軟氮化用鋼和軟氮化部件以及它們的制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種軟氮化用鋼，其以質(zhì)量％計含有C：0.01％以上且小于0.10％、Si：1.0％以下、Mn：0.5～3.0％、P：0.02％以下、S：0.06％以下、Cr：0.3～3.0％、Mo：0.005～0.4％、V：0.02～0.5％、Nb：0.003～0.15％、Al：0.005～0.2％以及Sb：0.0005～0.02％，剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且貝氏體相以相對于組織全體的面積率計超過50％，由此在軟氮化處理前具有優(yōu)異的機械加工性，軟氮化處理后顯示優(yōu)異的疲勞特性，很好地適用于汽車等的機械構(gòu)造部件。
【專利說明】軟氮化用鋼和軟氮化部件以及它們的制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001 ] 本發(fā)明涉及軟氮化用鋼及由該軟氮化用鋼得到的軟氮化部件以及它們的制造方 法，尤其在軟氮化處理后疲勞特性優(yōu)異，可適用于汽車、建設(shè)機械用部件。

【背景技術(shù)】
[0002] 對汽車的齒輪等機械構(gòu)造部件要求優(yōu)異的疲勞特性，通常均實施表面固化處理。 作為表面固化處理，熟知的有滲碳處理、高頻淬火處理以及氮化處理等。
[0003] 其中，從在高溫的奧氏體域中使C侵入?擴散的角度考慮，滲碳處理能夠得到深的 固化深度，對疲勞強度的提高有效。然而，由于進行滲碳處理會發(fā)生熱處理變形，所以從靜 肅性等觀點考慮，很難用于對要求嚴密尺寸精度的部件。
[0004] 另外，由于高頻淬火處理是通過高頻感應(yīng)加熱對表層部進行淬火的處理，因此仍 然會發(fā)生熱處理變形，與滲碳處理同樣尺寸精度差。
[0005] 另一方面，由于氮化處理是在Ac/變態(tài)點以下的較低的溫度區(qū)域使氮侵入?擴散而 提高表面硬度的處理，所以不發(fā)生上述那樣的熱處理變形。然而，存在處理時間長到50? 100小時，并且需要在處理后除去表層的脆性化合物層這種問題。
[0006] 因此，已開發(fā)有與氮化處理同程度的處理溫度但縮短了處理時間的軟氮化處理， 近年來以機械構(gòu)造用部件等作為對象得到了廣泛普及。該軟氮化處理是在500?600°C的 溫度區(qū)域使N和C同時侵入?擴散來固化表面，所以與以往的氮化處理相比較，能夠使處理 時間縮短一半以下。
[0007] 然而，相對于在上述的滲碳處理中通過淬火固化而能使芯部硬度上升，軟氮化處 理在鋼的變態(tài)點以下的溫度進行處理，因此芯部硬度不上升，與滲碳處理材料相比較，軟氮 化處理材料的疲勞強度差。
[0008] 為了提高這樣的軟氮化處理材的疲勞強度，通常在軟氮化處理前進行淬火?回火 處理，使芯部硬度上升，但得到的疲勞強度很難說充分，且制造成本上升，而且機械加工性 也會降低。
[0009] 為了解決這樣的問題，在專利文獻1中提出了通過在鋼中含有Ni、Al、Cr、Ti等， 從而在軟氮化處理后能夠得到高彎曲疲勞強度的軟氮化用鋼。
[0010] 即，該鋼通過軟氮化處理，對于芯部，以Ni-Al、Ni-Ti系的金屬間化合物或Cu化合 物使其時效固化，另一方面，對于表層部，通過在氮化層中使Cr、Al、Ti等氮化物或碳化物 析出固化，從而能夠提高彎曲疲勞強度。
[0011] 另外，在專利文獻2中提出了一種軟氮化用鋼，將含有0. 5?2%的Cu的鋼在熱鍛 中進行鍛壓拉伸后，空冷，形成固溶有Cu的鐵素體主體的組織，在580°C、120分鐘的軟氮化 處理中使Cu析出固化，進而通過并用Ti、V以及Nb碳氮化合物的析出固化，能夠在軟氮化 處理后得到優(yōu)異的彎曲疲勞特性。
[0012] 在專利文獻3中提出了使Ti-Mo碳化物以及含有Nb、V、W的一種或二種以上的碳 化物進行了分散的軟氮化用鋼。
[0013] 先行技術(shù)文獻
[0014] 專利文獻
