(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-01-06
(45)【発行日】2023-01-17
(54)【発明の名称】浸炭窒化用鋼
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20230110BHJP
C22C 38/38 20060101ALI20230110BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20230110BHJP
C21D 1/06 20060101ALN20230110BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301N
C22C38/38
C22C38/58
C21D1/06 A
【請求項の数】
2
(21)【出願番号】P 2018157269
(22)【出願日】2018-08-24
(65)【公開番号】P2020029608
(43)【公開日】2020-02-27
【審査請求日】2021-06-16
(73)【特許権者】
【識別番号】000003713
【氏名又は名称】大同特殊鋼株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100076473
【弁理士】
【氏名又は名称】飯田 昭夫
(74)【代理人】
【識別番号】100112900
【弁理士】
【氏名又は名称】江間 路子
(74)【代理人】
【識別番号】100198247
【弁理士】
【氏名又は名称】並河 伊佐夫
(72)【発明者】
【氏名】辻井 健太
(72)【発明者】
【氏名】濱田 祐樹
【審査官】櫛引 明佳
(56)【参考文献】
【文献】特開平０９－０６７６４４（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１６－１８６１２０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００１－３０３１７３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平７－１８８８９５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１１－００１５９９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００７－２９１４３６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平１１－０８０８８２（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ １／０６
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％でＣ：０．１６～０．２４％
Ｓｉ：０．３０％以下
Ｍｎ：０．６５～１．６０％
Ｐ：０．０３％未満
Ｓ：０．０３％未満
Ｃｒ：０．７０％以下
Ｍｏ：０．０１～０．６０％
Ａｌ：０．００１０～０．０８００％
Ｎ：０．００１０～０．０１５０％
Ｔｉ：０．０１０～０．０８００％
Ｂ：０．０００５～０．００３０％
残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、且つ下記式（１），式（２）を満たすことを特徴とする浸炭窒化用鋼。
Ｆ１＞－１．９５・・式(１)
Ｆ２＜１０．０・・式(２)
但しＦ１＝-1.71[C]+0.52[Si]-0.59[Mn]-0.50[Cu]-0.23[Ni]-0.18[Cr]-1.71[Mo]
Ｆ２＝236.61[Si]2-31.04[Si]＋33.92[Cr]2-18.48[Cr]+23.92[Si][Mn]
（Ｆ１，Ｆ２の式中[ ]は、[ ]内元素の含有質量％を表す）
【請求項2】
請求項１において、質量％でＣｕ：０．３０％以下
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｖ：０．５０％以下
Ｎｂ：０．００１０～０．０８００％
の何れか１種若しくは２種以上を更に含有することを特徴とする浸炭窒化用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
