(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】2023-05-10
(45)【発行日】2023-05-18
(54)【発明の名称】浸炭浸窒処理用鋼材
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20230511BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20230511BHJP
C21D 1/06 20060101ALI20230511BHJP
C23C 8/34 20060101ALI20230511BHJP
C21D 9/32 20060101ALN20230511BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301N
C22C38/60
C21D1/06 A
C23C8/34
C21D9/32 A
【請求項の数】
2
(21)【出願番号】P 2019039411
(22)【出願日】2019-03-05
(65)【公開番号】P2020143320
(43)【公開日】2020-09-10
【審査請求日】2022-01-20
(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】100137589
【弁理士】
【氏名又は名称】右田 俊介
(74)【代理人】
【識別番号】100160864
【弁理士】
【氏名又は名称】高橋 政治
(72)【発明者】
【氏名】濱田 祐樹
(72)【発明者】
【氏名】辻井 健太
【審査官】鈴木 毅
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１５－２１８３５９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０９－０５３１４９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１７－１７１９７０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０７－００３３９１（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１５－０１０２５０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００６－１５２４４５（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００ － ３８／６０
Ｃ２１Ｄ １／０６
Ｃ２３Ｃ ８／０６ － ８／５８
Ｃ２１Ｄ ９／３２
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
Ｃ：０．０５～０．２５質量％、Ｓｉ：０．１８質量％以下、
Ｍｎ：０．６１～２．０質量％、
Ｐ：０．１質量％以下、
Ｓ：０．１質量％以下、
Ｃｒ：０．７質量％以下、
Ａｌ：１０～８００ｐｐｍ、
Ｎ：１０～３００ｐｐｍ、
で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
式１＝－２０＋７４×Ｃ＋７×Ｓｉ＋１５×Ｍｎ＋２６×Ｃｒ＋１０×Ｃｕ＋１２Ｎｉ＋３０×Ｍｏ
と定義した場合に、式１＜２９を満たし、
式２＝２３６．６１×（Ｓｉ）2－３１．０４×Ｓｉ＋３３．９２×（Ｃｒ）2－１８．４８×Ｃｒ＋２３．９２×Ｓｉ×Ｍｎ
と定義した場合に、式２＜１０を満たす浸炭浸窒処理用鋼材が浸炭浸窒処理された、
結晶粒度がＪＩＳ Ｇ０５５１（１９９８）に規定される粒度番号において６番以上である浸炭浸窒鋼材。
【請求項2】
前記浸炭浸窒処理用鋼材が、
Ｃｕ：０．３質量％以下、
Ｎｉ：０．５質量％以下、
Ｍｏ：０．６質量％以下、
Ｖ：０．３質量％以下、
Ｎｂ：０．１質量％以下、
Ｔｉ：０．１質量％以下、
からなる群から選ばれる一種または二種以上をさらに含有する、請求項１に記載の浸炭浸窒鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は鋼材、浸炭浸窒処理用鋼材に関する。
【背景技術】
【0002】
リングギアを代表とする自動車のトランスミッション中における遊星ギヤの一部品である薄肉部品の表面硬化処理法として、高炭素マルテンサイトの形成を利用した浸炭処理や合金窒化物による析出強化を利用した窒化処理が広く用いられている。ここで、浸炭処理では焼入れ歪み（熱処理歪み）が大きくなりやすい点が、窒化処理では処理時間が長い点や硬化層が浅い点が問題となっており改善が求められている。
【0003】
また、他の表面硬化処理法としては、浸炭浸窒処理が知られている。この浸炭浸窒処理は、Ａ３点以上の温度域（８２０～１０５０℃）において鋼表面から炭素を拡散浸透させた後、降温し、そこで窒素を導入し、表層部に高炭素および高窒素オーステナイトを得た後に焼入れて硬質なマルテンサイトを生成させる方法である。
この方法は、焼き戻し軟化抵抗を向上させ、浸炭処理のみと比較して部品の耐摩耗性を向上させる効果と、窒素添加による焼入れ性向上効果により、低合金鋼の強度を向上させる効果の二つの効果を有する。
このような浸炭浸窒処理に関する従来法として、例えば特許文献１～２に記載の方法が提案されている。
この方法は、焼き戻し軟化抵抗を向上させ、浸炭処理のみと比較して部品の耐摩耗性を向上させる効果と、窒素添加による焼入れ性向上効果により、低合金鋼の強度を向上させる効果の二つの効果を有する。
このような浸炭浸窒処理に関する従来法として、例えば特許文献１～２に記載の方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【文献】特開２０１５－０１０２５０号公報