[0015] 專利文獻1:日本特開平5-59488號公報
[0016] 專利文獻2:日本特開2002-69572號公報
[0017] 專利文獻3:日本特開2010-163671號公報


【發(fā)明內(nèi)容】

[0018] 然而，專利文獻1中記載的軟氮化用鋼雖然通過Ni-Al、Ni-Ti系的金屬間化合物 或Cu的析出固化而使彎曲疲勞強度提高，但很難說加工性的確保充分，并且專利文獻2中 記載的軟氮化用鋼需要添加較大量的Cu、Ti、V、Nb，因此存在生產(chǎn)成本變高這種問題。另 夕卜，專利文獻3中記載的軟氮化用鋼含有較大量的Ti、Mo,因此也存在高成本這種問題。
[0019] 本發(fā)明為了有利解決上述問題，其目的在于提供一種在軟氮化處理前通過抑制固 化而確保了機械加工性的軟氮化用鋼及其制造方法。
[0020] 另外，本發(fā)明的目的在于提供一種在機械加工后通過軟氮化處理提高芯部硬度進 而能夠提高疲勞特性的軟氮化部件及其制造方法。
[0021] 在此，發(fā)明人等為了解決上述課題，對鋼的成分組成及組織的影響進行了深入研 宄。
[0022] 其結(jié)果，得到了如下見解：作為鋼的成分組成，適量含有V和Nb，并且作為鋼組織， 以面積率計使貝氏體相超過50%，從而可在不含Ti、Cu之類的較高價的元素的情況下就能 夠得到優(yōu)異的機械加工性，并且在軟氮化處理后，在芯部使含有V和Nb的微細析出物分散 析出而使芯部硬度上升，從而能夠得到優(yōu)異的疲勞特性。
[0023] 本發(fā)明基于上述見解，對其進行進一步研宄而完成的。
[0024] 即，本發(fā)明的要旨構(gòu)成如下。
[0025] 1. 一種軟氮化用鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計，含有C:0. 01%以上且小于0. 10%、 Si:1. 0% 以下、Mn:0? 5 ?3. 0%、P:0? 02% 以下、S:0? 06% 以下、Cr:0? 3 ?3. 0%、Mo: 0? 005 ?0? 4%、V:0? 02 ?0? 5%、Nb:0? 003 ?0? 15 %、A1 :0? 005 ?0? 2 % 以及Sb: 0. 0005?0. 02 %，剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且，貝氏體相以相對于組織全 體的面積率計滿足超過50%。
[0026] 2.-種軟氮化部件，其特征在于，是將上述1中記載的軟氮化用鋼精加工成所希 望的形狀后，實施軟氮化處理而得到的。
[0027] 3.根據(jù)上述2中記載的軟氮化部件，其特征在于，在上述軟氮化處理后，在貝氏體 相中分散析出含有V和Nb的析出物。
[0028] 4. -種軟氮化用鋼的制造方法，其特征在于，將下述成分組成的鋼在加熱溫度： 950?1250°C、精加工溫度：800°C以上進行熱加工，加工后，至少使700?550°C的溫度區(qū) 域中的冷卻速度超過〇. 5°C/s來進行冷卻，所述成分組成是以質(zhì)量％計，含有C:0. 01% 以上且小于 〇? 10%、Si:1. 0% 以下、Mn:0? 5 ?3. 0%、P:0? 02% 以下、S:0? 06% 以下、Cr: 0? 3 ?3. 0%、M〇 :0? 005 ?0? 4%、V:0? 02 ?0? 5%、Nb:0? 003 ?0? 15%、A1 :0? 005 ?0? 2% 以及Sb:0. 0005?0. 02%，剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
[0029] 5. -種軟氮化部件的制造方法，其特征在于，將以上述4中記載的制造方法得到 的軟氮化用鋼精加工成所希望的形狀后，以軟氮化處理溫度：550?700°C、軟氮化處理時 間：10分鐘以上的條件實施軟氮化處理。
[0030] 根據(jù)本發(fā)明，能夠以廉價的成分體系得到機械加工性優(yōu)異的軟氮化用鋼，并且軟 氮化處理后能夠得到具有與實施了滲碳處理的JISSCr420材同等以上的疲勞特性的軟氮 化部件。
