の少なくとも１種を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１’～式３を満足する化学成分組成を有し、
フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下であると共に、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の存在が、１０００μｍ2の範囲内に１０個以下である、内部金属組織を有し、
５８０℃に５時間保持した後において２８０ＨＶ以上の内部硬さを有する、窒化用粗形鋼材。
式１’：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧４．０、
式２’：１．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０、
式３：２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ＋９００≦１１５０、
（ただし、式１～式３における元素記号は、各元素の含有率（質量％）の値を示す。）
質量％で、必須元素として、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｃｒ：１．３１～２．００％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｖ：０．１０～０．７０％、Ｎ：０．００２０～０．０１８０％、及びＢ：０．０００５～０．００５０％を含有し、
任意元素として、Ｍｏ：０．００～０．３０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、及びＴｉ：０．０１～０．１０％の少なくとも１種を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１’～式３を満足する化学成分組成を有し、
フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下であると共に、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の存在が、１０００μｍ2の範囲内に１０個以下である、内部金属組織を有し、
５８０℃に５時間保持した後において２８０ＨＶ以上の内部硬さを有する、窒化用粗形鋼材。
式１’：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧４．０、
式２’：１．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０、
式３：２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ＋９００≦１１５０、
（ただし、式１～式３における元素記号は、各元素の含有率（質量％）の値を示す。）
【請求項3】
請求項１又は２に記載の窒化用粗形鋼材を製造する方法であって、
上記化学成分組成を有する鋼材に最終の熱間鍛造を実施するにあたり、下記式４及び式５を満足する温度Ｔ℃において熱間鍛造を行い、その後、少なくとも８００℃～４００℃の間の冷却を０．７～２．０℃／秒の冷却速度で行う、窒化用粗形鋼材の製造方法。
式４：Ｘ＝Ｔ－（２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ）、
式５：Ｘ≧９００
上記化学成分組成を有する鋼材に最終の熱間鍛造を実施するにあたり、下記式４及び式５を満足する温度Ｔ℃において熱間鍛造を行い、その後、少なくとも８００℃～４００℃の間の冷却を０．７～２．０℃／秒の冷却速度で行う、窒化用粗形鋼材の製造方法。
式４：Ｘ＝Ｔ－（２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ）、
式５：Ｘ≧９００
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、窒化用粗形鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
例えば自動車用歯車やシャフトのように高い疲労強度を必要とする鋼部品は、表面硬化を目的とした浸炭、高周波熱処理等の処理が施されている。これらの処理は、鋼部品をオーステナイト変態域まで加熱した後、焼入れを行うため、熱又はマルテンサイト変態に起因した歪の発生が問題になる。この歪については、オーステナイト変態温度以下において処理が行われる窒化処理を採用することによって抑制が可能である。
【0003】
従来、窒化後の強度を確保するために、窒化前にＶが固溶したマルテンサイトやベイナイト組織としておき、窒化処理時にＶ炭窒化物を析出させ、析出強化を活用する技術がある（例えば、特許文献１）。ただし、通常、歯車用鋼は窒化などの熱処理前に切削加工工程があり、この工程でマルテンサイトのような硬さが高く靭性の高い組織の分率が高すぎると、工具摩耗や工具の欠けなどの不具合を起こす恐れがある。また、Ｖ添加鋼におけるパーライト組織においても、Ｖ炭窒化物の析出強化により硬さが高くなり、そのような析出強化がなされていないベイナイトや比較的硬さの低いフェライトに比べ、切削性を低下させる懸念がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【特許文献1】特開２０２２－９４１５０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
切削性改善には、マルテンサイトやパーライトの生成防止やフェライト分率の確保が有効であると考えられる。しかし、フェライト分率を確保するために合金元素を低減させると、フェライト組織が多くなりすぎる、またはマルテンサイトやベイナイト組織ではなく、パーライト組織が生成しやすくなる。フェライト組織やパーライト組織の増加は窒化後の静的強度や疲労強度の低下を招くことが、発明者らの検討で明らかとなった。
【0006】
また、十分な疲労強度を得るためには、熱間鍛造後に生成したベイナイト母相から、窒化時にＶ炭窒化物を析出させ、内部硬さを増加させることが必要であるため、最終熱間鍛造後にこれを十分に固溶させておくことが重要であり、材料の成分設計と、材料成分を加味した熱間鍛造工程設計が必要になる。
【0007】
本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、窒化処理による表面硬化層を形成することが予定された熱間鍛造材からなる窒化用粗形鋼材において、窒化前においては切削性を確保でき、窒化後においては疲労強度を従来よりも高めることができると共に静的強度も兼ね備えた特性が得られる窒化用粗形鋼材及びその製造方法を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【0008】
本発明の第１の態様は、窒化処理による表面硬化層を形成することが予定された熱間鍛造材からなる窒化用粗形鋼材であって、
質量％で、必須元素として、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．９０～１．５０％、Ｃｒ：１．３１～２．００％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｖ：０．１０～０．７０％、Ｍｏ：０．０５～０．３０％、及びＮ：０．００２０～０．０１８０％を含有し、
任意元素として、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、及びＴｉ：０．０１～０．１０％の少なくとも１種を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１～式３を満足する化学成分組成を有し、
フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下であると共に、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の存在が、１０００μｍ2の範囲内に１０個以下である、内部金属組織を有し、
５８０℃に５時間保持した後において２８０ＨＶ以上の内部硬さを有する、窒化用粗形鋼材にある。
式１：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧７．０、
式２：２．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０、
式３：２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ＋９００≦１１５０、
（ただし、式１～式３における元素記号は、各元素の含有率（質量％）の値を示す。）