【文献】特開２００５－３４４２１１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
なお、焼入れ歪みに関して、一般的に素材となる鋼材の焼入れ性が大きいと、焼入れでの変形量が多く、焼入れ歪みが大きくなることが知られている。
そこで、この焼入れ歪みを小さくするために、浸炭処理において低焼入れ性の合金を適用することが考えられるが、低焼入れ性の合金鋼では、表層部を均一なマルテンサイトにするための焼入れ性（浸炭層の焼入れ性）が不足するため、求める強度が得られない場合がある。
これに対して、さらに窒素を添加する浸炭浸窒処理を行うことで表層部の焼入れ性を向上させることが可能であり、主に低焼入れ性の合金鋼の表層組織改善に使用されている。しかしながら、鋼の種類によっては窒素添加による焼入れ性向上効果が十分に得られない場合がある。例えば、ＳＣＲ４２０の場合、浸炭浸窒処理を行うと、導入された窒素と合金（ＳｉやＣｒなど）が結合して窒化物を形成するため、合金が欠乏し、逆に焼入れ性が低下してしまい、その表層部の硬度が落ちてしまう。
また、自動車用ギヤ部品への浸炭浸窒処理の適用例も少ない。
そこで、この焼入れ歪みを小さくするために、浸炭処理において低焼入れ性の合金を適用することが考えられるが、低焼入れ性の合金鋼では、表層部を均一なマルテンサイトにするための焼入れ性（浸炭層の焼入れ性）が不足するため、求める強度が得られない場合がある。
これに対して、さらに窒素を添加する浸炭浸窒処理を行うことで表層部の焼入れ性を向上させることが可能であり、主に低焼入れ性の合金鋼の表層組織改善に使用されている。しかしながら、鋼の種類によっては窒素添加による焼入れ性向上効果が十分に得られない場合がある。例えば、ＳＣＲ４２０の場合、浸炭浸窒処理を行うと、導入された窒素と合金（ＳｉやＣｒなど）が結合して窒化物を形成するため、合金が欠乏し、逆に焼入れ性が低下してしまい、その表層部の硬度が落ちてしまう。
また、自動車用ギヤ部品への浸炭浸窒処理の適用例も少ない。
【0006】
本発明は上記のような課題を解決することを目的とする。
すなわち、本発明の目的は、低歪みであり且つ表層部の焼入れ性が確保され、浸炭材と同等の硬さおよび曲げ疲労強度を有することが可能な浸炭浸窒処理に適した鋼材を提供することである。
すなわち、本発明の目的は、低歪みであり且つ表層部の焼入れ性が確保され、浸炭材と同等の硬さおよび曲げ疲労強度を有することが可能な浸炭浸窒処理に適した鋼材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0007】
本発明者は上記課題を解決するため鋭意検討し、本発明の鋼材を完成させた。
本発明の鋼材は、
Ｃ：０．０５～０．２５質量％、
Ｓｉ：０．１８質量％以下、
Ｍｎ：０．６１～２．０質量％、
Ｐ：０．１質量％以下、
Ｓ：０．１質量％以下、
Ｃｒ：０．７質量％以下、
Ａｌ：１０～８００ｐｐｍ、
Ｎ：１０～３００ｐｐｍ、
で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
式１＝－２０＋７４×Ｃ＋７×Ｓｉ＋１５×Ｍｎ＋２６×Ｃｒ＋１０×Ｃｕ＋１２Ｎｉ＋３０×Ｍｏ
と定義した場合に、式１＜２９を満たし、
式２＝２３６．６１×（Ｓｉ）2－３１．０４×Ｓｉ＋３３．９２×（Ｃｒ）2－１８．４８×Ｃｒ＋２３．９２×Ｓｉ×Ｍｎ
と定義した場合に、式２＜１０を満たす、浸炭浸窒処理用鋼材である。
本発明の鋼材は、
Ｃ：０．０５～０．２５質量％、
Ｓｉ：０．１８質量％以下、
Ｍｎ：０．６１～２．０質量％、
Ｐ：０．１質量％以下、
Ｓ：０．１質量％以下、
Ｃｒ：０．７質量％以下、
Ａｌ：１０～８００ｐｐｍ、
Ｎ：１０～３００ｐｐｍ、
で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
式１＝－２０＋７４×Ｃ＋７×Ｓｉ＋１５×Ｍｎ＋２６×Ｃｒ＋１０×Ｃｕ＋１２Ｎｉ＋３０×Ｍｏ
と定義した場合に、式１＜２９を満たし、
式２＝２３６．６１×（Ｓｉ）2－３１．０４×Ｓｉ＋３３．９２×（Ｃｒ）2－１８．４８×Ｃｒ＋２３．９２×Ｓｉ×Ｍｎ
と定義した場合に、式２＜１０を満たす、浸炭浸窒処理用鋼材である。
【0008】
また、本発明の鋼材は、
Ｃ：０．０５～０．２５質量％、
Ｓｉ：０．１８質量％以下、
Ｍｎ：０．６１～２．０質量％、
Ｐ：０．１質量％以下、
Ｓ：０．１質量％以下、
Ｃｒ：０．７質量％以下、
Ａｌ：１０～８００ｐｐｍ、
Ｎ：１０～３００ｐｐｍ、
で含有し、
さらに、
Ｃｕ：０．３質量％以下、および／または、
Ｎｉ：０．５質量％以下、および／または、
Ｍｏ：０．６質量％以下、および／または、
Ｖ：０．３質量％以下、および／または、
Ｎｂ：０．１質量％以下、および／または、
Ｔｉ：０．１質量％以下
含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
式１＜２９を満たし、
式２＜１０を満たす、浸炭浸窒処理用鋼材であることが好ましい。
Ｃ：０．０５～０．２５質量％、
Ｓｉ：０．１８質量％以下、
Ｍｎ：０．６１～２．０質量％、
Ｐ：０．１質量％以下、
Ｓ：０．１質量％以下、
Ｃｒ：０．７質量％以下、
Ａｌ：１０～８００ｐｐｍ、
Ｎ：１０～３００ｐｐｍ、
で含有し、
さらに、
Ｃｕ：０．３質量％以下、および／または、
Ｎｉ：０．５質量％以下、および／または、
Ｍｏ：０．６質量％以下、および／または、
Ｖ：０．３質量％以下、および／または、
Ｎｂ：０．１質量％以下、および／または、
Ｔｉ：０．１質量％以下
含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
式１＜２９を満たし、
式２＜１０を満たす、浸炭浸窒処理用鋼材であることが好ましい。
【0009】
さらに、本発明の鋼材は、浸炭浸窒処理されたときに、結晶粒度がＪＩＳ Ｇ０５５１（１９９８）に規定される粒度番号において６番以上である浸炭浸窒鋼材となるものであることが好ましい。