[0031] 而且，本發(fā)明的軟氮化部件適用于汽車等機械結(jié)構(gòu)部件，極為有用。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0032] 圖1是表示以軟氮化部件為代表的制造工序的圖。

【具體實施方式】
[0033] 以下，具體說明本發(fā)明。
[0034] 首先，本發(fā)明中，對將成分組成限定在上述范圍的理由進行說明。應(yīng)予說明，表示 以下的成分組成的" ％"，只要沒有特別限定，是"質(zhì)量％ "的意思。
[0035] C:0. 01% 以上且小于 0. 10%
[0036] C是為了貝氏體相的生成和確保強度而添加的。然而，C量小于0. 01 %時，不僅不 能得到充分量的貝氏體相，在軟氮化處理后的V和Nb析出物量也不足，很難確保強度，因此 設(shè)為0. 01 %以上。另一方面，若添加0. 10%以上，則生成的貝氏體相的硬度增加，機械加工 性降低，因此設(shè)為小于0. 10%。優(yōu)選為0.03%以上且小于0. 10%的范圍。
[0037] Si: 1.0 % 以下
[0038] Si對脫酸和生成貝氏體相有效，因而添加。但若超過1. 0%，則因?qū)﹁F素體相和貝 氏體相的固溶固化，使機械加工性和冷加工性變差，因此設(shè)為1. 〇%以下。優(yōu)選為〇. 5%以 下，更優(yōu)選為0.3%以下。
[0039] 應(yīng)予說明，為了使Si有效地有助于脫酸，優(yōu)選使Si添加量為0. 01 %以上。
[0040] Mn:0.5 ?3.0%
[0041] Mn對貝氏體相的生成和提高強度有效，因而添加。然而，Mn量小于0.5%時，貝氏 體相的生成量變少且在軟氮化處理前在貝氏體相生成V和Nb析出物，因此軟氮化處理前的 硬度增加。并且，軟氮化處理后的V和Nb析出物的絕對量減少，因此軟氮化處理后的硬度 降低，很難確保強度。因此，使Mn量為0.5%以上。另一方面，若超過3.0%，則機械加工性 和冷加工性變差，所以設(shè)為3. 0%以下。優(yōu)選為0. 5?2. 5 %的范圍，更優(yōu)選為0. 6?2. 0% 的范圍。
[0042] P:0.02% 以下
[0043] P在奧氏體晶界偏析，使晶界強度降低從而使強度、韌性降低。因此，優(yōu)選極力抑制 P的含有，但可允許含有0.02%以下。
[0044] 應(yīng)予說明，若要使P小于0. 001 %則需要高成本，所以在工業(yè)上，減少至0. 001 %即 可。
[0045] S:0.06% 以下
[0046] S是在鋼中形成MnS而使切削性能提高的有用元素，但超過0. 06%地含有則有損 韌性，因此限制為0. 06%以下。優(yōu)選為0. 04%以下。
[0047] 應(yīng)予說明，為了體現(xiàn)由S帶來的提高切削性能的效果，優(yōu)選使S含量為0. 002%以 上。
[0048] Cr:0.3 ?3.0%
[0049] Cr是為了有效生成貝氏體相而添加的。然而，Cr量小于0. 3%時，貝氏體相的生成 量變少且在軟氮化處理前在貝氏體相生成V和Nb析出物，因此軟氮化處理前的硬度增加。 并且，軟氮化處理后的V和Nb析出物的絕對量減少，因此軟氮化處理后的硬度降低，難以確 保強度。因此，使Cr量為0.3%以上。另一方面，若超過3.0%，則機械加工性和冷加工性 變差，所以設(shè)為3. 0%以下。優(yōu)選為0. 5?2. 0%的范圍，更優(yōu)選為0. 5?1. 5%的范圍。
[0050] Mo:0. 005 ?0. 4%
[0051]Mo具有使V和Nb析出物微細析出而提高軟氮化處理材的強度的效果，在本發(fā)明 是重要的元素。另外，對貝氏體相的生成也有效。為了提高強度，Mo添加0.005%以上，但 由于是高價的元素，所以若添加超過〇. 4%，則導致成分成本的上升。因此，設(shè)為0. 005? 0.4%的范圍。優(yōu)選為0.01?0.3%的范圍，更優(yōu)選為0.04?0.2%的范圍。