質量％で、必須元素として、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．９０～１．５０％、Ｃｒ：１．３１～２．００％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｖ：０．１０～０．７０％、Ｍｏ：０．０５～０．３０％、及びＮ：０．００２０～０．０１８０％を含有し、
任意元素として、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、及びＴｉ：０．０１～０．１０％の少なくとも１種を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１～式３を満足する化学成分組成を有し、
フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下であると共に、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の存在が、１０００μｍ2の範囲内に１０個以下である、内部金属組織を有し、
５８０℃に５時間保持した後において２８０ＨＶ以上の内部硬さを有する、窒化用粗形鋼材にある。
式１：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧７．０、
式２：２．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０、
式３：２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ＋９００≦１１５０、
（ただし、式１～式３における元素記号は、各元素の含有率（質量％）の値を示す。）
【0009】
本発明の第２の態様は、窒化処理による表面硬化層を形成することが予定された熱間鍛造材からなる窒化用粗形鋼材であって、
質量％で、必須元素として、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｃｒ：１．３１～２．００％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｖ：０．１０～０．７０％、Ｎ：０．００２０～０．０１８０％、及びＢ：０．０００５～０．００５０％を含有し、
任意元素として、Ｍｏ：０．００～０．３０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、及びＴｉ：０．０１～０．１０％の少なくとも１種を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１’～式３を満足する化学成分組成を有し、
フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下であると共に、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の存在が、１０００μｍ2の範囲内に１０個以下である、内部金属組織を有し、
５８０℃に５時間保持した後において２８０ＨＶ以上の内部硬さを有する、窒化用粗形鋼材にある。
式１’：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧４．０、
式２’：１．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０、
式３：２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ＋９００≦１１５０、
（ただし、式１～式３における元素記号は、各元素の含有率（質量％）の値を示す。）
質量％で、必須元素として、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｃｒ：１．３１～２．００％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｖ：０．１０～０．７０％、Ｎ：０．００２０～０．０１８０％、及びＢ：０．０００５～０．００５０％を含有し、
任意元素として、Ｍｏ：０．００～０．３０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、及びＴｉ：０．０１～０．１０％の少なくとも１種を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１’～式３を満足する化学成分組成を有し、
フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下であると共に、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の存在が、１０００μｍ2の範囲内に１０個以下である、内部金属組織を有し、
５８０℃に５時間保持した後において２８０ＨＶ以上の内部硬さを有する、窒化用粗形鋼材にある。
式１’：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧４．０、
式２’：１．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０、
式３：２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ＋９００≦１１５０、
（ただし、式１～式３における元素記号は、各元素の含有率（質量％）の値を示す。）
【0010】
本発明の第３の態様は、上記窒化用粗形鋼材を製造する方法であって、上記化学成分組成を有する鋼材に最終の熱間鍛造を実施するにあたり、下記式４及び式５を満足する温度Ｔ℃に加熱して熱間鍛造を行い、その後、少なくとも８００℃～４００℃の間の冷却を０．７～２．０℃／秒の冷却速度で行う、窒化用粗形鋼材の製造方法にある。
式４：Ｘ＝Ｔ－（２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ）、
式５：Ｘ≧９００
式４：Ｘ＝Ｔ－（２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ）、
式５：Ｘ≧９００
【発明の効果】
【0011】
第１の態様の窒化用粗形鋼材は、上記各元素の含有範囲を満たすと共に上記式１～式３を具備する特定の化学成分組成を有し、かつ、上記特定の内部金属組織及び上記所定処理後の内部硬さ特性を具備している。これにより、窒化処理前においては切削性を確保でき、その後窒化処理を施して窒化鋼部品を得た際には、その窒化鋼部品の疲労強度を向上させ、かつ、静的強度を確保することができる。
【0012】
第２の態様の窒化用粗形鋼材は、上記各元素の含有範囲を満たすと共に上記式１’～式３を具備する特定の化学成分組成を有し、かつ、上記特定の内部金属組織及び上記所定処理後の内部硬さ特性を具備している。これにより、第１の態様の場合と同様に、窒化処理前においては切削性を確保でき、その後窒化処理を施して窒化鋼部品を得た際には、その窒化鋼部品の疲労強度を向上させ、かつ、静的強度を確保することができる。
【0013】
さらに、第２の態様の場合には、第１の態様の場合と比較して、上記特定の範囲でベイナイト生成に寄与するＢ（ホウ素）の添加を必須とし、かつ、式１及び式２を式１’及び式２’に変更することにより、Ｂと同様にベイナイト生成に寄与するＭｎ及びＭｏの含有可能範囲の下限を拡大することができる。そのため、Ｍｎ及び高価な元素であるＭｏ含有率を低減することが容易となり、これによるコストダウンを期待することができる。
【0014】
また、このような優れた窒化用粗形鋼材は、第３の態様の製造方法にあるように、上記式４及び式５を満足する温度条件において熱間鍛造を行うと共にその後の冷却を上記特定の条件で行うことによって、得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【0015】
【図1】回転曲げ疲労試験片の構成を示す説明図。
【図2】３点曲げ試験片の構成を示す、（Ａ）左側面図、（Ｂ）正面図。
【図3】比較例である試料Ｎｏ．２３のＶ炭窒化物を示すＳＥＭ写真。
【図4】式３の値と窒化後想定硬さの関係を示す説明図。
【図5】鍛造後のフェライト率と切削性との関係を示す説明図。
【図6】加熱温度と窒化後想定硬さとの関係を示す説明図。
【図7】Ｃａ含有率と切削性（工具摩耗量）との関係を示す説明図。
【発明を実施するための形態】
【0016】
まず、第１の態様の窒化用粗形鋼材の化学成分組成の限定理由を説明する。
【0017】
Ｃ：０．０５～０．１５％；
Ｃ（炭素）は、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、Ｍｏ、Ｖ炭窒化物の時効析出にも寄与することから、０．０５％以上含有させる。一方、Ｃの含有率が高すぎると金属組織におけるフェライト率が減少し、切削性が悪化するおそれがあるため、その上限値は、０．１５％とする。