【発明の効果】
【0010】
本発明によれば、低歪みであり且つ表層部の焼入れ性が確保され、浸炭材と同等の硬さおよび曲げ疲労強度を有することが可能な浸炭浸窒処理に適した鋼材を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0011】
【図1】曲げ疲労強度の測定において用いた試験片の概略側面図である。
【図2】実施例および比較例（ただし比較例９～１２および比較例１５～１８は除く）において適用した浸炭浸窒処理を説明する図である。
【図3】比較例９～１２および比較例１５～１８において適用した浸炭処理を説明する図である。
【図4】歪みの測定において用いた試験片の概略斜視図である。
【図5】ロックウェル硬さ（Ｊ５）と真円からの変形量（歪み）との関係を示すグラフである。
【図6】窒化物析出割合と曲げ疲労強度（ＳＣＲ４２０ガス浸炭材対比）との関係を示すグラフである。
【図7】比較例１についての組織写真（ＳＥＭ、２０００倍）である。
【図8】比較例１についての組織写真（ＦＥ－ＥＰＭＡ、２０００倍）である。
【発明を実施するための形態】
【0012】
本発明の発明者は、（１）焼入れ性、（２）窒化物生成量に関して、低歪みかつ浸炭材と同等の硬さおよび曲げ疲労強度を有することが可能な浸炭浸窒処理に適した鋼材の成分について調査した。
【0013】
（１）焼入れ性
焼入れ性は鋼材における有効硬化層深さを増大するために必要に応じて高くする必要がある。一般的に、焼入れ性を向上させるためには、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏなどの元素を添加する。また、この添加元素の量を増やせば増やすほど焼入れ性は向上するといわれている。一方で、焼入れ性が高すぎるとマルテンサイト変態量が多くなり、歪みが増大する。そのため歪み軽減の観点から言えば、焼入れ性は低い方がよい。ここで、焼入れ性のジョミニー試験で測定される各水冷端からの距離はそれぞれ違う冷却速度を持っており、水冷端から遠くなるほど冷却速度は遅くなる。
焼入れ性は鋼材における有効硬化層深さを増大するために必要に応じて高くする必要がある。一般的に、焼入れ性を向上させるためには、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏなどの元素を添加する。また、この添加元素の量を増やせば増やすほど焼入れ性は向上するといわれている。一方で、焼入れ性が高すぎるとマルテンサイト変態量が多くなり、歪みが増大する。そのため歪み軽減の観点から言えば、焼入れ性は低い方がよい。ここで、焼入れ性のジョミニー試験で測定される各水冷端からの距離はそれぞれ違う冷却速度を持っており、水冷端から遠くなるほど冷却速度は遅くなる。
【0014】
（２）窒化物割合
浸炭浸窒処理中に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、不完全焼入れ組織が形成されたり、Ｎの固溶による焼入れ性の向上効果が十分に得られなかったりするため、曲げ疲労強度が低下するものと予想される。そのため、窒化物量は少ない方がよい。しかし、添加元素量と窒化物の生成量の関係および、それが曲げ疲労強度に与える影響についてはこれまでに明らかにされていない。
浸炭浸窒処理中に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、不完全焼入れ組織が形成されたり、Ｎの固溶による焼入れ性の向上効果が十分に得られなかったりするため、曲げ疲労強度が低下するものと予想される。そのため、窒化物量は少ない方がよい。しかし、添加元素量と窒化物の生成量の関係および、それが曲げ疲労強度に与える影響についてはこれまでに明らかにされていない。
【0015】
＜式１について＞
本発明の発明者は、歪みに対して、母材合金元素による焼入れ性が大きく影響することを明らかにした。また、歪み試験片による評価により、内部硬度がＪＩＳ Ｇ４０５２（２００８）に規定されるＳＣＲ４２０のジョミニーバンド規格下限から３ＨＲＣ低い値未満の材料において、顕著に低歪み効果が得られることを明らかにした。
そして、鋼材の内部硬度がジョミニー試験でのＪ５値と同等であり、上記したＳＣＲ４２０のジョミニーバンド規格下限（３２ＨＲＣ）から３ＨＲＣ低い値（２９ＨＲＣ）を閾値として、以下の式１が、式１＜２９を満たす場合に、顕著に低歪み効果が得られることを見出した。
式１＝－２０＋７４×Ｃ＋７×Ｓｉ＋１５×Ｍｎ＋２６×Ｃｒ＋１０×Ｃｕ＋１２Ｎｉ＋３０×Ｍｏ
なお、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、Ｃ含有率（質量％）、Ｓｉ含有率（質量％）、Ｍｎ含有率（質量％）、Ｃｒ含有率（質量％）、Ｃｕ含有率（質量％）、Ｎｉ含有率（質量％）、Ｍｏ含有率（質量％）を意味する。また、後述するように、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは含有率がゼロである場合がある。この場合は、式１の該当する項にゼロを代入すればよい。後述する式２においても同様である。
薄肉部品を想定した場合、薄肉部品の芯部の冷却速度はおよそジョミニー値のＪ３～Ｊ７程度であり、本発明の鋼材はこれらの冷却速度でのマルテンサイト量を減らすことで焼入れ歪みを大きく低減できる。
本発明の発明者は、歪みに対して、母材合金元素による焼入れ性が大きく影響することを明らかにした。また、歪み試験片による評価により、内部硬度がＪＩＳ Ｇ４０５２（２００８）に規定されるＳＣＲ４２０のジョミニーバンド規格下限から３ＨＲＣ低い値未満の材料において、顕著に低歪み効果が得られることを明らかにした。
そして、鋼材の内部硬度がジョミニー試験でのＪ５値と同等であり、上記したＳＣＲ４２０のジョミニーバンド規格下限（３２ＨＲＣ）から３ＨＲＣ低い値（２９ＨＲＣ）を閾値として、以下の式１が、式１＜２９を満たす場合に、顕著に低歪み効果が得られることを見出した。
