JP7680676B2

JP7680676B2 - Nitriding steel and nitrided parts

Info

Publication number: JP7680676B2
Application number: JP2021179756A
Authority: JP
Inventors: 将人祐谷; 雅之堀本
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2021-11-02
Filing date: 2021-11-02
Publication date: 2025-05-21
Anticipated expiration: 2041-11-02
Also published as: JP2023068554A

Description

本開示は、窒化用鋼及び窒化部品に関する。 This disclosure relates to nitriding steel and nitrided parts.

自動車、船舶、産業機械等に用いられる機械部品として、疲労強度を向上させるために窒化処理が施された鋼（すなわち、窒化部品）が用いられることがある。鋼を窒化すると、表層に硬い窒化層が生じ、疲労特性が高まる。更に、窒化処理は低温で行われるため、他の表面硬化処理と比べてひずみを低減することができる。 Steel that has been nitrided to improve fatigue strength (i.e., nitrided parts) is sometimes used as mechanical parts for automobiles, ships, industrial machinery, etc. When steel is nitrided, a hard nitride layer is created on the surface, improving fatigue properties. Furthermore, because nitriding is performed at low temperatures, it can reduce distortion compared to other surface hardening processes.

窒化した鋼の疲労特性を高めるためには、窒化層を硬くすればよい。ところが、歯車のように面疲労を受ける部品では、その表面から内部に向かって深い位置まで大きなせん断応力が加わるため、極表層のみを硬化させるだけでは面疲労特性を向上させることが難しいことがある。そこで、窒化層の硬度に加えて、未窒化層（すなわち、未窒化部分）の硬度も向上させるべく、高い硬度を有する窒化用鋼が求められている。 To improve the fatigue properties of nitrided steel, the nitrided layer can be hardened. However, in parts that are subject to surface fatigue, such as gears, large shear stress is applied from the surface to deep inside, so it can be difficult to improve surface fatigue properties by only hardening the very surface layer. Therefore, there is a demand for nitriding steel with high hardness that can improve the hardness of the unnitrided layer (i.e. the unnitrided portion) in addition to the hardness of the nitrided layer.

例えば、ビッカース硬さが２００ＨＶを超える窒化用鋼に関する技術が検討されており、そのような技術は、例えば、特許文献１に開示されている。 For example, technology related to nitriding steel with a Vickers hardness exceeding 200 HV is being considered, and such technology is disclosed, for example, in Patent Document 1.

特開２０１９－２１８６３３号公報JP 2019-218633 A

窒化用鋼には、上記のように高い硬度を有することが求められているが、硬過ぎると被削性が劣化することがある。また、窒化用鋼から得られる窒化部品には、面疲労特性だけでなく、回転曲げ疲労特性が求められることがある（以下、面疲労特性と回転曲げ疲労特性とを合わせて「疲労特性」と呼ぶことがある）。 As mentioned above, nitriding steel is required to have high hardness, but if it is too hard, machinability may deteriorate. Furthermore, nitrided parts obtained from nitriding steel may be required to have not only surface fatigue properties but also rotating bending fatigue properties (hereinafter, surface fatigue properties and rotating bending fatigue properties may be collectively referred to as "fatigue properties").

特許文献１を始めとして、様々な技術が従来から検討されているが、被削性と疲労特性とを両立させるための技術が十分でないのが現状である。 Various technologies have been considered, including those described in Patent Document 1, but the current situation is that there is a lack of technology that can achieve both machinability and fatigue properties.

本開示は、このような状況に鑑みてなされたものであり、本開示の一実施形態が解決しようとする課題は、被削性に優れ、かつ、窒化後の疲労特性が高い窒化用鋼を提供することである。
本開示の他の実施形態が解決しようとする課題は、上記窒化用鋼を用いた窒化部品を提供することである。 The present disclosure has been made in consideration of these circumstances, and a problem that one embodiment of the present disclosure aims to solve is to provide a nitriding steel that has excellent machinability and high fatigue properties after nitriding.
A problem to be solved by another embodiment of the present disclosure is to provide a nitrided part using the above-mentioned nitriding steel.

本開示は、以下の態様を含む。
＜１＞質量％で、
Ｃ：０．１０～０．２３％、
Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
Ｍｎ：１．５０～２．１５％、
Ｓ：０．００５～０．０５０％、
Ｃｒ：０．５０～０．９０％、
Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
Ｖ：０．０５～０．２５％、
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、及び
Ｐ：０．０５０％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
下記式（１）で表される焼入性の指標であるＤ値が８．５～２１.０であり、
金属組織は、面積率で、
ベイナイトが３０％以上９５％未満であり、
初析フェライトが５％超であり、
パーライトが２０％未満であり、
ビッカース硬さが２００～２６０ＨＶである窒化用鋼。
Ｄ＝√Ｃ×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１０Ｍｎ）×（１＋２．８３Ｐ）×（１－０．６２Ｓ）×（１＋２．３３Ｃｒ）×（１＋０．５２Ｎｉ）×（１＋３．１４Ｍｏ）×（１＋０．２７Ｃｕ）×（１＋２．５Ｖ）・・・式（１）
但し、式（１）中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
＜２＞
質量％で、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｃｕ：０．３０％以下、
Ｎｉ：０．３０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｐｂ：０．０９％以下、及び
Ｂｉ：０．２０％以下
の１種又は２種以上を含有する＜１＞に記載の窒化用鋼。
＜３＞＜１＞又は＜２＞に記載の化学組成、金属組織及びビッカース硬さを有する芯部と、芯部の化学組成よりもＮ含有量が多い表層部とを含む窒化部品。 The present disclosure includes the following aspects.
<1> In mass%,
C: 0.10-0.23%,
Si: 0.10 to 0.50%,
Mn: 1.50 to 2.15%,
S: 0.005-0.050%,
Cr: 0.50-0.90%,
Al: 0.001-0.050%,
V: 0.05-0.25%,
N: 0.0030 to 0.0250%, and P: 0.050% or less;
The balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities,
The D value, which is an index of hardenability represented by the following formula (1), is 8.5 to 21.0,
The metal structure is expressed as the area ratio,
Bainite is 30% or more and less than 95%;
Proeutectoid ferrite is more than 5%;
Perlite is less than 20%;
Nitriding steel with a Vickers hardness of 200 to 260 HV.
D=√C×(1+0.64Si)×(1+4.10Mn)×(1+2.83P)×(1-0.62S)×(1+2.33Cr)×(1+0.52Ni)×(1+3.14Mo)×(1+0.27Cu)×(1+2.5V)...Formula (1)
In formula (1), each element symbol indicates the content (mass %) of each element.
＜2＞
In mass percent,
Ti: 0.005% or less,
Nb: 0.005% or less,
Mo: 0.10% or less,
Cu: 0.30% or less,
Ni: 0.30% or less,
Ca: 0.0050% or less,
The nitriding steel according to <1>, containing one or more of: Pb: 0.09% or less; and Bi: 0.20% or less.
<3> A nitrided component comprising: a core portion having the chemical composition, metal structure, and Vickers hardness according to <1> or <2>; and a surface layer portion having a higher N content than the chemical composition of the core portion.

本開示の一実施形態によれば、被削性に優れ、かつ、窒化後の疲労特性が高い窒化用鋼が提供される。
本開示の他の実施形態によれば、上記窒化用鋼を用いた窒化部品が提供される。 According to one embodiment of the present disclosure, a nitriding steel is provided that has excellent machinability and high fatigue properties after nitriding.
According to another embodiment of the present disclosure, there is provided a nitrided part using the above-mentioned nitriding steel.

図１は、実施例で用いた回転曲げ疲労試験片を示す模式図である。FIG. 1 is a schematic diagram showing a rotating bending fatigue test piece used in the examples. 図２は、実施例で用いた小ローラー試験片を示す模式図である。FIG. 2 is a schematic diagram showing a small roller test piece used in the examples.

以下、本開示の一例である実施形態について詳しく説明する。
各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
化学組成の各元素の含有量を単に「量」又は「濃度」と表記することがある。例えば、Ｃの含有量は、Ｃ量又はＣ濃度と表記することがある。
「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
「窒化用鋼」を「鋼」又は「鋼材」と呼ぶことがある。
「ビッカース硬さ」を単に「硬さ」と呼ぶことがある。 Hereinafter, an embodiment that is an example of the present disclosure will be described in detail.
The "%" for the content of each element means "mass %."
The content of each element in a chemical composition may be expressed simply as "amount" or "concentration." For example, the content of C may be expressed as C amount or C concentration.
A numerical range expressed using "to" means a range that includes the numerical values before and after "to" as the lower and upper limits.
The term "process" includes not only an independent process but also a process that cannot be clearly distinguished from other processes as long as the intended purpose of the process is achieved.
"Nitriding steel" is sometimes called "steel" or "steel material."
"Vickers hardness" is sometimes simply called "hardness."

＜窒化用鋼＞
本開示に係る窒化用鋼は、
質量％で、
Ｃ：０．１０～０．２３％、
Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
Ｍｎ：１．５０～２．１５％、
Ｓ：０．００５～０．０５０％、
Ｃｒ：０．５０～０．９０％、
Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
Ｖ：０．０５～０．２５％、
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、及び
Ｐ：０．０５０％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
下記式（１）で表される焼入性の指標であるＤ値が８．５～２１.０であり、
金属組織は、面積率で、
ベイナイトが３０％以上９５％未満であり、
初析フェライトが５％超であり、
パーライトが２０％未満であり、
ビッカース硬さが２００～２６０ＨＶである窒化用鋼。
Ｄ＝√Ｃ×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１０Ｍｎ）×（１＋２．８３Ｐ）×（１－０．６２Ｓ）×（１＋２．３３Ｃｒ）×（１＋０．５２Ｎｉ）×（１＋３．１４Ｍｏ）×（１＋０．２７Ｃｕ）×（１＋２．５Ｖ）・・・式（１）
但し、式（１）中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。 <Steel for nitriding>
The nitriding steel according to the present disclosure is
In mass percent,
C: 0.10-0.23%,
Si: 0.10 to 0.50%,
Mn: 1.50 to 2.15%,
S: 0.005-0.050%,
Cr: 0.50-0.90%,
Al: 0.001-0.050%,
V: 0.05-0.25%,
N: 0.0030 to 0.0250%, and P: 0.050% or less;
The balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities,
The D value, which is an index of hardenability represented by the following formula (1), is 8.5 to 21.0,
The metal structure is expressed as the area ratio,
Bainite is 30% or more and less than 95%;
Proeutectoid ferrite is more than 5%;
Perlite is less than 20%;
Nitriding steel with a Vickers hardness of 200 to 260 HV.
D=√C×(1+0.64Si)×(1+4.10Mn)×(1+2.83P)×(1-0.62S)×(1+2.33Cr)×(1+0.52Ni)×(1+3.14Mo)×(1+0.27Cu)×(1+2.5V)...Formula (1)
In formula (1), each element symbol indicates the content (mass %) of each element.

本開示に係る窒化用鋼は、被削性に優れ、かつ、窒化後の疲労特性（回転曲げ疲労特性、面疲労特性）が高い。
本開示に係る窒化用鋼は、次の知見により見出された。 The nitriding steel according to the present disclosure has excellent machinability and high fatigue properties (rotating bending fatigue properties and surface fatigue properties) after nitriding.
The nitriding steel according to the present disclosure was discovered based on the following findings.