[0052]V:0.02 ?0.5%
[0053]V是因軟氮化處理時的溫度上升而與Nb-同形成微細析出物使芯部硬度增加從 而提高強度的重要元素。V量若小于0. 02%，則很難得到所希望的效果，所以設(shè)為0. 02% 以上。另一方面，若超過0. 5%，則析出物粗大化，不能得到充分的強度提高效果，因此設(shè)為 0. 5%以下。優(yōu)選為0. 03?0. 3 %的范圍，更優(yōu)選為0. 03?0. 25 %的范圍。
[0054]Nb:0. 003 ?0. 15%
[0055]Nb因軟氮化處理時的溫度上升而與V-起形成微細析出物，使芯部硬度增加，所 以對疲勞強度提高極其有效。Nb量若小于0. 003%，則難以得到所希望的效果，所以設(shè)為 0. 003%以上。另一方面，若超過0. 15%，則析出物粗大化，不能得到充分的強度提高效果， 因此設(shè)為0. 15%以下。優(yōu)選為0. 02?0. 12%的范圍。
[0056] A1 :0. 005 ?0. 2%
[0057] A1是對軟氮化處理后的表面硬度和有效固化層深度的提高有用的元素，可積極添 加。另外，通過抑制熱鍛時的奧氏體粒生長，使組織微細化并使韌性提高，所以在這方面也 是有用的元素。從這樣的觀點考慮，A1添加0.005%以上。另一方面，即使超過0.2%而含 有，其效果也飽和，而且還會導致成分成本的上升而產(chǎn)生不利，所以限定為0. 2%以下。優(yōu)選 為0. 020 %以上0. 1 %以下的范圍，更優(yōu)選為0. 020 %?0. 040 %的范圍。
[0058]Sb:0? 0005 ?0? 02%
[0059] Sb具有促進貝氏體相的生成的效果。其添加量若不滿0. 0005%則添加效果不佳， 另一方面，即使添加超過0. 02 %，效果也飽和，不僅導致成分成本的上升，還會因偏析產(chǎn)生 母材韌性的降低，因此將Sb限定為0. 0005?0. 02%的范圍。優(yōu)選為0. 0010?0. 01 %的 范圍。
[0060] 本發(fā)明的鋼材中，上述以外的成分是Fe及不可避免的雜質(zhì)。
[0061] 應(yīng)予說明，特別是Ti對V和Nb的析出強化帶來負面影響，會使芯部硬度降低，所 以盡量不含有。優(yōu)選為小于〇. 〇1〇%，更優(yōu)選為小于〇. 005%。
[0062]另外，N作為不可避免的雜質(zhì)而含有，但N量若增大，則會生成粗大的VN，韌性降 低，因此優(yōu)選將上限設(shè)為〇. 02%。
[0063] 接下來，說明本發(fā)明中將軟氮化用鋼的鋼組織限定在上述范圍的理由。
[0064] 貝氏體相以相對于組織全體的面積率計超過50%
[0065]本發(fā)明中，將貝氏體相以相對于組織全體的面積率計設(shè)為超過50%，這極為重要 的。
[0066] 本發(fā)明在軟氮化處理后使V和Nb析出物分散析出在表層氮化部以外的芯部，由此 使芯部硬度上升，使軟氮化處理后的疲勞強度提高。
[0067] 這里，在軟氮化處理前若存在V及Nb析出物，則從通常在軟氮化處理前進行的切 削加工時的切削性能的觀點考慮，不利。另外，在貝氏體變態(tài)過程中，與鐵素體-珠光體變 態(tài)過程相比，將難以在母相中生成V和Nb析出物。
[0068] 因此，本發(fā)明的軟氮化用鋼的鋼組織即軟氮化處理前的鋼組織以貝氏體相為主 體。具體而言，將貝氏體相設(shè)為以相對于組織全體的面積率計超過50%。優(yōu)選為超過60%， 更優(yōu)選為超過80%。另外，也可以為100%。
[0069] 應(yīng)予說明，作為貝氏體相以外的組織，考慮鐵素體相、珠光體相等，但當然這些組 織越少越優(yōu)選。
[0070] 在此，對于各相的面積率，是從得到的軟氮化用鋼采集試驗片，對與軋制方向平行 的垂直截面（L截面），進行研磨后用硝酸乙醇腐蝕，使用光學顯微鏡或掃描式電子顯微鏡 (SEM)，通過截面組織觀察（200倍的光學顯微鏡組織觀察）來鑒定相的種類，求得各相的面 積率的。