式１＝－２０＋７４×Ｃ＋７×Ｓｉ＋１５×Ｍｎ＋２６×Ｃｒ＋１０×Ｃｕ＋１２Ｎｉ＋３０×Ｍｏ
なお、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、Ｃ含有率（質量％）、Ｓｉ含有率（質量％）、Ｍｎ含有率（質量％）、Ｃｒ含有率（質量％）、Ｃｕ含有率（質量％）、Ｎｉ含有率（質量％）、Ｍｏ含有率（質量％）を意味する。また、後述するように、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは含有率がゼロである場合がある。この場合は、式１の該当する項にゼロを代入すればよい。後述する式２においても同様である。
薄肉部品を想定した場合、薄肉部品の芯部の冷却速度はおよそジョミニー値のＪ３～Ｊ７程度であり、本発明の鋼材はこれらの冷却速度でのマルテンサイト量を減らすことで焼入れ歪みを大きく低減できる。
【0016】
＜式２について＞
本発明の発明者は、曲げ疲労強度に対して、侵入した表層Ｎのうち窒化物となるＮ量が一定割合（１０％）以下であれば、浸炭層表層の焼入れ性が窒素により向上し、硬さが十分に確保でき、曲げ疲労強度がＳＣＲ４２０浸炭材と同等以上となることを明らかにし、合金成分添加量を規定した。以下にその関係式である式２を示す。
さらに、浸炭のみの低焼入れ性鋼では、浸炭層の焼入れ性が足りず、硬さが不足し、曲げ疲労強度が劣位となることも明らかにした。
式２＝２３６．６１×（Ｓｉ）2－３１．０４×Ｓｉ＋３３．９２×（Ｃｒ）2－１８．４８×Ｃｒ＋２３．９２×Ｓｉ×Ｍｎ
本発明の発明者は、曲げ疲労強度に対して、侵入した表層Ｎのうち窒化物となるＮ量が一定割合（１０％）以下であれば、浸炭層表層の焼入れ性が窒素により向上し、硬さが十分に確保でき、曲げ疲労強度がＳＣＲ４２０浸炭材と同等以上となることを明らかにし、合金成分添加量を規定した。以下にその関係式である式２を示す。
さらに、浸炭のみの低焼入れ性鋼では、浸炭層の焼入れ性が足りず、硬さが不足し、曲げ疲労強度が劣位となることも明らかにした。
式２＝２３６．６１×（Ｓｉ）2－３１．０４×Ｓｉ＋３３．９２×（Ｃｒ）2－１８．４８×Ｃｒ＋２３．９２×Ｓｉ×Ｍｎ
【0017】
本発明の鋼材の組成について説明する。
【0018】
Ｃ成分の含有率は０．０５～０．２５質量％であり、０．０９～０．２３質量％であることが好ましく、０．１１～０．２３質量％であることがより好ましい。
Ｃ成分の含有率が低すぎると、浸炭浸窒焼入れ後の芯部硬さが低下する傾向がある。
また、逆にＣ成分の含有率が高すぎると、冷間鍛造性、芯部の靭性、加工性が低下する傾向がある。また、Ｃ成分の含有率が高くなると、浸炭浸窒焼入れ時の膨張量が増え、歪みが増加する傾向がある。
Ｃ成分の含有率が低すぎると、浸炭浸窒焼入れ後の芯部硬さが低下する傾向がある。
また、逆にＣ成分の含有率が高すぎると、冷間鍛造性、芯部の靭性、加工性が低下する傾向がある。また、Ｃ成分の含有率が高くなると、浸炭浸窒焼入れ時の膨張量が増え、歪みが増加する傾向がある。
【0019】
Ｓｉ成分の含有率は０．１８質量％以下であり、０．０１～０．１５質量％であることが好ましい。
Ｓｉは微量でも窒化物が生成するため、Ｓｉ成分の含有率が高すぎると、窒化物が形成され、硬度および曲げ疲労強度を低下する傾向があるからである。
Ｓｉは微量でも窒化物が生成するため、Ｓｉ成分の含有率が高すぎると、窒化物が形成され、硬度および曲げ疲労強度を低下する傾向があるからである。
【0020】
Ｍｎ成分の含有率は０．６１～２．０質量％であり、０．６５～１．５質量％であることが好ましく、０．６５～１．４２質量％であることがより好ましい。
Ｍｎは浸炭浸窒処理時の有効硬化層深さを向上させるために有効である。Ｍｎ成分の含有率が低すぎると、浸炭浸窒焼入れ時の芯部の焼入れ性が低下する傾向がある。
また、逆にＭｎ成分の含有率が高すぎると、被削性や加工性が低下し、焼入れ性が上昇しすぎる傾向がある。
Ｍｎは浸炭浸窒処理時の有効硬化層深さを向上させるために有効である。Ｍｎ成分の含有率が低すぎると、浸炭浸窒焼入れ時の芯部の焼入れ性が低下する傾向がある。
また、逆にＭｎ成分の含有率が高すぎると、被削性や加工性が低下し、焼入れ性が上昇しすぎる傾向がある。
【0021】
Ｐ成分の含有率は０．１質量％以下であり、０．０５質量％以下であることが好ましい。
Ｐ成分の含有率が高すぎると、粒界割れが生じやすくなる傾向があるからである。
Ｐ成分の含有率が高すぎると、粒界割れが生じやすくなる傾向があるからである。
【0022】
Ｓ成分の含有率は０．１質量％以下であり、０．０５質量％以下であることが好ましい。
Ｓ成分の含有率が高すぎると、ＭｎＳ系介在物が生成し、曲げ疲労強度が低下する傾向があるからである。
Ｓ成分の含有率が高すぎると、ＭｎＳ系介在物が生成し、曲げ疲労強度が低下する傾向があるからである。
【0023】
Ｃｒ成分の含有率は０．７質量％以下であり、０．０１～０．５質量％であることが好ましい。
Ｃｒは、浸炭浸窒処理後の有効硬化層深さを増加させるのに有効な元素である。Ｃｒ成分の含有率が高すぎると、窒化物が形成されやすくなり、曲げ疲労強度のばらつきが多くなる。
Ｃｒは、浸炭浸窒処理後の有効硬化層深さを増加させるのに有効な元素である。Ｃｒ成分の含有率が高すぎると、窒化物が形成されやすくなり、曲げ疲労強度のばらつきが多くなる。
【0024】
Ａｌ成分の含有率は１０～８００ｐｐｍであり、５０～５００ｐｐｍであることが好ましい。
Ａｌ成分の含有率が低すぎると結晶粒粗大化を防止するＡｌＮが十分な量が析出せず、結晶粒粗大化を発生しやすくなるからである。
逆にＡｌ成分の含有率が高すぎると、粗大なＡｌ2Ｏ3系介在物が生じて強度低下を招く傾向があるからである。