本発明者らは、鋼の化学成分と金属組織とを種々に変更し、ビッカース硬さを２００ＨＶ以上に高くしても優れた被削性を発揮できる窒化用鋼を製造するための条件について調査した。その結果、下記（ａ）及び（ｂ）の知見を得た。
（ａ）ビッカース硬さが同一であれば、ベイナイトと他の金属組織との混合組織は、パーライトよりも、また、フェライトとパーライトとの混合組織よりも被削性が優れる。但し、ベイナイトを含む混合組織であっても、鋼のビッカース硬さが２６０ＨＶを超えると、十分な被削性が得られないことがある。
（ｂ）０．１質量％以上のＣ濃度を許容し、かつ、鋼のビッカース硬さが２６０ＨＶ以下でベイナイトと初析フェライトが主体の被削性の高い組織を得るためには、ベイナイトの一部を初析フェライトに置き換えればよい。但し、初析フェライト量が多くなり過ぎ、また、金属組織に多量のパーライトが混合すると、ベイナイトによる被削性改善効果は得られなくなり、ビッカース硬さに見合った被削性しか得られなくなる。 The present inventors have investigated the conditions for producing a nitriding steel that exhibits excellent machinability even when the Vickers hardness is increased to 200 HV or more by changing the chemical composition and metal structure of the steel in various ways, and have obtained the following findings (a) and (b).
(a) If the Vickers hardness is the same, a mixed structure of bainite and another metal structure has better machinability than pearlite and than a mixed structure of ferrite and pearlite. However, even in the case of a mixed structure containing bainite, if the Vickers hardness of the steel exceeds 260 HV, sufficient machinability may not be obtained.
(b) In order to obtain a highly machinable structure mainly composed of bainite and pro-eutectoid ferrite with a C concentration of 0.1 mass % or more and a steel with a Vickers hardness of 260 HV or less, it is sufficient to replace part of the bainite with pro-eutectoid ferrite. However, if the amount of pro-eutectoid ferrite becomes too large and a large amount of pearlite is mixed into the metal structure, the machinability improving effect of bainite cannot be obtained and only machinability commensurate with the Vickers hardness can be obtained.

次に、本発明者らは、０．１質量％以上のＣを含む鋼の金属組織を、初析フェライトが混在したベイナイトにするための条件について調査を行い、以下の（ｃ）～（ｆ）の知見を得た。
（ｃ）合金元素を減らして焼入れ性を低減させた鋼の金属組織を初析フェライトが混在したベイナイトにするためには、加熱状態からの冷却を油冷又はそれに近い加速冷却とするか、オーステンパー等の特殊な熱処理を行う必要があり、生産設備が限定される。
（ｄ）焼入性が中程度の鋼を用いると、熱間圧延又は熱間鍛造後の冷却を放冷相当の冷却速度で行っても、金属組織をベイナイトと初析フェライトとの混合組織とすることができる。但し、この場合、鋼素材の厚さ若しくは直径の変化、または、放冷中の外気温の変化により、金属組織が大きく変化するため、精緻な冷速管理が必要となる。
（ｅ）特別な生産設備を用いずに冷却速度がばらついても狙いの金属組織を得るためには、熱間圧延又は熱間鍛造後に放冷すると金属組織が完全にベイナイト化する、または、それに近い金属組織となるような焼入れ性の高い鋼を、Ａ_３点の直上で焼ならしすればよい。
（ｆ）焼入れ性が過剰になると、焼ならし条件を最適化しても金属組織がベイナイト単一となる。したがって、鋼の焼入れ性は、Ａ_３点の直上の焼ならしによって丁度、金属組織がベイナイトと初析フェライトとの混合組織になるようなものでなければならない。 Next, the present inventors investigated conditions for changing the metal structure of steel containing 0.1 mass % or more of C into bainite mixed with pro-eutectoid ferrite, and obtained the following findings (c) to (f).
(c) In order to convert the metal structure of steel in which the hardenability has been reduced by reducing the number of alloying elements into bainite mixed with pro-eutectoid ferrite, it is necessary to cool the steel from a heated state by oil cooling or accelerated cooling similar to oil cooling, or to perform a special heat treatment such as austempering, which limits the production facilities.
(d) When a steel with medium hardenability is used, the metal structure can be a mixed structure of bainite and pro-eutectoid ferrite even if the cooling after hot rolling or hot forging is performed at a cooling rate equivalent to natural cooling. However, in this case, the metal structure changes significantly due to changes in the thickness or diameter of the steel material or changes in the outside air temperature during natural cooling, so precise cooling rate control is required.
(e) In order to obtain a desired metal structure even if the cooling rate varies without using special production equipment, a steel with high hardenability, which will completely transform into bainite or a metal structure close to bainite when cooled after hot rolling or hot forging, may be normalized just above point _A3 .
(f) If the hardenability is excessive, the metal structure will be a single bainite structure even if the normalizing conditions are optimized. Therefore, the hardenability of the steel must be such that the metal structure will become a mixed structure of bainite and pro-eutectoid ferrite by normalizing just above point _A3 .

以上の知見により、本開示に係る窒化用鋼は、被削性に優れ、更に、窒化後の疲労特性が高いことが見出された。
本開示に係る窒化用鋼は、窒化部品の製造に好適に用いることができる。具体的には、本開示に係る窒化用鋼は、例えば、機械加工で成型する際には優れた被削性を有し、窒化後には優れた回転曲げ疲労特性及び面疲労特性を有しており、自動車、産業機械、建設機械等の機械部品の鋼素材として用いるのに好適である。 From the above findings, it has been discovered that the nitriding steel according to the present disclosure has excellent machinability and further has high fatigue properties after nitriding.
The nitriding steel according to the present disclosure can be suitably used for manufacturing nitrided parts. Specifically, the nitriding steel according to the present disclosure has, for example, excellent machinability when formed by machining, and excellent rotating bending fatigue properties and surface fatigue properties after nitriding, and is suitable for use as a steel material for machine parts such as automobiles, industrial machinery, and construction machinery.

また、本開示に係る窒化用鋼は、製造コストの観点からも好適である。
例えば、特許文献１では、鋼の金属組織がベイナイト主体となるように調整すると共に、鋼に含まれるＶ、Ｃｒ及びＮｂの含有量のバランスを調整することで、芯部硬さを向上させ、また、表層硬さを高めることで面疲労特性を向上させている。また、特許文献１の鋼は、金属組織をベイナイト化させるためにＭｎ又はＣｒを多量に含んでおり、また、金属組織をベイナイト化させつつ、切削時の硬さが過度に高くならないように、実施例を見てもＣ濃度は最大でも０．０９８％と低い。ところが、鋼にＭｎ又はＣｒを多量に含有させつつ、Ｃ濃度を低くするためには、Ｍｎ及びＣｒの原料となる合金として、Ｃ含有量の少ない高価なものを用いる必要があり、合金コストが増大する場合がある。
これに対して、本開示に係る窒化用鋼は、上述のように、Ｃ濃度が０．１質量％以上と高い鋼を用いながらも、優れた被削性が得られるため、高価な合金の使用を抑制することができ、安価に製造することが容易となる。 Furthermore, the nitriding steel according to the present disclosure is also suitable from the standpoint of manufacturing costs.
For example, in Patent Document 1, the metal structure of the steel is adjusted to be mainly bainite, and the balance of the contents of V, Cr, and Nb contained in the steel is adjusted to improve the core hardness and the surface fatigue properties by increasing the surface hardness. The steel of Patent Document 1 contains a large amount of Mn or Cr to turn the metal structure into bainite, and the C concentration is low, at a maximum of 0.098%, even in the examples, so that the hardness during cutting is not excessively high while turning the metal structure into bainite. However, in order to lower the C concentration while containing a large amount of Mn or Cr in the steel, it is necessary to use an expensive alloy with a low C content as the raw material of Mn and Cr, which may increase the alloy cost.
In contrast, as described above, the nitriding steel according to the present disclosure uses steel with a high C concentration of 0.1 mass % or more, yet has excellent machinability, which makes it possible to reduce the use of expensive alloys and facilitates inexpensive production.

以下、本開示に係る窒化用鋼について詳細に説明する。 The nitriding steel disclosed herein is described in detail below.

［化学組成（必須元素）］
本開示に係る窒化用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。 [Chemical composition (essential elements)]
The chemical composition of the nitriding steel according to the present disclosure contains the following elements:

Ｃ：０．１０～０．２３％
炭素（Ｃ）は、鋼材の硬さ及び疲労強度を高める。Ｃ含有量が低過ぎれば、硬さ又は疲労強度が不足する。また、Ｃ含有量を低くするためには、他の合金の原料としてＣ含有量が少ないものが必要となるため、合金のコストが増大する。一方、Ｃ含有量が高過ぎれば、切削抵抗が上昇し、金属組織を最適化したとしても被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１０～０．２３％である。
Ｃ含有量の好ましい下限は、０．１１％であり、より好ましくは０．１２％である。
Ｃ含有量の好ましい上限は、０．２１％であり、より好ましくは０．２０％であり、更に好ましくは０．１９％である。 C: 0.10-0.23%
Carbon (C) increases the hardness and fatigue strength of steel. If the C content is too low, the hardness or fatigue strength will be insufficient. In addition, in order to reduce the C content, other alloy raw materials with a low C content are required, which increases the cost of the alloy. On the other hand, if the C content is too high, the cutting resistance increases and the machinability decreases even if the metal structure is optimized. Therefore, the C content is 0.10 to 0.23%.
The lower limit of the C content is preferably 0.11%, and more preferably 0.12%.
The upper limit of the C content is preferably 0.21%, more preferably 0.20%, and further preferably 0.19%.

Ｓｉ：０．１０～０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、フェライトに固溶して鋼材を強化する（固溶強化）。Ｓｉは初析フェライトの生成を促進する元素であり、焼入れ性を高めるＣｒ又はＭｎと組み合わせることで、ベイナイトと初析フェライトとの混合組織を形成させ易くなる。Ｓｉ含有量が低過ぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高過ぎれば、被削性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～０．５０％である。
Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．１５％であり、より好ましくは０．２０％である。
Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．４５％であり、より好ましくは０．３５％である。 Si: 0.10~0.50%
Silicon (Si) dissolves in ferrite to strengthen steel (solid solution strengthening). Si is an element that promotes the formation of pro-eutectoid ferrite, and when combined with Cr or Mn, which improves hardenability, it becomes easier to form a mixed structure of bainite and pro-eutectoid ferrite. If the Si content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, machinability deteriorates. Therefore, the Si content is 0.10 to 0.50%.
The lower limit of the Si content is preferably 0.15%, and more preferably 0.20%.
The upper limit of the Si content is preferably 0.45%, and more preferably 0.35%.

Ｍｎ：１．５０～２．１５％
マンガン（Ｍｎ）は、焼入れ性を高めて組織をベイナイト化させたり、鋼材中でＭｎＳを形成したりすることで鋼材の被削性を高める効果を有する。Ｍｎは更に、窒化物を形成し、拡散層（表層部）の硬化にも寄与する。Ｍｎ含有量が低過ぎれば、上記の効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高過ぎれば、焼入れ性が過度に高まり、金属組織の一部を初析フェライトとすることが困難になる。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０～２．１５％である。
Ｍｎ含有量の好ましい下限は、１．６０％であり、より好ましくは１．７０％である。
Ｍｎ含有量の好ましい上限は、２．０５％であり、より好ましくは２．００％である。 Mn: 1.50-2.15%
Manganese (Mn) has the effect of improving the machinability of steel by increasing hardenability and transforming the structure into bainite, and by forming MnS in the steel. Mn also forms nitrides and contributes to hardening the diffusion layer (surface layer). If the Mn content is too low, the above effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the hardenability increases excessively, making it difficult to make part of the metal structure into pro-eutectoid ferrite. Therefore, the Mn content is 1.50 to 2.15%.
The lower limit of the Mn content is preferably 1.60%, and more preferably 1.70%.
The upper limit of the Mn content is preferably 2.05%, and more preferably 2.00%.