Ｃ（炭素）は、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、Ｍｏ、Ｖ炭窒化物の時効析出にも寄与することから、０．０５％以上含有させる。一方、Ｃの含有率が高すぎると金属組織におけるフェライト率が減少し、切削性が悪化するおそれがあるため、その上限値は、０．１５％とする。
【0018】
Ｓｉ：０．０５～０．９０％；
Ｓｉ（ケイ素）は、固溶強化による強度向上と、脱酸効果を発揮するため、０．０５％以上含有させる。一方、Ｓｉ含有率が高すぎると切削性が悪化するため、その上限値は０．９０％とする。
Ｓｉ（ケイ素）は、固溶強化による強度向上と、脱酸効果を発揮するため、０．０５％以上含有させる。一方、Ｓｉ含有率が高すぎると切削性が悪化するため、その上限値は０．９０％とする。
【0019】
Ｍｎ：０．９０～１．５０％；
Ｍｎ（マンガン）は、焼入れ性確保によるベイナイト変態に寄与するため、０．９０％以上含有させる。一方、Ｍｎ含有率が高すぎると内部硬さが高くなりすぎ切削性が悪化するため、その上限値は１．５０％とする。
Ｍｎ（マンガン）は、焼入れ性確保によるベイナイト変態に寄与するため、０．９０％以上含有させる。一方、Ｍｎ含有率が高すぎると内部硬さが高くなりすぎ切削性が悪化するため、その上限値は１．５０％とする。
【0020】
Ｃｒ：１．３１～２．００％；
Ｃｒ（クロム）は、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、窒化後の内部硬さ及び硬化深さ向上にも有効であるため、１．３１％以上含有させる。一方、Ｃｒ含有率が高すぎると硬化深さが低下してくるため、その上限値は２．００％とする。
Ｃｒ（クロム）は、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、窒化後の内部硬さ及び硬化深さ向上にも有効であるため、１．３１％以上含有させる。一方、Ｃｒ含有率が高すぎると硬化深さが低下してくるため、その上限値は２．００％とする。
【0021】
Ａｌ：０．００１～０．０８０％；
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸のために、０．００１％以上の添加が必要である。一方、Ａｌ含有率が高くなると、同じ硬化深さを得るのに窒化処理時間が長く必要になるため、その上限値は０．０８０％とする。
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸のために、０．００１％以上の添加が必要である。一方、Ａｌ含有率が高くなると、同じ硬化深さを得るのに窒化処理時間が長く必要になるため、その上限値は０．０８０％とする。
【0022】
Ｖ：０．１０～０．７０％；
Ｖ（バナジウム）は、炭窒化物の時効析出による時効硬化や、窒化後の表面硬さ、内部硬さ及び硬化深さの向上に有効であるため、０．１０％含有させる。一方、Ｖ含有率が０．７０％を超えると時効硬化の効果が飽和するため、その上限値は０．７０％とする。
Ｖ（バナジウム）は、炭窒化物の時効析出による時効硬化や、窒化後の表面硬さ、内部硬さ及び硬化深さの向上に有効であるため、０．１０％含有させる。一方、Ｖ含有率が０．７０％を超えると時効硬化の効果が飽和するため、その上限値は０．７０％とする。
【0023】
Ｍｏ：０．０５～０．３０％；
Ｍｏ（モリブデン）は、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、表面硬さ向上及びＭｏ炭化物の時効析出による時効硬化により内部硬さ向上に有効であるため、０．０５％以上含有させる。一方、Ｍｏ含有率が高すぎると、組織がマルテンサイトとなりやすく、切削性も悪化し、コストも悪化するため、その上限値は０．３０％とする。
Ｍｏ（モリブデン）は、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、表面硬さ向上及びＭｏ炭化物の時効析出による時効硬化により内部硬さ向上に有効であるため、０．０５％以上含有させる。一方、Ｍｏ含有率が高すぎると、組織がマルテンサイトとなりやすく、切削性も悪化し、コストも悪化するため、その上限値は０．３０％とする。
【0024】
Ｎ：０．００２０～０．０１８０％；
Ｎ（窒素）は、不可避的に含有される元素である。脱ガス処理によりＮの含有率を低くすることは可能であるが、低くし過ぎるとコストアップにつながるため、下限値は０．００２０％とする。一方、Ｎ含有率を高くし過ぎると鋳造時に巣が発生するおそれがあるため、その上限値は０．０１８０％とする。
Ｎ（窒素）は、不可避的に含有される元素である。脱ガス処理によりＮの含有率を低くすることは可能であるが、低くし過ぎるとコストアップにつながるため、下限値は０．００２０％とする。一方、Ｎ含有率を高くし過ぎると鋳造時に巣が発生するおそれがあるため、その上限値は０．０１８０％とする。
【0025】
次に、上記窒化鋼部品の化学成分組成は、上記必須元素を上記範囲で含有すると共に、さらに、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、及びＴｉ：０．０１～０．１０％のいずれかを含有してもよい。なお、これら４種の元素を全く含有しなくてもよい。
【0026】
Ｃａ：０．０００５～０．００５０；
Ｃａ（カルシウム）は、任意元素であり、未添加でも大量生産時に問題ない切削性が得られる。ただし、本願の発明の中でも特に、部品強度を高める目的でフェライト率を低めにする制御をしている場合、切削加工時に被削材と工具との接触位置で切削温度が高くなりやすく、切削性を改善した方がより生産性が向上し、良い場合がある。このような場合に、Ｃａを０．０００５％以上添加することにより、切削性を改善し、機械加工時の生産性を効率良く高めることができる。これは切削時の高温下で被削材に含まれるＣａなどが工具表面で酸化物として被膜上に生成し、工具摩耗を抑制する働きがあるためである。一方、Ｃａ含有率が高すぎると、酸化物などを生成し、窒化鋼部品の強度に悪影響を及ぼすおそれがあるため、Ｃａを添加する場合の上限値は、０．００５０％とする。
Ｃａ（カルシウム）は、任意元素であり、未添加でも大量生産時に問題ない切削性が得られる。ただし、本願の発明の中でも特に、部品強度を高める目的でフェライト率を低めにする制御をしている場合、切削加工時に被削材と工具との接触位置で切削温度が高くなりやすく、切削性を改善した方がより生産性が向上し、良い場合がある。このような場合に、Ｃａを０．０００５％以上添加することにより、切削性を改善し、機械加工時の生産性を効率良く高めることができる。これは切削時の高温下で被削材に含まれるＣａなどが工具表面で酸化物として被膜上に生成し、工具摩耗を抑制する働きがあるためである。一方、Ｃａ含有率が高すぎると、酸化物などを生成し、窒化鋼部品の強度に悪影響を及ぼすおそれがあるため、Ｃａを添加する場合の上限値は、０．００５０％とする。
【0027】
Ｎｂ：０．０１～０．１０％；
Ｎｂ（ニオブ）は、任意元素であり、含有させれば結晶粒を微細化し、靭性を高め、強度を向上させる効果を発揮する。この効果を得る場合には、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、Ｎｂを添加する場合その含有率が０．１０％を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、Ｎｂ含有率の上限値は０．１０％とすることが好ましい。
Ｎｂ（ニオブ）は、任意元素であり、含有させれば結晶粒を微細化し、靭性を高め、強度を向上させる効果を発揮する。この効果を得る場合には、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、Ｎｂを添加する場合その含有率が０．１０％を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、Ｎｂ含有率の上限値は０．１０％とすることが好ましい。
【0028】
Ｂ：０．０００５～０．００５０％；
Ｂ（ホウ素）は、任意元素であり、含有させれば組織におけるフェライト生成を抑え、ベイナイトの生成をしやすくする作用がある。この効果を得る場合には、０．０００５％以上添加することが好ましい。一方、Ｂを添加する場合その含有率が０．００５０％を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、Ｂ含有率の上限値は０．００５０％とする。
Ｂ（ホウ素）は、任意元素であり、含有させれば組織におけるフェライト生成を抑え、ベイナイトの生成をしやすくする作用がある。この効果を得る場合には、０．０００５％以上添加することが好ましい。一方、Ｂを添加する場合その含有率が０．００５０％を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、Ｂ含有率の上限値は０．００５０％とする。