Ａｌ成分の含有率が低すぎると結晶粒粗大化を防止するＡｌＮが十分な量が析出せず、結晶粒粗大化を発生しやすくなるからである。
逆にＡｌ成分の含有率が高すぎると、粗大なＡｌ2Ｏ3系介在物が生じて強度低下を招く傾向があるからである。
【0025】
Ｎ成分の含有率は１０～３００ｐｐｍであり、１０～２５０ｐｐｍであることが好ましい。
Ｎ成分の含有率が低すぎると結晶粒粗大化を防止するＡｌＮが十分な量が析出せず、結晶粒粗大化を発生しやすくなるからである。
逆にＮ成分の含有率が高すぎると、鋳造時に空隙（密に埋まっていない部分）が発生する傾向があるからである。
Ｎ成分の含有率が低すぎると結晶粒粗大化を防止するＡｌＮが十分な量が析出せず、結晶粒粗大化を発生しやすくなるからである。
逆にＮ成分の含有率が高すぎると、鋳造時に空隙（密に埋まっていない部分）が発生する傾向があるからである。
【0026】
Ｃｕ成分の含有率は０．３質量％以下であり、０．０１～０．２５質量％であることが好ましい。
Ｃｕ成分の含有率が高すぎると、熱間鍛造性が低下する傾向があるからである。
Ｃｕ成分の含有率が高すぎると、熱間鍛造性が低下する傾向があるからである。
【0027】
Ｎｉ成分の含有率は０．５質量％以下であり、０．４質量％以下であることが好ましい。
Ｎｉ成分の含有率が高すぎると、加工性が低下する傾向があるからである。
Ｎｉ成分の含有率が高すぎると、加工性が低下する傾向があるからである。
【0028】
Ｍｏ成分の含有率は０．６質量％以下であり、０．５質量％以下であることが好ましい。
Ｍｏ成分の含有率が高すぎると、加工性および切削性が低下し、焼入れ性が上昇しすぎる傾向があるからである。
Ｍｏ成分の含有率が高すぎると、加工性および切削性が低下し、焼入れ性が上昇しすぎる傾向があるからである。
【0029】
Ｖ成分の含有率は０．３質量％以下であり、０．２５質量％以下であることが好ましい。
Ｖ成分の含有率が高すぎると、被削性が低下する傾向があるからである。
Ｖ成分の含有率が高すぎると、被削性が低下する傾向があるからである。
【0030】
Ｎｂ成分の含有率は０．１質量％以下であり、０．０５質量％以下であることが好ましい。
Ｎｂ成分の含有率が高すぎると、加工性が低下する傾向があるからである。
Ｎｂ成分の含有率が高すぎると、加工性が低下する傾向があるからである。
【0031】
Ｔｉ成分の含有率は０．１質量％以下であり、０．０５質量％以下であることが好ましい。
Ｔｉ成分の含有率が高すぎると、粗大なＴｉ窒化物やＴｉ酸化物を生成し易く、靱性が低下する傾向があるからである。
Ｔｉ成分の含有率が高すぎると、粗大なＴｉ窒化物やＴｉ酸化物を生成し易く、靱性が低下する傾向があるからである。
【0032】
本発明の鋼材は、上記のような特定比率でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉを含む鋼材であり（ただし、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉは含まない場合がある）、残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
【0033】
本発明の鋼材は、例えば本発明の鋼材を用いた薄肉の部材に浸炭浸窒処理を施すことで、浸炭浸窒処理部品である薄肉部品として好ましく利用できる。
ここで薄肉とは、概ね、最も薄い部位の厚みが１～３０ｍｍの厚さの部品をいう。また、薄肉部品としては、例えばオートマチックトランスミッションに組み込まれているプラネタリギア中のリングギアなどが挙げられる。さらに、ギヤの他、シャフト等の部材に浸炭浸窒処理を施した部品なども挙げられる。
ここで薄肉とは、概ね、最も薄い部位の厚みが１～３０ｍｍの厚さの部品をいう。また、薄肉部品としては、例えばオートマチックトランスミッションに組み込まれているプラネタリギア中のリングギアなどが挙げられる。さらに、ギヤの他、シャフト等の部材に浸炭浸窒処理を施した部品なども挙げられる。
【0034】
また、本発明の鋼材は、浸炭浸窒処理を施すことで、結晶粒度（平均結晶粒度）がＪＩＳ Ｇ０５５１（１９９８）に規定される粒度番号において６番以上の細粒である浸炭浸窒鋼材となるのが好ましい。浸炭浸窒処理部品においても同様である。
【実施例】
【0035】
＜試験片の製造＞
以下、本発明の実施例について説明する。
第１表に示す実施例１～２７および比較例１～１８の各々について、第１表に示す組成（単位は質量％であり、残部はＦｅ及び不可避不純物）となるように原料を混合し、１５０ｋｇ高周波誘導炉を用いて溶製し、鋳造して鋼塊Ａを得た。
以下、本発明の実施例について説明する。
第１表に示す実施例１～２７および比較例１～１８の各々について、第１表に示す組成（単位は質量％であり、残部はＦｅ及び不可避不純物）となるように原料を混合し、１５０ｋｇ高周波誘導炉を用いて溶製し、鋳造して鋼塊Ａを得た。
【0036】
＜曲げ疲労強度の測定＞
鋼塊Ａを熱間圧延または熱間鍛造し、断面直径が１２５ｍｍの丸棒を得た後、さらに熱間鍛造して、断面直径が２２ｍｍの丸棒を得た。そして、焼きならし処理後（９２５℃×１ＨｒＡＣ）、この丸棒から、断面直径１５ｍｍの丸棒（長さ２１０ｍｍ）を切り出し、さらに加工して、図１に示すような、平行部の径がφ１２ｍｍであり、切欠部の径が８ｍｍであり、ノッチ底が０．５Ｒ（半径０．５ｍｍ）である鋼片を得た。
次に、鋼片（ただし比較例９～１２および比較例１５～１８は除く）に浸炭浸窒処理Ｘを施して、試験片Ｂを得た。
鋼塊Ａを熱間圧延または熱間鍛造し、断面直径が１２５ｍｍの丸棒を得た後、さらに熱間鍛造して、断面直径が２２ｍｍの丸棒を得た。そして、焼きならし処理後（９２５℃×１ＨｒＡＣ）、この丸棒から、断面直径１５ｍｍの丸棒（長さ２１０ｍｍ）を切り出し、さらに加工して、図１に示すような、平行部の径がφ１２ｍｍであり、切欠部の径が８ｍｍであり、ノッチ底が０．５Ｒ（半径０．５ｍｍ）である鋼片を得た。