この発明は、自動車部品の素材として好適に用いられる浸炭窒化用鋼に関するもので、特に浸炭窒化処理において焼入れ性を低下させる窒化物の析出が少ない浸炭窒化用鋼に関する。
【背景技術】
【0002】
自動車の部品として用いられるギヤやシャフトといった部品は、表面の強度および内部の靭性を確保するために、高炭素マルテンサイトの形成を利用した浸炭が広く用いられている。しかし近年では浸炭窒化処理も行われるようになっている。部品が接触時に発熱し、温度が２５０～３００℃に上がるため、その時の軟化抵抗具合が窒化物析出により抑えられることから、浸炭窒化は面疲労強度の向上に有効であると言われている。
【0003】
一方で、浸炭窒化処理は下記のような問題を有するため、実用的にはあまり用いられていない。具体的には、浸炭窒化処理時に鋼材中のＳｉやＣｒといった元素が窒素と結合することで窒化物が析出する。このような窒化物が析出すると鋼材の焼入れ性を確保していたＳｉやＣｒといった元素が母相から失われるため焼入れ性が低下し、また窒化物の生成により粒界が脆化され曲げ疲労強度が低下する、と考えられている。
【0004】
上記問題を解決するため、例えば窒化物を形成しないＭｎやＮｉ、Ｍｏといった元素を多く添加することも考えられるが、これらの元素を過剰に添加すると被削性などの製造性が大きく悪化してしまう。このため従来においては、製造性の確保と窒化物の析出低減を両立させた浸炭窒化用鋼は提供されていない。
【0005】
尚、本発明に対する先行技術として、下記特許文献１では、浸炭や浸炭窒化処理等の表面硬化処理後の焼入れを行っても熱処理歪みを小さくすることができる肌焼鋼が開示されている。しかしながら、この特許文献１にて開示されている合金の組成は、基本的に本発明よりも高Ｃｒ添加であり、本発明の化学組成を満たす実施例は開示されていない。また浸炭窒化処理における窒化物の生成を抑制するための具体的な手段についても言及されておらず、特許文献１は本発明とは異なるものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【文献】特開２０１２－１１２０２４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
本発明は以上のような事情を背景とし、製造性を確保しつつ、浸炭窒化処理における窒化物の析出を少なくすることができる浸炭窒化用鋼を提供することを目的としてなされたものである。
【課題を解決するための手段】
【0008】
而して本発明の請求項１は、「浸炭窒化用鋼」に関するもので、質量％で、Ｃ：０．１６～０．２４％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．６５～１．６０％、Ｐ：０．０３％未満、Ｓ：０．０３％未満、Ｃｒ：０．７０％以下、Ｍｏ：０．０１～０．６０％、Ａｌ：０．００１０～０．０８００％、Ｎ：０．００１０～０．０１５０％、Ｔｉ：０．０１０～０．０８００％、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、且つ下記式（１），式（２）を満たすことを特徴とする。
Ｆ１＞－１．９５・・式(１)、Ｆ２＜１０．０・・式(２)
但しＦ１＝-1.71[C]+0.52[Si]-0.59[Mn]-0.50[Cu]-0.23[Ni]-0.18[Cr]-1.71[Mo]
Ｆ２＝236.61[Si]2-31.04[Si]＋33.92[Cr]2-18.48[Cr]+23.92[Si][Mn]
（Ｆ１，Ｆ２の式中[ ]は、[ ]内元素の含有質量％を表す）
Ｆ１＞－１．９５・・式(１)、Ｆ２＜１０．０・・式(２)
但しＦ１＝-1.71[C]+0.52[Si]-0.59[Mn]-0.50[Cu]-0.23[Ni]-0.18[Cr]-1.71[Mo]
Ｆ２＝236.61[Si]2-31.04[Si]＋33.92[Cr]2-18.48[Cr]+23.92[Si][Mn]
（Ｆ１，Ｆ２の式中[ ]は、[ ]内元素の含有質量％を表す）
【0009】
請求項２のものは、請求項１において、質量％で、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．００１０～０．０８００％、の何れか１種若しくは２種以上を更に含有することを特徴とする。
【0010】