[0071]另外，在本發(fā)明的軟氮化部件中，對本發(fā)明的軟氮化用鋼實施軟氮化處理，使含有 V和Nb的析出物在貝氏體相中分散析出。
[0072] 其理由是通過使V和Nb析出物在表層軟氮化部以外的芯部組織中分散析出，從而 能使芯部硬度上升，軟氮化處理后的疲勞強度顯著提高。
[0073] 在此，從有助于軟氮化處理后的析出強化的方面考慮，貝氏體相中的含有V和Nb 的析出物的粒徑優(yōu)選小于l〇nm。應(yīng)予說明，析出物的粒徑的測定極限為lnm左右。
[0074]另外，作為析出物的個數(shù)，從充分析出強化的方面考慮，優(yōu)選每lym2當中存在500 個以上。另一方面，上限優(yōu)選每lum2當中為10000個。
[0075] 接下來，對本發(fā)明的軟氮化用鋼及軟氮化部件的制造方法進行說明。
[0076]圖1中示出了以使用本發(fā)明的軟氮化用鋼（棒鋼）來制作軟氮化部件為代表的制 造工序。這里，S1是形成原材料的棒鋼制造工序、S2是輸送工序、S3是制品（軟氮化部件） 精加工工序。
[0077] 首先，在棒鋼制造工序（S1)中對鋼錠進行熱軋而形成棒鋼，品質(zhì)檢查后，出貨。
[0078]進而，輸送（S2)后，在制品（軟氮化部件）精加工工序（S3)，將該棒鋼切斷成規(guī)定 尺寸，進行熱鍛或冷鍛，可以根據(jù)需要以鉆孔或旋削等切削加工形成所希望的形狀（例如， 齒輪部件、軸部件），之后，進行軟氮化處理而得到制品。
[0079]另外，有時也將熱軋材料直接用旋削或鉆孔等切削加工精加工成所希望的形狀， 其后進行軟氮化處理來得到制品。應(yīng)予說明，進行熱鍛的情況下，有時在熱鍛后進行冷矯 正。另外，有時也對最終制品進行涂漆或鍍覆等皮膜處理。
[0080] 在本發(fā)明的軟氮化用鋼的制造方法中，在軟氮化處理之前的熱加工工序中，通過 使熱加工時的加熱溫度、加工溫度設(shè)為特定的條件，可形成上述那樣的以貝氏體相為主體 的組織，抑制V和Nb析出物的生成。
[0081] 在此，熱加工主要是指熱軋、熱鍛，但也可以在熱軋后進一步進行熱鍛。應(yīng)予說明， 當然也可以在熱軋后進行冷鍛。
[0082] 這里，軟氮化處理之前的熱加工工序為熱軋工序時，S卩，在熱軋后不進行熱鍛的情 況下，在熱軋工序中滿足以下所示的條件。
[0083] 軋制加熱溫度：950?1250°C
[0084] 在熱軋工序中，使從溶解時殘留的碳化物固溶，以使在軋制材料（形成熱鍛部件 的原材料的棒鋼）不析出微細析出物而損害鍛造性。
[0085] 這里，乳制加熱溫度若不滿足950°C，則從溶解時殘留的碳化物難以固溶。另一方 面，若超過1250°C，則結(jié)晶粒粗大化而鍛造性容易變差。因此，乳制加熱溫度設(shè)為950°C? 1250。。。
[0086] 軋制精加工溫度：800°C以上
[0087] 軋制精加工溫度小于800°C時，生成鐵素體相，因此對軟氮化處理前生成以相對于 組織全體的面積率計滿足超過50%的貝氏體相的方面不利。另外，乳制負荷也變高。因此， 軋制精加工溫度設(shè)為800°C以上。應(yīng)予說明，上限值優(yōu)選為1100°C左右。
[0088] 軋制后的至少700?550°C的溫度區(qū)域中的冷卻速度：超過0. 5°C/s
[0089] 為了不在鍛造前析出微細析出物而損害鍛造性，在作為微細析出物的析出溫度范 圍的至少700?550°C的溫度區(qū)域中，將軋制后的冷卻速度設(shè)為超過能夠得到微細析出物 的極限冷卻速度〇.5°C/s的速度。應(yīng)予說明，上限值優(yōu)選為200°C/s左右。
[0090] 另外，軟氮化處理之前的熱加工工序為熱鍛工序時，即，僅進行熱鍛或者在熱軋后 進行熱鍛的情況下，在熱鍛工序中滿足以下所示的條件。
[0091] 應(yīng)予說明，在熱鍛前進行熱軋的情況下，作為熱軋條件，可以不必滿足上述熱軋條 件。
[0092] 熱鍛條件