次に、鋼片（ただし比較例９～１２および比較例１５～１８は除く）に浸炭浸窒処理Ｘを施して、試験片Ｂを得た。
【0037】
なお、以下において浸炭浸窒処理Ｘとは次のような処理である。
ガス浸炭浸窒炉へ鋼片を載置し、９３０℃の温度で浸炭ガス（エンリッチガスとしてプロパンガスを使用）を導入し、一酸化炭素と二酸化炭素の分圧を調整することでＣＰ（カーボンポテンシャル）を０．７に制御し、浸炭を実施した。その後、８５０℃に降温し、ＣＰを一定に保った状態で浸窒ガスとしてアンモニアガスを導入し、浸窒処理を実施した。このような処理を施した後、鋼片を１５０℃のホット油内へ浸漬することで焼入れし、その後、加熱炉を用いて、１８０℃で１２０分の焼き戻し処理を実施し、試験片を得た。
この浸炭浸窒処理は、浸炭処理における温度範囲が８００～９８０℃、ＣＰの制御範囲が０．５～１．０、浸炭処理後の降温の温度範囲が７５０～９００℃且つ降温時間が３０～１２０分、降温後の浸窒時間が３０～１８０分、焼入れ油の温度範囲が６０～１８０℃、焼き戻し処理の温度範囲が１００～２００℃且つ処理時間が６０～１５０分の範囲にて適用し得る処理である。
また、比較例９～１２および比較例１５～１８の浸炭処理は、ガス浸炭炉へ鋼片を載置し、９３０℃の温度で浸炭ガス（エンリッチガスとしてプロパンガスを使用）を導入し、一酸化炭素と二酸化炭素の分圧を調整することでＣＰを０．７に制御して浸炭を実施し、その後、８５０℃に降温し、アンモニアガスを導入せずに焼入れを実施することにより行った。
この浸炭処理は、浸炭処理における温度範囲が８００～９８０℃、ＣＰの制御範囲が０．５～１．０、浸炭処理後の降温の温度範囲が７５０～９００℃且つ降温時間が３０～１２０分、焼入れ油の温度範囲が６０～１８０℃の範囲にて適用し得る処理である。
なお、上記の処理では、材料の焼入れ性により有効硬化層深さ（ＥＣＤ）が変化し、これが歪みへ影響する可能性があるため、処理時間をそれぞれ調整し、ビッカース硬さが５１３ＨＶになる位置の表層からの距離（ＥＣＤ（５１３ＨＶ深さ））が０．５ｍｍとなるように処理を実施した。
実施例および比較例（ただし比較例９～１２および比較例１５～１８は除く）における浸炭浸窒処理の概要を図２に示す。また、比較例９～１２および比較例１５～１８における浸炭処理の概要を図３に示す。
ガス浸炭浸窒炉へ鋼片を載置し、９３０℃の温度で浸炭ガス（エンリッチガスとしてプロパンガスを使用）を導入し、一酸化炭素と二酸化炭素の分圧を調整することでＣＰ（カーボンポテンシャル）を０．７に制御し、浸炭を実施した。その後、８５０℃に降温し、ＣＰを一定に保った状態で浸窒ガスとしてアンモニアガスを導入し、浸窒処理を実施した。このような処理を施した後、鋼片を１５０℃のホット油内へ浸漬することで焼入れし、その後、加熱炉を用いて、１８０℃で１２０分の焼き戻し処理を実施し、試験片を得た。
この浸炭浸窒処理は、浸炭処理における温度範囲が８００～９８０℃、ＣＰの制御範囲が０．５～１．０、浸炭処理後の降温の温度範囲が７５０～９００℃且つ降温時間が３０～１２０分、降温後の浸窒時間が３０～１８０分、焼入れ油の温度範囲が６０～１８０℃、焼き戻し処理の温度範囲が１００～２００℃且つ処理時間が６０～１５０分の範囲にて適用し得る処理である。
また、比較例９～１２および比較例１５～１８の浸炭処理は、ガス浸炭炉へ鋼片を載置し、９３０℃の温度で浸炭ガス（エンリッチガスとしてプロパンガスを使用）を導入し、一酸化炭素と二酸化炭素の分圧を調整することでＣＰを０．７に制御して浸炭を実施し、その後、８５０℃に降温し、アンモニアガスを導入せずに焼入れを実施することにより行った。
この浸炭処理は、浸炭処理における温度範囲が８００～９８０℃、ＣＰの制御範囲が０．５～１．０、浸炭処理後の降温の温度範囲が７５０～９００℃且つ降温時間が３０～１２０分、焼入れ油の温度範囲が６０～１８０℃の範囲にて適用し得る処理である。
なお、上記の処理では、材料の焼入れ性により有効硬化層深さ（ＥＣＤ）が変化し、これが歪みへ影響する可能性があるため、処理時間をそれぞれ調整し、ビッカース硬さが５１３ＨＶになる位置の表層からの距離（ＥＣＤ（５１３ＨＶ深さ））が０．５ｍｍとなるように処理を実施した。
実施例および比較例（ただし比較例９～１２および比較例１５～１８は除く）における浸炭浸窒処理の概要を図２に示す。また、比較例９～１２および比較例１５～１８における浸炭処理の概要を図３に示す。
【0038】
このようにして得た試験片Ｂを用いてＪＩＳ Ｚ ２２７４に準拠した方法で小野式回転曲げ疲労試験を行い、曲げ疲労強度を調査した。試験条件は回転数３５００ｒｐｍ、試験温度は室温の条件である。また、曲げ疲労強度の値は、繰返し数１０7回で破断しない最大応力である疲労限度を意味している。
この結果を、ＳＣＲ４２０ガス浸炭材との対比データとして第２表に示す。
この結果を、ＳＣＲ４２０ガス浸炭材との対比データとして第２表に示す。
【0039】
＜ジョミニー試験＞
鋼塊Ａを熱間圧延または熱間鍛造し、断面直径が１２５ｍｍの丸棒を得た後、さらに熱間鍛造して、断面直径が３０ｍｍの丸棒を得た。そして、焼きならし処理（９２５℃×１ＨｒＡＣ）を実施した。この丸棒から断面直径が２５ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片Ｃを得た。
そして、このような試験片Ｃを、ＪＩＳ Ｇ０５６１に規定されるジョミニー式一端焼入れ試験（９２５℃、３０分）に供した。そして、焼入れ端から５ｍｍにおけるロックウェル硬さ（Ｊ５）を測定した。
結果を第２表に示す。
鋼塊Ａを熱間圧延または熱間鍛造し、断面直径が１２５ｍｍの丸棒を得た後、さらに熱間鍛造して、断面直径が３０ｍｍの丸棒を得た。そして、焼きならし処理（９２５℃×１ＨｒＡＣ）を実施した。この丸棒から断面直径が２５ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片Ｃを得た。