かかる本発明は、種々の合金元素の組合せからなる浸炭窒化部品について検討した結果得られた以下の知見、すなわち（１）窒化物に起因する疲労強度の低下を防止するためには、全Ｎ量のうち窒化物となるＮ量の割合（窒化物生成割合）を１０％未満とすることが有効であること、（２）窒化物生成割合は、鋼中のＳｉ，Ｃｒ，Ｍｎの各量を規定することで制御可能であること、（３）鋼の低Ｓｉ化および低Ｃｒ化に伴い低下する芯部での焼入れ性をＢの添加で調整するようにすれば、被削性などの製造性は悪化しないこと等の知見を得て、完成させたものである。
【0011】
本発明の浸炭窒化用鋼では、従来浸炭窒化に用いられていた鋼（例えばＪＩＳ ＳＣＭ４２０材）に対し、ＳｉおよびＣｒを低量化するとともにＢを添加し、更に製造性に及ぼす合金成分の影響を定式化した指数Ｆ１と、窒化物の生成に及ぼす合金成分の影響を定式化した指数Ｆ２とを設け、これら指数Ｆ１、Ｆ２がそれぞれ式（１）、式（２）の条件を満たすように各合金元素の含有量を規定することで、製造性の確保と窒化物の析出低減の両立を図っている。
【0012】
次に本発明における各化学成分の限定理由を以下に詳述する。尚、以降の説明では、特にことわりがない限り「％」は「質量％」を意味するものとする。
「請求項１の化学成分について」
Ｃ：０．１０～０．３０％
Ｃは、芯部硬さを確保するために有効な元素である。必要な硬さを得るには０．１０％以上の添加を必要とする。但し、過剰な添加は冷間鍛造性、芯部の靭性、加工性を悪化させる。Ｃ増加により膨張量が増え、歪が増加するからである。このため、Ｃの上限を０．３０％とする。好適なＣの範囲は、０．１５～０．２５％である。
「請求項１の化学成分について」
Ｃ：０．１０～０．３０％
Ｃは、芯部硬さを確保するために有効な元素である。必要な硬さを得るには０．１０％以上の添加を必要とする。但し、過剰な添加は冷間鍛造性、芯部の靭性、加工性を悪化させる。Ｃ増加により膨張量が増え、歪が増加するからである。このため、Ｃの上限を０．３０％とする。好適なＣの範囲は、０．１５～０．２５％である。
【0013】
Ｓｉ：０．３０％以下
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素である。また焼入性を高める効果もある。但し、過剰に添加すると窒化処理時に窒化物が増加して、焼入れ性の低下や疲労強度の低下を招くおそれがある。このため、その上限を０．３０％とする。好適なＳｉの範囲は、０．０１～０．１７％である。
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素である。また焼入性を高める効果もある。但し、過剰に添加すると窒化処理時に窒化物が増加して、焼入れ性の低下や疲労強度の低下を招くおそれがある。このため、その上限を０．３０％とする。好適なＳｉの範囲は、０．０１～０．１７％である。
【0014】
Ｍｎ：０．４０～１．６０％
Ｍｎは、芯部硬さを確保するために有効な元素である。その効果を得るためには０．４０％以上の添加を必要とする。但し、過剰な添加は被削性や加工性を悪化させる。このため、その上限を１．６０％とする。好適なＭｎの範囲は、０．６５～１．５０％である。
Ｍｎは、芯部硬さを確保するために有効な元素である。その効果を得るためには０．４０％以上の添加を必要とする。但し、過剰な添加は被削性や加工性を悪化させる。このため、その上限を１．６０％とする。好適なＭｎの範囲は、０．６５～１．５０％である。
【0015】
Ｐ：０．０３％未満、Ｓ：０．０３％未満
ＰおよびＳは、不純物である。これらは脆化を招くなど、部品の機械的性質にとって好ましくない元素であるため、その量は少ないほうが好ましい。そのため上限を０．０３％とした。なお、その含有量を０％とすることは工業的に困難である。０．０３％未満であれば特性にそれ程の影響がなく、０．０３％未満の含有を許容する。
ＰおよびＳは、不純物である。これらは脆化を招くなど、部品の機械的性質にとって好ましくない元素であるため、その量は少ないほうが好ましい。そのため上限を０．０３％とした。なお、その含有量を０％とすることは工業的に困難である。０．０３％未満であれば特性にそれ程の影響がなく、０．０３％未満の含有を許容する。
【0016】
Ｃｒ：０．７０％以下
Ｃｒは、焼入れ性向上に寄与する元素であるが、過剰に添加すると窒化処理時に窒化物が増加して、焼入れ性の低下や疲労強度の低下を招くおそれがある。このため、その上限を０．７０％とする。好適なＣｒの範囲は、０．０１～０．５０％である。