Ｓ：０．００５～０．０５０％
硫黄（Ｓ）は、鋼材中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の被削性を高める。疲労特性を高めるために内部硬さを高めた鋼では、Ｓは特に重要であり、含有量が低過ぎれば上記効果が得られない。一方、Ｓ含有量が高過ぎれば、粗大なＭｎＳが形成され、鋼材の疲労強度が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５～０．０５０％である。
Ｓ含有量の好ましい下限は、０．０１０％であり、より好ましくは０．０１５％であり、更に好ましくは０．０２０％である。
Ｓ含有量の好ましい上限は、０．０４０％であり、より好ましくは０．０３０％である。 S: 0.005-0.050%
Sulfur (S) combines with Mn in steel to form MnS, improving the machinability of the steel. In steels with increased internal hardness to improve fatigue properties, S is particularly important, and if the S content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the S content is too high, coarse MnS is formed, reducing the fatigue strength of the steel. Therefore, the S content is 0.005 to 0.050%.
The lower limit of the S content is preferably 0.010%, more preferably 0.015%, and further preferably 0.020%.
The upper limit of the S content is preferably 0.040%, and more preferably 0.030%.

Ｃｒ：０．５０～０．９０％
クロム（Ｃｒ）は、窒化処理により鋼材内に導入されたＮと結合して窒化層中にＣｒＮを形成し、窒化層を強化する。また、鋼の焼入れ性を高め、金属組織をベイナイトが主体の金属組織にする効果を持つ。Ｃｒ含有量が低過ぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高過ぎれば、焼入れ性が過度に高くなり、その結果、硬く被削性が劣ることとなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０～０．９０％である。
Ｃｒ含有量の好ましい下限は、０．５５％であり、より好ましくは０．６０％である。
Ｃｒ含有量の好ましい上限は、０．８５％であり、より好ましくは０．８０％である。 Cr:0.50~0.90%
Chromium (Cr) combines with N introduced into the steel material by nitriding to form CrN in the nitrided layer, strengthening the nitrided layer. It also has the effect of increasing the hardenability of the steel and making the metal structure predominantly bainite. If the Cr content is too low, the above effects cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content is too high, the hardenability becomes excessively high, resulting in hardness and poor machinability. Therefore, the Cr content is 0.50-0.90%.
The lower limit of the Cr content is preferably 0.55%, and more preferably 0.60%.
The upper limit of the Cr content is preferably 0.85%, and more preferably 0.80%.

Ａｌ：０．００１～０．０５０％
アルミニウム（Ａｌ）は、窒化処理により鋼材内に導入されたＮと結合して窒化層中にＡｌＮを形成し、窒化層を強化する。また、Ａｌは鋼の製造時に脱酸のために用いられる。Ａｌ含有量が低過ぎれば、上記効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高過ぎれば、窒化中の窒素の拡散を阻害し、窒化層の厚さを薄くすることで疲労特性を劣化させる場合がある。したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．０５０％である。
Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．００５％であり、より好ましくは０．０１０％である。
Ａｌ含有量の好ましい上限は、０．０４５％であり、より好ましくは０．０４０％である。 Al: 0.001-0.050%
Aluminum (Al) combines with N introduced into the steel material by nitriding to form AlN in the nitrided layer, strengthening the nitrided layer. Al is also used for deoxidation during steel manufacturing. If the Al content is too low, the above effects cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, it may hinder the diffusion of nitrogen during nitriding and reduce the thickness of the nitrided layer, thereby deteriorating fatigue properties. Therefore, the Al content is 0.001 to 0.050%.
The lower limit of the Al content is preferably 0.005%, and more preferably 0.010%.
The upper limit of the Al content is preferably 0.045%, and more preferably 0.040%.

Ｖ：０.０５～０．２５％
バナジウム（Ｖ）は、窒化処理により鋼材内に導入されたＮと結合して窒化層中にＶＮを形成し、窒化層を強化する元素である。Ｖ含有量が低過ぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高過ぎれば、母材の硬さが高くなり過ぎて被削性が劣化する。したがって、Ｖ含有量は０.０５～０．２５％である。
Ｖ含有量の好ましい下限は、０．０６％であり、より好ましくは０．１０％である。
Ｖ含有量の好ましい上限は、０．２０％であり、より好ましくは０．１７％であり、更に好ましくは０．１５％である。 V: 0.05-0.25%
Vanadium (V) is an element that bonds with N introduced into the steel material by nitriding to form VN in the nitrided layer, strengthening the nitrided layer. If the V content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the V content is too high, the base material becomes too hard, deteriorating machinability. Therefore, the V content is 0.05-0.25%.
The lower limit of the V content is preferably 0.06%, and more preferably 0.10%.
The upper limit of the V content is preferably 0.20%, more preferably 0.17%, and further preferably 0.15%.

Ｎ：０．００３０～０．０２５０％
窒素（Ｎ）は、鋼材に固溶して鋼材の強度を高める。また、窒化層のＮ濃度が、合金窒化物が析出できる濃度に達するまでの時間を短くする効果を有する。Ｎ含有量が低過ぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高過ぎれば、鋼材中に気泡が生成される。気泡が欠陥となるため気泡の発生は抑制される方が好ましい。したがって、Ｎ含有量は０．００３０～０．０２５０％である。
Ｎ含有量の好ましい下限は、０．００５０％であり、より好ましくは０．００８０％である。
Ｎ含有量の好ましい上限は、０．０２００％であり、より好ましくは０．０１８０％であり、更に好ましくは０．０１５０％である。 N: 0.0030-0.0250%
Nitrogen (N) dissolves in steel to increase the strength of the steel. It also has the effect of shortening the time until the N concentration in the nitrided layer reaches a concentration at which alloy nitrides can precipitate. If the N content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content is too high, bubbles are generated in the steel. Since bubbles become defects, it is preferable to suppress the generation of bubbles. Therefore, the N content is 0.0030 to 0.0250%.
The lower limit of the N content is preferably 0.0050%, and more preferably 0.0080%.
The upper limit of the N content is preferably 0.0200%, more preferably 0.0180%, and further preferably 0.0150%.

Ｐ：０．０５０％以下
燐（Ｐ）は、不純物である。Ｐは結晶粒界に偏析し、粒界脆化割れを引き起こすため、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。
Ｐ含有量の好ましい上限は、０．０３０％である。
なお、Ｐ含有量の下限は、０％がよいが（つまり含まないことがよいが）、脱Ｐコストを低減する観点から、０％超（例えば、０．０００１％以上）であってよい。 P: 0.050% or less Phosphorus (P) is an impurity. Since P segregates at the grain boundaries and causes grain boundary embrittlement cracking, it is preferable that the P content is as low as possible. Therefore, the P content is 0.050% or less.
The preferred upper limit of the P content is 0.030%.
The lower limit of the P content is preferably 0% (i.e., it is preferable that the P content is not contained), but from the viewpoint of reducing the dephosphorization cost, it may be more than 0% (for example, 0.0001% or more).

本開示に係る窒化用鋼の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境等から混入されるものであって、本開示の窒化用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。 The remainder of the nitriding steel according to the present disclosure is composed of Fe and impurities. Here, impurities refer to substances that are mixed in from raw materials such as ore, scrap, or the manufacturing environment during industrial production of steel material, and are acceptable to the extent that they do not adversely affect the nitriding steel according to the present disclosure.

［化学組成（任意元素）］
本開示に係る窒化用鋼は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素を含んでもよい。 [Chemical composition (arbitrary elements)]
The nitriding steel according to the present disclosure may contain an optional element in place of a portion of Fe.

Ｔｉ：０．００５％以下
Ｎｂ：０．００５％以下
チタン（Ｔｉ）、及びニオブ（Ｎｂ）はＮと結合して窒化物を形成し、Ｎが枯渇すると、Ｃと結合して炭化物を形成する。本開示では、初析フェライトを生成させるために、熱間圧延又は熱間鍛造後に徐冷したり、焼ならしを施したりする。いずれの場合でも、Ｔｉ及びＮｂの炭化物は比較的高温で粗大に析出しやすい。高温で析出したこれらの炭化物は強化には寄与せず、それどころか、炭化物を形成する際にオーステナイト中の炭素を消費するために、母材の硬さを低下させる。一方で、熱間圧延又は熱間鍛造後の徐冷開始温度によっては、Ｔｉ及びＮｂの高温での析出量が少なくなり、低温での析出量が多くなる可能性がある。その場合は、母材の硬さを増加させる。このように、本開示の窒化用鋼を製造する上では、硬さのばらつきを抑制するために、Ｔｉ及びＮｂの含有量を低下させる必要がある。また、Ｔｉ及びＮｂは高価な元素であり、その含有量を制限することは合金コストの抑制にもなる。
したがって、本開示の窒化用鋼は、Ｔｉ及びＮｂの１種又は２種以上を含有することは許容されるが、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．００５％以下であり、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．００５％以下である。
Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量の好ましい上限は、０．００４％であり、より好ましくは０．００３％である。
なお、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量の下限は、０％がよいが（つまり含まないことがよいが）、脱Ｔｉコストを低減する観点から、０％超（例えば、０．００１％以上）であってよい。
Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量の好ましい上限は、０．００４％であり、より好ましくは０．００３％である。
なお、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量の下限は、０％がよいが（つまり含まないことがよいが）、脱Ｎｂコストを低減する観点から、０％超（例えば、０．００１％以上）であってよい。 Ti: 0.005% or less Nb: 0.005% or less Titanium (Ti) and niobium (Nb) combine with N to form nitrides, and when N is depleted, they combine with C to form carbides. In the present disclosure, in order to generate proeutectoid ferrite, slow cooling or normalizing is performed after hot rolling or hot forging. In either case, Ti and Nb carbides tend to precipitate coarsely at relatively high temperatures. These carbides precipitated at high temperatures do not contribute to strengthening, and on the contrary, they consume carbon in austenite when forming carbides, thereby reducing the hardness of the base material. On the other hand, depending on the slow cooling start temperature after hot rolling or hot forging, the amount of Ti and Nb precipitated at high temperatures may be small, and the amount of Ti and Nb precipitated at low temperatures may be large. In that case, the hardness of the base material is increased. Thus, in manufacturing the nitriding steel of the present disclosure, it is necessary to reduce the content of Ti and Nb in order to suppress the variation in hardness. Furthermore, Ti and Nb are expensive elements, and limiting their contents also contributes to reducing alloy costs.
Therefore, the nitriding steel of the present disclosure is permitted to contain one or more of Ti and Nb, but when Ti is contained, the Ti content is 0.005% or less, and when Nb is contained, the Nb content is 0.005% or less.
When Ti is contained, the upper limit of the Ti content is preferably 0.004%, and more preferably 0.003%.
When Ti is contained, the lower limit of the Ti content is preferably 0% (i.e., it is preferable that Ti is not contained), but from the viewpoint of reducing the Ti-free cost, the Ti content may be more than 0% (for example, 0.001% or more).
When Nb is contained, the upper limit of the Nb content is preferably 0.004%, and more preferably 0.003%.
When Nb is contained, the lower limit of the Nb content is preferably 0% (i.e., it is preferable that Nb is not contained), but from the viewpoint of reducing the Nb removal cost, it may be more than 0% (for example, 0.001% or more).

本開示に係る窒化用鋼において、任意元素のうち、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉからなる群は、窒化部品の強度を高める作用があり、１種又は２種以上を含有してもよい。 In the nitriding steel according to the present disclosure, among the optional elements, the group consisting of Mo, Cu, and Ni has the effect of increasing the strength of the nitrided part, and one or more types may be contained.

Ｍｏ：０．１０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は、含有される場合、鋼の焼入れ性を高めることで鋼材の強度を高める。その結果、鋼材の疲労強度が高くなる。しかしながら、Ｍｏは高価な元素であり、含有量が多くなれば、部品の製造コストが上昇する。したがって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は０．１０％以下である。
Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量の好ましい下限は、０．０２％である。
Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量の好ましい上限は、０．０８％であり、より好ましくは０．０５％である。 Mo: 0.10% or less When contained, molybdenum (Mo) enhances the hardenability of steel, thereby enhancing the strength of the steel. As a result, the fatigue strength of the steel is increased. However, Mo is an expensive element, and if the content is high, the manufacturing cost of the part increases. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is 0.10% or less.
When Mo is contained, the lower limit of the Mo content is preferably 0.02%.
When Mo is contained, the upper limit of the Mo content is preferably 0.08%, and more preferably 0.05%.