そして、このような試験片Ｃを、ＪＩＳ Ｇ０５６１に規定されるジョミニー式一端焼入れ試験（９２５℃、３０分）に供した。そして、焼入れ端から５ｍｍにおけるロックウェル硬さ（Ｊ５）を測定した。
結果を第２表に示す。
【0040】
＜歪み（真円からの変形量）の測定＞
鋼塊Ａを熱間圧延または熱間鍛造し、断面直径が１２５ｍｍの丸棒を得て、焼きならし処理後（９２５℃×１ＨｒＡＣ）、この丸棒を加工して、図４に示すような外径１２０ｍｍ、内径１１０ｍｍ、厚さ２０ｍｍのリング状の試験片素材を得た。
次に、このリング状の試験片素材に浸炭浸窒処理Ｘ（ただし比較例９～１２および比較例１５～１８は浸炭処理）を施して、試験片Ｄを得た。そして、この処理前後の各々において試験片Ｄの内径部分の長さを３点測定し、その平均値を算出し、その平均値から内周長さを求め、処理前後の内径長さの平均値の差を計算することで真円からの変形量（歪み）を測定した。
結果を第２表に示す。
鋼塊Ａを熱間圧延または熱間鍛造し、断面直径が１２５ｍｍの丸棒を得て、焼きならし処理後（９２５℃×１ＨｒＡＣ）、この丸棒を加工して、図４に示すような外径１２０ｍｍ、内径１１０ｍｍ、厚さ２０ｍｍのリング状の試験片素材を得た。
次に、このリング状の試験片素材に浸炭浸窒処理Ｘ（ただし比較例９～１２および比較例１５～１８は浸炭処理）を施して、試験片Ｄを得た。そして、この処理前後の各々において試験片Ｄの内径部分の長さを３点測定し、その平均値を算出し、その平均値から内周長さを求め、処理前後の内径長さの平均値の差を計算することで真円からの変形量（歪み）を測定した。
結果を第２表に示す。
【0041】
＜表面Ｎ濃度＞
鋼塊Ａを熱間圧延により断面直径が１２５ｍｍの丸棒を得た後、熱間鍛造により断面直径を３０ｍｍとし、さらに焼きならし処理（９２５℃×１ＨｒＡＣ）を施した後、この丸棒から断面直径２５ｍｍの丸棒（長さ１００ｍｍ）を切り出して得た試験片素材に浸炭浸窒処理Ｘを施し、試験片Ｅを得た。
そして、試験片Ｅについて、その表面から０．０５ｍｍの位置までを削り、得られた切り屑（ダライ粉）におけるＮ濃度を測定した。測定には融解－熱伝導度測定を用いた。
結果を第２表に示す。
鋼塊Ａを熱間圧延により断面直径が１２５ｍｍの丸棒を得た後、熱間鍛造により断面直径を３０ｍｍとし、さらに焼きならし処理（９２５℃×１ＨｒＡＣ）を施した後、この丸棒から断面直径２５ｍｍの丸棒（長さ１００ｍｍ）を切り出して得た試験片素材に浸炭浸窒処理Ｘを施し、試験片Ｅを得た。
そして、試験片Ｅについて、その表面から０．０５ｍｍの位置までを削り、得られた切り屑（ダライ粉）におけるＮ濃度を測定した。測定には融解－熱伝導度測定を用いた。
結果を第２表に示す。
【0042】
＜窒化物析出量＞
試験片Ｅの表面から０．０５ｍｍの位置までを削って得られた切り屑（ダライ粉）を臭化メタノールによって溶解し、０．２μｍのフィルターを使い析出物を抽出し、窒化物析出量を測定した。測定には蒸留分離－窒素分析法を用いた。
結果を第２表に示す。
試験片Ｅの表面から０．０５ｍｍの位置までを削って得られた切り屑（ダライ粉）を臭化メタノールによって溶解し、０．２μｍのフィルターを使い析出物を抽出し、窒化物析出量を測定した。測定には蒸留分離－窒素分析法を用いた。
結果を第２表に示す。
【0043】
＜有効硬化層深さ測定＞
鋼塊Ａを熱間圧延または熱間鍛造し、断面直径が１２５ｍｍの丸棒を得た後、さらに熱間鍛造して、断面直径が３０ｍｍの丸棒を得て、焼きならし処理後（９２５℃×１ＨｒＡＣ）、この丸棒から、断面直径２５ｍｍの丸棒（長さ１０ｍｍ）を切り出して得た鋼片に浸炭浸窒処理Ｘ（ただし比較例９～１２および比較例１５～１８は浸炭処理）を施し、試験片Ｆを得た。
そして、試験片Ｆについて、その一方端面から厚さ方向へ表層からビッカース硬さ測定を試験力２．９４Ｎで試験を実施した。ここで表層から０．５ｍｍまでは０．０２５ｍｍピッチで進み、それ以降は０．１ｍｍピッチで１ｍｍ位置まで硬さを求めた。そして、得られた各位置での硬さを連続的に結び、有効硬化層深さ（ＥＣＤ）を求めた。なお、表層硬さとは０．０５ｍｍの位置の硬さとし、有効硬化層深さは５１３ＨＶとなる表面からの深さとする。具体的には５１３ＨＶに最も近く、５１３ＨＶの前後の２点の硬さから計算し、５１３ＨＶにおける有効硬化層深さを算出した。
そして、回転曲げ試験片のノッチ底部の表層５０μｍ位置をビッカース硬度計の２．９４Ｎでｎ＝３で測定し、表層硬さを取得した。
結果を第２表に示す。
鋼塊Ａを熱間圧延または熱間鍛造し、断面直径が１２５ｍｍの丸棒を得た後、さらに熱間鍛造して、断面直径が３０ｍｍの丸棒を得て、焼きならし処理後（９２５℃×１ＨｒＡＣ）、この丸棒から、断面直径２５ｍｍの丸棒（長さ１０ｍｍ）を切り出して得た鋼片に浸炭浸窒処理Ｘ（ただし比較例９～１２および比較例１５～１８は浸炭処理）を施し、試験片Ｆを得た。
そして、試験片Ｆについて、その一方端面から厚さ方向へ表層からビッカース硬さ測定を試験力２．９４Ｎで試験を実施した。ここで表層から０．５ｍｍまでは０．０２５ｍｍピッチで進み、それ以降は０．１ｍｍピッチで１ｍｍ位置まで硬さを求めた。そして、得られた各位置での硬さを連続的に結び、有効硬化層深さ（ＥＣＤ）を求めた。なお、表層硬さとは０．０５ｍｍの位置の硬さとし、有効硬化層深さは５１３ＨＶとなる表面からの深さとする。具体的には５１３ＨＶに最も近く、５１３ＨＶの前後の２点の硬さから計算し、５１３ＨＶにおける有効硬化層深さを算出した。
そして、回転曲げ試験片のノッチ底部の表層５０μｍ位置をビッカース硬度計の２．９４Ｎでｎ＝３で測定し、表層硬さを取得した。
結果を第２表に示す。
【0044】
＜ミクロ組織観察＞