Ｃｒは、焼入れ性向上に寄与する元素であるが、過剰に添加すると窒化処理時に窒化物が増加して、焼入れ性の低下や疲労強度の低下を招くおそれがある。このため、その上限を０．７０％とする。好適なＣｒの範囲は、０．０１～０．５０％である。
【0017】
Ｍｏ：０．０１～０．６０％
Ｍｏは、焼入れ性向上に寄与する元素である。その効果を得るため０．０１％以上の添加を必要とする。但し、過剰に添加すると硬度が高くなり製造性が悪化し、またコストも高くなるため、その上限を０．６０％とする。好適なＭｏの範囲は、０．０１～０．５５％である。
Ｍｏは、焼入れ性向上に寄与する元素である。その効果を得るため０．０１％以上の添加を必要とする。但し、過剰に添加すると硬度が高くなり製造性が悪化し、またコストも高くなるため、その上限を０．６０％とする。好適なＭｏの範囲は、０．０１～０．５５％である。
【0018】
Ａｌ：０．００１０～０．０８００％
Ａｌは、溶製時の脱酸剤として使用される元素である。また、ＡｌＮを形成して結晶粒を微細化する効果がある。この効果を得るため０．００１０％以上含有させる。但し、過剰に添加するとＡｌ2Ｏ3系介在物が生成し強度が低下するため、その上限を０．０８００％とする。好適なＡｌの範囲は、０．００５０～０．０５００％である。
Ａｌは、溶製時の脱酸剤として使用される元素である。また、ＡｌＮを形成して結晶粒を微細化する効果がある。この効果を得るため０．００１０％以上含有させる。但し、過剰に添加するとＡｌ2Ｏ3系介在物が生成し強度が低下するため、その上限を０．０８００％とする。好適なＡｌの範囲は、０．００５０～０．０５００％である。
【0019】
Ｎ：０．００１０～０．０１５０％
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化する効果を有している。この効果を得るため０．００１０％以上含有させる。但し、過剰に添加すると鋳造時のブロー発生を招くため、その上限を０．０１５０％とする。好適なＮの範囲は、０．００２０～０．０１３０％である。
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化する効果を有している。この効果を得るため０．００１０％以上含有させる。但し、過剰に添加すると鋳造時のブロー発生を招くため、その上限を０．０１５０％とする。好適なＮの範囲は、０．００２０～０．０１３０％である。
【0020】
Ｂ：０．０００５～０．００３０％
Ｂは、炭ホウ化物を生成するため浸炭層の焼入れ性向上には寄与しないが、芯部の焼入れ性を高める効果を有している。この効果を得るため０．０００５％以上含有させる。但し、過剰に添加するとＢＮを形成し、芯部での焼入れ性向上の効果が低下するため、その上限を０．００３０％とする。好適なＢの範囲は、０．０００６～０．００２５％である。
Ｂは、炭ホウ化物を生成するため浸炭層の焼入れ性向上には寄与しないが、芯部の焼入れ性を高める効果を有している。この効果を得るため０．０００５％以上含有させる。但し、過剰に添加するとＢＮを形成し、芯部での焼入れ性向上の効果が低下するため、その上限を０．００３０％とする。好適なＢの範囲は、０．０００６～０．００２５％である。
【0021】
Ｔｉ：０．０１０～０．０８００％
Ｂを添加して、その効果を発揮するためには、鋼材中で固溶Ｂとして存在する必要がある。しかし、ＢはＮと親和力が強くＢＮを形成してしまう。そこで、ＴｉでＮを固定して、固溶Ｂを確保する。但し、Ｔｉを少量添加してもＮが残ってしまうため、０．０１０％以上含有させる。一方、過剰に添加すると大型のＴｉＮを生成して疲労破壊の起点となる可能性があるため、その上限を０．０８００％とする。好適なＴｉの範囲は、０．０１２～０．０６００％である。
Ｂを添加して、その効果を発揮するためには、鋼材中で固溶Ｂとして存在する必要がある。しかし、ＢはＮと親和力が強くＢＮを形成してしまう。そこで、ＴｉでＮを固定して、固溶Ｂを確保する。但し、Ｔｉを少量添加してもＮが残ってしまうため、０．０１０％以上含有させる。一方、過剰に添加すると大型のＴｉＮを生成して疲労破壊の起点となる可能性があるため、その上限を０．０８００％とする。好適なＴｉの範囲は、０．０１２～０．０６００％である。
【0022】