【0029】
Ｔｉ：０．０１～０．１０％；
Ｔｉ（チタン）は、任意元素であり、含有させれば、結晶粒を微細化し、靭性を高め、強度を向上させる効果を発揮する。この効果を得る場合には、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、Ｔｉを添加する場合その含有率が０．１０％を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、Ｔｉ含有率の上限値は０．１０％とすることが好ましい。
Ｔｉ（チタン）は、任意元素であり、含有させれば、結晶粒を微細化し、靭性を高め、強度を向上させる効果を発揮する。この効果を得る場合には、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、Ｔｉを添加する場合その含有率が０．１０％を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、Ｔｉ含有率の上限値は０．１０％とすることが好ましい。
【0030】
次に、上記窒化用粗形鋼材の化学成分組成は、上記必須元素を上記範囲で含有した上で、上述した式１～式３を満たす必要がある。
【0031】
式１：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧７．０；
式１を具備することは、パーライト生成を相分率で５％以下に抑制しつつ、ベイナイト主体の組織を得るために必要である。
式１を具備することは、パーライト生成を相分率で５％以下に抑制しつつ、ベイナイト主体の組織を得るために必要である。
【0032】
式２：２．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０；
式２は、ベイナイト率及びフェライト率を適切な範囲に確保するのに有効な関係式である。１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉの値が２．０未満の場合にはフェライト率が高くなりすぎ、一方、３．０を超える場合には、フェライト率が低くなりすぎるおそれがある。
式２は、ベイナイト率及びフェライト率を適切な範囲に確保するのに有効な関係式である。１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉの値が２．０未満の場合にはフェライト率が高くなりすぎ、一方、３．０を超える場合には、フェライト率が低くなりすぎるおそれがある。
【0033】
式３：２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ＋９００≦１１５０；
式３は、窒化後に十分な強度を確保するために必要な鋼材成分範囲を規定する関係式である。この関係式を具備することにより、通常想定される最終鍛造時の温度においてＶ炭窒化物を十分に固溶させることができ、その後の窒化処理時に析出させて強度向上を図ることが可能となる。なお、最終鍛造温度を高くすれば、上記関係式を満たさなくてもＶ炭窒化物を固溶させることが可能な場合もあるが、鍛造コスト・生産性の観点から想定される現実的な鍛造温度では、この式を満足しなければ鍛造時にＶ炭窒化物を十分に固溶できないため、上記式３を具備することは必要である。
式３は、窒化後に十分な強度を確保するために必要な鋼材成分範囲を規定する関係式である。この関係式を具備することにより、通常想定される最終鍛造時の温度においてＶ炭窒化物を十分に固溶させることができ、その後の窒化処理時に析出させて強度向上を図ることが可能となる。なお、最終鍛造温度を高くすれば、上記関係式を満たさなくてもＶ炭窒化物を固溶させることが可能な場合もあるが、鍛造コスト・生産性の観点から想定される現実的な鍛造温度では、この式を満足しなければ鍛造時にＶ炭窒化物を十分に固溶できないため、上記式３を具備することは必要である。
【0034】
次に、上記窒化用粗形鋼材の内部金属組織（表面硬化層よりも内部の金属組織）は、フェライト、ベイナイト、及びパーライトからなると共に、フェライトの相分率が５％以上５０％未満、ベイナイトの相分率が５０％以上、パーライトの相分率が５％以下であると共に、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の存在が、１０００μｍ2の範囲内に１０個以下である。
【0035】
フェライト相分率：５％以上５０％未満；
フェライト率（相分率）が低すぎると切削性が悪化するため、５％以上確保することが必要である。また、フェライト率の上限値はベイナイト率及びパーライト率より決定されるが、少なくともベイナイト率を５０％以上確保する関係から、自ずとフェライト率は５０％未満となる。
フェライト率（相分率）が低すぎると切削性が悪化するため、５％以上確保することが必要である。また、フェライト率の上限値はベイナイト率及びパーライト率より決定されるが、少なくともベイナイト率を５０％以上確保する関係から、自ずとフェライト率は５０％未満となる。
【0036】
ベイナイト相分率：５０％以上；
ベイナイト率（相分率）は、高いほど部品内部の靭性を向上させるため、少なくとも５０％以上とすることにより、静的強度を確保することができる。
ベイナイト率（相分率）は、高いほど部品内部の靭性を向上させるため、少なくとも５０％以上とすることにより、静的強度を確保することができる。
【0037】
パーライト相分率：５％以下；
パーライト率（相分率）は、本願のような化学成分組成にＶが含まれている場合には、パーライトの硬さがフェライト及びベイナイトの硬さよりも高くなり、切削性を低下させる。そのため、パーライト率は、５％以下に制限する。
パーライト率（相分率）は、本願のような化学成分組成にＶが含まれている場合には、パーライトの硬さがフェライト及びベイナイトの硬さよりも高くなり、切削性を低下させる。そのため、パーライト率は、５％以下に制限する。
【0038】
円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の存在が、１０００μｍ2の範囲内に１０個以下；
窒化後に析出強化により硬さを増加させるためには、窒化前の粗形鋼材の段階においてはＶを固溶させておき、窒化時にＶ炭窒化物として微細に析出させることが好ましい。この析出物は非常に小さいものがあり、その具体的個数の測定は難しい場合があるため示していないものの、微細な炭窒化物は多数析出させた状態とするのが良い。なお、円相当径１００ｎｍ未満の微細なＶ炭窒化物であれば窒化前から存在していても問題はない。但し、上記窒化用粗形鋼材の状態においては、比較的大きな円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の存在は、析出硬化に寄与しないため、固溶させ、できるだけ少なく制御することが必要であり、１０００μｍ2の範囲内に１０個以下とすることが重要である。これを具備しない場合には、窒化後において十分な析出強化が得られないおそれがある。
窒化後に析出強化により硬さを増加させるためには、窒化前の粗形鋼材の段階においてはＶを固溶させておき、窒化時にＶ炭窒化物として微細に析出させることが好ましい。この析出物は非常に小さいものがあり、その具体的個数の測定は難しい場合があるため示していないものの、微細な炭窒化物は多数析出させた状態とするのが良い。なお、円相当径１００ｎｍ未満の微細なＶ炭窒化物であれば窒化前から存在していても問題はない。但し、上記窒化用粗形鋼材の状態においては、比較的大きな円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の存在は、析出硬化に寄与しないため、固溶させ、できるだけ少なく制御することが必要であり、１０００μｍ2の範囲内に１０個以下とすることが重要である。これを具備しない場合には、窒化後において十分な析出強化が得られないおそれがある。
【0039】
５８０℃に５時間保持した後において内部硬さが２８０ＨＶ以上；
通常、鋼部品を窒化処理すると、窒素の拡散による硬さ向上効果が得られない内部においては、窒化処理時の加熱による焼戻し効果によって、硬度が低下し、窒化後の部品が強度低下する１つの原因となる。そこで、窒化後においても高強度を確保可能とするために、窒化処理の加熱による内部硬さ低下の影響を想定して、窒化処理温度に相当する５８０℃で５時間保持した場合における硬さが２８０ＨＶ以上となることを必須の構成として限定したものである。なお、５８０℃加熱後において、狙いの硬さを確保するために、本発明では加熱により析出強化による効果を得ることのできるＭｏ、Ｖ等の元素を有効活用し、窒化時の加熱時に析出強化により高い硬さが確保できるように成分設計している。