Ｃｕ：０．３０％以下
銅（Ｃｕ）は、含有される場合、フェライトに固溶して鋼材の強度を高める。そのため、鋼材の疲労強度が高まる。しかしながら、Ｃｕ含有量が過度に多くなると、熱間圧延又は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を含有させる場合、Ｃｕ含有量は０．３０％以下である。
Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量の好ましい下限は、０．０５％である。
Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量の好ましい上限は、０．２５％であり、より好ましくは０．２０％である。 Cu: 0.30% or less When copper (Cu) is contained, it dissolves in ferrite to increase the strength of the steel material. Therefore, the fatigue strength of the steel material is increased. However, if the Cu content is excessively high, it segregates at the grain boundaries of the steel during hot rolling or hot forging, inducing hot cracks. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is 0.30% or less.
When Cu is contained, the lower limit of the Cu content is preferably 0.05%.
When Cu is contained, the upper limit of the Cu content is preferably 0.25%, and more preferably 0.20%.

Ｎｉ：０．３０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は、含有される場合、フェライトに固溶して鋼材の強度を高める。そのため、鋼材の疲労強度が高まる。Ｎｉは更に、鋼材がＣｕを含有する場合に、Ｃｕに起因する熱間割れを抑制する。しかしながら、Ｎｉ含有量が多すぎれば、その効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は０．３０％以下である。
Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量の好ましい下限は、０．０５％である。
Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量の好ましい上限は、０．２５％であり、より好ましくは０．２０％である。 Ni: 0.30% or less When nickel (Ni) is contained, it dissolves in ferrite to increase the strength of the steel material. Therefore, the fatigue strength of the steel material is increased. Ni also suppresses hot cracking caused by Cu when the steel material contains Cu. However, if the Ni content is too high, the effect is saturated and the manufacturing cost increases. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is 0.30% or less.
When Ni is contained, the lower limit of the Ni content is preferably 0.05%.
When Ni is contained, the upper limit of the Ni content is preferably 0.25%, and more preferably 0.20%.

本開示に係る窒化用鋼において、任意元素のうち、Ｃａ、Ｐｂ及びＢｉからなる群は、窒化用鋼の被削性を高める作用があり、１種又は２種以上を含有してもよい。 In the nitriding steel according to the present disclosure, among the optional elements, the group consisting of Ca, Pb, and Bi has the effect of improving the machinability of the nitriding steel, and one or more of them may be contained.

Ｃａ：０．００５０％以下
カルシウム（Ｃａ）は、含有される場合、鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、粗大なＣａ酸化物が生成し、鋼材の疲労強度が低下する。したがって、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．００５０以下％である。
Ｃａを含有させる場合、上記効果をより安定して得るためのＣａ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％である。
Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量の好ましい上限は、０．００３５％であり、より好ましくは０．００２０％である。 Ca: 0.0050% or less Calcium (Ca) improves the machinability of steel when contained. However, if the Ca content is too high, coarse Ca oxides are generated, and the fatigue strength of the steel decreases. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is 0.0050% or less.
When Ca is contained, the lower limit of the Ca content for more stably obtaining the above-mentioned effects is preferably 0.0001%, and more preferably 0.0003%.
When Ca is contained, the upper limit of the Ca content is preferably 0.0035%, and more preferably 0.0020%.

Ｐｂ：０．０９％以下
鉛（Ｐｂ）は、含有される場合、鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｐｂは、環境の観点から、その使用量はできるだけ少なくすることが望ましい。したがって、Ｐｂを含有させる場合、Ｐｂ含有量は０．０９％以下である。
Ｐｂを含有させる場合、Ｐｂ含有量の好ましい下限は、０．０２％であり、より好ましくは０．０３％である。
Ｐｂを含有させる場合、Ｐｂ含有量の好ましい上限は、０．０８％であり、より好ましくは０．０７％である。 Pb: 0.09% or less Lead (Pb) improves the machinability of steel when contained. However, from an environmental perspective, it is desirable to use as little Pb as possible. Therefore, when Pb is contained, the Pb content is 0.09% or less.
When Pb is contained, the lower limit of the Pb content is preferably 0.02%, and more preferably 0.03%.
When Pb is contained, the upper limit of the Pb content is preferably 0.08%, and more preferably 0.07%.

Ｂｉ：０．２０％以下
ビスマス（Ｂｉ）は、鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｂｉ量が高すぎれば、熱間加工性が劣化する。したがって、Ｂｉを含有させる場合、Ｂｉ含有量は０．２０％以下である。
Ｂｉを含有させる場合、Ｂｉ含有量の好ましい下限は、０．０３％であり、より好ましくは０．０５％である。
Ｂｉを含有させる場合、Ｂｉ含有量の好ましい上限は、０．１８％であり、より好ましくは０．１６％である。 Bi: 0.20% or less Bismuth (Bi) improves the machinability of steel. However, if the Bi content is too high, the hot workability deteriorates. Therefore, when Bi is contained, the Bi content is 0.20% or less.
When Bi is contained, the lower limit of the Bi content is preferably 0.03%, and more preferably 0.05%.
When Bi is contained, the upper limit of the Bi content is preferably 0.18%, and more preferably 0.16%.

本開示に係る窒化用鋼は、上記の任意元素の他に、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ｍｇ及びＲＥＭ（希土類元素）からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
Ｈｆを含有させる場合、Ｈｆ含有量は、例えば、０．０００５～０．００５０％である。
Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量は、例えば、０．０００５～０．００５０％である。
Ｃｏを含有させる場合、Ｃｏ含有量は、例えば、０．０１～０．１０％である。
Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は、例えば、０．０１～０．２０％である。
Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は、例えば、０．０００５～０．０１００％である。
ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は、例えば、０．０００５～０．０１００％である。 The nitriding steel according to the present disclosure may contain, in addition to the above-mentioned optional elements, one or more elements selected from the group consisting of Hf, Zr, Co, W, Mg, and REM (rare earth elements).
When Hf is contained, the Hf content is, for example, 0.0005 to 0.0050%.
When Zr is contained, the Zr content is, for example, 0.0005 to 0.0050%.
When Co is contained, the Co content is, for example, 0.01 to 0.10%.
When W is contained, the W content is, for example, 0.01 to 0.20%.
When Mg is contained, the Mg content is, for example, 0.0005 to 0.0100%.
When REM is contained, the REM content is, for example, 0.0005 to 0.0100%.

［焼入れ性］
焼入性：Ｄ値８．５～２１.０
鋼の焼入れ性の指標であるＤ値は、下記式（１）で表される。
Ｄ＝√Ｃ×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１０Ｍｎ）×（１＋２．８３Ｐ）×（１－０．６２Ｓ）×（１＋２．３３Ｃｒ）×（１＋０．５２Ｎｉ）×（１＋３．１４Ｍｏ）×（１＋０．２７Ｃｕ）×（１＋２．５Ｖ）・・・式（１）
但し、式（１）中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。 [Hardenability]
Hardenability: D value 8.5 to 21.0
The D value, which is an index of the hardenability of steel, is expressed by the following formula (1).
D=√C×(1+0.64Si)×(1+4.10Mn)×(1+2.83P)×(1-0.62S)×(1+2.33Cr)×(1+0.52Ni)×(1+3.14Mo)×(1+0.27Cu)×(1+2.5V)...Formula (1)
In formula (1), each element symbol indicates the content (mass %) of each element.

Ｄ値が低過ぎると、金属組織にベイナイトを混在させるためには焼入れが必要となるため、設備面の制約が大きいことに加え、焼入れ後の洗浄等の工程の増加が懸念される。一方、Ｄ値が高過ぎると、目標の金属組織を得るために極めて長時間の炉冷、二段冷却等の煩雑な熱処理を行う必要が生じる。したがって、鋼の焼入れ性の指標のＤ値は８．５～２１．０である。
Ｄ値の好ましい下限は、９．０であり、より好ましくは９．５である。
Ｄ値の好ましい上限は、２０．０であり、より好ましくは１９．０である。 If the D-value is too low, quenching is required to mix bainite into the metal structure, which imposes significant restrictions on equipment and raises concerns about the need for additional processes such as cleaning after quenching. On the other hand, if the D-value is too high, complicated heat treatment such as extremely long furnace cooling and two-stage cooling is required to obtain the target metal structure. Therefore, the D-value, which is an index of the hardenability of steel, is 8.5 to 21.0.
The lower limit of the D value is preferably 9.0, and more preferably 9.5.
The upper limit of the D value is preferably 20.0, and more preferably 19.0.

［金属組織］
ベイナイトの面積率：３０％以上９５％未満
切削時の鋼の金属組織は、硬さが同一であれば、フェライトとパーライトとの混合組織よりも、それらにベイナイトが混入した混合組織の方が、切削抵抗が低下するため好ましい。切削抵抗を低下させる効果を得るためには、ベイナイトの面積率を３０％以上とする必要がある。ベイナイトの面積率が高すぎると、硬さが高くなりすぎ必要な被削性が得られなくなる。したがって、ベイナイトの面積率は９５％未満である。
ベイナイトの面積率の下限は、３５％であることが好ましく、より好ましくは４０％である。
ベイナイトの面積率の上限は、８５％以下であることが好ましく、より好ましくは７５％以下である。 [Metal structure]
Area ratio of bainite: 30% or more and less than 95% When cutting, if the hardness is the same, a mixed structure of ferrite and pearlite mixed with bainite is more preferable than a mixed structure of ferrite and pearlite because it reduces cutting resistance. In order to obtain the effect of reducing cutting resistance, the area ratio of bainite needs to be 30% or more. If the area ratio of bainite is too high, the hardness will be too high and the required machinability will not be obtained. Therefore, the area ratio of bainite is less than 95%.
The lower limit of the area fraction of bainite is preferably 35%, and more preferably 40%.
The upper limit of the area ratio of bainite is preferably 85% or less, and more preferably 75% or less.

初析フェライトの面積率：５％超
０．１％以上のＣを含む鋼の金属組織をベイナイトのみにすると、硬さが増大し過ぎ、金属組織がベイナイトであっても被削性が劣化する。０．１％以上のＣを含む鋼の金属組織は、ベイナイトを含ませつつ、硬さを下げるために初析フェライトを混在させるのが良い。本開示においては、フェライト粒を初析フェライトとみなし、この初析フェライトは、等軸状のポリゴナルフェライト、および、板状のウィッドマンステッテンフェライトの両者を包含する。ベイナイトによる切削抵抗低減の効果を得つつ、効果的に硬さを低減するためには、初析フェライトの面積率を５％超にする必要がある。
初析フェライトの面積率の下限は、１０％であることが好ましく、２０％であることがより好ましく、２５％であることが更に好ましい。
初析フェライトの面積率は、上限は特に限定されないが、硬さの確保と被削性とをより容易に両立させる観点から、７０％未満であることが好ましい。初析フェライトの面積率の上限は、６０％であることがより好ましい。 Area ratio of pro-eutectoid ferrite: more than 5% If the metal structure of steel containing 0.1% or more C is made only of bainite, the hardness increases too much, and the machinability deteriorates even if the metal structure is bainite. It is preferable that the metal structure of steel containing 0.1% or more C contains bainite and pro-eutectoid ferrite is mixed to reduce the hardness. In the present disclosure, ferrite grains are regarded as pro-eutectoid ferrite, and this pro-eutectoid ferrite includes both equiaxed polygonal ferrite and plate-shaped Widmanstätten ferrite. In order to effectively reduce the hardness while obtaining the effect of reducing the cutting resistance by bainite, the area ratio of pro-eutectoid ferrite needs to be more than 5%.
The lower limit of the area ratio of pro-eutectoid ferrite is preferably 10%, more preferably 20%, and further preferably 25%.
The upper limit of the area ratio of pro-eutectoid ferrite is not particularly limited, but from the viewpoint of more easily achieving both hardness and machinability, it is preferably less than 70%. The upper limit of the area ratio of pro-eutectoid ferrite is more preferably 60%.