Ｆ２＜１０．０・・式(２)
但しＦ２＝236.61[Si]2-31.04[Si]＋33.92[Cr]2-18.48[Cr]+23.92[Si][Mn]
窒化物が生成すると焼入れ性を担保するために添加していた元素が母相から奪われるため、不完全焼入れ組織（例えばパーライト）が形成されたり、またＮの固溶による焼入れ性の向上効果が十分に得られなくなり、浸炭窒化部品の疲労強度が低下するものと推定される。このため窒化物の生成は少ない方がよい。
但しＦ２＝236.61[Si]2-31.04[Si]＋33.92[Cr]2-18.48[Cr]+23.92[Si][Mn]
窒化物が生成すると焼入れ性を担保するために添加していた元素が母相から奪われるため、不完全焼入れ組織（例えばパーライト）が形成されたり、またＮの固溶による焼入れ性の向上効果が十分に得られなくなり、浸炭窒化部品の疲労強度が低下するものと推定される。このため窒化物の生成は少ない方がよい。
【0023】
本発明者らが調査した結果によれば、表層に侵入したＮを含む全Ｎ量のうち窒化物となるＮ量の割合（窒化物生成割合）が一定（１０．０％）以上となると、疲労強度が大きくばらつくことが確認された。窒化物生成割合は、合金中のＳｉ、Ｃｒ、Ｍｎ量に依存するものであり、上記の指数Ｆ２で表すことが可能であるため、本発明では式（２）においてＦ２＜１０．０と規定している。
【0024】
Ｆ１＞－１．９５・・式(１)
但しＦ１＝-1.71[C]+0.52[Si]-0.59[Mn]-0.50[Cu]-0.23[Ni]-0.18[Cr]-1.71[Mo]
一般的に、鋼材の焼入れ性を確保するために合金元素を添加すると、材料の硬さが高くなり製造性は悪化する。このため、添加する元素の量は少ない方がよい。
鋼中の元素のうちＣ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは製造性を悪化させ、Ｓｉは製造性を高める効果があり、製造性を示す指数は上記Ｆ１で表すことができる。指数Ｆ１において、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＳｉの係数は、それぞれ製造性向上に対する寄与度を表している。なお、Ｃｕ及び／又はＮｉ無添加の場合には、該当する元素の含有質量％をゼロとして指数Ｆ１を算出する。
但しＦ１＝-1.71[C]+0.52[Si]-0.59[Mn]-0.50[Cu]-0.23[Ni]-0.18[Cr]-1.71[Mo]
一般的に、鋼材の焼入れ性を確保するために合金元素を添加すると、材料の硬さが高くなり製造性は悪化する。このため、添加する元素の量は少ない方がよい。
鋼中の元素のうちＣ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは製造性を悪化させ、Ｓｉは製造性を高める効果があり、製造性を示す指数は上記Ｆ１で表すことができる。指数Ｆ１において、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＳｉの係数は、それぞれ製造性向上に対する寄与度を表している。なお、Ｃｕ及び／又はＮｉ無添加の場合には、該当する元素の含有質量％をゼロとして指数Ｆ１を算出する。
【0025】
本発明者らが調査した結果によれば、Ｆ１＞－１．９５を満足するように各合金元素の含有量を制御することで、ＳＣＭ４２０材と略同等の製造性を確保することができる。このため本発明では、式（１）においてＦ１＞－１．９５と規定している。
【0026】
「請求項２の化学成分について」
Ｃｕ：０．３０％以下
Ｃｕは、焼入れ性を高めるのに有効な元素である。但し、過剰な添加は熱間鍛造性の低下を招くほか、コストアップの要因にもなることから、その上限を０．３０％とする。好適なＣｕの範囲は、０．０１～０．２５％である。
Ｃｕ：０．３０％以下
Ｃｕは、焼入れ性を高めるのに有効な元素である。但し、過剰な添加は熱間鍛造性の低下を招くほか、コストアップの要因にもなることから、その上限を０．３０％とする。好適なＣｕの範囲は、０．０１～０．２５％である。
【0027】
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、焼入れ性を高めるのに有効な元素である。但し、過剰な添加は加工性の低下を招くため、その上限を０．５０％とする。好適なＮｉの範囲は、０．４０％以下である。