通常、鋼部品を窒化処理すると、窒素の拡散による硬さ向上効果が得られない内部においては、窒化処理時の加熱による焼戻し効果によって、硬度が低下し、窒化後の部品が強度低下する１つの原因となる。そこで、窒化後においても高強度を確保可能とするために、窒化処理の加熱による内部硬さ低下の影響を想定して、窒化処理温度に相当する５８０℃で５時間保持した場合における硬さが２８０ＨＶ以上となることを必須の構成として限定したものである。なお、５８０℃加熱後において、狙いの硬さを確保するために、本発明では加熱により析出強化による効果を得ることのできるＭｏ、Ｖ等の元素を有効活用し、窒化時の加熱時に析出強化により高い硬さが確保できるように成分設計している。
【0040】
次に、第２の態様の窒化用粗形鋼材の化学成分組成の限定理由を説明する。
【0041】
Ｂ：０．０００５～０．００５０％；
Ｂ（ホウ素）は、組織におけるフェライト生成を抑え、ベイナイトの生成をしやすくするために、必須元素として、０．０００５％以上含有させる。一方、Ｂの含有率が０．００５０％を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、Ｂ含有率の上限値は０．００５０％とする。そして、このＢを必須添加元素とすることにより、後述するように、Ｍｎ及びＭｏの含有可能範囲の下限値の拡大を図ることができる。
Ｂ（ホウ素）は、組織におけるフェライト生成を抑え、ベイナイトの生成をしやすくするために、必須元素として、０．０００５％以上含有させる。一方、Ｂの含有率が０．００５０％を超えると添加による効果が飽和してコストが悪化するため、Ｂ含有率の上限値は０．００５０％とする。そして、このＢを必須添加元素とすることにより、後述するように、Ｍｎ及びＭｏの含有可能範囲の下限値の拡大を図ることができる。
【0042】
Ｍｎ：０．３０～１．５０％；
Ｍｎ（マンガン）は、焼入れ性確保によるベイナイト変態に寄与するため、０．３０％以上含有させる。この下限値は、上述したようにＢを必須添加元素とすることにより低い方に広げることが可能となる。一方、Ｍｎ含有率が高すぎると窒化処理前の鍛造後の硬さが高くなりすぎ切削性が悪化するため、その上限値は１．５０％とする。なお、第２の態様において第１の態様との重複部分を除くＭｎの含有範囲を表現する場合には、Ｍｎ：０．３０～１．５０％（ただし、０．９０％以上を除く）、あるいは、Ｍｎ：０．３０％以上０．９０％未満と表現することができる。
Ｍｎ（マンガン）は、焼入れ性確保によるベイナイト変態に寄与するため、０．３０％以上含有させる。この下限値は、上述したようにＢを必須添加元素とすることにより低い方に広げることが可能となる。一方、Ｍｎ含有率が高すぎると窒化処理前の鍛造後の硬さが高くなりすぎ切削性が悪化するため、その上限値は１．５０％とする。なお、第２の態様において第１の態様との重複部分を除くＭｎの含有範囲を表現する場合には、Ｍｎ：０．３０～１．５０％（ただし、０．９０％以上を除く）、あるいは、Ｍｎ：０．３０％以上０．９０％未満と表現することができる。
【0043】
Ｍｏ：０．００～０．３０％；
Ｍｏ（モリブデン）は、上述したようにＢを必須添加元素とすることにより、必須添加が必要のない任意元素となる。Ｍｏは、添加することにより、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、Ｖと同様に、窒化後の表面硬さ向上及び窒化処理時におけるＭｏ炭窒化物の時効析出による時効硬化により、窒化後の内部硬さ、硬化深さ向上に有効である。一方、Ｍｏ含有率が高すぎると、組織がマルテンサイトとなりやすく、切削性も悪化し、コストも悪化するため、その上限値は０．３０％とする。なお、第２の態様において第１の態様との重複部分を除くＭｏの含有範囲を表現する場合には、Ｍｏ：０．００～０．３０％（ただし、０．０５％以上を除く）、あるいは、Ｍｏ：０．０５％未満と表現することができる。
Ｍｏ（モリブデン）は、上述したようにＢを必須添加元素とすることにより、必須添加が必要のない任意元素となる。Ｍｏは、添加することにより、焼入れ性確保によりベイナイト変態に寄与することと、Ｖと同様に、窒化後の表面硬さ向上及び窒化処理時におけるＭｏ炭窒化物の時効析出による時効硬化により、窒化後の内部硬さ、硬化深さ向上に有効である。一方、Ｍｏ含有率が高すぎると、組織がマルテンサイトとなりやすく、切削性も悪化し、コストも悪化するため、その上限値は０．３０％とする。なお、第２の態様において第１の態様との重複部分を除くＭｏの含有範囲を表現する場合には、Ｍｏ：０．００～０．３０％（ただし、０．０５％以上を除く）、あるいは、Ｍｏ：０．０５％未満と表現することができる。
【0044】
第２の態様においては、上述した、Ｂ、Ｍｎ及びＭｏ以外の化学成分の限定範囲及び理由は第１の態様の場合と同様である。
【0045】
また、第２の態様においては、第１の態様の式１及び式２を式１’及び式２’に変更することが必須となる。この条件式の変更と、上述したＢ元素の必須元素化とを実施することにより、上述したＭｎ及びＭｏの含有可能範囲の下限値を拡大することが可能となる。
【0046】
式１’：３Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１０Ｍｏ≧４．０；
式１’を具備することは、パーライト生成を相分率で５％以下に抑制しつつ、ベイナイト主体の組織を得るために必要である。第２の態様の場合には、第１の態様の場合よりもＭｎ及びＭｏの含有可能範囲が広くなっているが、これらの実際の含有率は、上記式１’を具備する範囲内に制限されることとなる。
式１’を具備することは、パーライト生成を相分率で５％以下に抑制しつつ、ベイナイト主体の組織を得るために必要である。第２の態様の場合には、第１の態様の場合よりもＭｎ及びＭｏの含有可能範囲が広くなっているが、これらの実際の含有率は、上記式１’を具備する範囲内に制限されることとなる。
【0047】
式２’：１．０≦１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ≦３．０；
式２’は、ベイナイト率及びフェライト率を適切な範囲に確保するのに有効な関係式である。１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉの値が１．０未満の場合にはフェライト率が高くなりすぎ、一方、３．０を超える場合には、フェライト率が低くなりすぎるおそれがある。第２の態様の場合には、第１の態様の場合よりもＭｎの含有可能範囲が広くなっているが、Ｍｎの実際の含有率は、上記式２’を具備する範囲内に制限されることとなる。
式２’は、ベイナイト率及びフェライト率を適切な範囲に確保するのに有効な関係式である。１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉの値が１．０未満の場合にはフェライト率が高くなりすぎ、一方、３．０を超える場合には、フェライト率が低くなりすぎるおそれがある。第２の態様の場合には、第１の態様の場合よりもＭｎの含有可能範囲が広くなっているが、Ｍｎの実際の含有率は、上記式２’を具備する範囲内に制限されることとなる。
【0048】
第２の態様においては、上述した、式１’及び式２’以外の式３の限定範囲及び理由は第１の態様の場合と同様である。
【0049】
次に、第１及び第２の態様の窒化用粗形鋼材を製造する方法としては、上記化学成分組成を有する鋼材に最終の熱間鍛造を実施するにあたり、下記式４及び式５を満足する温度Ｔ℃に加熱して熱間鍛造を行い、その後、少なくとも８００℃～４００℃の間の冷却を０．７～２．０℃／秒の冷却速度で行う、窒化用粗形鋼材の製造方法がある。
式４：Ｘ＝Ｔ－（２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ）、
式５：Ｘ≧９００
式４：Ｘ＝Ｔ－（２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ）、
式５：Ｘ≧９００
【0050】
式４：Ｘ＝Ｔ－（２８５Ｖ＋７８００Ｎ－０．３４Ｖ／Ｎ）、及び式５：Ｘ≧９００；
式４及び式５は、窒化後に十分な強度を確保するための条件となる関係式である。これらの式を満足する温度Ｔに加熱して熱間鍛造を行うことにより、熱間鍛造時にＶ炭窒化物を十分に固溶することができ、その後の窒化後に微細な析出物を生成させ、析出強化を得ることができる。
式４及び式５は、窒化後に十分な強度を確保するための条件となる関係式である。これらの式を満足する温度Ｔに加熱して熱間鍛造を行うことにより、熱間鍛造時にＶ炭窒化物を十分に固溶することができ、その後の窒化後に微細な析出物を生成させ、析出強化を得ることができる。
【0051】