[0093] 該熱鍛中，為了使貝氏體相以相對于組織全體的面積率計超過50%以及從熱鍛 后的冷矯正、切削性能的觀點考慮不使微細析出物析出，將熱鍛時的加熱溫度設(shè)為950? 1250°C，鍛造精加工溫度設(shè)為800°C以上，使鍛造后的冷卻速度在至少700?550°C的溫度 區(qū)域中超過〇. 5°C/s。應(yīng)予說明，上限值優(yōu)選為200°C/s左右。
[0094] 接下來，對得到的軋制材料或鍛造材料實施切削加工等以形成部件形狀，其后，按 以下的條件進行軟氮化處理。
[0095] 軟氮化處理（析出處理）條件
[0096]軟氮化處理，優(yōu)選將軟氮化處理溫度設(shè)為550?700°C，軟氮化處理時間設(shè)為10分 鐘以上而進行，以析出微細析出物。在此，將軟氮化處理溫度設(shè)為550?700°C的范圍是因 為若不滿足550°C，則不能得到充分量的析出物，若超過700°C，則成為奧氏體區(qū)域而難以 軟氮化。更優(yōu)選為550?630 °C的范圍。
[0097]應(yīng)予說明，在軟氮化處理中使N與C同時侵入?擴散，所以在見13或1之類的滲氮 性氣體與0)2或0)之類的滲碳性氣體的混合氣氛，例如NH3:N2:C02= 50 :45 :5的氣氛下進 行軟氮化處理即可。
[0098] 實施例
[0099] 以下，對本發(fā)明的實施例進行具體說明。
[0100] 將表1所示的成分組成的鋼（鋼種A?P) 150kg用真空溶解爐熔煉，加熱至1150°C 后，在軋制精加工溫度：970°C的條件下熱軋，其后以0.9°C/s的速度冷卻至室溫，形成 的棒鋼。應(yīng)予說明，鋼種P是相當于JISSCr420的鋼。
[0101] 應(yīng)予說明，關(guān)于表1中的全部鋼，不積極添加P和N。由此，表1中的P和N含量表 示作為不可避免的雜質(zhì)而混入的值。另外，對于Ti而言，表1中的鋼種N添加了Ti，其他的 鋼種均沒有積極添加。由此，表1中，鋼種八、8、(：、03、？、6、11、1、1、1(、1、1、0以及？的11 含量均表示作為不可避免的雜質(zhì)而混入的值。
[0102] 將這些原材料進一步加熱至1200°C后，在精加工溫度：1100°C的條件下進行熱鍛 制得的棒鋼，其后，在700?550°C的范圍以0. 8°C/s的速度冷卻至室溫。應(yīng)予說 明，關(guān)于一部分，為了比較，在700?550°C的范圍以0. 1°C/s的速度冷卻至室溫。
[0103] 由此，關(guān)于得到的熱鍛材料，通過鉆頭切削試驗對切削性能、特別是對鉆頭加工性 進行評價。將熱鍛材料切斷成20mm厚的材料作為試驗材料，用JIS高速度工具鋼SKH51的 的直柄鉆頭以進度0. 15mm/rev、轉(zhuǎn)速795rpm、每1截面開5處的貫通孔，以鉆頭直至 不能切削的總孔數(shù)進行評價。
[0104] 另外，對上述熱鍛材料進行組織觀察和硬度測定。
[0105] 組織觀察中，利用上述方法，鑒定相的種類的同時，求得各相的面積率。
[0106] 在硬度測定中，使用維氏硬度計，基于JISZ2244以2. 94N(300gf)的試驗負載測 定5點芯部的硬度，將其平均值作為硬度HV。
[0107] 接著，對于鋼種A?0,在上述熱鍛后，進一步實施軟氮化處理。另一方面，關(guān)于鋼 種P的熱鍛材料，為了比較，實施滲碳處理。
[0108] 軟氮化處理在NH3:N2:C02= 50 :45 :5的氣氛下加熱至525?620°C，通過保持3. 5 小時而進行。
[0109] 另一方面，滲碳處理在930°C滲碳3小時，在850°C保持40分鐘后，進行油冷，進而 在170°C回火1小時來進行。
[0110] 對于由此得到的熱處理材料，進行組織觀察、硬度測定、析出物的觀察以及疲勞特 性評價。
[0111] 這里，在組織觀察中，與軟氮化處理前同樣，利用上述方法，鑒定相的種類，并求得 各相的面積率。