Ｎｉは、焼入れ性を高めるのに有効な元素である。但し、過剰な添加は加工性の低下を招くため、その上限を０．５０％とする。好適なＮｉの範囲は、０．４０％以下である。
【0028】
Ｖ：０．５０％以下
Ｖは、炭化物を形成して耐摩耗性を向上させる働きがある。但し、過剰な添加は被削性の低下を招くため、その上限を０．５０％とする。好適なＶの範囲は、０．２５％以下である。
Ｖは、炭化物を形成して耐摩耗性を向上させる働きがある。但し、過剰な添加は被削性の低下を招くため、その上限を０．５０％とする。好適なＶの範囲は、０．２５％以下である。
【0029】
Ｎｂ：０．００１０～０．０８００％
Ｎｂは、炭化物を形成し、結晶粒を微細化する効果を有している。この効果を得るため０．００１０％以上含有させることが望ましい。但し、過度に添加しても効果は飽和するため、その上限を０．０８００％とする。好適なＮｂの範囲は、０．００１５～０．０６００％である。
Ｎｂは、炭化物を形成し、結晶粒を微細化する効果を有している。この効果を得るため０．００１０％以上含有させることが望ましい。但し、過度に添加しても効果は飽和するため、その上限を０．０８００％とする。好適なＮｂの範囲は、０．００１５～０．０６００％である。
【発明の効果】
【0030】
以上のような本発明によれば、製造性を確保しつつ、浸炭窒化処理における窒化物の析出が少ない浸炭窒化用鋼を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0031】
【図1】疲労強度を評価するための試験片形状を表した図である。
【図2】試験片作製時の浸炭窒化処理条件を示した図である。
【図3】試験片作製時の浸炭処理条件を示した図である。
【図4】各実施例および比較例の窒化物生成割合と疲労強度との関係を示した図である。
【図5】各実施例および比較例のＦ２値と窒化物生成割合との関係を示した図である。
【図6】各実施例および比較例のＦ１値と工具摩耗量との関係を示した図である。
【実施例】
【0032】
次に本発明の実施例を以下に説明する。ここでは、表１に示す実施例および比較例について、曲げ疲労強度・工具摩耗量・表層硬さ・窒化物生成割合を評価する試験を行った。
比較例は、使用する鋼材の組成が本発明の範囲を外れている。なお、比較例９ではＳＣＲ４２０材、比較例１０，１９ではＳＣＭ４２０材を用いている。また、比較例１９，２０，２１では浸炭窒化処理に代えて浸炭処理を行っている。
比較例は、使用する鋼材の組成が本発明の範囲を外れている。なお、比較例９ではＳＣＲ４２０材、比較例１０，１９ではＳＣＭ４２０材を用いている。また、比較例１９，２０，２１では浸炭窒化処理に代えて浸炭処理を行っている。
【0033】
１．試験片の製造
下記表１に示す化学成分の鋼塊１５０ｋｇを高周波誘導炉にて溶製し、得られた鋼塊をΦ１０５ｍｍの丸棒に圧延あるいは熱間鍛造し、さらに必要に応じてΦ２２～３０ｍｍの棒鋼に熱間鍛造し、９２０℃で１時間の焼ならし後、試験用の素材とした。
下記表１に示す化学成分の鋼塊１５０ｋｇを高周波誘導炉にて溶製し、得られた鋼塊をΦ１０５ｍｍの丸棒に圧延あるいは熱間鍛造し、さらに必要に応じてΦ２２～３０ｍｍの棒鋼に熱間鍛造し、９２０℃で１時間の焼ならし後、試験用の素材とした。
【0034】
【表1】
【0035】
２．浸炭窒化処理
浸炭窒化処理では、通常ＣＰ＝０．５～１．０に制御し、浸窒ガスとしてアンモニアを使用し、浸窒流量、拡散時間、浸窒温度を調整することで表面Ｎ濃度を制御する。その後焼入れを行い、次に１００℃～３００℃に加熱し、１～３時間保持し焼戻しを実施する。
この度の実施例では、図２に示すように９３０℃で浸炭処理し、その後８５０℃で浸炭窒化処理を実施し、１２０℃のセミホット油で焼入れを行なった。その後に１８０℃×１２０ｍｉｎの焼戻しを実施した。
３．浸炭処理
なお、浸炭窒化処理に代えて浸炭処理を行う場合は、図３に示すように９３０℃で１２０分処理した。ＣＰは０．７固定であり、油温１２０℃のセミホット油で焼入れした。その後に１８０℃×１２０ｍｉｎの焼戻しを実施した。
浸炭窒化処理では、通常ＣＰ＝０．５～１．０に制御し、浸窒ガスとしてアンモニアを使用し、浸窒流量、拡散時間、浸窒温度を調整することで表面Ｎ濃度を制御する。その後焼入れを行い、次に１００℃～３００℃に加熱し、１～３時間保持し焼戻しを実施する。