パーライトの面積率：２０％未満
ベイナイトの一部がパーライトになっても硬さは低下するが、切削抵抗を下げるためには、ベイナイトの一部をパーライトにするよりも初析フェライトにする方が良い。したがって、パーライトの面積率は低い方がよく、２０％未満にする必要がある。
パーライトの面積率は、少なければ少ないほど良く、例えば、１５％以下であることが好ましく、１０％以下であることがより好ましく、０％であることが最も好ましい。 Area ratio of pearlite: less than 20% Although hardness decreases if part of the bainite becomes pearlite, in order to reduce cutting resistance, it is better to make part of the bainite into pro-eutectoid ferrite rather than pearlite. Therefore, the area ratio of pearlite is better to be low, and it needs to be less than 20%.
The smaller the area ratio of pearlite, the better. For example, it is preferably 15% or less, more preferably 10% or less, and most preferably 0%.

以上のように、本開示に係る窒化用鋼の金属組織は、ベイナイト及び初析フェライトを含み、また、パーライトを含み得る。また、本開示に係る窒化用鋼の金属組織は、ベイナイト、初析フェライト及びパーライト以外の他の金属組織、例えば、オーステナイト等を含んでもよい。上記他の金属組織を含む場合、上記他の金属組織の面積率は、少なければ少ないほど良く、例えば、１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。 As described above, the metal structure of the nitriding steel according to the present disclosure includes bainite and pro-eutectoid ferrite, and may also include pearlite. Furthermore, the metal structure of the nitriding steel according to the present disclosure may include other metal structures than bainite, pro-eutectoid ferrite, and pearlite, such as austenite. When the other metal structures are included, the area ratio of the other metal structures is preferably as small as possible, for example, 10% or less, and more preferably 5% or less.

金属組織の面積率は、以下のようにして測定する。
・窒化用鋼の長手方向に垂直な断面を含むサンプルを窒化用鋼から採取して、上記断面を研磨する。
・上記断面をナイタール液で腐食して金属組織を現出させる。
・上記断面の厚み方向の中心部を光学顕微鏡（２００倍）で観察し、無作為に選択した５視野の光学顕微鏡像を取得する。窒化用鋼の厚み方向とは、窒化用鋼の垂直な断面において、その断面の中心部（重心）を通り、かつ、表面上の２点を結ぶ最も短い線分の方向を意味する。例えば、丸棒鋼の場合、厚み方向は径方向であり、厚みを直径とみなす。
・各光学顕微鏡像について金属組織を分別し、点算法により各金属組織の面積率を求める。
・各金属組織について５つの光学顕微鏡像から得られた面積率の平均値を求め、窒化用鋼の金属組織の面積率とする。 The area ratio of the metal structure is measured as follows.
A sample including a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the nitriding steel is taken from the nitriding steel, and the cross section is polished.
- The above cross section is corroded with nital solution to reveal the metal structure.
The center of the thickness direction of the cross section is observed with an optical microscope (200x magnification), and optical microscope images of five randomly selected fields are obtained. The thickness direction of the steel for nitriding means the direction of the shortest line segment that passes through the center (center of gravity) of the cross section and connects two points on the surface in a vertical cross section of the steel for nitriding. For example, in the case of a round bar steel, the thickness direction is the radial direction, and the thickness is regarded as the diameter.
The metal structure is separated from each optical microscope image, and the area ratio of each metal structure is calculated using the point counting method.
The average of the area ratios obtained from five optical microscope images for each metal structure is calculated and used as the area ratio of the metal structure of the steel for nitriding.

［硬さ］
ビッカース硬さ：２００～２６０ＨＶ
０．１％以上のＣを含む鋼の被削性を十分に高めるためには、鋼材の化学組成及び金属組織を規定の範囲内として、鋼材の硬さを所定の範囲内に制御する必要がある。０．１％以上のＣを含む、ベイナイトと初析フェライトとの混合組織（ベイナイトが主体）の被削性を十分に高めるためには、鋼材のビッカース硬さを２６０ＨＶ以下にする必要がある。本開示に規定した化学組成及び金属組織を満足する場合、鋼材のビッカース硬さは２６０ＨＶ以下になる。また、優れた疲労特性（回転曲げ疲労特性、面疲労特性）を得る観点から、鋼材のビッカース硬さは２１０ＨＶ以上である。
ビッカース硬さの下限は、２１０ＨＶであることが好ましく、２１５ＨＶであることがより好ましい。
ビッカース硬さの上限は、２５０ＨＶであることが好ましく、２４０ＨＶであることがより好ましい。 [Hardness]
Vickers hardness: 200-260HV
In order to sufficiently improve the machinability of steel containing 0.1% or more C, it is necessary to control the hardness of the steel within a predetermined range by setting the chemical composition and metal structure of the steel within a specified range. In order to sufficiently improve the machinability of a mixed structure (mainly bainite) of bainite and pro-eutectoid ferrite containing 0.1% or more C, it is necessary to make the Vickers hardness of the steel 260 HV or less. When the chemical composition and metal structure specified in this disclosure are satisfied, the Vickers hardness of the steel is 260 HV or less. In addition, from the viewpoint of obtaining excellent fatigue properties (rotating bending fatigue properties, surface fatigue properties), the Vickers hardness of the steel is 210 HV or more.
The lower limit of the Vickers hardness is preferably 210 HV, and more preferably 215 HV.
The upper limit of the Vickers hardness is preferably 250 HV, and more preferably 240 HV.

ビッカース硬さは、以下のようにして測定する。
・窒化用鋼の長手方向に垂直な断面を含むサンプルを窒化用鋼から採取する。その際、窒化用鋼の厚み方向の中心部を含む断面がサンプルに含まれるようにする。
・サンプルを樹脂に埋め込んで、サンプルの上記断面を研磨する。
・サンプルの上記断面において、窒化用鋼の厚み方向の中心部の無作為に選択した５点について、ＪＩＳＺ２２４４－１：２０２０に従って、試験力を２．９４Ｎとして、ビッカース硬さを測定する。
・上記５点で得られたビッカース硬さの平均値を求め、窒化用鋼のビッカース硬さとする。 The Vickers hardness is measured as follows.
A sample including a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel for nitriding is taken from the steel for nitriding, such that the sample includes a cross section including the center of the steel for nitriding in the thickness direction.
- Embed the sample in resin and polish the cross section of the sample.
- On the above-mentioned cross section of the sample, measure the Vickers hardness at five randomly selected points in the center of the thickness direction of the nitriding steel in accordance with JIS Z2244-1:2020 with a test force of 2.94 N.
The average of the Vickers hardness values obtained at the above five points is calculated and used as the Vickers hardness of the nitriding steel.

＜窒化部品＞
本開示に係る窒化部品は、本開示に係る窒化用鋼の金属組織及びビッカース硬さを有する芯部と、芯部の化学組成よりもＮ含有量が多い表層部とを含む。
すなわち、本開示に係る窒化部品は、本開示に係る窒化用鋼を所望の部品形状に加工後、窒化処理を施すことにより得られる。そのため、窒化部品は、窒化処理の影響の及ばない深い位置にある芯部の化学組成が窒化用鋼の化学組成及びビッカース硬さを有し、窒化処理により硬化した表層部は、芯部の化学組成よりもＮ含有量が多い。 <Nitriding parts>
The nitrided component according to the present disclosure includes a core portion having the metal structure and Vickers hardness of the nitriding steel according to the present disclosure, and a surface layer portion having a higher N content than the chemical composition of the core portion.
That is, the nitrided part according to the present disclosure is obtained by processing the nitriding steel according to the present disclosure into a desired part shape and then performing a nitriding treatment. Therefore, the nitrided part has a chemical composition and Vickers hardness of the nitriding steel in a deep position that is not affected by the nitriding treatment, and the surface layer hardened by the nitriding treatment has a higher N content than the chemical composition of the core part.

表層部の厚さ（すなわち、窒化部品の表面から、その表面に垂直な深さ方向の距離）は、窒化用鋼の化学組成、窒化処理の条件等にもよるが、例えば、１００～５００μｍ程度である。この厚さよりも深い位置は芯部となる。 The thickness of the surface layer (i.e. the distance from the surface of the nitrided part in the depth direction perpendicular to the surface) depends on the chemical composition of the nitriding steel and the conditions of the nitriding process, but is, for example, about 100 to 500 μm. The position deeper than this thickness becomes the core.

窒化部品の表層部のビッカース硬さは、窒化用鋼の化学組成、窒化処理の条件等にもよるが、例えば、６５０～８００ＨＶ程度である。 The Vickers hardness of the surface layer of a nitrided part depends on the chemical composition of the nitriding steel and the conditions of the nitriding process, but is, for example, around 650 to 800 HV.

窒化部品の表層部のビッカース硬さは、以下のようにして測定することができる。なお、部品形状に加工されていない窒化用鋼に窒化処理を施して得られた鋼の表層部のビッカース硬さを、窒化部品の表層部のビッカース硬さとすることもできる。
・窒化用鋼に窒化処理を施し、窒化後の鋼の長手方向に垂直な断面を含むサンプルを窒化後の鋼から採取する。その際、窒化後の鋼の表面から、その表面に垂直な深さ方向に１．０ｍｍの範囲を含む断面がサンプルに含まれるようにする。
・サンプルを樹脂に埋め込んで、サンプルの上記断面を研磨する。
・サンプルの上記断面において、窒化後の鋼の表面から、その表面に垂直な深さ方向に５０μｍの位置で無作為に選択した５点について、ＪＩＳＺ２２４４－１：２０２０に従って、試験力を２．９４Ｎとして、ビッカース硬さを測定する。
・上記５点で得られたビッカース硬さの平均値を求め、窒化後の鋼（部品形状に加工されている態様では、窒化部品）のビッカース硬さとする。 The Vickers hardness of the surface layer of the nitrided part can be measured as follows. The Vickers hardness of the surface layer of the nitrided part can also be the Vickers hardness of the surface layer of the steel obtained by subjecting a nitriding treatment to a steel for nitriding that is not machined into a part shape.
The steel for nitriding is subjected to a nitriding treatment, and a sample including a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel after nitriding is taken from the steel after nitriding, such that the sample includes a cross section including a range of 1.0 mm from the surface of the steel after nitriding in the depth direction perpendicular to the surface.
- Embed the sample in resin and polish the cross section of the sample.
- On the above cross section of the sample, measure the Vickers hardness at five points randomly selected at a position 50 μm from the surface of the steel after nitriding in the depth direction perpendicular to the surface, in accordance with JIS Z2244-1:2020, with a test force of 2.94 N.
The average of the Vickers hardness values obtained at the above five points is calculated and used as the Vickers hardness of the steel after nitriding (or the nitrided part in the case where the steel has been machined into a part shape).

窒化部品は特に限定されず、自動車、産業機械、建設機械等の機械部品として用いることができる。窒化部品は、ギヤとして特に好適に用いることができ、ギヤ付きシャフトのギヤに用いることもできる。 The nitrided parts are not particularly limited and can be used as machine parts for automobiles, industrial machinery, construction machinery, etc. The nitrided parts are particularly suitable for use as gears, and can also be used for gears on geared shafts.

＜製造方法＞
本開示に係る窒化用鋼及び窒化部品の製造方法の一例を説明する。 <Manufacturing method>
An example of a method for producing the nitriding steel and nitrided parts according to the present disclosure will be described.

本開示に係る窒化部品の製造方法は、本開示に係る窒化用鋼準備工程と、機械加工工程と、窒化処理工程とを含む。窒化用鋼準備工程には、必要に応じて金属組織を調整するための熱処理工程も含まれる。以下、それぞれの工程を説明する。 The manufacturing method of the nitrided parts according to the present disclosure includes the nitriding steel preparation process according to the present disclosure, a machining process, and a nitriding process. The nitriding steel preparation process also includes a heat treatment process for adjusting the metal structure as necessary. Each process is described below.