また、最終の熱間鍛造後の冷却については、少なくとも８００℃～４００℃の間の冷却を０．７～２．０℃／秒の冷却速度で行う。これにより、窒化用粗形鋼材の内部金属組織の状態を所望の状態とすることができる。一方、上記温度範囲内の冷却速度が０．７℃／秒未満の場合には、ベイナイト率が低下して、静的強度、曲げ疲労強度が低下するおそれがあり、２．０℃／秒を超える場合には、フェライト率が低下して、切削性が低下するおそれがある。
【0052】
次に、上記窒化用粗形鋼材に切削加工を加えて所望形状の鋼部品を作製し、当該鋼部品に適切に窒化処理を施すことにより、表面硬化層を有し、疲労強度に優れると共に静的強度も備えた窒化鋼部品を得ることができる。なお、本願における「窒化処理」とは、鋼表面から実質的に窒素のみを侵入させて主に窒化物からなる化合物層及び芯部に比べ窒素含有率の高い状態で固溶強化・析出強化させた表面拡散層を形成する処理であり、窒素と共に炭素を侵入させて主に炭窒化物層からなる化合物層及び芯部に比べ炭素と窒素の含有率が高い状態で固溶強化・析出強化させた表面拡散層を形成する「軟窒化処理」と区別される狭義の窒化処理を意味する。
【実施例0053】
（実験例１）
【0054】
上記窒化用粗形鋼材及びその製造方法について実験例を用いて説明する。本例では、表１及び表２に示すように、化学成分が異なる（一部同一）の２７種類の鋼材を準備し、それぞれ、後述する製造方法によって試験材を作製して各種試験を実施した。このうち、試料Ｎｏ．１～１２及び２１～２２が、本発明の化学成分組成等の条件を満足する試料であり、その他の試料が化学成分、数式の値、鍛造条件のうちの一部の条件が本発明の範囲外の比較例である。また、試料Ｎｏ．１～２０が後述する実験例１、試料Ｎｏ．２１～２７が、後述する実験例２で用いた試料である。
【0055】
【表1】
【0056】
【表2】
【0057】
＜素材準備＞
各試験材を得るに当たって、電気炉溶解によって鋳造した鋼材を用い、これを鍛伸によって、φ３２×３００ｍｍの丸棒に加工した。熱間鍛造を想定して、この丸棒を１１５０℃に１時間保持する加熱をし、その後、８００～４００℃の温度範囲が１．３℃／秒の冷却速度となるよう冷却を行ない丸棒素材を得た。得られた丸棒素材は、各評価試験毎に適した試験片に加工して各種評価を行った。
各試験材を得るに当たって、電気炉溶解によって鋳造した鋼材を用い、これを鍛伸によって、φ３２×３００ｍｍの丸棒に加工した。熱間鍛造を想定して、この丸棒を１１５０℃に１時間保持する加熱をし、その後、８００～４００℃の温度範囲が１．３℃／秒の冷却速度となるよう冷却を行ない丸棒素材を得た。得られた丸棒素材は、各評価試験毎に適した試験片に加工して各種評価を行った。
【0058】
＜内部金属組織の各相の相分率＞
上記丸棒素材の表面からＤ／４（Ｄ：直径）の深さ位置の断面を鏡面研磨した後、５％ナイタールで腐食して観察面を得た。この観察面を光学顕微鏡により観察し、ミクロ組織写真を撮影した。得られたミクロ組織写真を画像解析して、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、ベイナイト（Ｂ）組織の相分率を算出した。この観察面における任意の５点について、各相の相分率を算出し、その算術平均値を求め、これを用いた。
上記丸棒素材の表面からＤ／４（Ｄ：直径）の深さ位置の断面を鏡面研磨した後、５％ナイタールで腐食して観察面を得た。この観察面を光学顕微鏡により観察し、ミクロ組織写真を撮影した。得られたミクロ組織写真を画像解析して、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、ベイナイト（Ｂ）組織の相分率を算出した。この観察面における任意の５点について、各相の相分率を算出し、その算術平均値を求め、これを用いた。
【0059】
＜Ｖ炭窒化物観察＞
上記丸棒素材の表面からＤ／４深さ位置の断面を鏡面研磨して観察面とし、当該観察面をエッチングし、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出型走査型電子顕微鏡）にて観察した。測定は１万倍の視野で１０視野の観察を行い、ＳＥＭ像を撮影した。ＳＥＭ像について、画像解析を行い、Ｖ炭窒化物の円相当径及び数密度を算出した。析出物がＶ炭窒化物であることを確認するため、ＥＤＸ（エネルギ分散型Ｘ線分析）も行い、１０００μｍ2の範囲における、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の個数を求めた。なお、ＳＥＭ観察により認識できないほどの微細な炭窒化物、例えば円相当径２０ｎｍ以下程度のものが析出している場合もあるが、このような微細な析出物は特性上問題がないことと、観察が困難であることの理由から観察していない。
上記丸棒素材の表面からＤ／４深さ位置の断面を鏡面研磨して観察面とし、当該観察面をエッチングし、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出型走査型電子顕微鏡）にて観察した。測定は１万倍の視野で１０視野の観察を行い、ＳＥＭ像を撮影した。ＳＥＭ像について、画像解析を行い、Ｖ炭窒化物の円相当径及び数密度を算出した。析出物がＶ炭窒化物であることを確認するため、ＥＤＸ（エネルギ分散型Ｘ線分析）も行い、１０００μｍ2の範囲における、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物の個数を求めた。なお、ＳＥＭ観察により認識できないほどの微細な炭窒化物、例えば円相当径２０ｎｍ以下程度のものが析出している場合もあるが、このような微細な析出物は特性上問題がないことと、観察が困難であることの理由から観察していない。
【0060】
図３には、試料Ｎｏ．２３のＶ炭窒化物を観察したＳＥＭ写真の例を示す。同図の写真には、少なくとも、Ｖ炭窒化物１～４が観察され、それぞれの円相当径は、順に、２２０ｎｍ、１４０ｎｍ、２５０ｎｍ、２１０ｎｍである。この試料は、後述する通り熱間鍛造を想定した加熱温度が低い比較例であり、加熱温度が低く、Ｖ炭窒化物の固溶が不十分となったため、円相当径１００ｎｍ以上の大きさのＶ炭窒化物が加熱し、冷却した後まで残存した状態となった例である。その結果、後述する通り、析出強化が不十分となり、窒化後想定硬さが低くなり、静的強度、曲げ疲労強度が劣るものとなっている。
【0061】
＜窒化後想定硬さの測定＞
上記丸棒素材に、その後の窒化処理を想定して、５８０℃に５時間保持する加熱をし、その後空冷した。これを試験材とし、表面からＤ／４の深さ位置の硬さ測定を行った。硬さ測定は、ＪＩＳＺ２２４４（２０１７）のビッカース硬さ試験－試験方法に準拠して行った。荷重は１０ｋｇｆとし、各試験片に対し、５回測定を行い、その平均値を測定値とした。
上記丸棒素材に、その後の窒化処理を想定して、５８０℃に５時間保持する加熱をし、その後空冷した。これを試験材とし、表面からＤ／４の深さ位置の硬さ測定を行った。硬さ測定は、ＪＩＳＺ２２４４（２０１７）のビッカース硬さ試験－試験方法に準拠して行った。荷重は１０ｋｇｆとし、各試験片に対し、５回測定を行い、その平均値を測定値とした。
【0062】
＜回転曲げ疲労試験片の作製＞
図１に示すように、上記丸棒素材から、両端の直径φ１２ｍｍの把持部７０の間に、直径φ１０ｍｍの平行部７１を有し、平行部７１にこれと直角方向の深さ１ｍｍとなる半径Ｒ１ｍｍの切欠き７２（切欠き係数：１．７８）を全周にわたって設けた回転曲げ疲労試験用の試験片７をそれぞれ複数作製した。その後、複数の試験片７に対して、アンモニア（ＮＨ3）と窒素（Ｎ2）とを含む窒化ガスを用いたガス窒化処理を行った。窒化処理は窒化温度５８０℃、窒化時間３６０分および、窒化ポテンシャルＫｎ＝０．４（ａｔｍ－0.5）の条件に制御した。ここで窒化ポテンシャルＫｎ（ａｔｍ－0.5）は、窒化ガス雰囲気を構成するＮＨ3ガスの分圧Ｐ（ＮＨ3）とＨ2ガスの分圧Ｐ（Ｈ2）との比率により、Ｋｎ＝Ｐ（ＮＨ3）／Ｐ（Ｈ2）3/2の式により求められる値である。
図１に示すように、上記丸棒素材から、両端の直径φ１２ｍｍの把持部７０の間に、直径φ１０ｍｍの平行部７１を有し、平行部７１にこれと直角方向の深さ１ｍｍとなる半径Ｒ１ｍｍの切欠き７２（切欠き係数：１．７８）を全周にわたって設けた回転曲げ疲労試験用の試験片７をそれぞれ複数作製した。その後、複数の試験片７に対して、アンモニア（ＮＨ3）と窒素（Ｎ2）とを含む窒化ガスを用いたガス窒化処理を行った。窒化処理は窒化温度５８０℃、窒化時間３６０分および、窒化ポテンシャルＫｎ＝０．４（ａｔｍ－0.5）の条件に制御した。ここで窒化ポテンシャルＫｎ（ａｔｍ－0.5）は、窒化ガス雰囲気を構成するＮＨ3ガスの分圧Ｐ（ＮＨ3）とＨ2ガスの分圧Ｐ（Ｈ2）との比率により、Ｋｎ＝Ｐ（ＮＨ3）／Ｐ（Ｈ2）3/2の式により求められる値である。
【0063】
＜曲げ疲労強度の測定＞