この度の実施例では、図２に示すように９３０℃で浸炭処理し、その後８５０℃で浸炭窒化処理を実施し、１２０℃のセミホット油で焼入れを行なった。その後に１８０℃×１２０ｍｉｎの焼戻しを実施した。
３．浸炭処理
なお、浸炭窒化処理に代えて浸炭処理を行う場合は、図３に示すように９３０℃で１２０分処理した。ＣＰは０．７固定であり、油温１２０℃のセミホット油で焼入れした。その後に１８０℃×１２０ｍｉｎの焼戻しを実施した。
【0036】
４．試験片の評価
（ミクロ組織観察）
Φ２５×１０ｔの試験片を用いてミクロ組織観察を行った。試験片を半円状に二等分に割り、切断面を披検面となるように樹脂埋めし、鏡面研磨した。研磨された面をナイタールで腐食し、倍率１００～４００倍で光学顕微鏡を用い組織観察をした。またＦＥ―ＥＰＭＡを用い、倍率２０００倍で表層の窒化物の析出状態を確認した。
（ミクロ組織観察）
Φ２５×１０ｔの試験片を用いてミクロ組織観察を行った。試験片を半円状に二等分に割り、切断面を披検面となるように樹脂埋めし、鏡面研磨した。研磨された面をナイタールで腐食し、倍率１００～４００倍で光学顕微鏡を用い組織観察をした。またＦＥ―ＥＰＭＡを用い、倍率２０００倍で表層の窒化物の析出状態を確認した。
【0037】
（窒化物析出量）
浸窒処理後、Φ２５×２００Ｌの試験片の表層から０．０５ｍｍの位置までのダライ粉を臭素メタノールにより溶解し、母材を溶かし、窒化物のみ抽出して分析し、析出Ｎ量（単位はｗｔ％）を算出した。
浸窒処理後、Φ２５×２００Ｌの試験片の表層から０．０５ｍｍの位置までのダライ粉を臭素メタノールにより溶解し、母材を溶かし、窒化物のみ抽出して分析し、析出Ｎ量（単位はｗｔ％）を算出した。
【0038】
（表層Ｎ濃度）
浸窒処理後、表層から０．０５ｍｍの位置までのダライ粉からガス分析により全窒素濃度（単位はｗｔ％）を求めた。
浸窒処理後、表層から０．０５ｍｍの位置までのダライ粉からガス分析により全窒素濃度（単位はｗｔ％）を求めた。
【0039】
（窒化物生成割合）
上記で求めた析出Ｎ量を全窒素濃度で割り窒化物生成割合（％）を求めた。
上記で求めた析出Ｎ量を全窒素濃度で割り窒化物生成割合（％）を求めた。
【0040】
（表層硬さ）
浸炭窒化処理後もしくは浸炭処理後の試験片について、ビッカース硬さ試験機を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４４に規定された試験方法により、表面下０．０５ｍｍの位置の硬さの５点平均を表層硬さとして測定した。この時の試験荷重は３００ｇとした。
浸炭窒化処理後もしくは浸炭処理後の試験片について、ビッカース硬さ試験機を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４４に規定された試験方法により、表面下０．０５ｍｍの位置の硬さの５点平均を表層硬さとして測定した。この時の試験荷重は３００ｇとした。
【0041】
（曲げ疲労強度）
Φ２２の焼ならし材より、Φ１５×２１０ＬでＲ＝０．５の切欠を有する試験片１０（図１参照）を作製し、浸炭窒化処理（図２参照）もしくは浸炭処理（図３参照）後、ＪＩＳ Ｚ ２２７４に準拠した方法で小野式回転曲げ疲労試験を実施し、ＳＮ曲線をとり、１０7回となる強度を疲労強度とした。なお試験条件は、回転数３５００ｒｐｍ，試験温度は室温の条件である。繰返し数１０7回で破断しない最大応力を疲労限度とした。
なお各試験片の疲労強度は、ＳＣＭ４２０材をガス浸炭処理した比較例１９の強度を１．０とした場合の対比で評価した。
Φ２２の焼ならし材より、Φ１５×２１０ＬでＲ＝０．５の切欠を有する試験片１０（図１参照）を作製し、浸炭窒化処理（図２参照）もしくは浸炭処理（図３参照）後、ＪＩＳ Ｚ ２２７４に準拠した方法で小野式回転曲げ疲労試験を実施し、ＳＮ曲線をとり、１０7回となる強度を疲労強度とした。なお試験条件は、回転数３５００ｒｐｍ，試験温度は室温の条件である。繰返し数１０7回で破断しない最大応力を疲労限度とした。
なお各試験片の疲労強度は、ＳＣＭ４２０材をガス浸炭処理した比較例１９の強度を１．０とした場合の対比で評価した。
【0042】
（工具摩耗量）