［窒化用鋼準備工程］
本開示に係る窒化用鋼の化学組成を満たす溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、一般的な連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム）にする。又は、溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットにする。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレットを製造する。ビレットを得る際の熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。 [Steel preparation process for nitriding]
Molten steel satisfying the chemical composition of the nitriding steel according to the present disclosure is manufactured. The manufactured molten steel is made into a slab (slab, bloom) by a general continuous casting method. Alternatively, the molten steel is made into an ingot by an ingot casting method. The slab or ingot is hot worked to manufacture a billet. The hot working for obtaining the billet may be hot rolling or hot forging.

以上のようにして得られたビレットを用いて、以下のように、熱間圧延、又は熱間鍛造を行うことにより、本開示係る窒化用鋼を得ることができる。 The billet obtained as described above can be used to perform hot rolling or hot forging as follows to obtain the nitriding steel disclosed herein.

（１）熱間圧延による窒化用鋼の製造
ビレットを一般的な条件で加熱して、熱間圧延を行う。加熱温度は、例えば、１０００～１３００℃である。熱間圧延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、ロール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。 (1) Manufacturing of steel for nitriding by hot rolling The billet is heated under general conditions and hot rolled. The heating temperature is, for example, 1000 to 1300°C. The preferred finishing temperature for hot rolling is 900°C or higher. If the finishing temperature is too low, the load on the rolls increases. On the other hand, the preferred upper limit of the finishing temperature is 1250°C.

得られた圧延材を直接切削加工する場合は、熱間圧延後の金属組織が所定の組織となるように熱間圧延の仕上げ温度と冷却速度を調整する。具体的には、熱間圧延の仕上げ温度を１０００℃以上として、１０００℃から５００℃までの冷却速度を０．１～０．５℃／秒になるように徐冷する。このような冷却速度は、熱間圧延後の鋼素材を冷却する際に断熱を目的としたカバーをかぶせる等すれば、容易に達成できるものであり、生産速度にも大きな影響はない。ただし、ここで述べた熱間圧延条件は、鋼材の微細組織を調整するための一例であり、金属組織の面積率が本開示で規定する範囲内である限りは、この条件でなくともよい。 When the obtained rolled material is directly cut, the finishing temperature and cooling rate of the hot rolling are adjusted so that the metal structure after hot rolling becomes a specified structure. Specifically, the finishing temperature of the hot rolling is set to 1000°C or higher, and the cooling rate from 1000°C to 500°C is slowly cooled to 0.1 to 0.5°C/sec. This cooling rate can be easily achieved by, for example, covering the steel material after hot rolling with a cover for the purpose of insulation when cooling it, and does not have a significant effect on the production rate. However, the hot rolling conditions described here are only one example for adjusting the microstructure of the steel material, and these conditions are not necessary as long as the area ratio of the metal structure is within the range specified in this disclosure.

（焼ならし）
熱間圧延後の組織が目的の金属組織にならなかった場合は、熱間圧延後に、十分な量の初析フェライトを生成させるために熱処理を行う。具体的には、８６０～９４０℃で加熱した後に、加熱温度から５００℃までの平均冷却速度が０．５～２．０℃／秒となるように冷却する。このような冷却速度は大気中での放冷で達成できる。加熱温度が９４０℃を超える場合は、大気中で放冷するだけでは、初析フェライトが十分に生成しない場合があるため、カバー徐冷などで冷却速度を０．１～０．５℃／秒となるように遅くすることが望ましい。ここで述べた焼ならし条件は、鋼材の微細組織を調整するための一例であり、金属組織の面積率が本開示で規定する範囲内である限りは、この条件でなくともよい。 (Normalizing)
If the structure after hot rolling does not become the desired metal structure, heat treatment is performed after hot rolling to generate a sufficient amount of pro-eutectoid ferrite. Specifically, after heating at 860 to 940 ° C, cooling is performed so that the average cooling rate from the heating temperature to 500 ° C is 0.5 to 2.0 ° C / sec. This cooling rate can be achieved by cooling in the air. When the heating temperature exceeds 940 ° C., pro-eutectoid ferrite may not be sufficiently generated by simply cooling in the air, so it is desirable to slow the cooling rate to 0.1 to 0.5 ° C / sec by slow cooling in the cover. The normalizing conditions described here are one example for adjusting the microstructure of the steel material, and as long as the area ratio of the metal structure is within the range specified in this disclosure, these conditions are not necessary.

以上のようにして、圧延材（例えば、棒鋼）として、本開示に係る窒化用鋼を得ることができる。 In this manner, the nitriding steel according to the present disclosure can be obtained as a rolled material (e.g., steel bar).

（２）熱間鍛造による窒化用鋼の製造
ビレットを一般的な条件で加熱して、熱間圧延して得られた圧延材に熱間鍛造を施す。なお、圧延材として、本開示に係る窒化用鋼の要件を満足するものを用いてもよい。 (2) Manufacturing of steel for nitriding by hot forging The billet is heated under general conditions, and the rolled material obtained by hot rolling is subjected to hot forging. Note that the rolled material may be any material that satisfies the requirements of the steel for nitriding according to the present disclosure.

熱間鍛造により圧延材を窒化部品粗形材に成型する。熱間鍛造の加熱温度が低すぎれば、鍛造装置に過度の負荷が掛かる。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、好ましい加熱温度は１０００～１３００℃である。
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、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。 The rolled material is formed into a nitrided part raw material by hot forging. If the heating temperature of the hot forging is too low, an excessive load is applied to the forging device. On the other hand, if the heating temperature is too high, there is a large scale loss. Therefore, the preferable heating temperature is 1000 to 1300°C.
The preferred finishing temperature for hot forging is 900° C. or higher. If the finishing temperature is too low, the burden on the die increases. On the other hand, the preferred upper limit of the finishing temperature is 1250° C.

熱間鍛造後の窒化部品粗形材を直接切削加工する場合は、熱間鍛造後の組織が所定の組織となるように熱間鍛造の仕上げ温度と冷却速度を調整する。具体的には、熱間鍛造の仕上げ温度を１０００℃以上として、１０００℃から５００℃までの冷却速度を０．１～０．５℃／秒になるように徐冷すればよい。このような冷却速度は、熱間鍛造後の素材を冷却する際に断熱を目的としたカバーをかぶせる等すれば、容易に達成できるものであり、生産速度にも大きな影響はない。ただし、ここで述べた熱間鍛造条件は、鋼材の微細組織を調整するための一例であり、金属組織の面積率が本開示で規定する範囲内である限りは、この条件でなくともよい。 When directly cutting the nitrided part rough material after hot forging, the finishing temperature and cooling rate of the hot forging are adjusted so that the structure after hot forging becomes the specified structure. Specifically, the finishing temperature of the hot forging is set to 1000°C or higher, and the cooling rate from 1000°C to 500°C is slowly cooled to 0.1 to 0.5°C/sec. This cooling rate can be easily achieved by covering the material after hot forging with a cover for the purpose of insulation when cooling it, and does not have a significant effect on the production rate. However, the hot forging conditions described here are one example for adjusting the microstructure of the steel material, and these conditions are not necessary as long as the area ratio of the metal structure is within the range specified in this disclosure.

（焼ならし）
焼ならしについては、熱間圧延による窒化用鋼の製造において上述した通りである。 (Normalizing)
The normalizing is as described above in the production of steel for nitriding by hot rolling.

以上のようにして、鍛造材（例えば、棒鋼）として、本開示に係る窒化用鋼を得ることができる。 In this manner, the nitriding steel according to the present disclosure can be obtained as a forging material (e.g., steel bar).

［機械加工工程］
上述のようにして得られた窒化用鋼に対して機械加工を実施して所定の窒化部品形状にする。機械加工としては切削加工、研削加工等で所定の形状に加工する。 [Machining process]
The steel for nitriding obtained as described above is machined to form a desired nitrided part shape, for example by cutting, grinding, or the like.

［窒化処理工程］
機械加工された窒化用鋼に対して、窒化処理を実施する。本開示においては、周知の窒化処理が採用されてよい。窒化処理は、例えば、ガス窒化、塩浴軟窒化、イオン窒化等である。窒化中に炉内に導入するガスは、ＮＨ_３のみであってもよいし、ＮＨ_３と、Ｎ_２及び／又はＨ_２とを含有する混合気であってもよい。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、本開示において、「窒化」とは「軟窒化」も含む。
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５５０～６３０℃にして１～３時間均熱する。 [Nitriding process]
The machined nitriding steel is subjected to a nitriding treatment. In the present disclosure, a well-known nitriding treatment may be adopted. The nitriding treatment may be, for example, gas nitriding, salt bath soft nitriding, ion nitriding, etc. The gas introduced into the furnace during nitriding may be only NH ₃ , or may be a mixture containing NH ₃ , N ₂ and/or H _2. Furthermore, the soft nitriding treatment may be performed by adding a carburizing gas to these gases. Therefore, in the present disclosure, "nitriding" also includes "soft nitriding".
When gas soft nitriding is performed, for example, the material is soaked at a temperature of 550 to 630° C. for 1 to 3 hours in an atmosphere in which endothermic conversion gas (RX gas) and ammonia gas are mixed in a 1:1 ratio.

以上のようにして、本開示に係る窒化部品を得ることができる。 In this manner, the nitrided parts according to the present disclosure can be obtained.

以下、本開示について実施例を挙げて具体的に説明する。ただし、これら各実施例は、本開示を制限するものではない。 The present disclosure will be specifically described below with reference to examples. However, these examples do not limit the present disclosure.

真空溶解炉を用いて表１に示す化学組成を有する鋼Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｑ及びＲの１００ｋｇのインゴット、並びに鋼Ｃ及びＥ～Ｐ、Ｓ、Ｔの５０ｋｇのインゴットを製造した。
各インゴットを１２５０℃に加熱した。加熱されたインゴットを３５ｍｍの直径を有する棒鋼に熱間鍛造したのち、室温まで放冷した。熱間鍛造した直径３５ｍｍの棒鋼は、試験番号１～１７、２０、２２及び２４については、表２に示す熱処理（温度８８０～９８０℃に１ｈ加熱した後に放冷する焼ならし処理）を施した。試験番号１８、１９、２１及び２３については、鍛造ままとした。 Using a vacuum melting furnace, 100 kg ingots of steels A, B, D, Q and R, and 50 kg ingots of steels C, E to P, S and T having the chemical compositions shown in Table 1 were produced.
Each ingot was heated to 1250°C. The heated ingot was hot forged into a steel bar having a diameter of 35 mm, and then allowed to cool to room temperature. The hot forged steel bar having a diameter of 35 mm was subjected to the heat treatment shown in Table 2 for test numbers 1 to 17, 20, 22, and 24 (normalizing treatment in which the bar was heated to a temperature of 880 to 980°C for 1 hour and then allowed to cool). Test numbers 18, 19, 21, and 23 were left as forged.