曲げ疲労強度の測定は、回転曲げ疲労試験により行った。回転曲げ疲労試験は、株式会社島津製作所製の小野式回転曲げ疲労試験装置（型番：Ｈ６型）に、上記のように作製した試験片７片をセットして、回転数３６００ｒｐｍで繰り返し曲げ応力を付与して行った。曲げ疲労限度は、繰り返し回数１０7回における疲労強度を、ＪＩＳＺ２２７４の基準に従って求めた。疲労強度が５５０ＭＰａ以上のものを合格とし、合格のものを表に〇、不合格のものを×で表示した。
曲げ疲労強度の測定は、回転曲げ疲労試験により行った。回転曲げ疲労試験は、株式会社島津製作所製の小野式回転曲げ疲労試験装置（型番：Ｈ６型）に、上記のように作製した試験片７片をセットして、回転数３６００ｒｐｍで繰り返し曲げ応力を付与して行った。曲げ疲労限度は、繰り返し回数１０7回における疲労強度を、ＪＩＳＺ２２７４の基準に従って求めた。疲労強度が５５０ＭＰａ以上のものを合格とし、合格のものを表に〇、不合格のものを×で表示した。
【0064】
＜３点曲げ試験片の作製＞
図２に示すように、各丸棒素材から、静的強度評価のための３点曲げ試験片８を採取し、上述した窒化処理を行った。３点曲げ試験片８は、一辺の長さＬが１０ｍｍ角で長さ５５ｍｍの角柱状を呈し、その一側面の長手方向中央位置に深さｄが２ｍｍとなる半径Ｒ５ｍｍの円弧状のノッチ８１を設けたものである。
図２に示すように、各丸棒素材から、静的強度評価のための３点曲げ試験片８を採取し、上述した窒化処理を行った。３点曲げ試験片８は、一辺の長さＬが１０ｍｍ角で長さ５５ｍｍの角柱状を呈し、その一側面の長手方向中央位置に深さｄが２ｍｍとなる半径Ｒ５ｍｍの円弧状のノッチ８１を設けたものである。
【0065】
＜３点曲げ試験＞
試験片８を用いて、３点曲げ試験を行った。ノッチ８１を下側に向け、両端を支点間５０ｍｍとなるように図示しない治具を配置し、試験片８の中央上側のから先端半径Ｒ１．０ｍｍの圧子により荷重を負荷させた。圧子の下降速度は１．０ｍｍ／ｍｉｎとした。試験片８が破断するまでにかかった最大荷重から試験片８にかかる公称応力を算出し、これを静的強度とした。静的強度が８００ＭＰａ以上のものを合格とした。
試験片８を用いて、３点曲げ試験を行った。ノッチ８１を下側に向け、両端を支点間５０ｍｍとなるように図示しない治具を配置し、試験片８の中央上側のから先端半径Ｒ１．０ｍｍの圧子により荷重を負荷させた。圧子の下降速度は１．０ｍｍ／ｍｉｎとした。試験片８が破断するまでにかかった最大荷重から試験片８にかかる公称応力を算出し、これを静的強度とした。静的強度が８００ＭＰａ以上のものを合格とした。
【0066】
＜切削性評価用素材の作製＞
窒化前の状態での切削性への影響を調べるため、実験例１と同様に電気炉溶解によって鋳造した鋼材を用い、これを鍛伸によって、φ７５×２５０ｍｍの丸棒に加工した。熱間鍛造を想定して、この丸棒を１１５０℃に１時間保持する加熱をし、その後、８００～４００℃の温度範囲が１．３℃／秒の冷却速度となるよう冷却を行ない試験材を得た。
窒化前の状態での切削性への影響を調べるため、実験例１と同様に電気炉溶解によって鋳造した鋼材を用い、これを鍛伸によって、φ７５×２５０ｍｍの丸棒に加工した。熱間鍛造を想定して、この丸棒を１１５０℃に１時間保持する加熱をし、その後、８００～４００℃の温度範囲が１．３℃／秒の冷却速度となるよう冷却を行ない試験材を得た。
【0067】
＜切削性評価＞
切削性は、旋盤により試験材を切削する場合の切削工具の摩耗量によって評価した。上記旋盤としては、森精機製ＳＬ－２５旋盤を用い、切削工具としては、タンガロイ製ＳＮＭＧ１２０４０８－サーメットＮＳ５３０を用いた。切削条件は、切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ、送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み：１．５ｍｍとした。１００００ｍの切削試験後に切削工具の逃げ面摩耗量を測定し、その値が０．３０ｍｍ以下であれば合格（○）、そうでない場合を不合格（×）とした。
切削性は、旋盤により試験材を切削する場合の切削工具の摩耗量によって評価した。上記旋盤としては、森精機製ＳＬ－２５旋盤を用い、切削工具としては、タンガロイ製ＳＮＭＧ１２０４０８－サーメットＮＳ５３０を用いた。切削条件は、切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ、送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み：１．５ｍｍとした。１００００ｍの切削試験後に切削工具の逃げ面摩耗量を測定し、その値が０．３０ｍｍ以下であれば合格（○）、そうでない場合を不合格（×）とした。
【0068】
（実験例２）
実験例１では、熱間鍛造を想定した加熱温度及び冷却速度は１１５０℃、１．３℃／秒という固定条件で行ったが、実験例２では、本発明の範囲内である同じ化学成分からなる試料Ｎｏ．１と同じ鋼を用い、熱間鍛造を想定した加熱温度、冷却速度の条件のみを変動させて、前記した各種評価結果にどのように影響するかの評価を行った。
実験例１では、熱間鍛造を想定した加熱温度及び冷却速度は１１５０℃、１．３℃／秒という固定条件で行ったが、実験例２では、本発明の範囲内である同じ化学成分からなる試料Ｎｏ．１と同じ鋼を用い、熱間鍛造を想定した加熱温度、冷却速度の条件のみを変動させて、前記した各種評価結果にどのように影響するかの評価を行った。
【0069】
実験例１及び２における、窒化処理条件及び各種評価結果を表３及び表４に示す。
【0070】
【表3】
【0071】
【表4】
【0072】
次に、実験例１の結果について説明する。
【0073】
表３に示されているように、試料Ｎｏ．１～１２については、窒化処理前の内部金属組織、Ｖ炭窒化物の存在状況、５８０℃加熱後の内部硬さの状態がすべて望ましい状態となっていた。また、優れた切削性が得られ、その後窒化処理を施した後には、曲げ疲労強度、静的強度のいずれにおいても優れた結果が得られた。
【0074】
一方、一部の条件が本発明の条件からはずれている試料Ｎｏ．１３～２０については、以下に説明する通り、いずれかの特性が劣る結果となった。
【0075】
表４に示されているように、試料Ｎｏ．１３は、Ｃ含有率が高すぎ、フェライト（α）率が低くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。
【0076】
試料Ｎｏ.１４は、Ｃｒ含有率が低すぎ、式１を満たさず、パーライト（Ｐ）率が高くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。
【0077】
試料Ｎｏ．１５は、Ｍｎ含有率が低すぎ、式２を満たさず、フェライト率（α）が高く、ベイナイト（Ｂ）率が低くなりすぎ、静的強度に劣る結果となった。
【0078】
試料Ｎｏ．１６は、Ｍｏ含有率が低すぎ、式１を満たさず、パーライト（Ｐ）率が高くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。
試料Ｎｏ．１７は、Ｖ含有率が低すぎ、Ｖ炭窒化物による析出硬化の効果が不十分となり、内部硬さが低くなり、曲げ疲労強度が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．１７は、Ｖ含有率が低すぎ、Ｖ炭窒化物による析出硬化の効果が不十分となり、内部硬さが低くなり、曲げ疲労強度が劣る結果となった。
【0079】
試料Ｎｏ．１８は、式１を満たさず、パーライト（Ｐ）率が高くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。
【0080】
試料Ｎｏ．１９、２０は、式３を満たさず、加熱温度に関し、式４、５も満たさず、Ｖ炭窒化物の固溶が十分でなかったため、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物も多く存在し、析出強化が不足して、５８０℃加熱後の硬さが低下し、曲げ疲労強度にも劣る結果となった。
【0081】
次に実験例２の結果について説明する。
【0082】
試料Ｎｏ．２１、２２は、基本的に試料Ｎｏ.１と同様の成分であり、加熱後の８００℃～４００℃の間の冷却を試料Ｎｏ．２１は２．０℃／秒、試料Ｎｏ．２２は０．７℃／秒の冷却速度で行う点だけを変更したものである。この場合に、試料Ｎｏ．２１、２２は、試料Ｎｏ．１と同様に、窒化処理前の内部金属組織、Ｖ炭窒化物の存在状況、５８０℃加熱後の内部硬さの状態がすべて望ましい状態となっているため、その後適切な窒化処理を施した後の、曲げ疲労強度、静的強度がいずれも優れており、かつ窒化処理前の切削性についても優れた結果が得られた。
【0083】
一方、試料Ｎｏ．２３～２７のように、加熱温度、冷却速度のいずれかが本発明の範囲からはずれた場合には、優れた性能が得られないことがわかった。
【0084】