被削性を評価するため、Φ３０ｍｍの焼ならし材に対し外周切削試験を実施し、工具摩耗量を測定した。超硬工具（Ｐ２０）を用い、切削速度２００ｍ／ｍｉｎ、切り込み量１ｍｍ、送り量０．２ｍｍ／ｍｉｎ、潤滑方式：乾式（無潤滑）で２０分間切削し、工具摩耗量を測定した。なお、各試験片に対する工具摩耗量は、ＳＣＭ４２０材（比較例１９）を１．０とした場合の対比で評価した。
被削性を評価するため、Φ３０ｍｍの焼ならし材に対し外周切削試験を実施し、工具摩耗量を測定した。超硬工具（Ｐ２０）を用い、切削速度２００ｍ／ｍｉｎ、切り込み量１ｍｍ、送り量０．２ｍｍ／ｍｉｎ、潤滑方式：乾式（無潤滑）で２０分間切削し、工具摩耗量を測定した。なお、各試験片に対する工具摩耗量は、ＳＣＭ４２０材（比較例１９）を１．０とした場合の対比で評価した。
【0043】
これらの評価結果を下記表２および図４～６に示す。
【0044】
【表2】
【0045】
（疲労強度について）
例えば、比較例１０は、ＳＣＭ４２０材からなる試験片を浸炭窒化した例である。比較例１０は、同じＳＣＭ４２０材をガス浸炭した比較例１９に比べて疲労強度が明らかに低下しており、これは浸炭窒化時に窒化物生成割合が３５．０％と高かったことによるものであると推定される。このように従来の鋼材を用いた場合、浸炭窒化にて疲労強度が低下してしまうことが分かる。
例えば、比較例１０は、ＳＣＭ４２０材からなる試験片を浸炭窒化した例である。比較例１０は、同じＳＣＭ４２０材をガス浸炭した比較例１９に比べて疲労強度が明らかに低下しており、これは浸炭窒化時に窒化物生成割合が３５．０％と高かったことによるものであると推定される。このように従来の鋼材を用いた場合、浸炭窒化にて疲労強度が低下してしまうことが分かる。
【0046】
図４は、窒化物生成割合と疲労強度の関係を示した図である。同図に示すように、窒化物生成割合が１０．０％以上の場合には、疲労強度が大きくばらついており、窒化物生成割合が高い浸炭窒化部品にあっては疲労強度が低下する可能性が高い。これに対し窒化物生成割合が１０．０％未満の例についてみれば、ＳＣＭ４２０材をガス浸炭して得た試験片（比較例１９）と同等以上の疲労強度を確保することができていることが分かる。
【0047】
図５は、各実施例および比較例の指数Ｆ２と窒化物生成割合との関係を示した図である。同図によれば、Ｆ２と窒化物生成割合との間には一定の相関が認められ、Ｆ２が１０．０未満となるようＳｉ，Ｃｒ，Ｍｎを含有させることで、浸炭窒化時の窒化物生成割合についても１０．０％未満に抑制することが可能である。
【0048】
表２に示す結果をみても、指数Ｆ２が式（２）の条件（Ｆ２＜１０．０）を満足する実施例において、ＳＣＭ４２０材をガス浸炭して得た試験片（比較例１９）と同等以上の疲労強度を確保することができており、Ｓｉ，Ｃｒ，Ｍｎを、式（２）を満足するように含有させたことによる効果が得られている。
【0049】
（被削性について）
図６は、製造性を示す指数Ｆ１と工具摩耗量の関係を示した図である。
同図によれば、Ｆ１が－１．９５以下となるほど合金元素を添加した場合に、工具摩耗量が著しく高くなり被削性が悪化することが分かる。一方で、Ｆ１＞－１．９５を満足するように各合金元素の含有量を制御することで、ＳＣＭ４２０材（比較例１９）と略同等の被削性を確保することができており、各合金元素を式（１）の条件（Ｆ１＞－１．９５）を満足するように含有させたことによる効果が得られている。
図６は、製造性を示す指数Ｆ１と工具摩耗量の関係を示した図である。
同図によれば、Ｆ１が－１．９５以下となるほど合金元素を添加した場合に、工具摩耗量が著しく高くなり被削性が悪化することが分かる。一方で、Ｆ１＞－１．９５を満足するように各合金元素の含有量を制御することで、ＳＣＭ４２０材（比較例１９）と略同等の被削性を確保することができており、各合金元素を式（１）の条件（Ｆ１＞－１．９５）を満足するように含有させたことによる効果が得られている。
【0050】
そして、表２に示すように、鋼材の組成が本発明の範囲を満足する実施例１～２８においては、浸炭窒化時の窒化物生成割合が１０．０％未満に抑制されておりＳＣＭ４２０材をガス浸炭して得た試験片（比較例１９）と同等以上の疲労強度が得られている。また被削性についてもＳＣＭ４２０材（比較例１９）と略同等であり、製造性の確保と窒化物の抑制の両立が図られている。
【0051】
以上本発明の浸炭窒化用鋼について詳しく説明したが、本発明は上記実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】