試験片Ｆにつ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、切断面を被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または結晶粒現出液で腐食し、倍率１００～４００倍で光学顕微鏡および倍率２０００倍でＳＥＭを用い組織観察をした。そして、ＪＩＳ Ｇ０５５１（１９９８）に規定される粒度番号を基準として結晶粒度を判定した。また、鏡面研磨後の試料を使ってＦＥ－ＥＰＭＡを用い、倍率２，０００倍で表層の窒化物の析出状態を確認した。
試験片Ｆにつ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、切断面を被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または結晶粒現出液で腐食し、倍率１００～４００倍で光学顕微鏡および倍率２０００倍でＳＥＭを用い組織観察をした。そして、ＪＩＳ Ｇ０５５１（１９９８）に規定される粒度番号を基準として結晶粒度を判定した。また、鏡面研磨後の試料を使ってＦＥ－ＥＰＭＡを用い、倍率２，０００倍で表層の窒化物の析出状態を確認した。
【0045】
【表1】
【0046】
【表2】
【0047】
【表3】
【0048】
【表4】
【0049】
第２表に示したロックウェル硬さ（Ｊ５）と真円からの変形量（歪み）との関係を、図５に示す。
図５から、ロックウェル硬さ（Ｊ５）がおよそ２９ＨＲＣ未満である開発鋼（本発明の鋼材）は、比較鋼（本発明に包含されない組成の鋼材）よりも変形量が少ないことが分かる。つまり、歪み試験片による評価により、ＪＩＳ Ｇ４０５２（２００８）に規定されるＳＣＲ４２０のジョミニーバンド規格下限（３２ＨＲＣ）から３ＨＲＣ低い値未満の材料において、顕著に低歪み効果が得られることが明らかとなった。また、比較例１３と１４は、それぞれ汎用肌焼鋼であるＳＣＲ４１５とＳＣＲ４２０であるが、それらに対して本発明の鋼材は焼入れによる歪みが大幅に低下していることがわかる。
実機の薄肉部品を想定した場合、薄肉部品の芯部の冷却速度はおよそジョミニー値のＪ３～Ｊ７程度であり、本発明の鋼材はこれらの冷却速度でのマルテンサイト量を減らすことで歪みが大きく低減できる。
図５から、ロックウェル硬さ（Ｊ５）がおよそ２９ＨＲＣ未満である開発鋼（本発明の鋼材）は、比較鋼（本発明に包含されない組成の鋼材）よりも変形量が少ないことが分かる。つまり、歪み試験片による評価により、ＪＩＳ Ｇ４０５２（２００８）に規定されるＳＣＲ４２０のジョミニーバンド規格下限（３２ＨＲＣ）から３ＨＲＣ低い値未満の材料において、顕著に低歪み効果が得られることが明らかとなった。また、比較例１３と１４は、それぞれ汎用肌焼鋼であるＳＣＲ４１５とＳＣＲ４２０であるが、それらに対して本発明の鋼材は焼入れによる歪みが大幅に低下していることがわかる。
実機の薄肉部品を想定した場合、薄肉部品の芯部の冷却速度はおよそジョミニー値のＪ３～Ｊ７程度であり、本発明の鋼材はこれらの冷却速度でのマルテンサイト量を減らすことで歪みが大きく低減できる。
【0050】
また、第２表に示した表面Ｎ濃度および窒化物析出量から、窒化物析出割合（＝窒化物析出量／表面Ｎ濃度×１００（％））を求めた。求められた窒化物析出割合と曲げ疲労強度（ＳＣＲ４２０ガス浸炭材対比）との関係を、図６に示す。
図６から、浸炭浸窒処理後の試験片において、表層Ｎのうち窒化物となったＮの割合が１０％以上となると、曲げ疲労強度のばらつきが大きくなっていることが分かる。組織写真（ＳＥＭ２０００倍、図７）から、窒化物の生成により、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、固溶Ｎの低減により形成された不完全焼入れ組織が確認される。さらにＦＥ－ＥＰＭＡ（２０００倍、図８）から窒化物の生成を見てとることができる。曲げ疲労強度が低下した試験片は、すべてはこの様な不完全焼入れ組織と多量の窒化物生成が確認され、曲げ疲労強度との因果関係が明らかになった。
第２表から、本発明の鋼材は、窒化物析出量を抑制しているため、Ｎ固溶による焼入れ性向上効果によりＳＣＲ４２０ガス浸炭材（比較例１７）と同等の硬さおよび曲げ疲労強度を確保でき、曲げ疲労強度のばらつきも起こらない鋼材であるといえる。一方で、本調査で実施した鋼材のうち、低焼入れ性かつ浸炭のみしか施していない試験片は表層の焼入れ性が不十分で硬さが足りず、曲げ疲労強度が低い結果となった。
また、本発明の鋼材は、いずれも、浸炭浸窒処理後の結晶粒度が、ＪＩＳ Ｇ０５５１（１９９８）に規定される粒度番号において６番以上の細粒となることが明らかとなった。
図６から、浸炭浸窒処理後の試験片において、表層Ｎのうち窒化物となったＮの割合が１０％以上となると、曲げ疲労強度のばらつきが大きくなっていることが分かる。組織写真（ＳＥＭ２０００倍、図７）から、窒化物の生成により、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、固溶Ｎの低減により形成された不完全焼入れ組織が確認される。さらにＦＥ－ＥＰＭＡ（２０００倍、図８）から窒化物の生成を見てとることができる。曲げ疲労強度が低下した試験片は、すべてはこの様な不完全焼入れ組織と多量の窒化物生成が確認され、曲げ疲労強度との因果関係が明らかになった。
第２表から、本発明の鋼材は、窒化物析出量を抑制しているため、Ｎ固溶による焼入れ性向上効果によりＳＣＲ４２０ガス浸炭材（比較例１７）と同等の硬さおよび曲げ疲労強度を確保でき、曲げ疲労強度のばらつきも起こらない鋼材であるといえる。一方で、本調査で実施した鋼材のうち、低焼入れ性かつ浸炭のみしか施していない試験片は表層の焼入れ性が不十分で硬さが足りず、曲げ疲労強度が低い結果となった。
また、本発明の鋼材は、いずれも、浸炭浸窒処理後の結晶粒度が、ＪＩＳ Ｇ０５５１（１９９８）に規定される粒度番号において６番以上の細粒となることが明らかとなった。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】