[0112] 在硬度測定中，在距離表面0. 05mm的位置測定上述熱處理材料的表面硬度，在中 心部（芯部）測定芯部硬度。另外，表面硬度和芯部硬度的測定均使用維氏硬度計，基于 JISZ2244以2.94N(300gf)的試驗負載測定6點，將其平均值分別作為表面硬度HV、芯部 硬度HV。此外，有效固化層深度被定義為成為HV400的離表面的深度來進行測定。
[0113]另外，從軟氮化材料和滲碳材的芯部，通過使用了雙噴射法的電解研磨法制作透 射式電子顯微鏡觀察用的試樣，對得到的試樣，使用將加速電壓設(shè)為200kV的透射式電子 顯微鏡進行析出物的觀察。進而，將所觀察的析出物的組成用能量分散型X射線段光裝置 (EDX)求得。
[0114] 疲勞特性評價是通過小野式旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗進行，求得疲勞強度。疲勞試驗用 上述熱處理材料，作為試驗片采取帶有切口的試驗片（切口R:1.0mm，切口徑：8mm，應(yīng)力集 中系數(shù)：1. 8)而進行。
[0115] 表2中示出了軟氮化處理前后的組織觀察及硬度測定結(jié)果以及軟氮化處理后的 疲勞特性評價結(jié)果。應(yīng)予說明，No. 1?6是發(fā)明例、No. 7?16是比較例、No. 17是對相當 于JISSCr420的鋼實施了滲碳處理的現(xiàn)有例。
[0116]

【權(quán)利要求】
1. 一種軟氮化用鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計，含有 C :0. 01%以上且小于0. 10%、 Si :1. 0% 以下、 Mn :0? 5 ?3. 0%、 P :0? 02% 以下、 S :0? 06% 以下、 Cr :0? 3 ?3. 0%、 Mo :0. 005 ?0. 4%、 V :0? 02 ?0? 5%、 Nb :0. 003 ?0. 15%、 A1 :0? 005 ?0? 2% 以及 Sb :0. 0005 ?0. 02%， 剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，貝氏體相以相對于組織全體的面積率計滿足 超過50%。
2. -種軟氮化部件，其特征在于，是將權(quán)利要求1所述的軟氮化用鋼精加工成所希望 的形狀后，實施軟氮化處理而得到的。
3. 根據(jù)權(quán)利要求2所述的軟氮化部件，其特征在于，在所述軟氮化處理后，在貝氏體相 中分散析出含有V和Nb的析出物。
4. 一種軟氮化用鋼的制造方法，其特征在于，將下述成分組成的鋼在加熱溫度：950? 1250°C、精加工溫度：800°C以上的條件下進行熱加工，加工后，使至少700?550°C的溫度 區(qū)域中的冷卻速度超過〇. 5°C /s來進行冷卻， 所述成分組成是以質(zhì)量％計，含有 C :0. 01%以上且小于0. 10%、 Si :1. 0% 以下、 Mn :0? 5 ?3. 0%、 P :0? 02% 以下、 S :0? 06% 以下、 Cr :0? 3 ?3. 0%、 Mo :0. 005 ?0. 4%、 V :0? 02 ?0? 5%、 Nb :0. 003 ?0. 15%、 A1 :0? 005 ?0? 2% 以及 Sb :0. 0005?0. 02%，剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
5. -種軟氮化部件的制造方法，其特征在于，將以權(quán)利要求4所述的制造方法得到的 軟氮化用鋼精加工成所希望的形狀后，以軟氮化處理溫度：550?700°C、軟氮化處理時間： 10分鐘以上的條件實施軟氮化處理。
【文檔編號】C22C38/60GK104508164SQ201380039030
【公開日】2015年4月8日 申請日期:2013年7月22日 優(yōu)先權(quán)日:2012年7月26日
【發(fā)明者】大森靖浩, 上井清史, 三田尾真司, 巖本隆, 安藤佳祐, 富田邦和 申請人:杰富意鋼鐵株式會社, Jfe條鋼株式會社