試料Ｎｏ．２３、２４は、最終の加熱温度が低すぎ、式４、５も満たさず、ベイナイト（Ｂ）率が低くなりすぎ、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物も多く存在し、５８０℃加熱後の硬さが低下し、曲げ疲労強度及び静的強度に劣る結果となった。
【0085】
試料Ｎｏ．２５も、最終の加熱温度が低すぎ、式４、５も満たさないが、Ｎｏ．２３，２４に比較してかなり本発明の加熱温度に近い温度であったため、ベイナイト（Ｂ）率は適正となり、静的強度も適正となった。しかし、依然としてＶ炭窒化物の固溶は十分でなかったため、円相当径１００ｎｍ以上のＶ炭窒化物も多く存在し、析出強化が不足して５８０℃加熱後の硬さが低下し、曲げ疲労強度に劣る結果となった。
【0086】
試料Ｎｏ．２６は、基本的に試料Ｎｏ.１と同様の成分であり、最終の加熱後の８００℃～４００℃の間の冷却を２．５℃／秒の冷却速度で行う点だけを変更したものであるが、この場合には、フェライト（α）率が低くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。
【0087】
試料Ｎｏ．２７は、基本的に試料Ｎｏ.１と同様の成分であり、最終の加熱後の８００℃～４００℃の間の冷却を０．５℃／秒の冷却速度で行う点だけを変更したものであるが、この場合には、フェライト（α）率が高く、ベイナイト（Ｂ）率が低くなりすぎ、５８０℃加熱後の硬さが低下し、曲げ疲労強度及び静的強度に劣る結果となった。
【0088】
（実験例３）
【0089】
本例では、表５に示すように、Ｂ（ホウ素）を必須元素として含有している場合に特化して、さらに７種類の鋼材（試料Ｎｏ．２８～３４）を準備し、実験例１及び２の場合と同様の評価を行い、その結果を表６に示した。表５及び表６には、参考のため、第１実施例におけるＢ含有材である試料Ｎｏ．１１及び１２も示した。各試験材の製造方法、試験方法は、上述した実験例１及び２の場合と同じとした。
【0090】
なお、表５に示すように、試料Ｎｏ．２８及び３４は、Ｂを必須添加にした上で、Ｍｏ含有率を０．０５％未満に低減した例であり、試料Ｎｏ．２９は、Ｂを必須添加にした上で、Ｍｎ含有率を０．９０％未満に低減した例であり、試料Ｎｏ．３０～３３は、Ｂを必須添加にした上で、Ｍｏ含有率を０．０５％未満に低減すると共に、Ｍｎ含有率を０．９０％未満に低減した例である。
【0091】
【表5】
【0092】
【表6】
【0093】
表６に示した試料Ｎｏ．２８～３１の結果から分かるように、Ｂを必須添加とした場合には、式１’及び式２’が条件を満たす限り、Ｍｏ及びＭｎの含有率の少なくとも一方の下限範囲を広くした場合であっても、内部金属組織の状態が望ましい状態となっており、５８０℃保持後硬さ、窒化処理後の曲げ疲労強度及び静的強度、並びに窒化処理前の状態における切削性のいずれにおいても優れた結果が得られた。そして、Ｂを添加したうえでＭｏ及びＭｎを十分に加えた試料Ｎｏ．１１及び１２と同等の特性が得られることも分かった。
【0094】
これに対し、試料Ｎｏ．３２は、式１’を満たさず、パーライト（Ｐ）率が高くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。
【0095】
試料Ｎｏ．３３は、式２’の下限を満たさず、フェライト率が高くなりすぎると共に、ベイナイト（Ｂ）率が低くなりすぎ、静的強度に劣る結果となった。
【0096】
試料Ｎｏ．３４は、式２’の上限を満たさず、フェライト率が低くなりすぎ、切削性に劣る結果となった。
【0097】
次に、本願における化学成分の最適化と窒化後の内部硬さの関係について、表３、表４及び表６の結果に基づき整理した結果について説明する。本願の窒化用粗形鋼材は、熱間鍛造材であり、その後に窒化処理が予定されている。窒化処理は表面硬化処理であるが、窒素の拡散は内部まで影響を及ぼさないものの、窒化処理時に加熱する温度の影響を受ける。すなわち、窒化処理時の加熱によって硬さが予定した以上に低下した場合は、曲げ疲労強度の低下につながるため、好ましくない。
【0098】
図４は、横軸に式３の値をとり、縦軸に窒化処理温度に相当する５８０℃で５時間保持する加熱を行った後の硬さ（ＨＶ）をとり、試料Ｎｏ．１～２０及び試料Ｎｏ．２８～３４の値をプロットした結果を示したものである。なお、試料Ｎｏ．２１～２７は、鍛造時の加熱温度、鍛造後の冷却速度の影響があり、比較しにくくなるので、プロットから除外した。図４から明らかなように、本発明の個々の成分を範囲内とした場合であっても、式３の値が１１５０を超える場合（試料Ｎｏ．１９、２０）は、狙いとする硬さ（２８０ＨＶ）が得られなくなることがわかる。逆に言えば式３の値を１１５０以下とすることにより、窒化処理による加熱を考慮しても、高い硬さを確保でき、窒化後の優れた強度を維持できることがわかる。なお、式３の値が１１５０以下でもＶ含有率が低い比較例（試料Ｎｏ．１７）は、目標値（２８０ＨＶ）に比べ低い値を示しているが、これは、析出強化の効果が不十分となったためである。
【0099】
次に、本願の窒化用粗形鋼材は、熱間鍛造後に所定の形状に仕上げるための機械加工が行われるため、切削性が優れることが要求される。そして、この切削性には、熱間鍛造後における組織状態、特にフェライト率が大きく影響することが、今回の検討により明らかとなった。
【0100】
この点を明確にするために、図５を作成した。同図は、横軸にフェライト率をとり、縦軸に切削性評価試験時の工具摩耗量（ｍｍ）をとり、試料Ｎｏ．１～２０及び試料Ｎｏ．２８～３４の値をプロットした結果を示したものである。図５に示すように、フェライト率が低いと切削性が低下すること（試料Ｎｏ．１３及び３４）、フェライト率が５％以上と高くても、パーライト率が５％を超えて高い場合（試料Ｎｏ．１４、１６、１８及び３２）は、切削性が低下することがわかる。
【0101】
次に、化学成分を考慮した鍛造時の加熱温度と窒化後想定硬さの関係について調査するため、実験例２及び３のうち、熱間鍛造を想定した加熱温度Ｔを変化させた試験結果を用い、図６を作成した。同図は、横軸に加熱温度Ｔから求めた式４のＸの値をとり、縦軸に５８０℃加熱による窒化後想定硬さ（ＨＶ）の測定値をとって、試料Ｎｏ．１、試料Ｎｏ．２３～２５及び試料２８～３４の値をプロットした結果を示すものである。図６に示すように、加熱温度が低く、Ｖ炭窒化物の固溶が不十分で、Ｖ炭窒化物による析出強化を利用できない場合（試料Ｎｏ．２３～２５）には、窒化後想定硬さが低くなるため、鍛造時の加熱温度を適正とすることが、本願の窒化用粗形鋼材を用いて窒化鋼部品を製造した際の高強度化のポイントになることがわかる。
【0102】
また、本願の窒化用粗形鋼材を用いて、窒化鋼部品を製造する際においては、鍛造後窒化処理前に機械加工をする必要が生じるが、部品としての強度を優れたものとする関係で、内部硬さを高めに制御する場合には、機械加工性を改善した方が望ましく、任意添加元素であるＣａを添加することがある。その効果を確認するために、実験例１における試料Ｎｏ．６～９に示すように、Ｃａ以外の成分をほぼ固定した状態でＣａ含有率のみ変化させた場合の切削性評価結果を、図７に示す。さらに、実験例２におけるＣａ含有材の試料Ｎｏ．３１と、試料Ｎｏ．３１と比較してＣａ以外の成分がほぼ同じで、Ｃａを含有していない試料Ｎｏ．３０の結果も同図に示した。
【0103】
同図は、横軸にＣａ含有率を、縦軸に工具摩耗量を取り、各試料の結果をプロットしたものである。同図から明らかなように、Ｃａ添加により切削性改善効果が効果的に得られることがわかる。すなわち、試料Ｎｏ．６はＣａ含有率が０．０００１％であり、工具摩耗量が約０．２８ｍｍであったが、試料Ｎｏ．７～９においてＣａ含有率を増量すると工具摩耗量が急激に減少し、約０．１７ｍｍまで摩耗量が低減することが確認できた。さらに、試料Ｎｏ．３０はＣａを含有していないものであり、工具摩耗量が約０．２７ｍｍであったが、Ｃａ含有率が０．０００８％の試料Ｎｏ．３１においては工具摩耗量が急激に減少し、約０．１６ｍｍまで摩耗量が低減することが確認できた。Ｃａ添加が切削性向上に効果のあること自体は従来から知られているが、その効果の程度は、場合によって異なるため、図７に示す通り確認を行った。この結果より本発明においては、曲げ疲労強度、静的強度等他の特性を低下させることなく、かつ比較的高めの曲げ疲労強度を狙うため、内部硬さが高めとなる制御をした場合においても、切削性を効果的に高めることができることが確認できた。
【符号の説明】
【0104】
１～４ Ｖ炭窒化物
７ （回転曲げ疲労用）試験片
７１ 平行部
７２ 切欠き
８ （３点曲げ試験用）試験片
８１ ノッチ
７ （回転曲げ疲労用）試験片
７１ 平行部
７２ 切欠き
８ （３点曲げ試験用）試験片
８１ ノッチ
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】