各棒鋼から、Ｒ１及び深さ１ｍｍの環状切欠きのついた直径１０ｍｍの平行部を有する回転曲げ疲労試験片（図１、同図中の数値の単位はｍｍ）と、１３ｍｍ×１３ｍｍ×５０ｍｍの角棒試験片と、直径２６ｍｍ及び幅２８ｍｍの試験部を有するローラーピッチング試験用の小ローラー試験片（図２、同図中の数値の単位はｍｍ）と、直径３０ｍｍ及び長さ３００ｍｍの切削試験片を作製した。
回転曲げ疲労試験片と角棒試験片は棒鋼の中心と外周部との中点付近から作製した。小ローラー試験片と切削試験片は棒鋼の中心から作製した。なお、後述する回転曲げ疲労試験において、十分に高い回転曲げ疲労強度が得られておらず、十分な面疲労強度も得られる見込みのない一部の試験番号については、ローラーピッチング試験は行っていない。
小ローラーの相手材として、直径１３０ｍｍ、幅１８ｍｍ、外周部の幅方向のクラウニングＲが１５０である大ローラー試験片を作製した。素材は、市販のＳＵＪ２鋼として、焼入焼戻し後に、上記の寸法となるように機械加工した。 From each steel bar, a rotating bending fatigue test specimen having a parallel portion of 10 mm in diameter with a circular notch of R1 and a depth of 1 mm (FIG. 1, the units of values in the figure are mm), a square bar test specimen of 13 mm × 13 mm × 50 mm, a small roller test specimen for roller pitting test having a test portion of 26 mm in diameter and 28 mm in width (FIG. 2, the units of values in the figure are mm), and a machined test specimen of 30 mm in diameter and 300 mm in length were prepared.
The rotating bending fatigue test pieces and square bar test pieces were prepared from the midpoint between the center and the outer periphery of the steel bar. The small roller test pieces and cutting test pieces were prepared from the center of the steel bar. Note that the roller pitting test was not performed on some test numbers that did not achieve a sufficiently high rotating bending fatigue strength in the rotating bending fatigue test described below, and were not expected to achieve sufficient surface fatigue strength either.
As a mating material for the small roller, a large roller test piece was prepared having a diameter of 130 mm, a width of 18 mm, and a crowning R in the width direction of the outer periphery of 150. The material was a commercially available SUJ2 steel, which was machined to the above dimensions after quenching and tempering.

作製した試験片のうち、切削試験片と、角棒試験片の一部を除いた試験片は５９０℃×２ｈのガス軟窒化処理に供した。軟窒化中は、アンモニアとＲＸガスの流量比を１：１として炉内に導入し、処理後には炉から取り出し、１００℃の油で油冷した。
軟窒化後の回転曲げ疲労試験片と小ローラー試験片は両端の掴み部が平行になるように、掴み部を機械加工で仕上げた。 Of the prepared test pieces, the test pieces excluding the cut test pieces and some of the square bar test pieces were subjected to gas soft nitriding treatment at 590°C for 2 hours. During soft nitriding, ammonia and RX gas were introduced into the furnace at a flow rate ratio of 1:1, and after the treatment, the test pieces were removed from the furnace and oil-cooled in 100°C oil.
After soft nitriding, the gripping portions of the rotating bending fatigue test specimens and small roller test specimens were machined so that the gripping portions at both ends were parallel.

各試験番号の各種試験片を用いて、次の試験を実施した。 The following tests were conducted using the various test pieces with each test number.

［ビッカース硬さ測定］
軟窒化前の角棒試験片のビッカース硬さを以下のようにして測定した。
軟窒化前の角棒試験片の長手方向の端部より１０ｍｍ位置を長手方向に垂直に切断してサンプル（１３ｍｍ×１３ｍｍ×１０ｍｍ）を採取した。サンプルの切断面が被検面となるように樹脂に埋め込んで、サンプルの上記断面を研磨する。サンプルの上記断面において、角棒試験片の厚み方向の中心部の無作為に選択した５点について、ＪＩＳＺ２２４４－１：２０２０に従って、試験力を２．９４Ｎとして、ビッカース硬さを測定した。上記５点で得られたビッカース硬さの平均値を求め、軟窒化前の角棒試験片のビッカース硬さとした。軟窒化前のビッカース硬さを「芯部のビッカース硬さ」と呼ぶことがある。 [Vickers hardness measurement]
The Vickers hardness of the square bar test pieces before nitrocarburizing was measured as follows.
A sample (13 mm x 13 mm x 10 mm) was taken by cutting the square bar test piece 10 mm from the end in the longitudinal direction perpendicular to the longitudinal direction before nitrocarburizing. The sample was embedded in resin so that the cut surface of the sample was the test surface, and the cross section of the sample was polished. In the cross section of the sample, the Vickers hardness was measured at five randomly selected points in the center of the thickness direction of the square bar test piece according to JIS Z2244-1:2020 with a test force of 2.94 N. The average value of the Vickers hardness obtained at the five points was calculated and used as the Vickers hardness of the square bar test piece before nitrocarburizing. The Vickers hardness before nitrocarburizing is sometimes called the "Vickers hardness of the core".

また、軟窒化後の角棒試験片の表層部のビッカース硬さを以下ようにして測定した。
軟窒化後の角棒試験片の長手方向の端部より１０ｍｍの位置を長手方向に垂直に切断してサンプル（１３ｍｍ×１３ｍｍ×１０ｍｍ）を採取した。サンプルの切断面が被検面となるように樹脂に埋め込んで、サンプルの上記断面を研磨した。サンプルの上記断面において、角棒試験片の表面から、その表面に垂直な深さ方向に５０μｍの位置で無作為に選択した５点について、ＪＩＳＺ２２４４－１：２０２０に従って、試験力を２．９４Ｎとして、ビッカース硬さを測定した。上記５点で得られたビッカース硬さの平均値を求め、軟窒化後の角棒試験片の表層部のビッカース硬さとした。 In addition, the Vickers hardness of the surface layer of the square bar test piece after soft nitriding was measured as follows.
A sample (13 mm x 13 mm x 10 mm) was taken by cutting the square bar test piece after soft nitriding perpendicularly to the longitudinal direction at a position 10 mm from the longitudinal end. The sample was embedded in resin so that the cut surface of the sample was the test surface, and the cross section of the sample was polished. In the cross section of the sample, five points were randomly selected at a position 50 μm from the surface of the square bar test piece in the depth direction perpendicular to the surface, and the Vickers hardness was measured according to JIS Z2244-1:2020 with a test force of 2.94 N. The average value of the Vickers hardness obtained at the five points was calculated and used as the Vickers hardness of the surface layer of the square bar test piece after soft nitriding.

［金属組織の面積率］
ビッカース硬さ測定後の金属組織の面積率を以下のようにして測定した。
軟窒化前の角棒試験片のビッカース硬さの測定に用いたサンプルの上記断面をナイタール液で腐食して金属組織を現出させた。次いで、上記断面の厚み方向の中心部を光学顕微鏡（２００倍）で観察し、無作為に選択した５視野の光学顕微鏡像を取得した。そして、各光学顕微鏡像について金属組織を分別し、点算法により各金属組織の面積率を求めた。各金属組織について５つの光学顕微鏡像から得られた面積率の平均値を求め、軟窒化前の角棒試験片の金属組織の面積率とした。 [Area ratio of metal structure]
The area ratio of the metal structure after the Vickers hardness measurement was measured as follows.
The cross section of the sample used for measuring the Vickers hardness of the square bar test piece before nitrocarburizing was corroded with a nital solution to reveal the metal structure. Next, the center of the cross section in the thickness direction was observed with an optical microscope (200x), and optical microscope images of five randomly selected fields were obtained. Then, the metal structure was separated for each optical microscope image, and the area ratio of each metal structure was calculated by the point calculation method. The average value of the area ratios obtained from the five optical microscope images for each metal structure was calculated, and this was used as the area ratio of the square bar test piece before nitrocarburizing.

［回転曲げ疲労試験］
上述の窒化処理がされた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。具体的には、ＪＩＳＺ２２７４：１９７８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回転数３０００ｒｐｍで実施した。繰り返し数１．０×１０^７回まで破断しなかった試験のうち、最も高い応力をその試験番号の回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）と定義した。回転曲げ疲労強度が５００ＭＰａ以上である場合、回転曲げ疲労強度に優れると判断した。 [Rotating bending fatigue test]
The Ono-type rotating bending fatigue test was carried out using the above-mentioned nitriding treatment rotating bending fatigue test piece. Specifically, the rotating bending fatigue test according to JIS Z2274:1978 was carried out at a rotation speed of 3000 rpm in an air atmosphere at room temperature (25°C). The highest stress among the tests that did not break up to 1.0 x ¹⁰⁷ repetitions was defined as the rotating bending fatigue strength (MPa) of that test number. When the rotating bending fatigue strength was 500 MPa or more, it was judged that the rotating bending fatigue strength was excellent.

［ローラーピッチング試験］
上述の窒化処理がされた小ローラー試験片と大ローラーを、回転軸が平行になるように外周部を押し当てながら、滑り率４０％のローラーピッチング試験に供した。小ローラーの周速は１５００ｒｐｍである。接触部には油を吹き付けながら試験を行い、小ローラーの回転数が２．０×１０^７回までピッチングが起こらなかった試験の内、最も高い面圧をその試験番号の面疲労強度（ＭＰａ）と定義した。１ｍｍ以上の剥離が生じた状態をピッチングとみなした。面疲労強度が２０００ＭＰａ以上である場合、面疲労強度に優れると判断した。 [Roller pitching test]
The small roller test piece and the large roller subjected to the above-mentioned nitriding treatment were subjected to a roller pitting test with a slip ratio of 40% while pressing the outer periphery so that the rotation axes were parallel. The peripheral speed of the small roller was 1500 rpm. The test was performed while spraying oil on the contact portion, and the highest surface pressure among the tests in which pitting did not occur up to the rotation number of the small roller of 2.0 x ¹⁰⁷ was defined as the surface fatigue strength (MPa) of that test number. A state in which peeling of 1 mm or more occurred was considered to be pitting. When the surface fatigue strength was 2000 MPa or more, it was determined that the surface fatigue strength was excellent.

［切削試験］
切削試験片の外周部をＮＣ旋盤で旋削加工した。チップブレーカのついたＰＶＤコーティングした超硬工具を用い、切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ、送りは０．５ｍｍ／ｒｅｖ、切込みは１．５ｍｍとした。水溶性潤滑剤で潤滑し、旋削加工時の切削抵抗の主分力と送り分力と背分力との合力で被削性を評価した。切削抵抗が１２００Ｎ以下である場合、被削性に優れると判断した。 [Cutting test]
The outer periphery of the cutting test piece was turned with an NC lathe. A PVD-coated carbide tool with a chip breaker was used, and the cutting speed was 200 m/min, the feed was 0.5 mm/rev, and the cutting depth was 1.5 mm. Lubricated with a water-soluble lubricant, the machinability was evaluated based on the combined force of the main force, feed force, and thrust force of the cutting resistance during turning. When the cutting resistance was 1200 N or less, it was determined that the machinability was excellent.

各試験結果を表２に示す。
表２において、軟窒化前の角棒試験片のビッカース硬さについては「芯部」、軟窒化後の角棒試験片の表層部のビッカース硬さについては「表層部」と示す。また、「Ｆ」は初析フェライト、「Ｂ」はベイナイト、「Ｐ」はパーライトを表す。 The test results are shown in Table 2.
In Table 2, the Vickers hardness of the square bar test piece before soft nitriding is indicated as "core", and the Vickers hardness of the surface layer of the square bar test piece after soft nitriding is indicated as "surface layer". In addition, "F" represents pro-eutectoid ferrite, "B" represents bainite, and "P" represents pearlite.

表１及び表２において、下線を付した数値は、本開示に規定の範囲から外れることを意味する。Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏの各含有量は、０．０１％である場合、不純物であり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｐｂ、Ｂｉ及びＣａの各含有量は、「＜」として記載されている場合、不純物である。 In Tables 1 and 2, underlined values mean values that are outside the ranges specified in this disclosure. The contents of Cu, Ni, and Mo are impurities when they are 0.01%, and the contents of Ti, Nb, Pb, Bi, and Ca are impurities when they are listed as "<".

［試験結果］
試験番号１～８は、本開示の規定の範囲内である例であり、曲げ疲労強度が５００ＭＰａ以上、面疲労強度が２０００ＭＰａ以上と高く、かつ、切削抵抗が１２００Ｎ以下と低かった。このように、試験番号１～８は、被削性に優れ、かつ、窒化後の疲労特性が高かった。 [Test Results]
Test Nos. 1 to 8 are examples within the ranges specified in the present disclosure, with high bending fatigue strength of 500 MPa or more, high surface fatigue strength of 2000 MPa or more, and low cutting resistance of 1200 N or less. Thus, Test Nos. 1 to 8 had excellent machinability and high fatigue properties after nitriding.

これに対して、本開示の規定の範囲から外れた例である試験番号９～２４では、疲労特性及び被削性の少なくとも一方が劣っていることがわかる。 In contrast, test numbers 9 to 24, which are examples outside the scope of the present disclosure, show that at least one of the fatigue properties and machinability is poor.

具体的には、試験番号９は、Ｍｎが少ない鋼種Ｉを用いた例であり、焼入れ性が低いため、ベイナイトの面積率が低く、また、パーライトの面積率が高くなり、切削抵抗が高かった。また、試験番号９は、曲げ疲労強度及び面疲労強度も低かった。 Specifically, test number 9 is an example in which steel type I, which has a low Mn content, was used, and because of its low hardenability, the area ratio of bainite was low and the area ratio of pearlite was high, resulting in high cutting resistance. Test number 9 also had low bending fatigue strength and surface fatigue strength.

試験番号１０は、Ｍｎが多い鋼種Ｊを用いた例であり、焼入れ性が過度に高いため、ベイナイトの面積率が高く、また、初析フェライトの面積率が低く、更に芯部のビッカース硬さが高くなり、切削抵抗が高かった。 Test No. 10 is an example in which steel type J, which contains a lot of Mn, was used. Because the hardenability was excessively high, the area ratio of bainite was high and the area ratio of pro-eutectoid ferrite was low, and the Vickers hardness of the core was high, resulting in high cutting resistance.

試験番号１１は、Ｃｒが少ない鋼種Ｋを用いた例であり、窒化後の表層部の硬さが低いため、曲げ疲労強度が低かった。 Test No. 11 is an example in which steel type K, which has a low Cr content, was used, and the hardness of the surface layer after nitriding was low, resulting in low bending fatigue strength.

試験番号１２は、Ｃｒが多い鋼種Ｌを用いた例であり、焼入れ性が過度に高いため、ベイナイトの面積率が高く、また、初析フェライトの面積率が低くなり、切削抵抗が低かった。 Test No. 12 is an example in which steel type L, which contains a large amount of Cr, was used. Because the hardenability was excessively high, the area ratio of bainite was high and the area ratio of pro-eutectoid ferrite was low, resulting in low cutting resistance.

試験番号１３は、Ｃが多い鋼種Ｍを用いた例であり、芯部のビッカース硬さが高かった。また、鋼種ＭはＤ値が大きいため、上記の熱処理条件では、ベイナイトの面積率が１００％となり、初析フェライト組織を得ることができなかった。その結果、試験番号１３は、切削抵抗が高かった。 Test No. 13 is an example using steel type M, which contains a lot of C, and the Vickers hardness of the core was high. In addition, because steel type M has a large D value, the area ratio of bainite was 100% under the above heat treatment conditions, and it was not possible to obtain a pro-eutectoid ferrite structure. As a result, test No. 13 had high cutting resistance.

試験番号１４は、Ｖが少ない鋼種Ｎを用いた例であり、窒化後の表層部、及び芯部のビッカース硬さが低く、曲げ疲労強度及び面疲労強度が低かった。 Test No. 14 is an example in which steel type N, which contains a small amount of V, was used, and the Vickers hardness of the surface layer and core after nitriding was low, and the bending fatigue strength and surface fatigue strength were also low.

試験番号１５は、Ｓｉが少ない鋼種Ｏを用いた例であり、初析フェライトの面積率が低く、また、ベイナイトの面積率が高くなり、芯部のビッカース硬さ高かった。その結果、試験番号１５は、切削抵抗が高かった。 Test No. 15 is an example using steel type O, which has a low Si content, and has a low area ratio of pro-eutectoid ferrite and a high area ratio of bainite, resulting in high Vickers hardness at the core. As a result, Test No. 15 had high cutting resistance.

試験番号１６は、Ｄ値が大きい鋼種Ｐを用いた例であり、上記の熱処理条件では、ベイナイトの面積率が１００％となり、初析フェライト組織を得ることができず、芯部のビッカース硬さが高かった。その結果、試験番号１６は、切削抵抗が高かった。 Test No. 16 is an example in which steel type P with a large D value was used. Under the above heat treatment conditions, the area ratio of bainite was 100%, pro-eutectoid ferrite structure could not be obtained, and the Vickers hardness of the core was high. As a result, Test No. 16 had high cutting resistance.

試験番号１７は、Ｍｎ及びＣｒが少ない鋼種Ｑを用いた例であり、焼入れ性が低いため、ベイナイトの面積率が低く、また、鋼種ＱはＶを含まないため、強度を高めることができず、芯部のビッカース硬さが低かった。その結果、試験番号１７は、曲げ疲労強度及び面疲労強度が低かった。 Test No. 17 is an example using steel type Q, which has low Mn and Cr content. Due to its low hardenability, the area ratio of bainite was low. Also, because steel type Q does not contain V, the strength could not be increased and the Vickers hardness of the core was low. As a result, test No. 17 had low bending fatigue strength and surface fatigue strength.

試験番号１８は、Ｍｎ及びＣｒが少ない鋼種Ｒを用いた例であり、焼入れ性が低いため、ベイナイトが生成しなかった。また、鋼種ＲはＤ値が小さいため、上記の熱処理条件では、ベイナイトを生成させることができなかった。その結果、試験番号１８は、切削抵抗が高かった。また、試験番号１８は、曲げ疲労強度も低かった。なお、鋼種Ｒは、芯部のビッカース硬さを高めるＣを多く含むが、ベイナイトが生成しなかったため、試験番号１８の芯部のビッカース硬さは過度に高まることなく、２３３ＨＶであった。 Test No. 18 is an example using steel type R, which has low Mn and Cr, and bainite was not formed due to its low hardenability. In addition, steel type R has a small D value, so bainite could not be formed under the above heat treatment conditions. As a result, test No. 18 had high cutting resistance. Test No. 18 also had low bending fatigue strength. Note that steel type R contains a lot of C, which increases the Vickers hardness of the core, but because bainite was not formed, the Vickers hardness of the core of test No. 18 was not excessively high, being 233 HV.

試験番号１９は、Ｍｎ及びＣｒが少ない鋼種Ｓを用いた例であり、焼入れ性が低いため、ベイナイトが生成しなかった。また、鋼種ＳはＤ値が小さいため、上記の熱処理条件では、ベイナイトを生成させることができなかった。更に、鋼種Ｓは、Ｓｉを多く含んでいた。その結果、試験番号１９は、切削抵抗が高かった。また、試験番号１９は、曲げ疲労強度も低かった。なお、鋼種Ｓは、芯部のビッカース硬さを高めるＣを多く含むが、ベイナイトが生成しなかったため、試験番号１９の芯部のビッカース硬さは過度に高まることなく、２４４ＨＶであった。 Test No. 19 is an example using steel type S, which has low Mn and Cr, and bainite was not formed due to its low hardenability. In addition, steel type S has a small D value, so bainite could not be formed under the above heat treatment conditions. Furthermore, steel type S contained a lot of Si. As a result, test No. 19 had high cutting resistance. Test No. 19 also had low bending fatigue strength. Note that steel type S contains a lot of C, which increases the Vickers hardness of the core, but because bainite was not formed, the Vickers hardness of the core of test No. 19 was not excessively high, being 244 HV.

試験番号２０は、Ｄ値が小さい鋼種Ｔを用いた例であり、上記の熱処理条件では、ベイナイトの生成量が少なく、芯部のビッカース硬さが低かった。その結果、試験番号２０は、曲げ疲労強度が低かった。 Test No. 20 is an example in which steel type T, which has a small D value, was used. Under the above heat treatment conditions, the amount of bainite produced was small, and the Vickers hardness of the core was low. As a result, Test No. 20 had low bending fatigue strength.

試験番号２１は、鋼種Ｂを用いて熱処理条件を変更（鍛造まま）し、ベイナイトの面積率を１００％とした例である。その結果、試験番号２１は、芯部のビッカース硬さが高くなり、切削抵抗が高かった。 Test No. 21 is an example where steel type B was used, but the heat treatment conditions were changed (as forged), and the area ratio of bainite was set to 100%. As a result, Test No. 21 had a high Vickers hardness in the core and high cutting resistance.

試験番号２２は、鋼種Ｂを用いて熱処理条件を変更（９８０℃に加熱後、焼ならし）し、ベイナイトの面積率を９７％と高くした例である。その結果、試験番号２２は、芯部のビッカース硬さが高くなり、切削抵抗が高かった。 Test No. 22 is an example where the heat treatment conditions were changed using steel type B (heated to 980°C, then normalized) to increase the area ratio of bainite to 97%. As a result, Test No. 22 had a high Vickers hardness in the core and high cutting resistance.

試験番号２３は、鋼種Ｄを用いて熱処理条件を変更（鍛造まま）し、ベイナイトの面積率を１００％とした例である。その結果、試験番号２３は、芯部のビッカース硬さが高くなり、切削抵抗が高かった。 Test No. 23 is an example where steel type D was used, but the heat treatment conditions were changed (as forged), and the area ratio of bainite was set to 100%. As a result, Test No. 23 had a high Vickers hardness in the core and high cutting resistance.

試験番号２４は、鋼種Ｂを用いて熱処理条件を変更（９８０℃に加熱後、焼ならし）し、ベイナイトの面積率を１００％とした例である。その結果、試験番号２４は、芯部のビッカース硬さが高くなり、切削抵抗が高かった。
鋼種Ｂを用いた試験番号２、２１及び２２の比較、更に、鋼種Ｄを用いた試験番号４、２３及び２４の比較から、熱処理による金属組織の制御により、切削抵抗を低減し、被削性を高めることができることが分かった。 Test No. 24 is an example in which the heat treatment conditions were changed (heating to 980° C., then normalizing) using steel type B, and the area ratio of bainite was set to 100%. As a result, in Test No. 24, the Vickers hardness of the core was high, and the cutting resistance was high.
A comparison of test numbers 2, 21, and 22 using steel type B, and a comparison of test numbers 4, 23, and 24 using steel type D, revealed that the cutting resistance can be reduced and the machinability can be improved by controlling the metal structure through heat treatment.

Claims

In mass percent,
C: 0.10-0.23%,
Si: 0.10 to 0.50%,
Mn: 1.50 to 2.15%,
S: 0.005-0.050%,
Cr: 0.50-0.90%,
Al: 0.001-0.050%,
V: 0.05-0.25%,
N: 0.0030 to 0.0250%, and P: 0.050% or less;
The balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities,
The D value, which is an index of hardenability represented by the following formula (1), is 8.5 to 21.0,
The metal structure is expressed as the area ratio,
Bainite is 30% or more and less than 95%;
Proeutectoid ferrite is more than 5%;
Perlite is less than 20%;
Nitriding steel with a Vickers hardness of 200 to 260 HV.
D=√C×(1+0.64Si)×(1+4.10Mn)×(1+2.83P)×(1-0.62S)×(1+2.33Cr)×(1+0.52Ni)×(1+3.14Mo)×(1+0.27Cu)×(1+2.5V)...Formula (1)
In formula (1), each element symbol indicates the content (mass %) of each element.

In mass percent,
Ti: 0.005% or less,
Nb: 0.005% or less,
Mo: 0.10% or less,
Cu: 0.30% or less,
Ni: 0.30% or less,
Ca: 0.0050% or less,
The nitriding steel according to claim 1, further comprising one or more of: Pb: 0.09% or less; and Bi: 0.20% or less.

A nitrided part comprising a core having the chemical composition, metal structure and Vickers hardness described in claim 1 or 2, and a surface layer having a higher N content than the chemical composition of the core.